JP4470884B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石およびその製造方法に関する。
高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有することから、各種モータ、アクチュエータなど様々な用途に使用されている。しかし、電気、電子機器の小型化・軽量化さらには高機能化のため、さらなる磁気特性の向上、耐食性の向上、コストダウンなどが要求されている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、残留磁束密度を決定する因子は、主相の存在比率とその配向度である。主相存在比を高めるためには、組成をＲ2Ｔ14Ｂ化合物の化学量論比に近づければよいが、特にＢを減少させることは現実には困難である。生産上、Ｂが化学量論比を下回ると、保磁力を担う粒界相に軟磁性のＲ2Ｆｅ17相が析出し、保磁力が大幅に低下してしまう。このため、Ｂ濃度は化学量論比よりも僅かに高い値をタッゲート値に設定する必要がある。
このため、従来は、どうしても粒界にＢリッチ相（Ｎｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4）の析出した組織が形成されてしまう。Ｂリッチ相は、磁石特性には何ら関与せず、その比率が大きくなると、残留磁束密度Ｂrが低下してしまうとになる。また、微量のＢを検知することは困難であり、分析精度の誤差はＢ含有量に対してプラスマイナス２％程度になる。このため、化学量論比よりも過剰なＢを添加せざるを得ず、Ｂ濃度低減によって磁石特性を更に向上させることはできなかった。
一方、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に種々の元素を添加して磁気特性の向上を図る提案が数多くなされている。それらの添加元素のうち、Ｇａは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系ボンド磁石、特にＨＤＤＲ法による異方性ボンド磁石に添加されている。Ｇａ添加の目的は、焼結磁石では保磁力向上にあり、ボンド磁石では、再結晶工程における保磁力向上および異方性保持にある。
特許文献１は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石へ０．２〜１３質量％のＧａを添加することによって高い保磁力が得られることを開示している。特許文献２は、０．０８７〜１４．４質量％のＧａとともにＮｂ、Ｗ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏのうち少なくとも１種を添加することによって高い保磁力が得られることを開示している。これらの文献に開示されている従来技術は、比較的多量のＧａを添加することによって保磁力を向上させることを目的としている。
特許文献３は、Ｒ（Ｆｅ1-x-y-z-uＣｏxＢyＧａzＭu）A組成において、０＜ｚ≦０．１５という広い範囲のＧａを添加することを開示している。特許文献３では、０．０８７質量％以上（ｚ＝０．００１）のＧａを添加することによって効果が認められると記載されている。
特許文献４は、Ｏ（酸素）濃度が０．３〜０．７質量％の範囲において、０．０１〜０．５質量％のＧａを添加することを開示しているが、実施例におけるＧａ添加量は０．０９質量％以上である。特許文献５は、Ｏ（酸素）濃度が０．２５質量％以下において、０．０１〜０．５質量％のＧａを添加することを開示しているが、実施例におけるＧａ添加量は０．０８質量％以上であり、このときのＢ濃度は１．０５質量％である。
特許文献６および特許文献７は、濃度０．９〜１．３質量％のＢと濃度０．０２〜０．５質量％のＧａを同時に添加することが開示されているが、Ｖの添加が必須であり、また、Ｂ濃度が１．０質量％未満の実施例は記載されていない。
特許文献８は、７ａt％以下の種々添加元素が記載され、その中にＧａも含まれているが、磁石構成相にＮｄリッチ相と共にＢリッチ相を必須とする。
特許文献９は、０．０５〜１質量％のＧａを添加することを開示しているが、Ｎｂを必須元素として含有させている。
特許文献１０は、いわゆるＨＤＤＲ法を用いて焼結磁石を製造する方法を開示している。０〜４ａt％のＧａ添加が開示されている。しかし、水素化反応を用いるＨＤＤＲ処理におけるＧａの働きは、焼結磁石では発現しない。
特許文献１１は、異なる２種の組成の合金原料を混合して用いる２合金法に関する発明が開示している。両方の合金または一方の合金には０．０１〜０．５質量％のＧａとＡｌとを複合添加することが記載されているが、０．１質量％のＧａを添加する実施例しか開示されていない。
特許第２５７７３７３号公報
特許第２７５１１０９号公報
特許第３２５５５９３号公報
特許第３２５５３４４号公報
特許第２９６６３４２号公報
特許第３２９８２２１号公報
特許第３２９８２１９号公報
特許第３２９６５０７号公報
特許第３０８０２７５号公報
特許第２９０４５７１号公報
特開２００２−３８２４５号公報
上記の従来技術では、何れの場合も、比較的量の多いＧａを添加するか、あるいは、Ｇａと他の添加元素とを複合添加することによって保磁力を向上させている。しかし、Ｂ濃度を減少させて主相の存在比率を高めることにより、残留磁束密度Ｂrを向上させることについては、教示も示唆もされていない。
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、Ｂ−ｒｉｃｈ相（Ｒ1.1Ｆｅ4Ｂ4）の存在比率を低減し、主相の存在比率を高めることより、残留磁束密度Ｂrを向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することにある。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ：２７．０質量％以上３２．０質量％以下（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種であり、ＮｄまたはＰｒのいずれかが必ず含まれる）、Ｔ：６３．０質量％以上７２．５質量％以下（Ｔは、Ｆｅを必ず含み、Ｔの５０％以下をＣｏで置換できる）、Ｇａ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、およびＢ：０．８５質量％以上０．９８質量％以下の組成を有している。
好ましい実施形態においては、Ｍ：２．０質量％以下（Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗからなる群から選択された少なくとも１種）を含有する。
好ましい実施形態においては、正方晶Ｒ2Ｔ14Ｂ型結晶構造を有する主相が磁石体積の９０％以上を占め、かつＲ1.1Ｆｅ4Ｂ4相を実質的に含まない。
好ましい実施形態において、酸素濃度は０．５質量％以下であり、窒素濃度は０．２質量％以下であり、水素濃度は０．０１質量％以下である。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、Ｒ：２７．０質量％以上３２．０質量％以下（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種であり、ＮｄまたはＰｒのいずれかが必ず含まれる）、Ｔ：６３．０質量％以上７２．５質量％以下（Ｔは、Ｆｅを必ず含み、Ｔの５０％以下をＣｏで置換できる）、Ｇａ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、およびＢ：０．８５質量％以上０．９８質量％以下の組成を有する合金の粉末を用意する工程と、前記合金の粉末を成形し、焼結して焼結磁石を作製する工程と、前記焼結磁石に対して、４００℃〜６００℃の熱処理を施す工程とを含む。
好ましい実施形態において、前記合金の粉末を用意する工程は、前記合金の溶湯を用意する工程と、前記合金の溶湯をストリップキャスト法によって急冷し、凝固させることによって急冷合金を作製する工程と、前記急冷合金を粉砕する工程とを含む。
本発明によれば、Ｂ濃度を低減しても、軟磁性相の生成を抑制しながら、実質的にＢ−ｒｉｃｈ相（Ｒ1.1Ｆｅ4Ｂ4）を含まない高保磁力の焼結磁石を提供することができる。Ｂは、ＰＲＴＲ法管理物質に指定されているため、Ｂの使用を削減できること自体がすぐれた効果をもたらす。
また、本発明の組成によれば、熱処理後、Ｂ濃度に対する保磁力の変化（低下）が殆ど生じないため、Ｂ濃度に関する管理基準を緩和することができ、再現性良く高品質の焼結磁石を提供することが可能となる。
本発明で使用するＧａは高価な金属であるが、本発明によれば、従来に比べて極微量の添加で上記効果を得ることができるため、コストアップを生ずることがない。なお、Ｂ−ｒｉｃｈ相の消滅によって、必要なＲ量の削減も図れるため、それよってもコストダウンが可能である。更に、前述したように、Ｂ−ｒｉｃｈ相の消滅およびＲ量の削減によって耐食性が向上するという利点が得られる。
本発明者は、０．０１質量％以上０．０８質量％以下という極微量のＧａを添加することにより、Ｂ濃度を０．８５質量％以上０．９８質量％以下の範囲内の従来よりも低い値に設定して粒界相におけるＢリッチ相（Ｎｄ1.1Ｆｅ4Ｂ4）の生成を抑制しながら、軟磁性Ｒ2Ｆｅ17相の生成をも抑制できることを見いだして、本発明を想到するに至った。
本発明では、Ｇａの微量添加により、粒界相におけるＢリッチ相および軟磁性Ｒ2Ｆｅ17相の生成が抑制される結果、Ｂ濃度が比較的低い場合でも、保磁力の低下を招かずに優れた磁石特性を発現させることが可能になる。このようなＧａの微量添加によって得られる効果は、従来は全く知られていなかったものである。前述した先行技術文献に開示されているＧａの添加は、Ｂ濃度が１．０質量％を超える範囲で保磁力を増大させることなどを目的して行われているが、Ｂ濃度が０．９８質量％以下において生じていた保磁力低下を抑制する働きがＧａの微量添加によってもたらされることは、本願発明者によって初めて明らかになったことである。
本発明によれば、Ｂ濃度を低く設定しても、保磁力が変動しにくく、Ｂの過剰添加が必要なくなるため、主相の存在比率が増加し、残留磁束密度Ｂｒを向上する。Ｂリッチ相の存在は、耐食性に悪い影響を示すことが知られているが、本発明の焼結磁石にはＢリッチ相が実質的に存在しないため、耐食性が向上する。
また、本発明では、Ｂの過剰添加に伴なう余分なＲの添加も必要なくなるため、貴重な希土類元素Ｒの無駄な消費を避けることが可能となる。更に、反応性に富んだ希土類元素Ｒの濃度が低下すると、それによって焼結磁石の耐食性が更に向上するという利点もある。
なお、本発明では、従来のＧａ添加と比べて低い濃度のＧａしか添加しないため、高価なＧａの使用量を低下させつつ、磁石特性向上効果を充分に得ることができる。
軟磁性相の生成がＧａの微量添加によって抑制される詳細なメカニズムは明らかになっていないが、後に詳細に説明する実験結果から、焼結後の熱処理が重要な役割を果たしていると考えられる。
以下、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の好ましい実施形態を説明する。
まず、Ｒ：２７．０質量％以上３２．０質量％以下（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種であり、ＮｄまたはＰｒのいずれかが必ず含まれる）、Ｔ：６３．０質量％以上７２．５質量％以下（Ｔは、Ｆｅを必ず含み、Ｔの５０％以下をＣｏで置換できる）、Ｇａ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、およびＢ：０．８５質量％以上０．９８質量％以下の組成を有する合金を作製する。具体的には、上記組成となるように原材料を溶解し、冷却・凝固して合金を作製する。
上記合金の製造は、公知の一般的な方法を採用して行うことができる。各種の合金製造方法の中でも、ストリップキャスティング法がさらに効果的に用いられる。ストリップキャスティング法によれば、例えば板厚０．１ｍｍ〜５ｍｍ程度の鋳片を得ることができる。得られた鋳片は、Ｒリッチ相が微細に分散し、主相であるＲ2Ｔ14Ｂ相の短軸寸法が０．１〜５０μｍ、長軸寸法が５μｍ〜板厚程度の極微細な柱状組織を有している。このような柱状組織の存在により、高磁気特性を得ることができる。ストリップキャスティング法の代わりに、遠心鋳造法を採用しても良い。また、溶解・合金化の工程に代えて、直接還元拡散法を用いて上記組成の合金を作製しても良い。
得られた合金を、公知の方法によって平均粒径１〜１０μｍに粉砕される。このような合金の粉末は、粗粉砕工程と微粉砕工程の２種類の粉砕を行うことによって好適に作製され得る。粗粉砕は、水素吸蔵粉砕法や、ディスクミルなどを用いた機械的粉砕法によって行うことができる。また、微粉砕は、ジェットミル粉砕法、ボールミル、アトライターなどの機械的粉砕法によって行うことができる。
上記の粉砕によって得られた微粉砕粉は、公知の成形技術を用いて様々な形状に成形される。成形は、磁場中圧縮成形法を用いて行うことが一般的であるが、パルス配向した後静水圧成形やゴムモールド内で成形する方法を用いて行っても良い。
成形時の給粉の能率、成形密度の均一化、成形時の離型性などを向上させるために、脂肪酸エステルなどの液状潤滑剤やステアリン酸亜鉛などの固状潤滑剤を微粉砕前の粉末および／または微粉砕後の粉末に添加することが好ましい。添加量は、粉末１００重量部に対して、０．０１重量部〜５重量部が好ましい。
成形後の成形体は、公知の方法によって焼結することができる。焼結温度は１０００℃〜１１８０℃、焼結時間は１〜６時間程度が好ましい。焼結後の焼結体には、所定の熱処理を施す。この熱処理によって、この発明によるＧａの微量添加効果、Ｂの削減効果がより一層顕著となる。熱処理条件は、温度４００℃〜６００℃、時間１〜８時間程度である。
［組成限定理由］
Ｒは希土類焼結磁石の必須元素であって、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種から選択され得る。ただし、Ｒは、ＮｄまたはＰｒのいずれか一方を必ず含むことが望ましい。更に好ましくは、Ｎｄ−Ｄｙ、Ｎｄ−Ｔｂ、Ｎｄ−Ｐｒ−Ｄｙ、またはＮｄ−Ｐｒ−Ｔｂで示される希土類元素の組合わせを用いる。
Ｒは希土類焼結磁石の必須元素であって、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種から選択され得る。ただし、Ｒは、ＮｄまたはＰｒのいずれか一方を必ず含むことが望ましい。更に好ましくは、Ｎｄ−Ｄｙ、Ｎｄ−Ｔｂ、Ｎｄ−Ｐｒ−Ｄｙ、またはＮｄ−Ｐｒ−Ｔｂで示される希土類元素の組合わせを用いる。
希土類元素のうち、ＤｙやＴｂは、特に保磁力の向上に効果を発揮する。上記元素以外に少量のＣｅやＬａなど他の希土類元素を含有してもよく、ミッシュメタルやジジムを用いることもできる。また、Ｒは純元素でなくてもよく、工業上入手可能な範囲で、製造上不可避な不純物を含有するものでも差し支えない。含有量は、２７．０質量％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られず、３２．０質量％を超えると残留磁束密度が低下するため、２７．０質量％以上３２．０質量％以下とする。
Ｔは、Ｆｅを必ず含み、その５０％以下をＣｏで置換することができる。また、ＦｅやＣｏ以外の少量の遷移金属元素を含有することができる。Ｃｏは温度特性の向上、耐食性の向上に有効であり、通常は、１０質量％以下のＣｏおよび残部Ｆｅの組合わせで用いる。含有量は、６３．０質量％未満では残留磁束密度が低下し、７２．５質量％を超えると保磁力の低下を来たすので、６３．０質量％以上７２．５質量％以下とする。
Ｇａは本発明の必須元素である。従来、Ｇａは主として保磁力向上を目的として比較的多量に（０．０８質量％以上）添加されていたが、本発明では、Ｇａの微量添加によってＢを化学量論比に極めて近い領域まで低減しても、保磁力の低下が起こらないという今まで予測されていなかった効果を発揮させている。
本発明では、Ｇａの含有量を０．０１質量％以上０．０８質量％以下に設定している。０．０１質量％未満では上記の特徴を得ることができず、また、分析による管理が困難となる。０．０８質量％を超えると、後述するように、残留磁束密度Ｂrの低下を招いてしまうため好ましくない。
本発明におけるＧａは、単独の添加、すなわち、他の添加元素との複合添加なしでその効果を発揮することができる。但し、他の目的、例えば、さらなる保磁力向上を目的として後述するＭ元素などを添加することは差し支えない。
Ｂは必須元素であって、上記の通り、その含有量は、Ｇａが含有されることによって、化学量論比に極めて近い０．８５質量％以上０．９８質量％以下にすることができる。
Ｂが０．８５質量％未満では軟磁性のＲ2Ｆｅ17相が析出し、保磁力が大幅に低下し、０．９８質量％を超えるとＢ−ｒｉｃｈ相が増加し高い残留磁束密度を得ることができない。従って、本発明では、Ｂ濃度を０．８５質量％以上０．９８質量％以下の範囲内に設定する。特に好ましい範囲は０．９０質量％以上０．９６質量％以下である。このように、本発明によれば、Ｂ濃度を低減しているため、焼結磁石の構成相から実質的にＢ−ｒｉｃｈ相（Ｒ1.1Ｆｅ4Ｂ4）を無くし、主相の体積比率を高めることができる。その結果、保磁力の低下を招くことなく、焼結磁石の残留磁束密度を向上させることができる。
なお、Ｂの一部はＣで置換できる。このような置換を行なうと、磁石の耐食性を高めることが知られている。本発明の磁石においても、ＢをＣで置換することは可能ではあるが、Ｃ置換は保磁力の低下を伴うため、好ましくない。通常の焼結磁石の製造方法で磁石に含まれるＣは、主相中のＢを置換せず、結晶粒界に希土類炭化物などの不純物として存在し、磁気特性を低下させる。
Ｍ元素は、保磁力向上のために添加することができる。Ｍ元素は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍo、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうち少なくとも１種である。添加量は２．０質量％以下が好ましい。２．０質量％を超えると残留磁束密度が低下するためである。
本発明では、上記元素以外に不可避的不純物を許容することができる。例えば、Ｆｅから混入するＭｎ、Ｃｒや、Ｆｅ−Ｂ（フェロボロン）から混入するＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕなどである。
上述した組成の合金を、前述した粉末冶金的手段を用いて焼結磁石を製造することにより、得られた焼結磁石における構成相は、正方晶Ｒ2Ｔ14Ｂ型結晶構造を有する主相が磁石体積の９０％以上を占め、かつＲ1.1Ｆｅ4Ｂ4相を実質的に含まない構成相となる。
また、得られた焼結磁石においては、酸素：０．５質量％以下、窒素：０．２質量％以下、水素：０．０１質量％以下であることが好ましい。このように酸素、窒素、および水素濃度の上限を制限することにより、主相比率を高めることができ、残留磁束密度Ｂrを高めることができる。
（実施例１）
Ｎｄ３１．０質量％、Ｃｏ１．０質量％、Ｇａ０．０２質量％、Ｂ０．９３〜１．０２質量％、Ａｌ０．２質量％、Ｃｕ０．１質量％、残部Ｆｅからなる組成の各元素を溶解し、ストリップキャスト法により、凝固させた。こうして得られたＢ量が異なるそれぞれの合金に対して、水素加圧による水素脆化法にて脆化後、真空中６００℃（８７３Ｋ）で１時間保持し、冷却して原料粗粉を得た。この原料粗粉を、気流式粉砕器（日本ニューマチック製ＰJＭ）を用いて、窒素ガス雰囲気で微粉砕した。何れの試料も、得られた微粉末の粒度はＦＳＳＳの測定で３．０±０．１μｍであった。
Ｎｄ３１．０質量％、Ｃｏ１．０質量％、Ｇａ０．０２質量％、Ｂ０．９３〜１．０２質量％、Ａｌ０．２質量％、Ｃｕ０．１質量％、残部Ｆｅからなる組成の各元素を溶解し、ストリップキャスト法により、凝固させた。こうして得られたＢ量が異なるそれぞれの合金に対して、水素加圧による水素脆化法にて脆化後、真空中６００℃（８７３Ｋ）で１時間保持し、冷却して原料粗粉を得た。この原料粗粉を、気流式粉砕器（日本ニューマチック製ＰJＭ）を用いて、窒素ガス雰囲気で微粉砕した。何れの試料も、得られた微粉末の粒度はＦＳＳＳの測定で３．０±０．１μｍであった。
この微粉末を、０．８ＭＡ/ｍの磁界中、１９６ＭＰａの圧力で成型した。成形体のサイズは、１５ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍであった。成型に際し、潤滑剤やバインダーは一切使用せず、また、磁界印可方向と加圧方向が直交する、直角磁界成型機を用いた。
この成型体を、真空焼結炉を用い、８００℃（１０７３Ｋ）にて１時間保持した後、１０４０℃（１３１３Ｋ）にて２時間保持し、焼結した。この時の炉内雰囲気は、アルゴンガス（Ａｒ）を導入しつつ真空排気する方法でＡｒ分圧を３００Ｐａに保持した。冷却は、炉内をＡｒガスにて大気圧まで復圧し、Ａｒを流気しつつ放冷する方法で行った。
得られた焼結体を機械加工後、ＢＨトレーサにて磁石特性を評価した後、Ａｒ雰囲気中で５００℃（７７３Ｋ）、１時間の熱処理を行い、再度機械加工し、ＢＨトレーサにて磁石特性を評価した。
磁石特性を評価した後、各試料を３５０℃（６２３Ｋ）にて１時間の熱処理を行って熱消磁した後、窒素雰囲気にて鋼製乳鉢で粉砕して分析試料とし、ＩＣＰによる成分分析、ガス分析装置による炭素、窒素、酸素分析、ＴＤＳによる水素分析を行った。以下のデータに示す組成は、全て焼結磁石そのものの分析値である。密度は、アルキメデス法による測定である。
得られた焼結体の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（Ｈcj）、焼結密度を図１に示す。また、前記焼結体に５００℃で１時間の熱処理を施した後の磁気特性を同様に図１に示す。図１は、磁石特性のＢ濃度依存性を示すグラフである。グラフでは、０．０２質量％のＧａを添加した実施例、およびＧａを添加していない比較例の各々についてのデータが示されている。図中の○プロットは、熱処理なし（焼結上がり：ａｓ−ｓｉｎｔｅｒｅｄ）の場合の測定結果を示し、●プロットが熱処理有り（ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｅｄ）の場合の測定結果を示している。
Ｒ量（Ｎｄ）一定の場合、Ｂ濃度の減少とともにＢrは向上するが、本実施例（○：熱処理なし、●：熱処理後）では、Ｂ濃度が低い領域でも、特に熱処理後において保磁力の低下は認められない。特に、Ｂ濃度が０．９８質量％以下の場合、熱処理を加えることによって保磁力が大きく改善することがわかる。
一方、比較例（△：熱処理なし、▲：熱処理後）では、Ｂ濃度が０．９８質量％以下になると、保磁力が急激に低下している。この保磁力の低下は、熱処理によっても改善されない。
なお、いずれの試料についても、酸素：０．３６−０．４０質量％、窒素：０．００４−０．０１５質量％、炭素：０．０４−０．０５質量％、水素：０．００２質量％以下であった。
（実施例２）
図２は、Ｒ量を３１質量％、Ｂ量を０．９４質量％に固定し、Ｇａ量を変化させた場合の磁石特性と密度を示すグラフである。Ｂ濃度（０．９４質量％）は、図１のグラフからわかるように、Ｇａ添加効果が顕著に認められる組成範囲内に設定している。
図２は、Ｒ量を３１質量％、Ｂ量を０．９４質量％に固定し、Ｇａ量を変化させた場合の磁石特性と密度を示すグラフである。Ｂ濃度（０．９４質量％）は、図１のグラフからわかるように、Ｇａ添加効果が顕著に認められる組成範囲内に設定している。
本実施例における試料作製方法は、実施例１における試料作製方法と同じである。図２のグラフにおいて、○で示す熱処理なしの磁石特性によれば、Ｇａ添加によって保磁力ＨcJが向上することがわかる。また、●で示す熱処理後（ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｅｄ）の磁石特性によれば、極微量（０．０１質量％）のＧａ添加でも、より効率的に保磁力ＨcJが向上することがわかる。
一方、残留磁束密度Ｂrは、Ｇａ濃度が０．０４質量％付近でピークを示す。特にＧａ濃度が０．０８質量％を超えると、残留磁束密度Ｂrは、焼結体の密度が向上するにもかかわらず、Ｇａ添加なしの場合のおける残留磁束密度Ｂrよりも低下してしまうことがわかる。
以上のことから、本発明のようにＢ濃度が低く設定される場合は、Ｇａ濃度を０．０８質量％以下に設定する必要があることがわかる。従来のようにＧａ濃度が０．０８質量％を超えると、残留磁束密度Ｂrの低下が生じるため好ましくない。
なお、本データのサンプルは、何れも酸素：０．３８−０．４４質量％、窒素：０．００４−０．０１２質量％、炭素：０．０３−０．０５質量％、水素：０．００２質量％以下であった。
（実施例３）
実施例１で用いた試料につき、熱消磁後の磁石を機械的に加工、研磨し、金属組織を観察した。図３は、３１Ｎｄ−ｂａｌ．Ｆｅ−１Ｃｏ−０．２Ａｌ−０．１Ｃｕ−０．０２Ｇａ−０．９３Ｂの焼結磁石の金属組織を示す。図３における左の写真は反射電子線像を示し、右の写真はＢの特性Ｘ線像を示している。この組成では、Ｂの集積点が認められず、実質的にＢ−ｒｉｃｈ相がないことがわかる。
実施例１で用いた試料につき、熱消磁後の磁石を機械的に加工、研磨し、金属組織を観察した。図３は、３１Ｎｄ−ｂａｌ．Ｆｅ−１Ｃｏ−０．２Ａｌ−０．１Ｃｕ−０．０２Ｇａ−０．９３Ｂの焼結磁石の金属組織を示す。図３における左の写真は反射電子線像を示し、右の写真はＢの特性Ｘ線像を示している。この組成では、Ｂの集積点が認められず、実質的にＢ−ｒｉｃｈ相がないことがわかる。
（比較例）
実施例１で用いた試料につき、熱消磁後の磁石を機械的に加工、研磨し、金属組織を観察した。図４は、３１Ｎｄ−ｂａｌ．Ｆｅ−１Ｃｏ−０．２Ａｌ−０．１Ｃｕ−０．０２Ｇａ−１．０１Ｂの焼結磁石の金属組織を示す。図４における左の写真は、反射電子線像を示し、右の写真は、Ｂの特性Ｘ線像を示している。図４からわかるように、Ｂの集積点が観察される。すなわち、Ｂが過剰の組成では、Ｇａを添加しても、Ｂ−ｒｉｃｈ相が生成される。
実施例１で用いた試料につき、熱消磁後の磁石を機械的に加工、研磨し、金属組織を観察した。図４は、３１Ｎｄ−ｂａｌ．Ｆｅ−１Ｃｏ−０．２Ａｌ−０．１Ｃｕ−０．０２Ｇａ−１．０１Ｂの焼結磁石の金属組織を示す。図４における左の写真は、反射電子線像を示し、右の写真は、Ｂの特性Ｘ線像を示している。図４からわかるように、Ｂの集積点が観察される。すなわち、Ｂが過剰の組成では、Ｇａを添加しても、Ｂ−ｒｉｃｈ相が生成される。
図５は、３１Ｎｄ−ｂａｌ．Ｆｅ−１Ｃｏ−０．２Ａｌ−０．１Ｃｕ−０．９４Ｂの焼結磁石の金属組織を示す。図５の焼結磁石には、Ｇａが添加されておらず、その保磁力は図１のグラフに示すように低い。
また、Ｂの特性Ｘ線像からわかるように、Ｂ−ｒｉｃｈ相は観察されない。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂの３元状態図に従えば、強磁性のＮｄ2Ｆｅ17相が生成していると考えられる。Ｇａの添加が無く、かつ、Ｂ濃度が低い組成の焼結磁石において、保磁力が低下する原因は、このＮｄ2Ｆｅ17相が析出するためであると考えられる。
（実施例４）
本実施例は、実施例１と同様にして作製した試料において、希土類元素Ｒの一部を重希土類Ｄｙで置換している。磁気特性のＤｙ置換率依存性を図６に示す。図６から、Ｂ濃度が０．９３質量％という低い値でも、Ｇａの添加により、大きな保磁力が得られることがわかる。
本実施例は、実施例１と同様にして作製した試料において、希土類元素Ｒの一部を重希土類Ｄｙで置換している。磁気特性のＤｙ置換率依存性を図６に示す。図６から、Ｂ濃度が０．９３質量％という低い値でも、Ｇａの添加により、大きな保磁力が得られることがわかる。
(実施例５)
焼結磁石の組成がＮｄ３１．０質量％、Ｃｏ１．０質量％、Ｇａ０．０４質量％、Ａｌ０．２質量％、Ｃｕ０．１質量％、Ｂ０．９３〜１．０１質量％、残部Ｆｅとなるように、各元素の原料を溶解・鋳造した。本実施例では、上記の溶解・鋳造をストリップキャスト法およびインゴット法の各々の方法によって行なった。こうして得られた合金に含まれるＢ量は試料ごとに０．９３〜１．０１質量％の範囲で異なる値を示す。
焼結磁石の組成がＮｄ３１．０質量％、Ｃｏ１．０質量％、Ｇａ０．０４質量％、Ａｌ０．２質量％、Ｃｕ０．１質量％、Ｂ０．９３〜１．０１質量％、残部Ｆｅとなるように、各元素の原料を溶解・鋳造した。本実施例では、上記の溶解・鋳造をストリップキャスト法およびインゴット法の各々の方法によって行なった。こうして得られた合金に含まれるＢ量は試料ごとに０．９３〜１．０１質量％の範囲で異なる値を示す。
このようなＢ濃度の異なる合金に対して、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製した。但し、ストリップキャスト法の母合金を用いた場合の焼結温度は１０４０℃（１３１３Ｋ）に設定し、インゴット法の母合金を用いた場合の焼結温度は１０７０℃（１３４３Ｋ）に設定した。焼結温度での保持時間は、いずれの場合も２時間に設定した。
得られた磁石の評価を、実施例１における評価と同様にして行なった。図７は、５００℃（７７３Ｋ）で１時間の熱処理を行った後の磁気特性のＢ濃度依存性を示している。図７の○はストリップキャスト法による合金のデータを示し、□はインゴット法による合金のデータを示している。
図７からわかるように、いずれの鋳造方法による場合でも、図１の比較例に示したＧａを添加しない場合（▲）に比べ、より少ないＢ量でも保磁力の低下は認められず、Ｇａ添加がＢ削減に有効であることがわかる。また、インゴット法を用いて作製した合金よりも、ストリップキャスト法を用いて作製した合金による場合の方が優れた効果を発揮していることがわかる。
なお、本実施例におけるいずれの試料についても、酸素：０．３８〜０．４１質量％、窒素：０．０１２〜０．０２０質量％、炭素：０．０４〜０．０６質量％、水素：０．０２質量％以下であった。
本発明によれば、Ｂ濃度を低減しても、軟磁性相の生成を抑制しながら、実質的にＢ−ｒｉｃｈ相（Ｒ1.1Ｆｅ4Ｂ4）を含まない高保磁力の焼結磁石を提供することができる。Ｂは、ＰＲＴＲ法管理物質に指定されているため、Ｂの使用を削減できること自体がすぐれた効果をもたらす。
また、本発明の組成によれば、熱処理後、Ｂ濃度に対する保磁力の変化（低下）が殆ど生じないため、Ｂ濃度に関する管理基準を緩和することができ、再現性良く高品質の焼結磁石を提供することが可能となる。
本発明で使用するＧａは高価な金属であるが、本発明によれば、従来に比べて極微量の添加で上記効果を得ることができるため、コストアップを生ずることがない。なお、Ｂ−ｒｉｃｈ相の消滅によって、必要なＲ量の削減も図れるため、それよってもコストダウンが可能である。更に、前述したように、Ｂ−ｒｉｃｈ相の消滅およびＲ量の削減によって耐食性が向上するという利点が得られる。
Claims (5)
- Ｒ：２７．０質量％以上３２．０質量％以下（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種であり、ＮｄまたはＰｒのいずれかが必ず含まれる）、
Ｔ：６３．０質量％以上７２．５質量％以下（Ｔは、Ｆｅを必ず含み、Ｔの５０％以下をＣｏで置換できる）、
Ｇａ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、および
Ｂ：０．９０質量％以上０．９６質量％以下
の組成を有し、
正方晶Ｒ2Ｔ14Ｂ型結晶構造を有する主相が磁石体積の９０％以上を占め、かつＲ1.1Ｆｅ4Ｂ4相を実質的に含まない、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。 - Ｍ：２．０質量％以下（Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗからなる群から選択された少なくとも１種）を含有する請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
- 酸素濃度は０．５質量％以下であり、窒素濃度は０．２質量％以下であり、水素濃度は０．０１質量％以下である請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
- Ｒ：２７．０質量％以上３２．０質量％以下（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも１種であり、ＮｄまたはＰｒのいずれかが必ず含まれる）、Ｔ：６３．０質量％以上７２．５質量％以下（Ｔは、Ｆｅを必ず含み、Ｔの５０％以下をＣｏで置換できる）、Ｇａ：０．０１質量％以上０．０８質量％以下、およびＢ：０．９０質量％以上０．９６質量％以下の組成を有する合金の粉末を用意する工程と、
前記合金の粉末を成形し、焼結して焼結磁石を作製する工程と、
前記焼結磁石に対して、４００℃〜６００℃の熱処理を施す工程と、
を含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。 - 前記合金の粉末を用意する工程は、
前記合金の溶湯を用意する工程と、
前記合金の溶湯をストリップキャスト法によって急冷し、凝固させることによって急冷合金を作製する工程と、
前記急冷合金を粉砕する工程と、
を含む請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
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