JP3489741B2 - Rare earth sintered magnet and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
【0001】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、R−Fe−B系希
土類磁石およびその製造方法に関する。TECHNICAL FIELD The present invention relates to an R—Fe—B rare earth magnet and a method for producing the same.
【0002】[0002]
【従来の技術】従来、R−Fe−B系希土類磁石の希土
類元素Rとしては、主にNdおよび/またはPrが用い
られてきた。その理由は、これらの希土類元素が特に優
れた磁気特性をもたらすためである。2. Description of the Related Art Conventionally, Nd and / or Pr have been mainly used as the rare earth element R of R-Fe-B system rare earth magnets. The reason is that these rare earth elements bring particularly excellent magnetic properties.
【0003】最近、R−Fe−B系磁石の用途が益々拡
大し、NdやPrの消費量が急激に増加しているため、
貴重な資源であるNdやPrの効率的利用を図るととも
に、R−Fe−B系磁石の材料コストを低く抑えること
が強く求められている。Recently, the applications of R-Fe-B magnets have expanded more and more, and the consumption of Nd and Pr has been rapidly increasing.
There is a strong demand to efficiently use Nd and Pr, which are valuable resources, and to keep the material cost of the R—Fe—B magnet low.
【0004】[0004]
【発明が解決しようとする課題】NdやPrの消費量を
減らす最も簡単な方法は、NdやPrと同様の働きをす
る希土類元素でNdやPrを置換することである。しか
しながら、NdやPr以外の希土類元素をR−Fe−B
系希土類磁石に添加すると、磁化などの磁気特性が劣化
してしまうことが知られており、今まで、NdやPr以
外の希土類元素がR−Fe−B系希土類磁石の製造に用
いられることはほとんど無かった。The simplest method of reducing the consumption of Nd and Pr is to replace Nd and Pr with a rare earth element that acts similarly to Nd and Pr. However, rare earth elements other than Nd and Pr are added to R-Fe-B.
It is known that when added to a rare earth based magnet, magnetic properties such as magnetization are deteriorated, and until now, rare earth elements other than Nd and Pr have been used in the manufacture of R—Fe—B based rare earth magnets. Almost never.
【0005】例えば、希土類元素の一つであるイットリ
ウム(Y)をNdとともに原料に添加し、その原料を溶
解・凝固してR−Fe−B系合金を作製すると、Yは合
金主相の中に取り込まれる。R−Fe−B系合金の主相
は、本来、正方晶のR2Fe1 4B型結晶構造を有してお
り、そのRがNdやPr(およびこれらと置換するDy
やTbなど)で構成されているときに最も高い磁化を示
すことが知られている。このような主相を構成するR2
Fe14B型結晶構造のRがYなどの希土類元素で一部ま
たは全部置換されると、磁化が大きく低下してしまう。For example, when yttrium (Y), which is one of rare earth elements, is added to a raw material together with Nd and the raw material is melted and solidified to produce an R-Fe-B type alloy, Y is the main phase of the alloy. Is taken into. Main phase of R-Fe-B based alloy is originally has a R 2 Fe 1 4 B-type tetragonal crystal structure, the R is substituted with Nd or Pr (and their Dy
, Tb, etc.) is known to exhibit the highest magnetization. R 2 which constitutes such a main phase
When R of the Fe 14 B type crystal structure is partially or wholly replaced with a rare earth element such as Y, the magnetization is greatly reduced.
【0006】NdやPrとともに希土類元素のひとつで
あるCeを添加したR−Fe−B系磁石がProc. 16th I
nter. Workshop on Rare Earth Magnets and their App
lications, 2000. P99に報告されている。この報告によ
れば、Ceの添加により残留磁束密度Brが単調に減少
している。An R-Fe-B system magnet to which Ce, which is one of rare earth elements, is added together with Nd and Pr is Proc. 16th I
nter. Workshop on Rare Earth Magnets and their App
lications, 2000. P99. According to this report, the residual magnetic flux density B r monotonically decreases due to the addition of Ce.
【0007】以上のことから、NdやPr(および、こ
れらと置換するDyやTbなど)以外の磁化を低下させ
る希土類元素Rを原料に添加することは、できるかぎり
避けなければならないことと考えられている。From the above, it is considered that addition of a rare earth element R other than Nd and Pr (and Dy and Tb substituting for them) which lowers the magnetization to the raw material should be avoided as much as possible. ing.
【0008】一方、NdやPrは主相を構成するだけで
はなく、粒界相にも存在し、焼結過程に際して液相を形
成するという重要な働きをしている。しかし、粒界相に
存在するNdやPrは焼結過程で重要な働きをするとし
ても、粒界相では非磁性相を形成し、磁化の向上には何
ら寄与していない。言いかえると、原料として投入した
NdやPrのある部分は常に非磁性相の形成に消費さ
れ、磁石特性には直接的に寄与していないことになる。On the other hand, Nd and Pr not only constitute the main phase, but also exist in the grain boundary phase and play an important role of forming a liquid phase during the sintering process. However, even if Nd and Pr existing in the grain boundary phase play an important role in the sintering process, they form a non-magnetic phase in the grain boundary phase and do not contribute to the improvement of magnetization. In other words, the portion containing Nd and Pr charged as the raw material is always consumed for the formation of the nonmagnetic phase and does not directly contribute to the magnet characteristics.
【0009】NdやPrを有効に利用し、優れた磁気特
性を効果的に発揮させるには、NdやPrのほとんどを
R2Fe14B型結晶相内に取り込むことが好ましい。し
かしながら、従来、これを実現する技術は存在していな
かった。In order to effectively utilize Nd and Pr and to effectively exhibit excellent magnetic characteristics, it is preferable to incorporate most of Nd and Pr into the R 2 Fe 14 B type crystal phase. However, conventionally, there has been no technique for realizing this.
【0010】一方、従来より、R−Fe−B系希土類磁
石の耐熱性を改善するため、原料合金にCoを添加する
ことにより、正方晶のR2Fe14B型結晶構造を有する
主相中におけるFeの一部をCoで置換することが行な
われている。Feの一部がCoで置換されると、主相の
キュリー温度が上昇するため、より高い温度環境下で
も、優れた磁石特性を発揮することが可能になる。On the other hand, conventionally, in order to improve the heat resistance of the R-Fe-B system rare earth magnet, Co is added to the raw material alloy to form a main phase having a tetragonal R 2 Fe 14 B type crystal structure. It has been practiced to replace a part of Fe in Co with Co. When a part of Fe is replaced by Co, the Curie temperature of the main phase rises, so that it becomes possible to exhibit excellent magnet characteristics even in a higher temperature environment.
【0011】近年、自動車用モータなどの分野では、よ
り高性能の磁石が必要とされるようになり、フェライト
磁石よりも高い性能を有するR−Fe−B系希土類磁石
を用いることが求められつつある。しかしながら、R−
Fe−B系希土類磁石の耐熱性は、自動車用モータのよ
うに高温環境下で使用するには不充分であり、その耐熱
性を更に向上させることが強く要求されている。In recent years, in the field of automobile motors and the like, higher performance magnets have been required, and it has been demanded to use R-Fe-B rare earth magnets having higher performance than ferrite magnets. is there. However, R-
The heat resistance of the Fe-B rare earth magnet is insufficient for use in a high temperature environment such as an automobile motor, and there is a strong demand for further improvement of the heat resistance.
【0012】R−Fe−B系希土類磁石の耐熱性を更に
向上させるには、より多くのCoを添加することが好ま
しいと考えられる。しかし、原料合金に添加されたCo
は、焼結磁石の主相中においてFeと置換するだけでは
なく、粒界相にも存在し、そこでNdCo2化合物(ま
たはPrCo2化合物)を形成する。すなわち、添加し
たCoの一部は、Feの置換に用いられることなく、粒
界相において無駄に消費されることになる。更には、こ
のNdCo2化合物が強磁性体であるため、焼結磁石の
保磁力を低下させるという問題も発生する。このため、
Co添加量を単純に増加させるだけでは、主相における
FeをCoで効率的に置換できず、また、上記化合物の
増加によってR−Fe−B系希土類磁石の保磁力を大き
く低下させてしまうことになる。It is considered preferable to add a larger amount of Co in order to further improve the heat resistance of the R-Fe-B system rare earth magnet. However, Co added to the raw alloy
Not only replaces Fe in the main phase of the sintered magnet, but also exists in the grain boundary phase, where it forms an NdCo 2 compound (or PrCo 2 compound). That is, part of the added Co is wasted in the grain boundary phase without being used to replace Fe. Further, since this NdCo 2 compound is a ferromagnetic material, there is a problem that the coercive force of the sintered magnet is lowered. For this reason,
It is not possible to efficiently replace Fe in the main phase with Co by simply increasing the amount of Co added, and the coercive force of the R-Fe-B rare earth magnet is greatly reduced due to the increase of the above compound. become.
【0013】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
であり、その目的とするところは、粒界相で非磁性相を
構成するNdやPrの量が低減され、しかも、優れた磁
気特性を示す希土類焼結磁石およびその製造方法を提供
することにある。The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to reduce the amounts of Nd and Pr constituting a nonmagnetic phase in a grain boundary phase, and to provide excellent magnetic characteristics. To provide a rare earth sintered magnet and a method for manufacturing the same.
【0014】本発明の他の目的は、添加したCoを効率
良く主相に取り込むことにより、優れた磁気特性を発揮
する希土類焼結磁石およびその製造方法を提供すること
にある。Another object of the present invention is to provide a rare earth sintered magnet that exhibits excellent magnetic characteristics by efficiently incorporating the added Co into the main phase, and a method for producing the same.
【0015】[0015]
【課題を解決するための手段】本発明の希土類焼結磁石
は、組成式が(R1x+R2y)T100-x-y-zQzで表現さ
れ(R1はLa(ランタン)、Y(イットリウム)およ
びSc(スカンジウム)を除く全ての希土類元素からな
る群から選択された少なくとも1種の元素、R2はL
a、Y、およびScからなる群から選択された少なくと
も1種の元素、Tは全ての遷移元素からなる群から選択
された少なくとも1種の元素、QはBおよびCからなる
群から選択された少なくとも1種の元素)、Nd2Fe
14B型結晶構造を有する結晶粒を主相として含む希土類
焼結磁石であって、組成比率x、y、およびzが、それ
ぞれ、8≦x≦18at%、0.1≦y≦3.5at
%、および3≦z≦20at%を満足し、R2の濃度が
前記結晶粒中よりも粒界相中において高い。The rare earth sintered magnet of the present invention has a composition formula represented by (R1 x + R2 y ) T 100-xyz Q z (where R1 is La (lanthanum), Y (yttrium) and Sc). At least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except (scandium), R2 is L
a, Y and at least one element selected from the group consisting of Sc, T is at least one element selected from the group consisting of all transition elements, Q is selected from the group consisting of B and C At least one element), Nd 2 Fe
14 A rare earth sintered magnet containing crystal grains having a B-type crystal structure as a main phase, wherein the composition ratios x, y, and z are 8 ≦ x ≦ 18 at% and 0.1 ≦ y ≦ 3.5 at, respectively.
%, And 3 ≦ z ≦ 20 at%, and the concentration of R2 is higher in the grain boundary phase than in the crystal grains.
【0016】組成比率xおよびyは、0.01≦y/
(x+y)≦0.23の関係式を満足することが好まし
い。The composition ratios x and y are 0.01≤y /
It is preferable to satisfy the relational expression of (x + y) ≦ 0.23.
【0017】R2はY(イットリウム)を必ず含むこと
が好ましい。It is preferable that R2 always contains Y (yttrium).
【0018】酸素量は重量比率で2000ppm以上8
000ppm以下であることが好ましい。The amount of oxygen is not less than 2000 ppm by weight 8
It is preferably 000 ppm or less.
【0019】本発明による希土類焼結磁石の製造方法
は、組成式が(R1x+R2y)T100- x-y-zQzで表現さ
れる希土類合金(R1はLa、Y、およびScを除く全
ての希土類元素からなる群から選択された少なくとも1
種の元素、R2はLa、Y、およびScからなる群から
選択された少なくとも1種の元素、Tは全ての遷移元素
からなる群から選択された少なくとも1種の元素、Qは
BおよびCからなる群から選択された少なくとも1種の
元素)の粉末であって、組成比率x、y、およびzが、
それぞれ、8≦x≦18at%、0.1≦y≦3.5a
t%、および3≦z≦20at%を満足する合金の粉末
を用意する工程と、前記希土類合金の粉末を焼結する工
程とを包含し、焼結前においては前記希土類合金中のN
d2Fe14B型結晶構造を有する主相結晶粒中に存在し
ていたR2を焼結過程中に粒界相へ拡散させ、それによ
って、R2の濃度を前記結晶粒中よりも粒界相の少なく
とも一部において高くする。In the method for producing a rare earth sintered magnet according to the present invention, a rare earth alloy having a composition formula represented by (R1 x + R2 y ) T 100- xyz Q z (R1 is all rare earth except La, Y, and Sc). At least one selected from the group consisting of elements
Element, R2 is at least one element selected from the group consisting of La, Y, and Sc, T is at least one element selected from the group consisting of all transition elements, and Q is from B and C. A powder of at least one element selected from the group consisting of, wherein the composition ratios x, y, and z are
8 ≦ x ≦ 18 at% and 0.1 ≦ y ≦ 3.5a, respectively
including the step of preparing an alloy powder satisfying t% and 3 ≦ z ≦ 20 at% and the step of sintering the rare earth alloy powder, wherein N in the rare earth alloy is contained before sintering.
The R2 existing in the main phase crystal grains having the d 2 Fe 14 B type crystal structure is diffused into the grain boundary phase during the sintering process, so that the concentration of R2 is higher than that in the crystal grains. Be high in at least some of the.
【0020】前記希土類合金の粉末に含まれる酸素量は
重量比率で2000ppm以上8000ppm以下であ
ることが好ましい。The amount of oxygen contained in the rare earth alloy powder is preferably 2000 ppm or more and 8000 ppm or less in weight ratio.
【0021】前記焼結工程は、焼結前においては前記希
土類合金中の粒界相中に存在していたR1を焼結過程中
に前記主相結晶粒中へ拡散させる働きをしている。ま
た、前記焼結工程は、前記粒界相中においてR2の酸化
物を形成する。The sintering step functions to diffuse R1 existing in the grain boundary phase in the rare earth alloy before sintering into the main phase crystal grains during the sintering process. Further, the sintering step forms an oxide of R2 in the grain boundary phase.
【0022】前記焼結工程は、650〜1000℃の範
囲内の温度で10〜240分間保持する第1の工程と、
前記第1の工程における保持温度よりも高い温度で焼結
を更に進める第2の工程とを包含することが好ましい。The sintering step includes a first step of maintaining the temperature in the range of 650 to 1000 ° C. for 10 to 240 minutes,
It is preferable to include a second step of further advancing the sintering at a temperature higher than the holding temperature in the first step.
【0023】前記希土類合金の粉末は、酸素濃度の管理
されたガス中で粉砕されたものであることが好ましい。The powder of the rare earth alloy is preferably pulverized in a gas whose oxygen concentration is controlled.
【0024】前記希土類合金の粉末は、酸素濃度が20
000ppm以下に管理されたガス中で粉砕されたもの
であることが好ましい。The rare earth alloy powder has an oxygen concentration of 20.
It is preferably pulverized in a gas controlled to 000 ppm or less.
【0025】前記希土類合金の粉末の平均粒径(FSS
S粒度)は5μm以下であることが好ましい。Average particle size of the rare earth alloy powder (FSS
The S particle size) is preferably 5 μm or less.
【0026】更に、前記希土類合金の粉末の粒子表面に
は、酸化層が薄く形成されていることが好ましい。Further, it is preferable that a thin oxide layer is formed on the surface of the particles of the rare earth alloy powder.
【0027】本発明の希土類焼結磁石は、組成式が(R
1x+R2y)(T1p+T2q)100- x-y-z-rQzMrで表
現され(R1はLa(ランタン)、Y(イットリウム)
およびSc(スカンジウム)を除く全ての希土類元素か
らなる群から選択された少なくとも1種の元素、R2は
La、Y、およびScからなる群から選択された少なく
とも1種の元素、T1はFe、T2はFeを除く全ての
遷移元素からなる群から選択された少なくとも1種の元
素、QはBおよびCからなる群から選択された少なくと
も1種の元素、MはAl、Ga、Sn、およびInから
なる群から選択された少なくとも1種の元素)、Nd2
Fe14B型結晶構造を有する結晶粒を主相として含む希
土類焼結磁石であって、組成比率x、y、z、p、q、
およびrが、それぞれ、
8≦x+y≦18at%、
0<y≦4at%、
3≦z≦20at%、
0<q≦20at%、
0≦q/(p+q)≦0.3、および
0≦r≦3at%、
を満足し、R2の濃度が前記結晶粒中よりも粒界相の少
なくとも一部において高い。The rare earth sintered magnet of the present invention has a composition formula (R
1 x + R2 y ) (T1 p + T2 q ) 100- xyzr Q z M r is expressed (R1 is La (lanthanum), Y (yttrium))
And at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except Sc (scandium), R2 is at least one element selected from the group consisting of La, Y, and Sc, and T1 is Fe and T2. Is at least one element selected from the group consisting of all transition elements except Fe, Q is at least one element selected from the group consisting of B and C, M is selected from Al, Ga, Sn, and In At least one element selected from the group consisting of: Nd 2
A rare earth sintered magnet containing crystal grains having an Fe 14 B type crystal structure as a main phase, the composition ratios of which are x, y, z, p, q,
And r are 8 ≦ x + y ≦ 18 at%, 0 <y ≦ 4 at%, 3 ≦ z ≦ 20 at%, 0 <q ≦ 20 at%, 0 ≦ q / (p + q) ≦ 0.3, and 0 ≦ r, respectively. ≦ 3 at%, and the concentration of R2 is higher in at least a part of the grain boundary phase than in the crystal grains.
【0028】組成比率yが、0.5≦y≦3at%の関
係式を満足することが好ましい。It is preferable that the composition ratio y satisfies the relational expression of 0.5 ≦ y ≦ 3 at%.
【0029】R2はY(イットリウム)を必ず含むこと
が好ましい。It is preferable that R2 always contains Y (yttrium).
【0030】T2はCo(コバルト)を必ず含むことが
好ましい。It is preferable that T2 always contains Co (cobalt).
【0031】酸素量は重量比率で2000ppm以上8
000ppm以下であることが好ましい。The amount of oxygen is not less than 2000 ppm by weight 8
It is preferably 000 ppm or less.
【0032】本発明による希土類焼結磁石の製造方法
は、組成式が(R1x+R2y)(T1 p+T2q)
100-x-y-z-rQzMrで表現され(R1はLa(ランタ
ン)、Y(イットリウム)およびSc(スカンジウム)
を除く全ての希土類元素からなる群から選択された少な
くとも1種の元素、R2はLa、Y、およびScからな
る群から選択された少なくとも1種の元素、T1はF
e、T2はFeを除く全ての遷移元素からなる群から選
択された少なくとも1種の元素、QはBおよびCからな
る群から選択された少なくとも1種の元素、MはAl、
Ga、Sn、およびInからなる群から選択された少な
くとも1種の元素)、Nd2Fe14B型結晶構造を有す
る結晶粒を主相として含む希土類焼結磁石であって、組
成比率x、y、z、p、q、およびrが、それぞれ、
8≦x+y≦18at%、
0<y≦4at%、
3≦z≦20at%、
0<q≦20at%、
0≦q/(p+q)≦0.3、および
0≦r≦3at%、
を満足する合金の粉末を用意する工程と、前記希土類合
金の粉末を焼結する工程とを包含し、焼結前においては
前記希土類合金中のNd2Fe14B型結晶構造を有する
主相結晶粒中に存在していたR2を焼結過程中に粒界相
へ拡散させ、それによって、R2の濃度を前記結晶粒中
よりも粒界相の少なくとも一部において高くする。Manufacturing method of rare earth sintered magnet according to the present invention
Has the composition formula (R1x+ R2y) (T1 p+ T2q)
100-xyzrQzMr(R1 is La (Lanta
), Y (yttrium) and Sc (scandium)
A few selected from the group consisting of all rare earth elements except
At least one element, R2 consists of La, Y, and Sc
At least one element selected from the group
e and T2 are selected from the group consisting of all transition elements except Fe.
At least one element selected, Q consisting of B and C
At least one element selected from the group M is Al,
A few selected from the group consisting of Ga, Sn, and In
At least one element), Nd2Fe14Has B type crystal structure
A rare-earth sintered magnet containing crystal grains as a main phase,
The composition ratios x, y, z, p, q, and r are respectively
8 ≦ x + y ≦ 18 at%,
0 <y ≦ 4 at%,
3 ≦ z ≦ 20 at%,
0 <q ≦ 20at%,
0 ≦ q / (p + q) ≦ 0.3, and
0 ≦ r ≦ 3 at%,
And a step of preparing an alloy powder satisfying
Including the step of sintering the gold powder, and before sintering
Nd in the rare earth alloy2Fe14Has B-type crystal structure
During the sintering process, R2, which was present in the main-phase crystal grains, was changed to the grain boundary phase.
To thereby increase the concentration of R2 in the grains.
Higher in at least a part of the grain boundary phase.
【0033】前記希土類合金の粉末に含まれる酸素量は
重量比率で2000ppm以上8000ppm以下であ
ることが好ましい。The amount of oxygen contained in the powder of the rare earth alloy is preferably 2000 ppm or more and 8000 ppm or less in weight ratio.
【0034】好ましい実施形態において、前記焼結工程
は、焼結前においては前記希土類合金中の粒界相中に存
在していたR1を焼結過程中に前記主相結晶粒中へ拡散
させる。In a preferred embodiment, the sintering step causes R1 existing in the grain boundary phase in the rare earth alloy before sintering to diffuse into the main phase crystal grains during the sintering process.
【0035】好ましい実施形態において、前記焼結工程
は、前記粒界相中においてR2の酸化物を形成する。In a preferred embodiment, the sintering step forms an oxide of R2 in the grain boundary phase.
【0036】前記焼結工程は、650〜1000℃の範
囲内の温度で10〜240分間保持する第1の工程と、
前記第1の工程における保持温度よりも高い温度で焼結
を更に進める第2の工程とを包含することが好ましい。The sintering step includes a first step of holding the temperature within a range of 650 to 1000 ° C. for 10 to 240 minutes,
It is preferable to include a second step of further advancing the sintering at a temperature higher than the holding temperature in the first step.
【0037】前記希土類合金の粉末は、酸素濃度の管理
されたガス中で粉砕されたものであることが好ましい。The powder of the rare earth alloy is preferably pulverized in a gas whose oxygen concentration is controlled.
【0038】前記希土類合金の粉末は、酸素濃度が20
000ppm以下に管理されたガス中で粉砕されたもの
であることが好ましい。The rare earth alloy powder has an oxygen concentration of 20.
It is preferably pulverized in a gas controlled to 000 ppm or less.
【0039】前記希土類合金の粉末の平均粒径(FSS
S粒度)は5μm以下であることが好ましい。Average particle size of the rare earth alloy powder (FSS
The S particle size) is preferably 5 μm or less.
【0040】[0040]
【発明の実施の形態】(実施形態1)本発明の第1の実
施形態では、Nd以外にY、La、Scを添加し、これ
らを粒界相に濃縮させることにより、Yなどの添加がな
ければ粒界相で非磁性相の生成に消費されたであろうN
dを粒界相から主相結晶粒内に拡散させ、ハード磁性を
担う主相(Nd2Fe14B相)の構成元素として有効に
活用する。なお、ここでいうNd2Fe14B相とは、N
dの一部がPr、Dy、および/またはTbで置換され
ている相を含むものとする。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION (Embodiment 1) In the first embodiment of the present invention, Y, La and Sc are added in addition to Nd, and these are concentrated in the grain boundary phase so that Y and the like are added. Otherwise, it would have been consumed in the formation of the non-magnetic phase in the grain boundary phase.
d is diffused from the grain boundary phase into the main phase crystal grains, and is effectively utilized as a constituent element of the main phase (Nd 2 Fe 14 B phase) responsible for hard magnetism. The Nd 2 Fe 14 B phase referred to here is N
It is intended to include phases in which some of d is substituted with Pr, Dy, and / or Tb.
【0041】本発明の希土類磁石によれば、Ndの多く
は主相であるNd2Fe14B相内に存在し、粒界相で
は、Y、La、ScがNdに代わってNdの役割を果た
している。このため、磁化をほとんど低下させることな
く、Nd(Pr)の使用量を減少させることが可能にな
る。According to the rare earth magnet of the present invention, most of Nd exists in the Nd 2 Fe 14 B phase which is the main phase, and in the grain boundary phase, Y, La and Sc play the role of Nd instead of Nd. Is playing. Therefore, it is possible to reduce the amount of Nd (Pr) used without substantially reducing the magnetization.
【0042】本発明者の実験によれば、Yはインゴット
鋳造合金やストリップキャスト合金などの原料合金の段
階では、主として主相中に存在し、磁化を低下させる。
本発明は、このような原料合金の粉末を形成した後、焼
結する際に主相中のYを粒界相に濃縮させる点に特徴を
有している。なお、インゴット鋳造法(冷却速度:10
2℃/秒未満)で合金溶湯を冷却する方が、Yを高い濃
度で主相中に存在させることができる。なお、ストリッ
プキャスト法などの急冷法での冷却速度は10 2℃/秒
以上である。According to the experiments by the present inventor, Y is an ingot
Stages of raw alloys such as casting alloys and strip cast alloys
On the floor, it exists mainly in the main phase and reduces the magnetization.
According to the present invention, after the powder of such a raw material alloy is formed, it is baked.
The feature is that Y in the main phase is concentrated in the grain boundary phase when binding.
Have The ingot casting method (cooling rate: 10
2If the molten alloy is cooled at a temperature of less than ℃ / sec)
Can be present in the main phase at any given time. In addition,
The cooling rate in the rapid cooling method such as the precast method is 10 2° C / sec
That is all.
【0043】まず、図1を参照しながら、本発明の特徴
を説明する。First, the features of the present invention will be described with reference to FIG.
【0044】図1は、主相結晶粒と粒界相を模式的に示
す図であり、NdやYが原料合金の段階から焼結過程を
経てどのように拡散し分布するのかを示している。FIG. 1 is a diagram schematically showing the main phase crystal grains and the grain boundary phases, and shows how Nd and Y diffuse and distribute from the stage of the raw material alloy through the sintering process. .
【0045】まず、図1(a)に示すように、母合金の
段階では、YはNdとともに主相結晶粒内に取り込まれ
ており、主相であるNd2Fe14B相を構成している。
インゴット合金では、粒界相におけるY濃度は粒内にお
けるY濃度よりも低い状態にあり、粒界相にはNd−r
ich相が形成されている。First, as shown in FIG. 1 (a), at the stage of the mother alloy, Y is incorporated in the main phase crystal grains together with Nd to form the main phase Nd 2 Fe 14 B phase. There is.
In the ingot alloy, the Y concentration in the grain boundary phase is lower than the Y concentration in the grain, and the grain boundary phase contains Nd-r.
The ich phase is formed.
【0046】ストリップキャスト合金では、Y等のR2
は粒界にも存在するが、これは非平衡のためである。粒
界に存在するR2も以下の工程において主相に存在する
R2と同一の効果を有する。In the strip cast alloy, R2 such as Y is used.
Exists also at grain boundaries, but this is due to nonequilibrium. R2 existing in the grain boundary also has the same effect as R2 existing in the main phase in the following steps.
【0047】本発明によれば、図1(b)に示すように
焼結過程においてYを主相結晶粒内から粒界相に拡散さ
せ、Yの酸化物を粒界相で生成する。そのとき、逆方向
にNdを拡散させる。その結果、図1(c)に示すよう
に、粒界相におけるY濃度を主相結晶粒内におけるY濃
度よりも高くし、主相に含まれるYを減少させ、磁化を
増大させることができる。According to the present invention, as shown in FIG. 1 (b), Y is diffused from the inside of the main phase crystal grains to the grain boundary phase in the sintering process, and the oxide of Y is generated in the grain boundary phase. At that time, Nd is diffused in the opposite direction. As a result, as shown in FIG. 1C, the Y concentration in the grain boundary phase can be made higher than the Y concentration in the main phase crystal grains, Y contained in the main phase can be decreased, and the magnetization can be increased. .
【0048】このように、YおよびNdの相互拡散を実
現するには、焼結過程に際して、適切な量の酸素を粒界
相に存在させておく必要があると考えられる。すなわ
ち、本発明では、上記拡散を引き起こすために、Ndよ
りもYの方が酸素と安定して結合し、酸化物を形成する
という性質を利用しているからである。このような酸素
を粒界相に導入するには、例えば粉砕工程で粉末表面を
薄く酸化することが好ましい。As described above, in order to realize the interdiffusion of Y and Nd, it is considered that an appropriate amount of oxygen must be present in the grain boundary phase during the sintering process. That is, in the present invention, in order to cause the diffusion, Y has a property of being more stably bonded to oxygen than Nd to form an oxide. In order to introduce such oxygen into the grain boundary phase, it is preferable to thinly oxidize the powder surface, for example, in a pulverizing step.
【0049】以下、本発明による第1の実施形態をより
詳細に説明する。The first embodiment according to the present invention will be described in more detail below.
【0050】[原料合金]まず、組成式が(R1x+R
2y)T100-x-y-zQzで表現される希土類合金を用意す
る。ここで、R1はY(イットリウム)、La(ランタ
ン)およびSc(スカンジウム)を除く全ての希土類元
素からなる群から選択された少なくとも1種の元素、R
2はLa、Y、およびScからなる群から選択された少
なくとも1種の元素、Tは全ての遷移元素からなる群か
ら選択された少なくとも1種の元素、QはBおよびCか
らなる群から選択された少なくとも1種の元素であり、
組成比率x、yおよびzは、それぞれ、8≦x≦18a
t%、0.1≦y≦3.5at%、および3≦z≦20
at%を満足する。[Raw material alloy] First, the composition formula is (R1 x + R
2 y ) Prepare a rare earth alloy represented by T 100-xyz Q z . Here, R1 is at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except Y (yttrium), La (lanthanum) and Sc (scandium), and R1
2 is at least one element selected from the group consisting of La, Y, and Sc, T is at least one element selected from the group consisting of all transition elements, and Q is selected from the group consisting of B and C At least one element
The composition ratios x, y and z are 8 ≦ x ≦ 18a, respectively.
t%, 0.1 ≦ y ≦ 3.5 at%, and 3 ≦ z ≦ 20
Satisfy at%.
【0051】このような合金を作製するには、例えば、
インゴット鋳造法や急冷法(ストリップキャスティング
法や遠心鋳造法など)を用いることができる。以下、ス
トリップキャスティング法を用いる場合を例にとって、
原料合金の作製方法を説明する。To produce such an alloy, for example,
An ingot casting method or a quenching method (strip casting method, centrifugal casting method, etc.) can be used. Below, taking the case of using the strip casting method as an example,
A method for producing the raw material alloy will be described.
【0052】まず、上記組成を有する合金をアルゴン雰
囲気中において高周波溶解によって溶融し、合金溶湯を
形成する。次に、この合金溶湯を1350℃に保持した
後、単ロール法によって合金溶湯を急冷し、例えば厚さ
約0.3mmのフレーク状合金鋳塊を得る。このときの
急冷条件は、例えばロール周速度約1m/秒、冷却速度
500℃/秒、過冷却200℃とする。こうして作製し
た急冷合金鋳片を、次の水素粉砕前に、1〜10mmの
大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャ
スト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許
第5,383,978号明細書に開示されている。First, the alloy having the above composition is melted by high frequency melting in an argon atmosphere to form a molten alloy. Next, after holding this molten alloy at 1350 ° C., the molten alloy is rapidly cooled by the single roll method to obtain a flaky alloy ingot having a thickness of, for example, about 0.3 mm. The rapid cooling conditions at this time are, for example, a roll peripheral speed of about 1 m / sec, a cooling rate of 500 ° C./sec, and supercooling of 200 ° C. The quenched alloy slab thus produced is pulverized into flakes having a size of 1 to 10 mm before the subsequent hydrogen pulverization. The method for producing the raw material alloy by the strip casting method is disclosed in, for example, US Pat. No. 5,383,978.
【0053】前述のように、このような原料合金の段階
において、Yは主としてNd2Fe1 4Bの主相中に存在
している。As described above, Y is mainly present in the main phase of Nd 2 Fe 1 4 B at the stage of such a raw material alloy.
【0054】[第1粉砕工程]上記のフレーク状に粗く
粉砕された原料合金鋳片を複数の原料パック(例えばス
テンレス鋼製)に充填し、ラックに搭載する。この後、
原料パックが搭載されたラックを水素炉の内部へ挿入す
る。次に、水素炉の蓋体を閉じ、水素脆化処理(以下、
「水素粉砕処理」と称する場合がある)工程を開始す
る。水素粉砕処理は、例えば図2に示す温度プロファイ
ルに従って実行する。図2の例では、まず真空引き過程
Iを0.5時間実行した後、水素吸蔵過程IIを2.5時
間実行する。水素吸蔵過程IIでは、炉内に水素ガスを供
給し、炉内を水素雰囲気にする。そのときの水素圧力
は、200〜400kPa程度が好ましい。[First crushing step] A plurality of raw material packs (for example, made of stainless steel) are filled with the raw material alloy slabs roughly crushed into flakes and mounted on a rack. After this,
The rack on which the raw material pack is mounted is inserted into the hydrogen furnace. Next, the lid of the hydrogen furnace is closed, and hydrogen embrittlement treatment (hereinafter,
The process may be referred to as "hydrogen pulverization process"). The hydrogen pulverization process is executed according to the temperature profile shown in FIG. 2, for example. In the example of FIG. 2, the vacuum evacuation process I is first performed for 0.5 hours, and then the hydrogen storage process II is performed for 2.5 hours. In the hydrogen storage process II, hydrogen gas is supplied into the furnace to create a hydrogen atmosphere in the furnace. The hydrogen pressure at that time is preferably about 200 to 400 kPa.
【0055】続いて、0〜3Pa程度の減圧下で加熱
し、脱水素過程IIIを5.0時間実行した後、アルゴン
ガスを炉内に供給しつつ、原料合金の冷却過程IVを5.
0時間実行する。Then, after heating under reduced pressure of about 0 to 3 Pa and carrying out dehydrogenation process III for 5.0 hours, while supplying argon gas into the furnace, cooling process IV of the raw material alloy was carried out.
Run for 0 hours.
【0056】冷却過程IVにおいて炉内の雰囲気温度が比
較的に高い段階(例えば、100℃を超えるとき)で
は、常温の不活性ガスを水素炉の内部に供給し、冷却す
る。その後、原料合金温度が比較的低いレベルに低下し
た段階(例えば、100℃以下のとき)で、常温よりも
低い温度(例えば室温マイナス10℃程度)に冷却した
不活性ガスを水素炉内部に供給することが冷却効率の観
点から好ましい。アルゴンガスの供給量は、10〜10
0Nm3/min程度にすればよい。In the cooling step IV, when the atmospheric temperature in the furnace is relatively high (for example, when it exceeds 100 ° C.), an inert gas at room temperature is supplied to the inside of the hydrogen furnace for cooling. After that, when the raw material alloy temperature has dropped to a relatively low level (for example, 100 ° C. or lower), an inert gas cooled to a temperature lower than room temperature (for example, room temperature minus 10 ° C.) is supplied into the hydrogen furnace. It is preferable from the viewpoint of cooling efficiency. The supply amount of argon gas is 10 to 10
It may be about 0 Nm 3 / min.
【0057】原料合金の温度が20〜25℃程度にまで
低下したら、ほぼ常温(室温よりも低いが、室温との差
が5℃以下の範囲の温度)の不活性ガスを水素炉内部に
送風し、原料の温度が常温レベルに達するのを待つこと
が好ましい。こうすることによって、水素炉の蓋体を開
放した際に、炉内部で結露が生じる事態を避けることが
できる。結露によって炉内部に水分が存在していると、
次に行う真空引き工程でその水分が気化するため、真空
度を上昇させにくくなり、真空引き過程Iに要する時間
が長くなってしまうので好ましくない。When the temperature of the raw material alloy is reduced to about 20 to 25 ° C., an inert gas at about room temperature (a temperature lower than room temperature but within a range of 5 ° C. or less) is blown into the hydrogen furnace. However, it is preferable to wait until the temperature of the raw material reaches the room temperature level. By doing so, when the lid of the hydrogen furnace is opened, it is possible to avoid the situation where dew condensation occurs inside the furnace. If moisture is present inside the furnace due to condensation,
Since the water content is vaporized in the subsequent vacuuming process, it is difficult to increase the degree of vacuum, and the time required for the vacuuming process I becomes longer, which is not preferable.
【0058】水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から
取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活
性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。
そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止さ
れ、磁石の磁気特性が向上するからである。次に、粗粉
砕された原料合金は複数の原料パックに充填され、ラッ
クに搭載される。When the roughly crushed alloy powder after hydrogen crushing is taken out from the hydrogen furnace, it is preferable to carry out the taking out operation in an inert atmosphere so that the roughly crushed powder does not come into contact with the atmosphere.
This is because the coarsely pulverized powder is prevented from oxidizing and generating heat, and the magnetic characteristics of the magnet are improved. Next, the roughly crushed raw material alloy is filled in a plurality of raw material packs and mounted on a rack.
【0059】水素粉砕によって、希土類合金は0.1m
m〜数mm程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は5
00μm以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金を
ロータリクーラ等の冷却装置によって、より細かく解砕
するともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状
態のまま原料を取り出す場合は、ロータリクーラ等によ
る冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。By hydrogen crushing, the rare earth alloy is 0.1 m
It is crushed to a size of m to several mm, and the average particle size is 5
It becomes less than 00 μm. After hydrogen pulverization, it is preferable that the embrittled raw material alloy is finely crushed and cooled by a cooling device such as a rotary cooler. When the raw material is taken out in the relatively high temperature state, the cooling process time by the rotary cooler or the like may be relatively long.
【0060】水素粉砕によると、原料合金のRリッチ部
分が水素を多く吸蔵し、その部分からクラックが形成さ
れるため、作製した粗粉砕粉の表面には、Ndが多く露
出しており、非常に酸化されやすい状態にある。According to the hydrogen pulverization, the R-rich portion of the raw material alloy occludes a large amount of hydrogen and cracks are formed from that portion, so that a large amount of Nd is exposed on the surface of the produced coarse pulverized powder, which is extremely It is in a state where it is easily oxidized.
【0061】[第2粉砕工程]次に、第1粉砕工程で作
製された粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用い
て微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミ
ル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。[Second crushing step] Next, the coarsely crushed powder produced in the first crushing step is finely crushed using a jet mill crushing device. A cyclone classifier is connected to the jet mill grinding device used in this embodiment.
【0062】ジェットミル粉砕装置は、第1粉砕工程で
粗く粉砕された希土類合金(粗粉砕粉)の供給を受け、
粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイ
クロン分級機を経て回収タンクに集められる。The jet mill crushing device receives the supply of the rare earth alloy (coarse crushed powder) roughly crushed in the first crushing step,
Grind in a grinder. The powder pulverized in the pulverizer is collected in the recovery tank through the cyclone classifier.
【0063】以下、より詳細に説明する。The details will be described below.
【0064】粉砕機内に導入された粗粉砕粉は、内部の
ノズルから高速噴射された不活性ガスによって粉砕機内
に巻き上げられ、粉砕機内で高速気流とともに旋回す
る。そして、被粉砕物同士の相互衝突によって細かく粉
砕される。The coarsely pulverized powder introduced into the pulverizer is wound up in the pulverizer by the inert gas jetted at a high speed from the internal nozzle, and swirls in the pulverizer together with the high-speed air stream. Then, the crushed objects are finely crushed by mutual collision.
【0065】このようにして微粉砕された粉末粒子は上
昇気流に乗って分級ロータに導かれて分級ロータで分級
され、粗い粉体は分級ロータを通り抜けられず、再度粉
砕されることになる。所定粒径以下に粉砕された粉体
は、サイクロン分級機の分級機本体内に導入される。分
級機本体内では、所定粒径以上の相対的な大きな粉末粒
子が下部に設置された回収タンクに堆積されるが、超微
粉は不活性ガス気流とともに排気パイプから外部に排出
される。The powder particles thus finely pulverized are carried by the ascending air current to the classification rotor and classified by the classification rotor. The coarse powder cannot be passed through the classification rotor and is pulverized again. The powder pulverized to a predetermined particle size or less is introduced into the classifier body of the cyclone classifier. In the main body of the classifier, relatively large powder particles having a predetermined particle size or more are accumulated in a recovery tank installed in the lower part, but the ultrafine powder is discharged to the outside through an exhaust pipe together with an inert gas flow.
【0066】本実施形態では、ジェットミル粉砕装置内
に導入する不活性ガス中に僅かに酸素(20000pp
m以下、例えば10000ppm程度)を混入する。こ
れにより、微粉砕粉の表面を適度に酸化し、微粉砕粉が
大気雰囲気と接触したときに急激な酸化・発熱が生じな
いようにしている。In the present embodiment, a slight amount of oxygen (20,000 pp is added to the inert gas introduced into the jet mill pulverizer.
m or less, for example, about 10,000 ppm). As a result, the surface of the finely pulverized powder is appropriately oxidized so that sudden oxidation and heat generation do not occur when the finely pulverized powder comes into contact with the atmosphere.
【0067】焼結工程でYを主相から粒界相中に拡散さ
せるには、粉末表面の酸化が重要な役割を果たしている
と考えられる。本発明者の検討によれば、粉末中の酸素
量が重量比率で2000ppm以上8000ppm以下
の範囲内に調節することが好ましい。It is considered that the oxidation of the powder surface plays an important role in diffusing Y from the main phase into the grain boundary phase in the sintering step. According to the study by the present inventor, it is preferable to adjust the amount of oxygen in the powder within a range of 2000 ppm to 8000 ppm in weight ratio.
【0068】前述のように、水素粉砕によって得られる
粗粉砕粉は、その表面が酸化されやすいため、水素粉砕
は、焼結工程でYを主相から粒界相中に拡散させるのに
好ましい効果をもたらす。As described above, the surface of the coarsely pulverized powder obtained by hydrogen pulverization is likely to be oxidized. Therefore, the hydrogen pulverization is a preferable effect for diffusing Y from the main phase into the grain boundary phase in the sintering step. Bring
【0069】また、Yを粒内から粒界相へ拡散させるた
め、粉末の平均粒径(FSSS粒度)を5μm以下、よ
り好ましくは4μm以下にすることが好ましい。これ
は、粒径が5μmを超えて大きくなると、Yの拡散距離
が長くなり過ぎるため、結晶粒(主相)内に残存するY
の量が増え、磁化が低下してしまうためである。Further, in order to diffuse Y from the inside of the grains to the grain boundary phase, it is preferable that the average grain size (FSSS grain size) of the powder is 5 μm or less, more preferably 4 μm or less. This is because when the grain size becomes larger than 5 μm, the diffusion distance of Y becomes too long, so that the Y remaining in the crystal grains (main phase) remains.
This is because the amount of P increases and the magnetization decreases.
【0070】なお、粉砕装置は、ジェットミルに限定さ
れず、アトライタやボールミルであってもよい。The crushing device is not limited to the jet mill, but may be an attritor or a ball mill.
【0071】[プレス成形]本実施形態では、上記方法
で作製された磁性粉末に対し、ロッキングミキサー内で
潤滑剤を例えば0.3wt%添加・混合し、潤滑剤で合
金粉末粒子の表面を被覆する。潤滑剤としては、脂肪酸
エステルを石油系溶剤で希釈したものを用いることがで
きる。本実施形態では、脂肪酸エステルとしてカプロン
酸メチルを用い、石油系溶剤としてはイソパラフィンを
用いる。カプロン酸メチルとイソパラフィンの重量比
は、例えば1:9とする。このような液体潤滑剤は、粉
末粒子の表面を被覆し、粒子の酸化防止効果を発揮する
とともに、プレス時の配向性および粉末成形性を向上さ
せる機能(成形体の密度が均一となり、ワレ・ヒビなど
の欠陥を無くすこと)を発揮する。[Press molding] In the present embodiment, the magnetic powder produced by the above method is added and mixed with a lubricant, for example, 0.3 wt% in a rocking mixer, and the surface of the alloy powder particles is coated with the lubricant. To do. As the lubricant, a fatty acid ester diluted with a petroleum solvent can be used. In this embodiment, methyl caproate is used as the fatty acid ester, and isoparaffin is used as the petroleum solvent. The weight ratio of methyl caproate and isoparaffin is, for example, 1: 9. Such a liquid lubricant coats the surface of the powder particles, exerts an antioxidant effect on the particles, and has the function of improving the orientation and powder formability during pressing (the density of the formed body becomes uniform, Exhibit cracks and other defects).
【0072】なお、潤滑剤の種類は上記のものに限定さ
れるわけではない。脂肪酸エステルとしては、カプロン
酸メチル以外に、例えば、カプリル酸メチル、ラウリル
酸メチル、ラウリン酸メチルなどを用いても良い。溶剤
としては、イソパラフィンに代表される石油系溶剤やナ
フテン系溶剤等を用いることができる。潤滑剤添加のタ
イミングは任意であり、例えばジェットミル粉砕装置に
よる微粉砕前、微粉砕中、微粉砕後のいずれであっても
良い。液体潤滑剤に代えて、あるいは液体潤滑剤ととも
に、ステアリン酸亜鉛などの固体(乾式)潤滑剤を用い
ても良い。The type of lubricant is not limited to the above. As the fatty acid ester, other than methyl caproate, for example, methyl caprylate, methyl laurate, methyl laurate and the like may be used. As the solvent, a petroleum solvent represented by isoparaffin, a naphthene solvent, or the like can be used. The lubricant may be added at any timing, for example, before the fine pulverization by the jet mill pulverizer, during the fine pulverization, or after the fine pulverization. A solid (dry) lubricant such as zinc stearate may be used instead of the liquid lubricant or together with the liquid lubricant.
【0073】次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公
知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。Next, the magnetic powder produced by the above-described method is molded in a magnetic field for orientation using a known press machine.
【0074】[焼結工程]上記の粉末成形体に対して、
650〜1000℃の範囲内の温度で10〜240分間
保持する工程と、この後、上記の保持温度よりも高い温
度(例えば1000〜1100℃)で焼結を更に進める
工程とを順次行うことが好ましい。焼結時、特に液相が
生成されるとき(温度が650〜1000℃の範囲内に
あるとき)、粒界相中のNdが融け始めると、主相結晶
粒内に多く存在するYと粒界相において多く存在するN
dとの間で相互拡散が生じる。すなわち、Yは主相結晶
粒内部と粒界相との間における濃度勾配(「主相および
液相中でのY濃度差」に相当)に比例する拡散駆動力を
受けて主相から粒界相へと拡散し、これとは逆にNdは
粒界相から主相中へと拡散してゆくことになる。[Sintering Step] For the above powder compact,
A step of holding at a temperature in the range of 650 to 1000 ° C. for 10 to 240 minutes and a step of further advancing the sintering at a temperature higher than the above holding temperature (for example, 1000 to 1100 ° C.) may be sequentially performed. preferable. During sintering, especially when a liquid phase is generated (when the temperature is in the range of 650 to 1000 ° C.), when Nd in the grain boundary phase begins to melt, Y and grains existing in the main phase crystal grains are often present. N that often exists in the phase
Mutual diffusion occurs with d. That is, Y receives a diffusion driving force that is proportional to the concentration gradient between the inside of the main phase crystal grains and the grain boundary phase (corresponding to the “difference in Y concentration between the main phase and the liquid phase”), and Y The Nd diffuses into the phase, and conversely, Nd diffuses from the grain boundary phase into the main phase.
【0075】粒界相に拡散したYは、粒界相に存在して
いる酸素と結合し、酸化物となって消費されるため、拡
散駆動力となるYの濃度勾配は維持される。Ndに比較
してYの方が酸化物を安定して生成しやすいため、主相
中から液相中へのYの拡散が進行する一方で、液相のN
dは主相へと拡散する。Y diffused in the grain boundary phase is combined with oxygen existing in the grain boundary phase and consumed as an oxide, so that the concentration gradient of Y serving as a diffusion driving force is maintained. Compared to Nd, Y is more likely to stably form an oxide, so that the diffusion of Y from the main phase to the liquid phase progresses, while the N in the liquid phase progresses.
d diffuses into the main phase.
【0076】なお、Yを粒界相へ充分に拡散させ、粒界
相に存在するNdを主相中に多く取り込むためには、前
述のように粉末中の酸素量が重量比率で2000ppm
以上8000ppm以下の範囲内に制御されることが好
ましい。酸素量が2000ppmを下回ると、Yの粒界
相への拡散が充分に行なわれず、主相中にYが多く残存
し、磁化が低下してしまうからである。逆に、酸素量が
8000ppmを超えて多くなりすぎると、希土類元素
が酸化物の生成に消費されてしまうため、液相生成に寄
与する希土類元素の量が減少してしまい、その結果、焼
結密度が低下したり、磁石特性が劣化してしまうことに
なるので好ましくない。このように、酸素濃度が制御さ
れた粉末を用いて形成した焼結磁石には、最終的に重量
比率で2000〜8000ppmの酸素が含まれてい
る。In order to sufficiently diffuse Y into the grain boundary phase and incorporate a large amount of Nd existing in the grain boundary phase into the main phase, as described above, the amount of oxygen in the powder is 2000 ppm by weight.
It is preferably controlled within the above range of 8000 ppm or less. This is because if the amount of oxygen is less than 2000 ppm, Y is not sufficiently diffused into the grain boundary phase, a large amount of Y remains in the main phase, and the magnetization decreases. On the other hand, if the oxygen amount exceeds 8000 ppm and becomes too large, the rare earth element is consumed for the formation of the oxide, so that the amount of the rare earth element that contributes to the liquid phase formation decreases, resulting in sintering. It is not preferable because the density is lowered and the magnet characteristics are deteriorated. As described above, the sintered magnet formed by using the powder whose oxygen concentration is controlled finally contains 2000 to 8000 ppm by weight of oxygen.
【0077】なお、水素粉砕工程後に合金中に残存する
水素が多すぎると、焼結工程が適切に進行しない可能性
があるが、本実施形態によれば、650〜1000℃の
範囲内の温度で行う熱処理工程中に水素が合金から離脱
するため、磁気特性に優れた焼結磁石が得られる。最終
的な焼結磁石中に含まれる水素濃度は、重量比率で5〜
100ppmである。If too much hydrogen remains in the alloy after the hydrogen crushing step, the sintering step may not proceed properly, but according to the present embodiment, the temperature within the range of 650 to 1000 ° C. Since hydrogen is released from the alloy during the heat treatment step performed in step 1, a sintered magnet having excellent magnetic properties can be obtained. The hydrogen concentration contained in the final sintered magnet is 5 to 5 by weight.
It is 100 ppm.
【0078】なお、LaやScを添加した場合でも、N
dやPrなどの主相に不可欠な希土類元素が粒界相で消
費されることを抑制でき、主相の磁化を高く維持し、優
れた磁気特性を発揮する希土類焼結磁石を提供すること
が可能になる。Even when La or Sc is added, N
It is possible to provide a rare earth sintered magnet that can suppress consumption of rare earth elements such as d and Pr, which are indispensable for the main phase, in the grain boundary phase, maintain high magnetization of the main phase, and exhibit excellent magnetic characteristics. It will be possible.
【0079】(実施例)上述した本発明の製造方法を用
いて、Y、La、およびCeの各々をNdとともに希土
類元素として添加した原料合金から焼結磁石を作製し
た。ただし、原料合金はインゴット鋳造法(溶湯冷却速
度:102℃/秒未満)で作製した。(Example) Using the above-described manufacturing method of the present invention, a sintered magnet was produced from a raw material alloy in which each of Y, La, and Ce was added as a rare earth element together with Nd. However, the raw material alloy was produced by the ingot casting method (molten metal cooling rate: less than 10 2 ° C / sec).
【0080】図3は、Y、La、およびCeの添加量と
残留磁束密度Brとの関係を示している。各焼結磁石の
組成式は、Nd11.8RE’2.4Fe79.7B6.1で表され
る。ここで、RE’は、Y、La、またはCeである。FIG. 3 shows the relationship between the amounts of Y, La, and Ce added and the residual magnetic flux density B r . The composition formula of each sintered magnet is represented by Nd 11.8 RE ' 2.4 Fe 79.7 B 6.1 . Here, RE ′ is Y, La, or Ce.
【0081】図3からわかるように、RE’としてCe
を添加した場合、その添加量が増加するに従い、Brは
単調に低下している。これに対し、RE’としてYまた
はLaを添加した場合は、Ceを添加した場合と比較し
て、添加量が約3.5at%以下の領域でBrの低下は
極めて小さかった。特にYを添加した場合、Brの低下
する割合は極めて小さく、LaよりもYの方が添加元素
として好ましいことがわかる。As can be seen from FIG. 3, Ce as RE '
When B is added, B r monotonically decreases as the added amount increases. On the other hand, when Y or La was added as RE ′, the decrease in B r was extremely small in the region where the addition amount was about 3.5 at% or less as compared with the case where Ce was added. In particular, when Y is added, the reduction rate of B r is extremely small, and it is understood that Y is more preferable as an additional element than La.
【0082】図3のグラフから、次のことが推定され
る。すなわち、添加量が3.5at%以下の場合はYや
Laが粒界相に存在し、主相にほとんど入らないため、
磁化の低下が生じないが、添加量が3.5at%を超え
る場合は、過剰なYやLaが粒界相に拡散することがで
きず、主相に多く含まれる結果、磁化の低下が明瞭に観
察されるようになる。一方のCeは、添加量の増加に応
じて磁化が単調に低下しているが、これは添加されたC
eが最初から主相中に取り込まれてゆくためと考えられ
る。The following can be estimated from the graph of FIG. That is, when the addition amount is 3.5 at% or less, Y and La are present in the grain boundary phase and hardly enter the main phase.
Although the decrease in magnetization does not occur, when the addition amount exceeds 3.5 at%, excessive Y and La cannot be diffused into the grain boundary phase, and a large amount is contained in the main phase, resulting in a clear decrease in magnetization. Will be observed in. On the other hand, in Ce, the magnetization monotonously decreased with the increase of the added amount.
It is considered that e is taken into the main phase from the beginning.
【0083】次に、以下の組成を有する焼結磁石A〜C
について、それらの組織をEPMA(電子線プローブ・
マイクロアナライザ)を用いて観察した。Next, sintered magnets A to C having the following compositions
About these tissues by using EPMA (electron probe
It was observed using a micro analyzer.
【0084】 焼結磁石A: Nd11.8Y2.4Fe79.7B6.1 焼結磁石B: Nd11.8La2.4Fe79.7B6.1 焼結磁石C: Nd11.8Ce2.4Fe79.7B6.1 Sintered magnet A: Nd 11.8 Y 2.4 Fe 79.7 B 6.1 Sintered magnet B: Nd 11.8 La 2.4 Fe 79.7 B 6.1 Sintered magnet C: Nd 11.8 Ce 2.4 Fe 79.7 B 6.1
【0085】上記各磁石の組織の組成像写真(後方散乱
電子像)、元素マッピング写真(蛍光X線像)、および
模式図を、図4〜図6に示す。図4(a)、図5(a)
および図6(a)に示す組成像写真においては、明るい
部分が粒界相を示し、暗い部分が主相結晶粒内を示して
いる。図4(b)および図5(b)の元素マッピング写
真からわかるように、YやLaは粒界相にほぼ均等に多
く存在し、主相から粒界相に偏析・濃縮していることが
確認された。これに対して、Ceは、図6(b)からわ
かるように焼結磁石内にほぼ均一に存在しており、Ce
が粒界相に濃縮されるような現象は観察されなかった。4 to 6 show a composition image photograph (backscattered electron image), an element mapping photograph (fluorescent X-ray image), and a schematic view of the structure of each magnet. 4 (a) and 5 (a)
Further, in the composition image photograph shown in FIG. 6A, the bright portion shows the grain boundary phase, and the dark portion shows the inside of the main phase crystal grains. As can be seen from the element mapping photographs of FIG. 4 (b) and FIG. 5 (b), Y and La are mostly evenly present in the grain boundary phase, and segregate and concentrate from the main phase to the grain boundary phase. confirmed. On the other hand, Ce is almost uniformly present in the sintered magnet as shown in FIG.
No phenomenon was observed in which the grains were concentrated in the grain boundary phase.
【0086】なお、本発明者の種々の実験によると、
(R1x+R2y)T100-x-y-zQzの組成式における組成
比率xおよびyは、0.01≦y/(x+y)≦0.2
3の関係式を満足することが好ましい。According to various experiments conducted by the present inventor,
The composition ratios x and y in the composition formula of (R1 x + R2 y ) T 100-xyz Q z are 0.01 ≦ y / (x + y) ≦ 0.2.
It is preferable that the relational expression 3 is satisfied.
【0087】(実施形態2)以下、本発明の第2の実施
形態を説明する。本実施形態では、NdやPrなどの希
土類元素以外にY、La、Scを添加し、これらの元素
を粒界相に濃縮させることにより、Yなどの添加がなけ
れば粒界相で強磁性化合物の生成に消費されたであろう
Coなどの遷移金属を主相結晶粒内に取り込み、ハード
磁性を担う主相(Nd2Fe14B相)のFeをCoなど
と有効に置換させる。なお、ここでいうNd2Fe14B
相とは、Ndの一部がPrやDyやTbで置換されてい
る相を含むものとする。(Second Embodiment) The second embodiment of the present invention will be described below. In the present embodiment, Y, La, and Sc are added in addition to the rare earth element such as Nd and Pr, and these elements are concentrated in the grain boundary phase. The transition metal such as Co that would have been consumed in the generation of Co is taken into the main phase crystal grains, and Fe in the main phase (Nd 2 Fe 14 B phase) responsible for hard magnetism is effectively replaced with Co or the like. The Nd 2 Fe 14 B referred to here is
The phase includes a phase in which a part of Nd is replaced with Pr, Dy, or Tb.
【0088】本実施形態においてCoを添加した場合、
Coの多くは焼結磁石の主相であるNd2Fe14B相内
に存在する。これに対し、従来のようにY、La、また
はScを添加しない場合において、Coを多量に添加す
ると、Coは粒界相にも多く存在し、粒界相中で強磁性
化合物を生成する。前述したように、粒界相中にNdC
o2などの強磁性化合物が多く形成されると、主相中で
キュリー温度上昇に寄与するCoの量が減るだけでな
く、磁石全体の保磁力が低下してしまう。In the present embodiment, when Co is added,
Most of Co is present in the Nd 2 Fe 14 B phase, which is the main phase of the sintered magnet. On the other hand, when Y, La, or Sc is not added as in the conventional case, if a large amount of Co is added, Co also exists in the grain boundary phase in a large amount, and a ferromagnetic compound is generated in the grain boundary phase. As described above, NdC is contained in the grain boundary phase.
When a large amount of a ferromagnetic compound such as o 2 is formed, not only the amount of Co contributing to the increase of the Curie temperature in the main phase is decreased but also the coercive force of the entire magnet is decreased.
【0089】本実施形態では、Y、La、Scが粒界相
に濃縮されるため、粒界相におけるCo濃度が低下し、
NdCo2よりもNd3Coが生成されやすくなる。Nd
3Coは非磁性化合物であるため、焼結磁石の保磁力低
下を引き起こすことはない。In the present embodiment, Y, La, and Sc are concentrated in the grain boundary phase, so that the Co concentration in the grain boundary phase decreases,
Nd 3 Co is more likely to be generated than NdCo 2 . Nd
Since 3 Co is a non-magnetic compound, it does not cause a decrease in coercive force of the sintered magnet.
【0090】また、本発明の場合、Y、La、Scが粒
界相に濃縮される結果、Nd(Pr)の多くが主相内に
効率的に取り込まれるため、磁化をほとんど低下させる
ことなく、Nd(Pr)の使用量を減少させることも可
能になる。Further, in the case of the present invention, as a result of Y, La and Sc being concentrated in the grain boundary phase, most of Nd (Pr) is efficiently taken into the main phase, so that the magnetization is hardly reduced. It is also possible to reduce the amount of Nd (Pr) used.
【0091】本発明者の実験によれば、Yはインゴット
鋳造合金や急冷合金(ストリップキャスト合金)などの
原料合金の段階では、主に主相中に存在し、磁化を低下
させる。本実施形態は、このような原料合金の粉末を形
成した後、焼結する際に主相中のYを粒界相に濃縮させ
る点に特徴を有している。According to the experiments conducted by the present inventor, Y exists mainly in the main phase at the stage of a raw material alloy such as an ingot casting alloy or a quenched alloy (strip cast alloy), and reduces the magnetization. The present embodiment is characterized in that Y in the main phase is concentrated in the grain boundary phase when the powder of such a raw material alloy is formed and then sintered.
【0092】次に、図7を参照しながら、本実施形態に
おける磁石の特徴を説明する。Next, the features of the magnet in this embodiment will be described with reference to FIG.
【0093】図7は、主相結晶粒と粒界相を模式的に示
す図であり、Nd、Y、およびCoが原料合金の段階か
ら焼結過程を経てどのように拡散し、分布するのかを示
している。FIG. 7 is a diagram schematically showing the main phase crystal grains and the grain boundary phases, and how Nd, Y and Co diffuse and distribute through the sintering process from the stage of the raw material alloy. Is shown.
【0094】まず、図7(a)に示すように、母合金の
段階では、YはNdとともに主相結晶粒内に取り込まれ
ており、主相であるNd2Fe14B相を構成している。
粒界相におけるY濃度は粒内におけるY濃度よりも低い
状態にあり、粒界相にはNd−rich相が形成されて
いる。Coは、主相および粒界相に存在している。First, as shown in FIG. 7 (a), at the stage of the mother alloy, Y was incorporated in the main phase crystal grains together with Nd to form the main phase Nd 2 Fe 14 B phase. There is.
The Y concentration in the grain boundary phase is lower than the Y concentration in the grain, and the Nd-rich phase is formed in the grain boundary phase. Co exists in the main phase and the grain boundary phase.
【0095】ストリップキャスト合金や遠心鋳造合金等
の急冷合金では、Y等のR2は粒界相にも存在するが、
これは非平衡状態のためである。粒界に存在するR2も
以下の工程において主相に存在するYと同一の効果を発
揮する。In quenched alloys such as strip cast alloys and centrifugally cast alloys, R2 such as Y is also present in the grain boundary phase.
This is because of the non-equilibrium state. R2 existing in the grain boundary also exhibits the same effect as Y existing in the main phase in the following steps.
【0096】本発明によれば、図7(b)に示すように
焼結過程においてYを主相結晶粒内から粒界相に拡散さ
せ、Yの酸化物を粒界相で生成する。そのとき、逆方向
にNdを拡散させる。その結果、図7(c)に示すよう
に、粒界相におけるY濃度が主相結晶粒内におけるY濃
度よりも高くなり、主相に含まれるYが減少し、磁化が
増大する。このようなYおよびNdの相互拡散の結果、
粒界相はY主体の相に変化するため、Coも主相に移動
する。According to the present invention, as shown in FIG. 7B, Y is diffused from the main phase crystal grains to the grain boundary phase in the sintering process, and Y oxide is generated in the grain boundary phase. At that time, Nd is diffused in the opposite direction. As a result, as shown in FIG. 7C, the Y concentration in the grain boundary phase becomes higher than the Y concentration in the main phase crystal grains, the Y contained in the main phase decreases, and the magnetization increases. As a result of such interdiffusion of Y and Nd,
Since the grain boundary phase changes to a Y-dominant phase, Co also moves to the main phase.
【0097】このように、YとNd(およびCo)との
相互拡散を実現するには、焼結過程に際して、適切な量
の酸素を粒界相に存在させておく必要があると考えられ
る。すなわち、本発明では、上記拡散を引き起こすため
に、NdよりもYの方が酸素と安定して結合し、酸化物
を形成するという性質を利用しているからである。この
ような酸素を粒界相に導入するには、例えば粉砕工程で
粉末表面を薄く酸化することが好ましい。As described above, in order to realize the mutual diffusion of Y and Nd (and Co), it is considered that an appropriate amount of oxygen must be present in the grain boundary phase during the sintering process. That is, in the present invention, in order to cause the diffusion, Y has a property of being more stably bonded to oxygen than Nd to form an oxide. In order to introduce such oxygen into the grain boundary phase, it is preferable to thinly oxidize the powder surface, for example, in a pulverizing step.
【0098】以下、本発明による第2の実施形態をより
詳細に説明する。The second embodiment according to the present invention will be described in more detail below.
【0099】[原料合金]
まず、(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-r
QzMrで表現される希土類合金を用意する。ここで、R
1はLa(ランタン)、Y(イットリウム)およびSc
(スカンジウム)を除く全ての希土類元素からなる群か
ら選択された少なくとも1種の元素、R2はLa、Y、
およびScからなる群から選択された少なくとも1種の
元素、T1はFe、T2はFeを除く全ての遷移元素か
らなる群から選択された少なくとも1種の元素、QはB
およびCからなる群から選択された少なくとも1種の元
素、MはAl、Ga、Sn、およびInからなる群から
選択された少なくとも1種の元素であり、組成比率x、
y、z、p、q、およびrが、それぞれ、8≦x+y≦
18at%、0<y≦4at%、3≦z≦20at%、
0<q≦20at%、0<q/(p+q)≦0.3、お
よび0≦r≦3at%を満足する。なお、p+q=10
0−x−y−z−rが成立している。[Raw Material Alloy] First, (R1 x + R2 y ) (T1 p + T2 q ) 100-xyzr
A rare earth alloy represented by Q z M r is prepared. Where R
1 is La (lanthanum), Y (yttrium) and Sc
At least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except (scandium), R2 is La, Y,
And at least one element selected from the group consisting of Sc, T1 is Fe, T2 is at least one element selected from the group consisting of all transition elements except Fe, and Q is B
And at least one element selected from the group consisting of C, M is at least one element selected from the group consisting of Al, Ga, Sn, and In, and the composition ratio x,
y, z, p, q, and r are respectively 8 ≦ x + y ≦
18 at%, 0 <y ≦ 4 at%, 3 ≦ z ≦ 20 at%,
It satisfies 0 <q ≦ 20 at%, 0 <q /(p+q)≦0.3, and 0 ≦ r ≦ 3 at%. Note that p + q = 10
0-x-y-z-r is established.
【0100】このような合金を作製するには、例えばイ
ンゴット鋳造法やストリップキャスティング法を用いる
ことができる。以下、ストリップキャスティング法を用
いる場合を例にとり、原料合金の作製方法を説明する。To make such an alloy, for example, an ingot casting method or a strip casting method can be used. Hereinafter, the method for producing the raw material alloy will be described by taking the case of using the strip casting method as an example.
【0101】まず、上記組成を有する合金をアルゴン雰
囲気中において高周波溶解によって溶融し、合金溶湯を
形成する。次に、この合金溶湯を1350℃に保持した
後、単ロール法によって合金溶湯を急冷し、例えば厚さ
約0.3mmのフレーク状合金鋳塊を得る。このときの
急冷条件は、例えばロール周速度約1m/秒、冷却速度
500℃/秒、過冷却200℃とする。こうして作製し
た急冷合金鋳片を、次の水素粉砕前に、1〜10mmの
大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャ
スト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許
第5,383,978号明細書に開示されている。First, the alloy having the above composition is melted by high frequency melting in an argon atmosphere to form a molten alloy. Next, after holding this molten alloy at 1350 ° C., the molten alloy is rapidly cooled by the single roll method to obtain a flaky alloy ingot having a thickness of, for example, about 0.3 mm. The rapid cooling conditions at this time are, for example, a roll peripheral speed of about 1 m / sec, a cooling rate of 500 ° C./sec, and supercooling of 200 ° C. The quenched alloy slab thus produced is pulverized into flakes having a size of 1 to 10 mm before the subsequent hydrogen pulverization. The method for producing the raw material alloy by the strip casting method is disclosed in, for example, US Pat. No. 5,383,978.
【0102】前述のように、このような原料合金の段階
において、YはNd2Fe14Bの主相中に存在してい
る。As described above, Y is present in the main phase of Nd 2 Fe 14 B at the stage of such a raw material alloy.
【0103】[第1粉砕工程]上記のフレーク状に粗く
粉砕された原料合金鋳片を複数の原料パック(例えばス
テンレス鋼製)に充填し、ラックに搭載する。この後、
原料パックが搭載されたラックを水素炉の内部へ挿入す
る。次に、水素炉の蓋体を閉じ、水素脆化処理(以下、
「水素粉砕処理」と称する場合がある)工程を開始す
る。水素粉砕処理は、例えば図2に示す温度プロファイ
ルに従って実行する。図2の例では、まず真空引き過程
Iを0.5時間実行した後、水素吸蔵過程IIを2.5時
間実行する。水素吸蔵過程IIでは、炉内に水素ガスを供
給し、炉内を水素雰囲気にする。そのときの水素圧力
は、200〜400kPa程度が好ましい。[First crushing step] A plurality of raw material packs (for example, made of stainless steel) are filled with the raw material alloy slabs roughly crushed into flakes and mounted on a rack. After this,
The rack on which the raw material pack is mounted is inserted into the hydrogen furnace. Next, the lid of the hydrogen furnace is closed, and hydrogen embrittlement treatment (hereinafter,
The process may be referred to as "hydrogen pulverization process"). The hydrogen pulverization process is executed according to the temperature profile shown in FIG. 2, for example. In the example of FIG. 2, the vacuum evacuation process I is first performed for 0.5 hours, and then the hydrogen storage process II is performed for 2.5 hours. In the hydrogen storage process II, hydrogen gas is supplied into the furnace to create a hydrogen atmosphere in the furnace. The hydrogen pressure at that time is preferably about 200 to 400 kPa.
【0104】続いて、0〜3Pa程度の減圧下で脱水素
過程IIIを5.0時間実行した後、アルゴンガスを炉内
に供給しつつ、原料合金の冷却過程IVを5.0時間実行
する。Subsequently, a dehydrogenation process III is performed for 5.0 hours under a reduced pressure of about 0 to 3 Pa, and then a cooling process IV of the raw material alloy is performed for 5.0 hours while supplying argon gas into the furnace. .
【0105】冷却過程IVにおいて炉内の雰囲気温度が比
較的に高い段階(例えば、100℃を超えるとき)で
は、常温の不活性ガスを水素炉の内部に供給し、冷却す
る。その後、原料合金温度が比較的低いレベルに低下し
た段階(例えば、100℃以下のとき)で、常温よりも
低い温度(例えば室温マイナス10℃程度)に冷却した
不活性ガスを水素炉10内部に供給することが冷却効率
の観点から好ましい。アルゴンガスの供給量は、10〜
100Nm3/min程度にすればよい。In the cooling step IV, when the atmospheric temperature in the furnace is relatively high (for example, when it exceeds 100 ° C.), an inert gas at room temperature is supplied to the inside of the hydrogen furnace for cooling. After that, when the raw material alloy temperature has dropped to a relatively low level (for example, 100 ° C. or lower), an inert gas cooled to a temperature lower than room temperature (for example, room temperature minus 10 ° C.) is introduced into the hydrogen furnace 10. Supplying is preferable from the viewpoint of cooling efficiency. The supply amount of argon gas is 10 to 10.
It may be about 100 Nm 3 / min.
【0106】原料合金の温度が20〜25℃程度にまで
低下したら、ほぼ常温(室温よりも低いが、室温との差
が5℃以下の範囲の温度)の不活性ガスを水素炉内部に
送風し、原料の温度が常温レベルに達するのを待つこと
が好ましい。こうすることによって、水素炉の蓋体を開
放した際に、炉内部で結露が生じる事態を避けることが
できる。結露によって炉内部に水分が存在していると、
真空引き工程でその水分が凍結・気化するため、真空度
を上昇させにくくなり、真空引き過程Iに要する時間が
長くなってしまうので好ましくない。When the temperature of the raw material alloy is lowered to about 20 to 25 ° C., an inert gas at about room temperature (a temperature lower than room temperature but within a range of 5 ° C. or less) is blown into the hydrogen furnace. However, it is preferable to wait until the temperature of the raw material reaches the room temperature level. By doing so, when the lid of the hydrogen furnace is opened, it is possible to avoid the situation where dew condensation occurs inside the furnace. If moisture is present inside the furnace due to condensation,
Since the water content is frozen and vaporized in the evacuation step, it is difficult to increase the degree of vacuum, and the time required for the evacuation step I becomes longer, which is not preferable.
【0107】水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から
取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活
性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。
そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止さ
れ、磁石の磁気特性が向上するからである。次に、粗粉
砕された原料合金は複数の原料パックに充填され、ラッ
クに搭載される。When the roughly crushed alloy powder after hydrogen crushing is taken out from the hydrogen furnace, it is preferable to carry out the taking out operation in an inert atmosphere so that the roughly crushed powder does not come into contact with the atmosphere.
This is because the coarsely pulverized powder is prevented from oxidizing and generating heat, and the magnetic characteristics of the magnet are improved. Next, the roughly crushed raw material alloy is filled in a plurality of raw material packs and mounted on a rack.
【0108】水素粉砕によって、希土類合金は0.1m
m〜数mm程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は5
00μm以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金を
ロータリクーラ等の冷却装置によって、より細かく解砕
するともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状
態のまま原料を取り出す場合は、ロータリクーラ等によ
る冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。By hydrogen pulverization, the rare earth alloy is 0.1 m
It is crushed to a size of m to several mm, and the average particle size is 5
It becomes less than 00 μm. After hydrogen pulverization, it is preferable that the embrittled raw material alloy is finely crushed and cooled by a cooling device such as a rotary cooler. When the raw material is taken out in the relatively high temperature state, the cooling process time by the rotary cooler or the like may be relatively long.
【0109】水素粉砕により作製した粗粉砕粉の表面に
は、Ndが多く露出しており、非常に酸化されやすい状
態にある。A large amount of Nd is exposed on the surface of the coarsely pulverized powder produced by hydrogen pulverization, and it is in a state of being easily oxidized.
【0110】[第2粉砕工程]次に、第1粉砕工程で作
製された粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用い
て微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミ
ル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。[Second crushing step] Next, the coarsely crushed powder produced in the first crushing step is subjected to fine crushing using a jet mill crushing device. A cyclone classifier is connected to the jet mill grinding device used in this embodiment.
【0111】ジェットミル粉砕装置は、第1粉砕工程で
粗く粉砕された希土類合金(粗粉砕粉)の供給を受け、
粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイ
クロン分級機を経て回収タンクに集められる。The jet mill crushing device receives the supply of the rare earth alloy (coarse crushed powder) roughly crushed in the first crushing step,
Grind in a grinder. The powder pulverized in the pulverizer is collected in the recovery tank through the cyclone classifier.
【0112】以下、より詳細に説明する。The following is a more detailed description.
【0113】粉砕機内に導入された粗粉砕粉は、内部の
ノズルから高速噴射された不活性ガスによって粉砕機内
に巻き上げられ、粉砕機内で高速気流とともに旋回す
る。そして、被粉砕物同士の相互衝突によって細かく粉
砕される。The coarsely pulverized powder introduced into the pulverizer is wound up in the pulverizer by the inert gas injected at a high speed from the internal nozzle, and swirls in the pulverizer together with the high-speed air stream. Then, the crushed objects are finely crushed by mutual collision.
【0114】このようにして微粉砕された粉末粒子は上
昇気流に乗って分級ロータに導かれて分級ロータで分級
され、粗い粉体は再度粉砕されることになる。所定粒径
以下に粉砕された粉体は、サイクロン分級機の分級機本
体内に導入される。分級機本体内では、所定粒径以上の
相対的な大きな粉末粒子が下部に設置された回収タンク
に堆積されるが、超微粉は不活性ガス気流とともに排気
パイプから外部に排出される。The powder particles thus finely pulverized are carried by the ascending air current to the classification rotor and classified by the classification rotor, so that the coarse powder is pulverized again. The powder pulverized to a predetermined particle size or less is introduced into the classifier body of the cyclone classifier. In the main body of the classifier, relatively large powder particles having a predetermined particle size or more are accumulated in a recovery tank installed in the lower part, but the ultrafine powder is discharged to the outside through an exhaust pipe together with an inert gas flow.
【0115】本実施形態では、ジェットミル粉砕装置内
に導入する不活性ガス中に僅かに酸素(20000pp
m以下、例えば10000ppm程度)を混入する。こ
れにより、微粉砕粉の表面を適度に酸化し、微粉砕粉が
大気雰囲気と接触したときに急激な酸化・発熱が生じな
いようにしている。In this embodiment, a slight amount of oxygen (20,000 pp is added to the inert gas introduced into the jet mill pulverizer.
m or less, for example, about 10,000 ppm). As a result, the surface of the finely pulverized powder is appropriately oxidized so that sudden oxidation and heat generation do not occur when the finely pulverized powder comes into contact with the atmosphere.
【0116】焼結工程でYを主相から粒界相中に拡散さ
せるには、粉末表面の酸化が重要な役割を果たしている
と考えられる。本発明者の検討によれば、粉末中の酸素
量が重量比率で2000ppm以上8000ppm以下
の範囲内に調節することが好ましい。It is considered that the oxidation of the powder surface plays an important role in diffusing Y from the main phase into the grain boundary phase in the sintering step. According to the study by the present inventor, it is preferable to adjust the amount of oxygen in the powder within a range of 2000 ppm to 8000 ppm in weight ratio.
【0117】また、Yを粒内から粒界相へ拡散させるた
め、粉末の平均粒径(FSSS粒度)を5μm以下、よ
り好ましくは4μm以下にすることが好ましい。これ
は、粒径が5μmを超えて大きくなると、Yの拡散距離
が長くなり過ぎるため、結晶粒(主相)内に残存するY
の量が増え、磁化が低下してしまうためである。Further, in order to diffuse Y from the inside of the grains to the grain boundary phase, the average grain size (FSSS grain size) of the powder is preferably 5 μm or less, more preferably 4 μm or less. This is because when the grain size becomes larger than 5 μm, the diffusion distance of Y becomes too long, so that the Y remaining in the crystal grains (main phase) remains.
This is because the amount of P increases and the magnetization decreases.
【0118】[プレス成形]本実施形態では、上記方法
で作製された磁性粉末に対し、ロッキングミキサー内で
潤滑剤を例えば0.3wt%添加・混合し、潤滑剤で合
金粉末粒子の表面を被覆する。潤滑剤としては、脂肪酸
エステルを石油系溶剤で希釈したものを用いることがで
きる。本実施例では、脂肪酸エステルとしてカプロン酸
メチルを用い、石油系溶剤としてはイソパラフィンを用
いる。カプロン酸メチルとイソパラフィンの重量比は、
例えば1:9とする。このような液体潤滑剤は、粉末粒
子の表面を被覆し、粒子の酸化防止効果を発揮するとと
もに、プレス時の配向性および粉末成形性を向上させる
機能(成形体の密度が均一となり、ワレ・ヒビなどの欠
陥を無くすこと)を発揮する。[Press Molding] In this embodiment, a lubricant, for example, 0.3 wt% is added to and mixed with the magnetic powder produced by the above method, and the surface of the alloy powder particles is coated with the lubricant. To do. As the lubricant, a fatty acid ester diluted with a petroleum solvent can be used. In this example, methyl caproate is used as the fatty acid ester and isoparaffin is used as the petroleum solvent. The weight ratio of methyl caproate and isoparaffin is
For example, set to 1: 9. Such a liquid lubricant coats the surface of the powder particles, exerts an antioxidant effect on the particles, and has the function of improving the orientation and powder formability during pressing (the density of the formed body becomes uniform, Exhibit cracks and other defects).
【0119】なお、潤滑剤の種類は上記のものに限定さ
れるわけではない。脂肪酸エステルとしては、カプロン
酸メチル以外に、例えば、カプリル酸メチル、ラウリル
酸メチル、ラウリン酸メチルなどを用いても良い。溶剤
としては、イソパラフィンに代表される石油系溶剤やナ
フテン系溶剤等を用いることができる。潤滑剤添加のタ
イミングは任意であり、例えばジェットミル粉砕装置に
よる微粉砕前、微粉砕中、微粉砕後のいずれであっても
良い。液体潤滑剤に代えて、あるいは液体潤滑剤ととも
に、ステアリン酸亜鉛などの固体(乾式)潤滑剤を用い
ても良い。The type of lubricant is not limited to the above. As the fatty acid ester, other than methyl caproate, for example, methyl caprylate, methyl laurate, methyl laurate and the like may be used. As the solvent, a petroleum solvent represented by isoparaffin, a naphthene solvent, or the like can be used. The lubricant may be added at any timing, for example, before the fine pulverization by the jet mill pulverizer, during the fine pulverization, or after the fine pulverization. A solid (dry) lubricant such as zinc stearate may be used instead of the liquid lubricant or together with the liquid lubricant.
【0120】次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公
知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。Next, the magnetic powder manufactured by the above method is molded in a magnetic field for orientation using a known press machine.
【0121】[焼結工程]上記の粉末成形体に対して、
650〜1000℃の範囲内の温度で10〜240分間
保持する工程と、この後、上記の保持温度よりも高い温
度(例えば1000〜1100℃)で焼結を更に進める
工程とを順次行う。焼結時、特に液相が生成されるとき
(温度が650〜1000℃の範囲内にあるとき)、粒
界相中のNdが融け始めると、主相結晶粒内に多く存在
するYと粒界相において多く存在するNdとの間で相互
拡散が生じる。すなわち、Yは主相結晶粒内部と粒界相
との間における濃度勾配(「主相および液相中でのY濃
度差」に相当)に比例する拡散駆動力を受けて主相から
粒界相へと拡散し、これとは逆にNdは粒界相から主相
中へと拡散してゆくことになる。[Sintering Step] For the above powder compact,
A step of holding at a temperature in the range of 650 to 1000 ° C. for 10 to 240 minutes and a step of further promoting sintering at a temperature higher than the above holding temperature (for example, 1000 to 1100 ° C.) are sequentially performed. During sintering, especially when a liquid phase is generated (when the temperature is in the range of 650 to 1000 ° C.), when Nd in the grain boundary phase begins to melt, Y and grains existing in the main phase crystal grains are often present. Mutual diffusion occurs between Nd, which is often present in the field phase. That is, Y receives a diffusion driving force that is proportional to the concentration gradient between the inside of the main phase crystal grains and the grain boundary phase (corresponding to the “difference in Y concentration between the main phase and the liquid phase”), and Y The Nd diffuses into the phase, and conversely, Nd diffuses from the grain boundary phase into the main phase.
【0122】本実施形態では、酸素量が重量比率で20
00〜8000ppmの焼結体を得ることができる。ま
た、650〜1000℃の範囲で行う熱処理で含有水素
量が減少するため、最終的な焼結体中の水素量は重量比
率で5〜100ppmの範囲内に抑えられる。In this embodiment, the oxygen content is 20 by weight.
It is possible to obtain a sintered body of 00 to 8000 ppm. Further, since the hydrogen content is reduced by the heat treatment performed in the range of 650 to 1000 ° C., the hydrogen content in the final sintered body can be suppressed within the range of 5 to 100 ppm by weight.
【0123】粒界相に拡散したYは、粒界相に存在して
いる酸素と結合し、酸化物となって消費されるため、拡
散駆動力となるYの濃度勾配は維持される。Ndに比較
してYの方が酸化物を安定して生成しやすいため、主相
中から液相中へのYの拡散が進行する一方で、液相のN
dは主相へと拡散する。このとき、粒界相はY主体の相
となるため、体積比率の関係から、Coは主相に移動
し、主相のFeと一部置換する。Y diffused in the grain boundary phase is combined with oxygen existing in the grain boundary phase and consumed as an oxide, so that the concentration gradient of Y serving as a diffusion driving force is maintained. Compared to Nd, Y is more likely to stably form an oxide, so that the diffusion of Y from the main phase to the liquid phase progresses, while the N in the liquid phase progresses.
d diffuses into the main phase. At this time, since the grain boundary phase is a Y-based phase, due to the volume ratio, Co moves to the main phase and partially replaces Fe of the main phase.
【0124】なお、Yを粒界相へ充分に拡散させ、粒界
相に存在するNdやCoなどを主相中に多く取り込むた
めには、前述のように粉末中の酸素量が重量比率で20
00ppm以上8000ppm以下の範囲内に制御され
ることが好ましい。酸素量が2000ppmを下回る
と、Yの粒界相への拡散が充分に行なわれず、主相中に
Yが多く残存し、磁化が低下してしまうからである。逆
に、酸素量が8000ppmを超えて多くなりすぎる
と、希土類元素が酸化物の生成に消費されてしまうた
め、液相生成に寄与する希土類元素の量が減少してしま
い、その結果、焼結密度が低下したり、主相比率の減少
によって磁石特性が劣化してしまうことになるので好ま
しくない。In order to sufficiently diffuse Y into the grain boundary phase and to take in a large amount of Nd, Co, etc. existing in the grain boundary phase into the main phase, the amount of oxygen in the powder is in a weight ratio as described above. 20
It is preferably controlled within the range of 00 ppm or more and 8000 ppm or less. This is because if the amount of oxygen is less than 2000 ppm, Y is not sufficiently diffused into the grain boundary phase, a large amount of Y remains in the main phase, and the magnetization decreases. On the other hand, if the oxygen amount exceeds 8000 ppm and becomes too large, the rare earth element is consumed for the formation of the oxide, so that the amount of the rare earth element that contributes to the liquid phase formation decreases, resulting in sintering. It is not preferable because the density decreases and the main phase ratio decreases, which deteriorates the magnet characteristics.
【0125】なお、LaやScを添加した場合でも、こ
れらの元素を粒界相に濃縮することにより、Coなどの
遷移金属元素、ならびにNdやPrなどの主相に不可欠
な希土類元素が粒界相で消費されることを抑制すること
が可能である。Even when La or Sc is added, by concentrating these elements in the grain boundary phase, transition metal elements such as Co and rare earth elements essential to the main phase such as Nd and Pr are bound to the grain boundaries. It is possible to suppress consumption in the phase.
【0126】[組成限定理由]希土類元素R1として
は、具体的には、Pr、Nd、Sm、Gd、Tb、D
y、Ho、Er、Tm、Luの少なくとも一種類の元素
を用いることができる。充分な磁化を得るには、希土類
元素R1のうちの50at%以上がPrまたはNdのい
ずれかまたは両方によって占められることが好ましい。[Reasons for Limiting Composition] The rare earth element R1 is specifically Pr, Nd, Sm, Gd, Tb, D.
At least one element selected from y, Ho, Er, Tm, and Lu can be used. In order to obtain sufficient magnetization, it is preferable that 50 at% or more of the rare earth element R1 is occupied by Pr or Nd or both.
【0127】希土類元素(R1+R2)の合計が8at
%を下回ると、α−Fe相の析出によって保磁力が低下
するおそれがある。また、希土類元素(R1+R2)の
合計が18at%を超えると、目的とする正方晶Nd2
Fe14B型化合物以外にRリッチの第2相が多く析出
し、磁化が低下するおそれがある。このため、希土類元
素(R1+R2)の合計は、全体の8〜18at%の範
囲内にあることが好ましい。The total of rare earth elements (R1 + R2) is 8 at.
If it is less than%, the coercive force may decrease due to the precipitation of the α-Fe phase. When the total amount of rare earth elements (R1 + R2) exceeds 18 at%, the desired tetragonal Nd2
In addition to the Fe14B type compound, a large amount of R-rich second phase may be precipitated, and the magnetization may be reduced. Therefore, the total of the rare earth elements (R1 + R2) is preferably in the range of 8 to 18 at% of the total.
【0128】T2としては、Co以外にも、Ni、V、
Cr、Mn、Cu、Zr、Nb、Moなどの遷移金属元
素が好適に用いられる。遷移金属元素(T1+T2)の
うち、T1、すなわちFeの占める割合は50at%以
上であることが好ましい。Feの割合が50at%を下
回ると、Nd2Fe14B型化合物の飽和磁化そのもの
が減少するからである。本発明では、R2が粒界相に集
まる結果、添加したT2が効率良く主相内に取り込まれ
る。R2が粒界相で望ましくない化合物を多く形成する
ことがなくなるため、R2の添加量を従来よりも多くす
ることが可能になる。本発明では、T2の添加量を20
at%まで増大させることが可能である。As T2, other than Co, Ni, V,
Transition metal elements such as Cr, Mn, Cu, Zr, Nb and Mo are preferably used. Of the transition metal elements (T1 + T2), T1, that is, the proportion of Fe is preferably 50 at% or more. This is because when the ratio of Fe is less than 50 at%, the saturation magnetization itself of the Nd2Fe14B type compound decreases. In the present invention, as a result of R2 gathering in the grain boundary phase, the added T2 is efficiently incorporated into the main phase. Since R2 does not form many undesired compounds in the grain boundary phase, it is possible to increase the amount of R2 added as compared with the conventional one. In the present invention, the addition amount of T2 is 20
It can be increased to at%.
【0129】Qは、Bおよび/またはCであり、正方晶
Nd2Fe14B型結晶構造を安定的に析出するために
必須である。Qの添加量が3at%未満ではR2T17
相が析出するため保磁力が低下し、減磁曲線の角型性が
著しく損なわれる。また、Qの添加量が20at%を超
えると、磁化の小さな第2相が析出してしまう。従っ
て、Qの含有量は3〜20at%の範囲であることが好
ましい。Q is B and / or C and is essential for stably precipitating a tetragonal Nd2Fe14B type crystal structure. If the amount of Q added is less than 3 at%, R2T17
Since the phases are precipitated, the coercive force is lowered and the squareness of the demagnetization curve is significantly impaired. Moreover, if the amount of addition of Q exceeds 20 at%, the second phase having a small magnetization will be precipitated. Therefore, the content of Q is preferably in the range of 3 to 20 at%.
【0130】粉末の磁気的な異方性をより高めるために
は、他の添加元素Mを付与してもよい。添加元素Mとし
ては、Al、Ga、Sn、およひInからなる群から選
択された少なくとも1種類の元素が好適に使用される。
このような添加元素Mは全く添加されなくても良い。添
加する場合は、添加量を3at%以下にすることが好ま
しい。添加量が3at%を超えると、強磁性相ではなく
第2相が析出して磁化が低下するからである。なお、磁
気的に等方性の磁粉を得るには添加元素Mは不要だが、
固有保磁力を高めるためにAl、Cu、Ga等を添加し
てもよい。In order to enhance the magnetic anisotropy of the powder, another additive element M may be added. As the additional element M, at least one element selected from the group consisting of Al, Ga, Sn, and In is preferably used.
Such an additional element M may not be added at all. When adding, it is preferable that the addition amount be 3 at% or less. This is because if the addition amount exceeds 3 at%, not the ferromagnetic phase but the second phase precipitates and the magnetization decreases. The additional element M is not necessary to obtain magnetically isotropic magnetic powder,
You may add Al, Cu, Ga, etc. in order to raise an intrinsic coercive force.
【0131】(実施例)以下において、本発明による第
2の実施形態の実施例を説明する。Example An example of the second embodiment according to the present invention will be described below.
【0132】本実施例では、まず、(R1x+R2y)
(T1p+T2q)100-x-y-zQzMrの組成式において、
R1がNdおよびDy、R2がY(イットリウム)、T
1がFe、T2がCo、QがB(ホウ素)、MがCuお
よびAlとなる種々の組成を有する原料合金を用意し
た。各元素の組成比率は、Ndが5〜10at%、Dy
が4at%、Yが0〜5at%、Coが0〜6at%、
Bが6at%、Cuが0.2at%、Alが0.4at
%、Feが残余となるように調節した。In this embodiment, first, (R1 x + R2 y )
In the composition formula of (T1 p + T2 q ) 100-xyz Q z M r ,
R1 is Nd and Dy, R2 is Y (yttrium), T
Raw material alloys having various compositions in which 1 is Fe, T2 is Co, Q is B (boron), and M is Cu and Al are prepared. The composition ratio of each element is such that Nd is 5 to 10 at% and Dy
Is 4 at%, Y is 0 to 5 at%, Co is 0 to 6 at%,
B at 6 at%, Cu at 0.2 at%, Al at 0.4 at%.
%, Fe was adjusted so as to be the rest.
【0133】上記合金をAr雰囲気中で約1400℃に
加熱することによって合金の溶湯を作製し、その合金溶
湯を水冷鋳型に注ぎ込んだ。合金溶湯は冷却され、厚さ
5mm程度の合金鋳片が得られた。A molten alloy was prepared by heating the above alloy to about 1400 ° C. in an Ar atmosphere, and the molten alloy was poured into a water-cooled mold. The molten alloy was cooled, and an alloy cast piece having a thickness of about 5 mm was obtained.
【0134】この合金鋳片に水素を吸蔵させた後、真空
排気しながら600℃程度に加熱することによって脆化
させた(水素処理)。この水素処理によって合金から粗
粉砕粉が得られた。その粗粉砕粉をジェットミルで微粉
砕し、平均粒径(FSSS粒度)が約3.5μmの粉末
を作製した。ジェットミルの粉砕雰囲気は酸素を100
00体積ppm程度含む窒素ガスとした。After hydrogen was absorbed into this alloy slab, it was embrittled by heating it to about 600 ° C. while evacuating it (hydrogen treatment). Coarse crushed powder was obtained from the alloy by this hydrogen treatment. The coarsely pulverized powder was finely pulverized with a jet mill to prepare a powder having an average particle size (FSSS particle size) of about 3.5 μm. The crushing atmosphere of the jet mill is 100 oxygen.
A nitrogen gas containing about 00 volume ppm was used.
【0135】このようにして作製した粉末を100MP
a(メガパスカル)でプレスし、55mm×25mm×
20mmのサイズを有する成形体を作製した。プレスに
際して、プレス方向に垂直な方向に配向磁界を印加し、
粉末を配向させた。[0135] The powder produced in this manner was treated with 100MP
Pressed with a (megapascal), 55 mm x 25 mm x
A molded body having a size of 20 mm was produced. At the time of pressing, an orientation magnetic field is applied in a direction perpendicular to the pressing direction,
The powder was oriented.
【0136】次に、この粉末形成体をAr雰囲気中で焼
結した。焼結温度は1060℃、焼結時間は約4時間と
した。Next, this powder forming body was sintered in an Ar atmosphere. The sintering temperature was 1060 ° C. and the sintering time was about 4 hours.
【0137】こうして得られた焼結磁石について、キュ
リー点と保磁力を評価した。The Curie point and coercive force of the thus obtained sintered magnet were evaluated.
【0138】図8は、Co添加量が3at%の場合と6
at%の場合におけるキュリー温度(キュリー点)とY
添加量との関係を示すグラフである。図9は、Y添加量
が0at%、1at%、3at%、および5at%の場
合における保磁力HcjとCo添加量との関係を示すグラ
フである。FIG. 8 shows the case where the amount of Co added is 3 at%, and
Curie temperature (Curie point) and Y for at%
It is a graph which shows the relationship with the amount added. FIG. 9 is a graph showing the relationship between the coercive force H cj and the Co addition amount when the Y addition amount is 0 at%, 1 at%, 3 at%, and 5 at%.
【0139】まず、図8からわかるように、Y添加量を
0at%から増加させるに連れてキュリー温度は上昇す
るが、あるレベルでほぼ飽和している。この飽和レベル
は、Co添加量が多いほど高い。図8から、Coのキュ
リー温度上昇効果がY添加によって増大することが確認
できる。First, as can be seen from FIG. 8, the Curie temperature rises as the Y addition amount is increased from 0 at%, but it is almost saturated at a certain level. This saturation level becomes higher as the amount of Co added increases. From FIG. 8, it can be confirmed that the Curie temperature increasing effect of Co is increased by the addition of Y.
【0140】一方、図9からは、次のことがわかる。On the other hand, the following can be seen from FIG.
【0141】すなわち、Yを添加しない場合、Co添加
量が増加すると、保磁力は急激に低下してゆくのに対し
て、適量のYを添加した場合、保磁力低下を招くことな
く、Co添加量を増大させることができる。言いかえる
と、Y添加により、保磁力の大幅低下を避けながら、C
o添加量を増加させて、それによってキュリー温度を充
分に向上させることが可能になる。That is, when Y is not added, the coercive force sharply decreases as the amount of Co added increases, whereas when an appropriate amount of Y is added, the coercive force does not decrease and Co is added. The amount can be increased. In other words, the addition of Y avoids a large decrease in coercive force while maintaining C
o It is possible to increase the amount of addition and thereby to sufficiently improve the Curie temperature.
【0142】図9によると、Yを全く添加しない場合、
Co添加量が約2at%を超えると、保磁力の低下が大
きくなってくる。これは、Yを全く添加しない場合、C
o添加量を多くするほど、粒界相中に形成されるNdC
o2(強磁性化合物)の量が増大するためと考えられ
る。According to FIG. 9, when Y is not added at all,
When the amount of Co added exceeds about 2 at%, the decrease in coercive force becomes large. This is because if Y is not added at all, C
o NdC formed in the grain boundary phase increases with increasing addition amount
It is considered that this is because the amount of o 2 (ferromagnetic compound) increases.
【0143】Co添加量が少ない場合、Yを添加しない
場合とY添加量が1at%の場合との間に保磁力の大き
な差異は観察されない。しかし、Co添加量が約3at
%程度以上になると、Yを添加しない場合の保磁力はC
o添加量の増加にしたがって大きく低下して行くのに対
して、Yを添加した場合の保磁力は、Co添加量によら
ず、ほぼ一定の大きさを保持している。これは、Y添加
の効果として、粒界相に形成されるNdCo2(強磁性
化合物)の量が低く抑えられるからである。ただし、Y
添加量が大きくなり過ぎると(例えば5at%以上にな
ると)、粒界相中のY酸化物が増加し、保磁力が低下す
る。発明者の実験によると、Y添加量の好ましい範囲
は、0<y≦4at%、更に好ましい範囲は0.5<y
≦3at%である。なお、保磁力の低下をできる限り避
けるという観点から、Y添加量の上限を更に低く制限す
ると、それは約2at%となる。No large difference in coercive force is observed between the case where the amount of Co added is small, the case where Y is not added and the case where the amount of Y added is 1 at%. However, the amount of Co added is about 3 at
%, The coercive force without adding Y is C
While it decreases greatly as the amount of o added increases, the coercive force when Y is added maintains a substantially constant value regardless of the amount of Co added. This is because as a result of the addition of Y, the amount of NdCo 2 (ferromagnetic compound) formed in the grain boundary phase can be suppressed low. However, Y
If the amount of addition is too large (for example, 5 at% or more), the amount of Y oxide in the grain boundary phase increases and the coercive force decreases. According to the inventor's experiment, the preferable range of the Y addition amount is 0 <y ≦ 4 at%, and the more preferable range is 0.5 <y.
≦ 3 at%. If the upper limit of the Y addition amount is further limited from the viewpoint of avoiding the decrease of the coercive force as much as possible, it becomes about 2 at%.
【0144】Yの添加量が最適化されているとき、Co
添加量を20at%まで引き上げることが可能になる。
本発明の場合、Co添加量の好ましい範囲は、0<q≦
20at%であり、より好ましい範囲は0<q≦15a
t%である。When the amount of Y added is optimized, Co
It becomes possible to increase the addition amount to 20 at%.
In the case of the present invention, the preferable range of Co addition amount is 0 <q ≦
20 at%, more preferable range is 0 <q ≦ 15a
t%.
【0145】次に、Nd10Dy4Y2Fe71Co7B6の組
成を有するインゴット合金および焼結磁石について、そ
れらの組織をEPMA(電子線プローブ・マイクロアナ
ライザ)を用いて観察した。Next, the structures of the ingot alloy and the sintered magnet having the composition of Nd 10 Dy 4 Y 2 Fe 71 Co 7 B 6 were observed using EPMA (electron probe / microanalyzer).
【0146】図10はインゴット合金の組成像写真およ
び元素マッピング写真を示し、図11は焼結磁石の組成
像写真および元素マッピング写真を示す。FIG. 10 shows a composition image photograph and an element mapping photograph of the ingot alloy, and FIG. 11 shows a composition image photograph and an element mapping photograph of the sintered magnet.
【0147】図10(a)および図11(a)に示す組
成像写真においては、明るい部分が粒界相を示し、暗い
部分が主相結晶粒内を示している。In the composition image photographs shown in FIGS. 10A and 11A, the bright portion shows the grain boundary phase and the dark portion shows the inside of the main phase crystal grains.
【0148】図10および図11において、(b)〜
(f)は、それぞれ、Nd、Dy、Co、Fe、および
Yのマッピング写真を示している。In FIGS. 10 and 11, (b)-
(F) shows mapping photographs of Nd, Dy, Co, Fe, and Y, respectively.
【0149】図10(a)および(b)を比較してわか
るようにインゴット合金の段階では、Ndは粒界相中に
多く存在している。また、図10(a)および(d)を
比較してわかるように、この段階ではCoも粒界相に多
く存在している。これに対し、Yは、図10(a)およ
び(f)を比較してわかるように、主相中に多く存在し
ている。As can be seen by comparing FIGS. 10A and 10B, a large amount of Nd is present in the grain boundary phase at the stage of the ingot alloy. Further, as can be seen by comparing FIGS. 10A and 10D, Co is also present in the grain boundary phase in a large amount at this stage. On the other hand, a large amount of Y is present in the main phase, as can be seen by comparing FIGS. 10A and 10F.
【0150】焼結磁石の段階では、Yは、図11(f)
からわかるように粒界相中に多く存在し(粒界相中に濃
縮され)、Coは、図11(a)および(d)を比較し
てわかるように主相中に多く取り込まれている。At the stage of the sintered magnet, Y is as shown in FIG.
As can be seen from FIG. 11, a large amount of Co is present in the grain boundary phase (concentrated in the grain boundary phase), and a large amount of Co is incorporated in the main phase as can be seen by comparing FIGS. 11 (a) and 11 (d). .
【0151】このように、焼結によってYが粒界相に濃
縮する結果、Coが粒界相から主相中に移動することが
わかった。そして、主相では、CoがFeと置換し、キ
ュリー温度上昇に寄与する。従来のように粒界相中にC
oが多く存在する場合は、焼結後に強磁性のNdCo2
が多く形成されるのに対して、本発明ではYの働きによ
り粒界相内のCo濃度が大きく低下する結果、粒界相で
は強磁性のNdCo2がほとんど形成されず、保磁力低
下が抑制される。As described above, as a result of Y being concentrated in the grain boundary phase by sintering, it was found that Co moves from the grain boundary phase into the main phase. Then, in the main phase, Co replaces Fe and contributes to the Curie temperature increase. C in the grain boundary phase as in the past
When a large amount of o exists, ferromagnetic NdCo 2 is obtained after sintering.
However, in the present invention, the concentration of Co in the grain boundary phase is greatly reduced in the present invention, and as a result, ferromagnetic NdCo 2 is scarcely formed in the grain boundary phase, and a decrease in coercive force is suppressed. To be done.
【0152】なお、(R1x+R2y)(T1p+T2q)
100-x-y-zQzMrの組成式における組成比率xおよびy
は、0.01≦y/(x+y)≦0.23の関係式を満
足することが好ましい。Note that (R1 x + R2 y ) (T1 p + T2 q ).
Composition ratios x and y in the composition formula of 100-xyz Q z M r
Preferably satisfies the relational expression 0.01 ≦ y / (x + y) ≦ 0.23.
【0153】なお、R−Fe−B系磁石においては、希
土類元素Rが酸化しやすいために耐食性が低く、その結
果として磁気特性が劣化するという問題がある。R−F
e−B系磁石の耐食性が低い理由は、次のように考えら
れる。すなわち、R−Fe−B系磁石中の粒界に存在し
ているNdやPrが大気中の水分と反応して水酸化物を
構成する。この水酸化物の形成に伴って粒界で体積膨張
が生じるため、強い応力が局所的に発生し、磁石の一部
に脱粒が発生する。このような脱粉が発生した部位から
酸化や腐食が進行しやすくなる。Note that the R-Fe-B magnet has a problem that the rare earth element R is easily oxidized, so that the corrosion resistance is low and, as a result, the magnetic characteristics are deteriorated. R-F
The reason why the corrosion resistance of the e-B magnet is low is considered as follows. That is, Nd and Pr present at the grain boundaries in the R-Fe-B magnet react with moisture in the atmosphere to form hydroxide. Since the volume expansion occurs at the grain boundaries due to the formation of the hydroxide, a strong stress is locally generated, and the grain is shed in a part of the magnet. Oxidation and corrosion are likely to proceed from the site where such powder removal occurs.
【0154】本発明者らは、本発明による希土類焼結磁
石について、その耐食性を評価した。この耐食性評価に
用いた試料の組成(at%)は、以下の表1に示すとお
りである。The present inventors evaluated the corrosion resistance of the rare earth sintered magnet according to the present invention. The composition (at%) of the sample used for this corrosion resistance evaluation is as shown in Table 1 below.
【0155】[0155]
【表1】 [Table 1]
【0156】上記試料1〜4の磁石に対して、2気圧、
125℃、相対湿度85%の加速試験環境下で24時間
保持する耐食性テストを行った。なお、耐食性の程度
は、腐食によって発生する脱粒量によって評価した。For the magnets of Samples 1 to 4, 2 atm,
A corrosion resistance test was carried out by holding in an accelerated test environment of 125 ° C. and a relative humidity of 85% for 24 hours. The degree of corrosion resistance was evaluated by the amount of shedding generated by corrosion.
【0157】テストの結果、試料1および2の間では、
有意の差は認められなかった。しかし、試料3では、脱
粒量が試料1の1/2程度となり、試料4では脱粉量が
試料1の1/5程度となった。As a result of the test, between Samples 1 and 2,
No significant difference was observed. However, in Sample 3, the amount of shattering was about 1/2 of that of Sample 1, and in Sample 4, the amount of shattering was about 1/5 of that of Sample 1.
【0158】上記試料に添加したYは、酸素との結合力
が強く、水酸化物を構成することなく酸化物として安定
に存在する。このため、Yが粒界に存在すると、水酸化
物の形成に伴う体積膨張が生じにくく、脱粉も生じにく
くなると考えられる。これは、Y添加による特殊な効果
であり、Yに代えてLaを添加した場合には得られな
い。The Y added to the above sample has a strong bonding force with oxygen and stably exists as an oxide without forming a hydroxide. Therefore, when Y is present at the grain boundaries, it is considered that volume expansion due to the formation of hydroxide is less likely to occur and de-dusting is less likely to occur. This is a special effect due to the addition of Y, and cannot be obtained when La is added instead of Y.
【0159】[0159]
【発明の効果】本発明によれば、Yなどを粒界相に拡散
することにより、NdやPrなどの主相に不可欠な希土
類元素を粒界相で消費することなく効率的に利用し、主
相の磁化を高く維持し、優れた磁気特性を発揮する希土
類焼結磁石を提供することが可能になる。According to the present invention, by diffusing Y or the like into the grain boundary phase, rare earth elements essential to the main phase such as Nd and Pr can be efficiently used without being consumed in the grain boundary phase, It is possible to provide a rare earth sintered magnet that maintains high magnetization of the main phase and exhibits excellent magnetic characteristics.
【0160】また、本発明の他の態様によれば、Yなど
の希土類元素R2を粒界相に集めることにより、主相に
おいて磁気特性向上に寄与する元素(CoやNiなど)
を粒界相で無駄に消費することなく主相中に効率的に取
り込むことができる。また、NdやPrなどの主相に不
可欠な希土類元素をも主相に取り込むことができる。こ
のため、これらの元素の効率的利用を図りながら、耐熱
性などの磁石性能を更に高めることが可能になる。According to another aspect of the present invention, by collecting the rare earth element R2 such as Y in the grain boundary phase, an element (Co, Ni, etc.) that contributes to the improvement of magnetic characteristics in the main phase.
Can be efficiently incorporated into the main phase without wasting in the grain boundary phase. Also, rare earth elements such as Nd and Pr, which are indispensable for the main phase, can be incorporated into the main phase. Therefore, it is possible to further improve the magnet performance such as heat resistance while efficiently utilizing these elements.
【図1】主相と粒界相を模式的に示す図であり、(a)
は、原料合金の段階における組織構造を示し、(b)は
焼結過程における組織構造を示し、(c)は焼結磁石の
組織構造を示している。FIG. 1 is a diagram schematically showing a main phase and a grain boundary phase, (a)
Shows the texture structure in the stage of the raw material alloy, (b) shows the texture structure in the sintering process, and (c) shows the texture structure of the sintered magnet.
【図2】本発明で好適に用いられ得る水素粉砕処理にお
ける温度プロファイルの一例を示すグラフである。FIG. 2 is a graph showing an example of a temperature profile in a hydrogen pulverization process that can be preferably used in the present invention.
【図3】Nd11.8RE’2.4Fe79.7B6.1(RE’は、
Y、La、またはCe)の組成式で表される焼結磁石に
おいて、Y、La、およびCeの添加量と残留磁束密度
Brとの関係を示すグラフである。[Fig. 3] Nd 11.8 RE ' 2.4 Fe 79.7 B 6.1 (RE' is
6 is a graph showing the relationship between the residual magnetic flux density B r and the addition amounts of Y, La, and Ce in a sintered magnet represented by the composition formula of Y, La, or Ce).
【図4】(a)は焼結磁石A(Nd11.8Y2.4Fe79.7
B6.1)の組成像写真、(b)は、焼結磁石AのYマッ
ピング写真、(c)は焼結磁石Aの組織を模式的に示す
図である。FIG. 4 (a) is a sintered magnet A (Nd 11.8 Y 2.4 Fe 79.7).
B 6.1 ) is a composition image photograph, (b) is a Y mapping photograph of the sintered magnet A, and (c) is a diagram schematically showing the structure of the sintered magnet A.
【図5】(a)は焼結磁石B(Nd11.8La2.4Fe
79.7B6.1)の組成像写真、(b)は、焼結磁石BのL
aマッピング写真、(c)は焼結磁石Bの組織を模式的
に示す図である。FIG. 5 (a) is a sintered magnet B (Nd 11.8 La 2.4 Fe).
79.7 B 6.1 ) composition image photograph, (b) shows L of sintered magnet B
A mapping photograph, (c) is a diagram schematically showing the structure of the sintered magnet B.
【図6】(a)は焼結磁石C(Nd11.8Ce2.4Fe
79.7B6.1)の組成像写真、(b)は、焼結磁石CのC
eマッピング写真、(c)は焼結磁石Cの組織を模式的
に示す図である。FIG. 6A is a sintered magnet C (Nd 11.8 Ce 2.4 Fe).
79.7 B 6.1 ) Composition image photograph, (b) is C of sintered magnet C
e mapping photograph, (c) is a diagram schematically showing the structure of the sintered magnet C.
【図7】主相と粒界相を模式的に示す図であり、(a)
は原料合金の段階における組織構造を示し、(b)およ
び(c)は焼結過程における組織構造を示し、(d)は
焼結磁石の組織構造を示している。FIG. 7 is a diagram schematically showing a main phase and a grain boundary phase, (a)
Shows the structural structure at the stage of the raw material alloy, (b) and (c) show the structural structure in the sintering process, and (d) shows the structural structure of the sintered magnet.
【図8】キュリー点(キュリー温度)、Y添加量、およ
びCo添加量の関係を示すグラフでりある。グラフの縦
軸がキュリー温度、横軸がY添加量である。FIG. 8 is a graph showing the relationship between Curie point (Curie temperature), Y addition amount, and Co addition amount. The vertical axis of the graph is the Curie temperature, and the horizontal axis is the Y addition amount.
【図9】保磁力Hcj、Y添加量、およびCo添加量の関
係を示すグラフである。グラフの縦軸が保磁力、横軸が
Co添加量である。FIG. 9 is a graph showing the relationship between coercive force H cj , Y addition amount, and Co addition amount. The ordinate of the graph is the coercive force, and the abscissa is the amount of Co added.
【図10】原料合金の組成像写真および元素マッピング
写真を示し、(a)は、組成像写真、(b)〜(f)
は、それぞれ、Nd、Dy、Co、Fe、およびYのマ
ッピング写真である。FIG. 10 shows a composition image photograph and an element mapping photograph of a raw material alloy, (a) is a composition image photograph, and (b) to (f).
Are mapping pictures of Nd, Dy, Co, Fe, and Y, respectively.
【図11】焼結磁石の組成像写真および元素マッピング
写真を示し、(a)は、組成像写真、(b)〜(f)
は、それぞれ、Nd、Dy、Co、Fe、およびYのマ
ッピング写真である。FIG. 11 shows a composition image photograph and an element mapping photograph of a sintered magnet, (a) is a composition image photograph, and (b) to (f).
Are mapping pictures of Nd, Dy, Co, Fe, and Y, respectively.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 FI H01F 41/02 H01F 1/04 H (56)参考文献 特開 平7−11306(JP,A) 特開 平4−155902(JP,A) 特開 平8−107034(JP,A) 特開 平4−268048(JP,A) 特開2000−82610(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) H01F 1/08 B22F 3/00 B22F 9/04 C22C 38/00 303 H01F 1/053 H01F 41/02 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. 7 Identification code FI H01F 41/02 H01F 1/04 H (56) Reference JP-A-7-11306 (JP, A) JP-A-4-155902 ( JP, A) JP-A-8-1007034 (JP, A) JP-A-4-268048 (JP, A) JP-A-2000-82610 (JP, A) (58) Fields investigated (Int.Cl. 7 , DB) Name) H01F 1/08 B22F 3/00 B22F 9/04 C22C 38/00 303 H01F 1/053 H01F 41/02
Claims (14)
Qzで表現され(R1はLa(ランタン)、Y(イット
リウム)およびSc(スカンジウム)を除く全ての希土
類元素からなる群から選択された少なくとも1種の元
素、R2はLa、Y、およびScからなる群から選択さ
れた少なくとも1種の元素であり、Yを必ず含み、Tは
全ての遷移元素からなる群から選択された少なくとも1
種の元素、QはBおよびCからなる群から選択された少
なくとも1種の元素)、Nd2Fe14B型結晶構造を有
する結晶粒を主相として含む希土類焼結磁石であって、 組成比率x、y、およびzが、それぞれ、 8≦x≦18at%、 0.1≦y≦3.5at%、および 3≦z≦20at%、 を満足し、 酸素量が重量比率で2000ppm以上8000ppm
以下であり、R2の濃度が前記結晶粒中よりも粒界相の
少なくとも一部において高い希土類焼結磁石。1. The composition formula is (R1 x + R2 y ) T 100-xyz.
It is represented by Q z (R1 is La (lanthanum), at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except Y (yttrium) and Sc (scandium), and R2 is La, Y, and Sc). Is at least one element selected from the group consisting of Y and T is at least 1 selected from the group consisting of all transition elements.
Element, Q is at least one element selected from the group consisting of B and C), and a rare earth sintered magnet containing crystal grains having a Nd 2 Fe 14 B type crystal structure as a main phase, wherein the composition ratio is x, y, and z satisfy 8 ≦ x ≦ 18 at%, 0.1 ≦ y ≦ 3.5 at%, and 3 ≦ z ≦ 20 at%, respectively, and the oxygen content is 2000 ppm or more and 8000 ppm in weight ratio.
The rare earth sintered magnet having the following R2 concentration is higher in at least a part of the grain boundary phase than in the crystal grains.
(x+y)≦0.23の関係式を満足する請求項1に記
載の希土類焼結磁石。2. The composition ratios x and y are 0.01 ≦ y /
The rare earth sintered magnet according to claim 1, which satisfies a relational expression of (x + y) ≦ 0.23.
Qzで表現される希土類合金(R1はLa、Y、および
Scを除く全ての希土類元素からなる群から選択された
少なくとも1種の元素、R2はLa、Y、およびScか
らなる群から選択された少なくとも1種の元素であり、
Yを必ず含み、Tは全ての遷移元素からなる群から選択
された少なくとも1種の元素、QはBおよびCからなる
群から選択された少なくとも1種の元素)の粉末であっ
て、組成比率x、y、およびzが、それぞれ、8≦x≦
18at%、0.1≦y≦3.5at%、および3≦z
≦20at%を満足する合金を用意する工程と、酸素を含み、かつ酸素濃度が20000ppm以下に管
理されたガス中で前記合金を粉砕する ことによって前記
合金の粉末を作製する工程と、 前記希土類合金の粉末を焼結する工程と、を包含し、 前記焼結工程は、650〜1000℃の範囲内の温度で
10〜240分間保持する第1の工程と、前記第1の工
程における保持温度よりも高い温度で焼結を更に進める
第2の工程とを包含し、 焼結前においては前記希土類合金中のNd2Fe14B型
結晶構造を有する主相結晶粒中に存在していたR2を焼
結過程中に粒界相へ拡散させ、それによって、R2の濃
度を前記結晶粒中よりも粒界相の少なくとも一部におい
て高くする希土類焼結磁石の製造方法。3. The composition formula is (R1 x + R2 y ) T 100-xyz.
A rare earth alloy represented by Q z (R1 is at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except La, Y, and Sc, and R2 is selected from the group consisting of La, Y, and Sc. At least one element,
A powder containing Y, T is at least one element selected from the group consisting of all transition elements, Q is at least one element selected from the group consisting of B and C, and the composition ratio is x, y, and z are each 8 ≦ x ≦
18 at%, 0.1 ≦ y ≦ 3.5 at%, and 3 ≦ z
A step of preparing an alloy satisfying ≦ 20 at% and a tube containing oxygen and having an oxygen concentration of 20000 ppm or less.
Including a step of producing powder of the alloy by crushing the alloy in a controlled gas, and a step of sintering powder of the rare earth alloy, wherein the sintering step is performed at 650 to 1000 ° C. It includes a first step of holding at a temperature within the range for 10 to 240 minutes, and a second step of further advancing the sintering at a temperature higher than the holding temperature in the first step. R2 existing in the main phase crystal grains having the Nd 2 Fe 14 B type crystal structure in the rare earth alloy is diffused into the grain boundary phase during the sintering process, whereby the concentration of R2 is higher than that in the crystal grains. A method for producing a rare earth sintered magnet, wherein the grain boundary phase is increased in at least a part thereof.
は重量比率で2000ppm以上8000ppm以下で
ある請求項3に記載の希土類焼結磁石の製造方法。4. The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 3, wherein the amount of oxygen contained in the powder of the rare earth alloy is 2000 ppm or more and 8000 ppm or less in weight ratio.
希土類合金中の粒界相中に存在していたR1を焼結過程
中に前記主相結晶粒中へ拡散させる請求項3または4に
記載の希土類焼結磁石の製造方法。5. The sintering step diffuses R1 existing in a grain boundary phase in the rare earth alloy before sintering into the main phase crystal grains during the sintering process. 4. The method for producing a rare earth sintered magnet according to item 4.
R2の酸化物を形成する請求項3から5のいずれかに記
載の希土類焼結磁石の製造方法。6. The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 3, wherein the sintering step forms an oxide of R 2 in the grain boundary phase.
SS粒度)は5μm以下である請求項3から6のいずれ
かに記載の希土類焼結磁石の製造方法。7. The average particle diameter (FS) of the rare earth alloy powder.
The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 3, wherein the SS grain size) is 5 μm or less.
2q)100-x-y-z-rQzMrで表現され(R1はLa(ラン
タン)、Y(イットリウム)およびSc(スカンジウ
ム)を除く全ての希土類元素からなる群から選択された
少なくとも1種の元素、R2はLa、Y、およびScか
らなる群から選択された少なくとも1種の元素であり、
Yを必ず含み、T1はFe、T2はFeを除く全ての遷
移元素からなる群から選択された少なくとも1種の元素
であり、必ずCoを含み、QはBおよびCからなる群か
ら選択された少なくとも1種の元素、MはAl、Ga、
Sn、およびInからなる群から選択された少なくとも
1種の元素)、 Nd2Fe14B型結晶構造を有する結晶粒を主相として
含む希土類焼結磁石であって、 組成比率x、y、z、p、q、およびrが、それぞれ、 8≦x+y≦18at%、 0<y≦4at%、 3≦z≦20at%、 0<q≦20at%、 0<q/(p+q)≦0.3、および 0≦r≦3at%、 を満足し、 酸素量が重量比率で2000ppm以上8000ppm
以下であり、R2の濃度が前記結晶粒中よりも粒界相の
少なくとも一部において高い希土類焼結磁石。8. The composition formula is (R1 x + R2 y ) (T1 p + T
2 q ) 100-xyzr Q z M r (R1 is at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except La (lanthanum), Y (yttrium) and Sc (scandium), R2 Is at least one element selected from the group consisting of La, Y, and Sc,
Must contain Y, T1 is Fe, T2 is at least one element selected from the group consisting of all transition elements except Fe, must contain Co, Q is selected from the group consisting of B and C At least one element, M is Al, Ga,
At least one element selected from the group consisting of Sn and In), a rare earth sintered magnet containing crystal grains having a Nd 2 Fe 14 B type crystal structure as a main phase, wherein the composition ratios x, y, z , P, q, and r are 8 ≦ x + y ≦ 18 at%, 0 <y ≦ 4 at%, 3 ≦ z ≦ 20 at%, 0 <q ≦ 20 at%, and 0 <q / (p + q) ≦ 0.3, respectively. , And 0 ≦ r ≦ 3 at%, and the oxygen content is 2000 ppm or more and 8000 ppm in weight ratio.
The rare earth sintered magnet having the following R2 concentration is higher in at least a part of the grain boundary phase than in the crystal grains.
関係式を満足する請求項8に記載の希土類焼結磁石。9. The rare earth sintered magnet according to claim 8, wherein the composition ratio y satisfies the relational expression of 0.5 ≦ y ≦ 3 at%.
2q)100-x-y-z-rQzMrで表現され(R1はLa(ラン
タン)、Y(イットリウム)およびSc(スカンジウ
ム)を除く全ての希土類元素からなる群から選択された
少なくとも1種の元素、R2はLa、Y、およびScか
らなる群から選択された少なくとも1種の元素であり、
Yを必ず含み、T1はFe、T2はFeを除く全ての遷
移元素からなる群から選択された少なくとも1種の元素
であり、必ずCoを含み、QはBおよびCからなる群か
ら選択された少なくとも1種の元素、MはAl、Ga、
Sn、およびInからなる群から選択された少なくとも
1種の元素)、 Nd2Fe14B型結晶構造を有する結晶粒を主相として
含む希土類焼結磁石の製造方法であって、 組成比率x、y、z、p、q、およびrが、それぞれ、 8≦x+y≦18at%、 0<y≦4at%、 3≦z≦20at%、 0<q≦20at%、 0<q/(p+q)≦0.3、および 0≦r≦3at%、 を満足する合金を用意する工程と、酸素を含み、かつ酸素濃度が20000ppm以下に管
理されたガス中で前記合金を粉砕する ことによって前記
合金の粉末を作製する工程と、 前記希土類合金の粉末を焼結する工程と、を包含し、 前記焼結工程は、650〜1000℃の範囲内の温度で
10〜240分間保持する第1の工程と、前記第1の工
程における保持温度よりも高い温度で焼結を更に進める
第2の工程とを包含し、 焼結前においては前記希土類合金中のNd2Fe14B型
結晶構造を有する主相結晶粒中に存在していたR2を焼
結過程中に粒界相へ拡散させ、それによって、R2の濃
度を前記結晶粒中よりも粒界相の少なくとも一部におい
て高くする希土類焼結磁石の製造方法。10. The composition formula is (R1 x + R2 y ) (T1 p + T
2 q ) 100-xyzr Q z M r (R1 is at least one element selected from the group consisting of all rare earth elements except La (lanthanum), Y (yttrium) and Sc (scandium), R2 Is at least one element selected from the group consisting of La, Y, and Sc,
Must contain Y, T1 is Fe, T2 is at least one element selected from the group consisting of all transition elements except Fe, must contain Co, Q is selected from the group consisting of B and C At least one element, M is Al, Ga,
At least one element selected from the group consisting of Sn and In), a method for producing a rare earth sintered magnet containing, as a main phase, crystal grains having an Nd 2 Fe 14 B type crystal structure, wherein a composition ratio x, y, z, p, q, and r are 8 ≦ x + y ≦ 18 at%, 0 <y ≦ 4 at%, 3 ≦ z ≦ 20 at%, 0 <q ≦ 20 at%, 0 <q / (p + q) ≦, respectively. A step of preparing an alloy satisfying 0.3 and 0 ≦ r ≦ 3 at%, and a tube containing oxygen and having an oxygen concentration of 20000 ppm or less.
Including a step of producing powder of the alloy by crushing the alloy in a controlled gas, and a step of sintering powder of the rare earth alloy, wherein the sintering step is performed at 650 to 1000 ° C. It includes a first step of holding at a temperature within the range for 10 to 240 minutes, and a second step of further advancing the sintering at a temperature higher than the holding temperature in the first step. R2 existing in the main phase crystal grains having the Nd 2 Fe 14 B type crystal structure in the rare earth alloy is diffused into the grain boundary phase during the sintering process, whereby the concentration of R2 is higher than that in the crystal grains. A method for producing a rare earth sintered magnet, wherein the grain boundary phase is increased in at least a part thereof.
量は重量比率で2000ppm以上8000ppm以下
である請求項10に記載の希土類焼結磁石の製造方法。11. The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 10, wherein the amount of oxygen contained in the powder of the rare earth alloy is 2000 ppm or more and 8000 ppm or less by weight.
記希土類合金中の粒界相中に存在していたR1を焼結過
程中に前記主相結晶粒中へ拡散させる請求項10に記載
の希土類焼結磁石の製造方法。12. The sintering process according to claim 10, wherein R1 existing in the grain boundary phase in the rare earth alloy before sintering is diffused into the main phase crystal grains during the sintering process. A method for producing the rare earth sintered magnet described.
てR2の酸化物を形成する請求項10に記載の希土類焼
結磁石の製造方法。13. The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 10, wherein the sintering step forms an oxide of R2 in the grain boundary phase.
SSS粒度)は5μm以下である請求項10に記載の希
土類焼結磁石の製造方法。14. The average particle diameter (F) of the rare earth alloy powder.
The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 10, wherein the SSS particle size) is 5 μm or less.
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