JP4483630B2 - 希土類焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法に関する。

希土類合金の焼結磁石（永久磁石）は、一般に、希土類合金の粉末の成形体を焼結し、必要に応じて時効処理することによって製造される。

現在、サマリウム・コバルト系磁石と、ネオジム・鉄・ボロン系磁石の二種類が各分野で広く用いられている。なかでも、ネオジム・鉄・ボロン系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石」と称する。ＲはＹを含む希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはボロンである。）は、種々の磁石の中で最も高い最大磁気エネルギー積を示し、価格も比較的安いため、各種電子機器へ積極的に採用されている。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、主にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの正方晶化合物からなる主相、Ｎｄ等からなるＲリッチ相、およびＢリッチ相から構成されている。なお、Ｆｅの一部がＣｏやＮｉなどの遷移金属と置換されてもよく、Ｂの一部がＣで置換されてもよい。本発明が好適に適用されるＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、米国特許第４，７７０，７２３号および米国特許第４，７９２，３６８号の明細書に記載されている。

このような磁石となるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を作製するために、従来は、インゴット鋳造法が用いられてきた。一般的なインゴット鋳造法によると、出発原料である希土類金属、電解鉄およびフェロボロン合金を高周波溶解し、得られた溶湯を鋳型内で比較的ゆっくりと冷却することによって合金インゴットが作製される。

近年、合金の溶湯を単ロール、双ロール、回転ディスク、または回転円筒鋳型の内面などと接触させることによって、比較的速く冷却し、合金溶湯から、インゴットよりも薄い凝固合金（「合金フレーク」と称することにする。）を作製するストリップキャスト法や遠心鋳造法に代表される急冷法が注目されている。このような急冷法によって作製された合金片の厚さは、一般に、約０．０３ｍｍ以上約１０ｍｍ以下の範囲にある。急冷法によると、合金溶湯は冷却ロールに接触した面（ロール接触面）から凝固し始め、ロール接触面から厚さ方向に結晶が柱状に成長してゆく。その結果、ストリップキャスト法などによって作製された急冷合金は、短軸方向のサイズが約０．１μｍ以上約１００μｍ以下で、長軸方向のサイズが約５μｍ以上約５００μｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相と、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相の粒界に分散して存在するＲリッチ相とを含有する組織を持つにいたる。Ｒリッチ相は希土類元素Ｒの濃度が比較的高い非磁性相である。

急冷合金は、従来のインゴット鋳造法（金型鋳造法）によって作製された合金（インゴット合金）に比較して相対的に短い時間（冷却速度：１０²℃／秒以上、１０⁴℃／秒以下）で冷却されているため、組織が微細化され、結晶粒径が小さいという特徴を有している。また、粒界の面積が広く、Ｒリッチ相は粒界内に広く広がっているため、Ｒリッチ相の分散性にも優れるという利点がある。これらの特徴が故に、急冷合金を用いることによって、優れた磁気特性を有する磁石を製造することができる。

なお、本明細書においては、固体合金の塊を「合金塊」と呼び、従来のインゴット鋳造法によって得られる合金インゴットおよびストリップキャスト法などの急冷法によって得られる合金フレークなどの溶湯を冷却して得られた凝固合金を含むものとする。

これらの合金塊を粉砕することによって得られる微粉末を用いて成形体が作製される。成形体の作製に供される微粉末は、例えば水素化粉砕法および／または種々の機械的粉砕法（例えば、ボールミルやアトライターが用いられる）で粉砕し、得られた粗粉末（例えば、平均粒径１０μｍ〜５００μｍ）を例えばジェットミルを用いた乾式粉砕法で微粉砕することによって得られる。微粉末の平均粒径は、磁気特性の観点から、１．５μｍ〜７μｍの範囲内にあることが好ましい。なお、粉末の「平均粒径」は、特にことわらない限り、ここでは、ＦＳＳＳ（Fisher Sub-Sieve Sizer）粒径を指すことにする。

成形体の作製には、一軸プレス成形法が広く用いられている。特に、最大磁気エネルギー積の高い焼結磁石（異常性焼結磁石）を作製する場合には、圧縮工程において配向磁界が印加される。このときの結晶粒の配向度が高いほど、最大磁気エネルギー積は大きくなる。また、配向度が高いと横方向（配向磁界に直交する方向）のＢｒが小さく、偏磁が少ないという効果が得られる。

そこで、配向度を高める方法として、従来は、一軸プレス成形工程において印加する配向磁界として、強度が大きいパルス磁界を印加する方法が採用されていた。しかしながら、強いパルス磁界を印加するためには、磁気回路が大型化する。また、配向磁界の印加に伴い渦電流によりダイス（金型）が発熱する（例えば６０℃以上に達する）ので、ダイスを冷却する必要が生じ、連続成形することができなくなる。

なお、ＣＩＰ法やＲＩＰ法などの等方圧縮成形法を用いれば、一軸プレス成形法よりも高い配向度を有する成形体を得ることができるが、ＣＩＰ法やＲＩＰ法によって得られる成形体は、寸法精度が低いので（典型的には成形体の中央部が膨らむので）、所望の外形を有する焼結磁石を得るためには、焼結体を加工する必要が生じ、生産効率および材料の歩留まりが低いという問題がある。
特開平６−９６９２８号公報

本発明は、上記諸点に鑑みてなされたものであり、プレス成形を用いても従来よりも高い配向度の焼結磁石を得ることができる、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の希土類焼結磁石の製造方法であって、１１原子％以上１８原子％以下の軽希土類元素ＬＲ（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、ＥｕおよびＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）と、４原子％以上１２原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属との混合物である元素Ｔ、微量添加元素Ｍおよび不可避不純物である組成を有し、Ｄ９９（累積体積分率が９９％となる粒径）が１２μｍ以下である第１合金微粉末を用意する工程と、１０原子％以上３５原子％以下の重希土類元素ＨＲ（Ｙ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、０原子％以上１０原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属との混合物である元素Ｔ、微量添加元素Ｍおよび不可避不純物である組成を有し、Ｄ９９（累積体積分率が９９％となる粒径）が１２μｍ以下である第２合金微粉末を用意する工程と、前記第１合金微粉末と前記第２合金微粉末とを混合し、混合粉末を用意する工程と、配向磁界として反転磁界を印加しながら前記混合粉末を圧縮成形することによって成形体を得る工程と、前記成形体を焼結することによって焼結体を得る工程とを包含することを特徴とする。焼結温度は、例えば１０００℃以上１１４０℃以下の範囲内であり、焼結時間は、例えば１時間以上８時間以下の範囲である。

ある実施形態において、前記混合粉末は、１質量％以上５０質量％の前記第２合金微粉末を含む。

ある実施形態において、前記第１および第２合金微粉末の平均粒径が２．０μｍ以上５．０μｍ以下である。

ある実施形態において、前記焼結工程において、主相の平均結晶粒径が８μｍ以上４０μｍ以下の範囲となるまで結晶粒成長が行われる。

ある実施形態において、前記反転磁界の強度は２．５Ｔ以下である。前記反転磁界の強度は１．０Ｔ以上であることが好ましい。

ある実施形態において、前記第２合金微粉末の前記重希土類元素ＨＲはＤｙおよびＴｂの内から選ばれる少なくとも１種の元素を含む。

ある実施形態において、前記成形体を作製する工程は、一軸プレス成形法を用いて行われる。

本発明の希土類焼結磁石は、上記のいずれかの製造方法によって製造されたことを特徴とする。

ある実施形態において、配向磁界方向の残留磁束密度をＢｒ_x、配向磁界方向に直交する２つの方向の残留磁束密度をＢｒ_yおよびＢｒ_zとして、Ｂｓ’＝（Ｂｒ_x ²＋Ｂｒ_y ²＋Ｂｒ_z ²）^1/2に対するＢｒ_xの比（＝Ｂｒ_x／Ｂｓ’）を配向度パラメータＰと定義するとき、配向度パラメータＰの値が０．９９０超である。

本発明によると、一軸プレス成形を用いても従来よりも高い配向度を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石を製造することができる。

以下、図面を参照しながら、本発明による実施形態のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を説明する。

本発明による実施形態のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、希土類元素として、Ｎｄに代表される軽希土類元素ＬＲに加えて、Ｄｙに代表される重希土類元素ＨＲを用いる。また、軽希土類元素ＬＲを含む第１合金と、それとは別に重希土類元素ＨＲを含む第２合金とを用意し、それぞれ微粉末（第１合金微粉末および第２合金微粉末）としてから混合し、得られた混合粉を用いて成形体を作製する（「ブレンド法」と呼ぶことがある。）。このとき、第１合金微粉末および第２合金微粉末は、いずれも、ＦＳＳＳによって求められる微粉末の粒度分布におけるＤ９９（累積体積分率が９９％となる粒径）が１２μｍ以下である。

ここで、第１合金は、１１原子％以上１８原子％以下の軽希土類元素ＬＲ（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、ＥｕおよびＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）と、４原子％以上１２原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属との混合物である元素Ｔ、微量添加元素Ｍおよび不可避不純物である組成を有する。

一方、第２合金は、１０原子％以上３５原子％以下の重希土類元素ＨＲ（Ｙ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、０原子％以上１０原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属との混合物である元素Ｔ、微量添加元素Ｍおよび不可避不純物である組成を有する。

なお、遷移金属元素はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどであり、元素Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部がＮｉおよびＣｏの少なくとも一方で置換されたものが好ましい。また、微量添加元素Ｍは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＭｎの少なくとも１種であることが好ましく、その含有率は５原子％以下であることが好ましい。

第１合金微粉末と第２合金微粉末との混合粉末は、１質量％以上５０質量％の第２合金微粉末を含むことが好ましい。上記範囲よりも第２合金微粉末の量が少ないと、後述する本発明の効果が得られないことがあり、一方、上記範囲よりも第１合金微粉末の量が少ないと、第１合金微粉末に含まれている主相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相が減少し、残留磁束密度Ｂｒが低下するという問題が生じることがある。

また、最終的に得られる混合粉あるいは焼結体における希土類元素中の重希土類元素の比率は０．１原子％以上１０原子％以下の範囲内にあることが好ましい。上記範囲よりも重希土類元素の比率が低いと、後述する本発明の効果が得られないことがあり、一方、上記範囲よりも重希土類元素の比率が高いと、残留磁束密度Ｂｒなどの磁気特性が低下するという問題が生じることがある。

なお、第１および第２合金微粉末は、上述した公知の方法で調製される。但し、磁気特性の観点からは、ストリップキャスト法に代表される急冷法によって作製された合金フレークを用いることが好ましい（例えば、米国特許第５、６６６、６３５号明細書を参照）。また、最終的に成形体の作製に供される混合粉末の表面に、必要に応じて、酸化の抑制および／または流動性や成形性を改善するために潤滑剤を付与することが好ましい。

混合粉末の成形体を得るための圧縮成形工程は、配向磁界として反転磁界を印加しながら行われる。配向磁界として反転磁界を印加することによって、従来よりも高い配向度を得ることができる。また、反転磁界を印加することによって得られるこの効果は、２．５Ｔ以下の磁界強度で得られ、パルス磁界を印加する必要はなく、静的な交番反転磁界を印加すればよい。従って、反転磁界を印加することによるダイスの温度上昇は起こらない。なお、反転磁界の強度が１．０Ｔを下回ると、上述の効果が得られないことがある。

混合粉末の圧縮成形は、生産性の観点から、一軸プレス成形法を用いて行うことが好ましい。一軸プレス成形は、例えば、電動プレスを用い、０．２ｔｏｎ／ｃｍ²〜２．０ｔｏｎ／ｃｍ²（１．９６×１０⁴ｋＰａ〜１．９６×１０⁵ｋＰａ）の圧力で行なわれる。

上記成形体を焼結すると、焼結過程において、重希土類元素ＨＲと軽希土類元素ＬＲとの相互拡散が起こり、希土類元素として軽希土類ＨＲを主に含む主相（Ｒ−Ｆｅ−Ｂ結晶相）の周辺に重希土類元素ＨＲが導入される。このような組織を有するので、主相の全体にわたって均一に重希土類元素ＨＲが分布する組織に比べて、室温における保磁力の低下が抑制される。

また、後に実験例を示すように、重希土類度元素ＨＲを含む第２合金微粉末を混合した場合に、焼結過程において結晶粒（主相）の成長（粗大化）が特異的に起こる。このことから、配向度を低下させる原因となる微細な結晶粒の数が減少することが、配向度の上昇に寄与していると考えられる。

このような効果を得るためには、第１合金微粉末および第２合金微粉末の平均粒径はともに２．０μｍ以上５．０μｍ以下であることが好ましい。この範囲よりも小さいと粉末が酸化されやすく取り扱い難くなり、逆に大きいと、 焼結時に緻密化しにくくなる、あるいは保磁力が低下するという問題が発生することがある。

また、焼結工程は、主相の平均結晶粒径が８μｍ以上４０μｍ以下の範囲となるまで結晶粒を成長させることが好ましい。最終的な結晶粒の平均粒径が８μｍよりも小さいと結晶粒の粗大化による配向度の向上効果が十分に得られないことがある。逆に、結晶粒の平均粒径が４０μｍを超えると、磁気特性（例えば残留磁束密度Ｂ_r）が低下することがある。焼結条件は、例えば１０００℃以上１１４０℃以下の範囲で、例えば１時間以上８時間以下の範囲である。結晶粒を上述の平均粒径まで成長させるように設定すればよい。焼結雰囲気は、例えば、減圧の不活性ガス雰囲気でよい。なお、焼結磁石における主相（結晶）の平均粒径は、組織写真に線分を引き、粒界との交点の数で線分の長さを割ることによって求められる（定方向径）。また、必要に応じて、得られた焼結体を、例えば約４５０℃〜約８００℃の温度で、約１時間〜約８時間時効処理してもよい。

本発明の実施形態の製造方法によると、配向磁界として反転磁界を印加することによる効果と、焼結過程における結晶粒の粗大化による効果とによって、配向度が向上する。これら２つの効果は、いずれも、重希土類元素ＨＲを含む第２合金微粉末を混合した場合に特異的に得られる。重希土類元素ＨＲと軽希土類元素ＬＲとを含む単一の合金微粉末を用いた場合（「単合金法」ということがある。）にはこれらの効果は得られない。磁気特性および価格などの観点から、軽希土類元素ＬＲとしては、ＮｄまたはＰｒが好ましく、重希土類元素ＨＲとしては、ＤｙまたはＴｂが好ましい。

上述の製造方法によると、成形体を作製する工程を一軸プレス成形法を用いて行っても十分に高い配向度が得られるので、製造効率を犠牲にすることなく、配向度を向上することができる。もちろん、ＣＩＰ法やＲＩＰ法を用いても配向度を向上する効果を得ることができる。

以下に例示する実験例で示すように、配向度を定量的に評価するために、次のようにして定義される配向度パラメータＰを導入した。

得られた焼結磁石の成形体の配向磁界方向（ｘ軸方向）の残留磁束密度をＢｒ_x、配向磁界方向に直交する２つの方向の残留磁束密度をＢｒ_yおよびＢｒ_zとして、Ｂｓ’＝（Ｂｒ_x ²＋Ｂｒ_y ²＋Ｂｒ_z ²）^1/2に対するＢｒ_xの比を配向度パラメータＰ（Ｐ＝Ｂｒ_x／Ｂｓ’）と定義する。この配向度パラメータＰは、実験的には、焼結体をｘ、ｙおよびｚ軸にそれぞれ直交する面から構成される立方体に加工し（例えば切り出し）、フラックスメータを用いて各方向における残留磁束密度Ｂｒを測定することによって求められる。例えば、プレス方向をｚ軸方向とし、ｘ軸およびｚ軸に直交する方向をｙ軸方向する。

現在、プレス成形法を用いて量産されているＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石（重希土類としてＤｙを含む）の配向度パラメータＰの値は０．９８０以上０．９９０以下の範囲にあるのに対し、本発明による実施形態の製造方法で得られたＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の配向度パラメータＰの値は０．９９０を超える。

特許文献１には、主相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相の表面近傍のＮｄの一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換することによって、保磁力が向上するとともに、減磁が抑制されることが記載されている。しかし、本発明者が検討した結果、特許文献１に記載されている方法では、配向度パラメータＰ値が０．９９０を超える焼結磁石は得られなかった。

以下、本発明による希土類焼結磁石の製造方法について実施例を挙げて説明するが、本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。

第１合金微粉末として、組成をＬＲ（Ｎｄ）：１２．２原子％、Ｂ：７．５原子％、Ｃｏ：１．２原子％、Ａｌ：０．６原子％、Ｃｕ：０．１原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とした合金微粉末を作製した。

第２合金微粉末として、組成をＨＲ（Ｄｙ）：１１．１原子％、ＬＲ（Ｎｄ）：１２．２原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とした合金微粉末（実施例用第２合金微粉末１）と、組成をＨＲ（Ｄｙ）２２．３原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とした合金微粉末（実施例用第２合金微粉末２）とを作製した。

また、比較のための単一合金微粉末として、組成をＬＲ（Ｎｄ）：１２．１原子％、ＨＲ（Ｄｙ）：２．０原子％、Ｂ：６．１原子％、Ｃｏ：１．０原子％、Ａｌ：０．５原子％、Ｃｕ：０．１原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とした合金微粉末（比較例用合金微粉末１）と、組成をＬＲ（Ｎｄ）：９．９原子％、ＨＲ（Ｄｙ）：４．０原子％、Ｂ： 原子％、Ｃｏ：１．０原子％、Ａｌ：０．４９原子％、Ｃｕ：０．１原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とした合金微粉末（比較例用合金微粉末２）とを作製した。

上記の合金微粉末は、いずれも以下の方法で作製した。

まず、それぞれの組成の合金フレークをストリップキャスト法で製造した。この合金フレークを水素化粉砕法によって粉砕することによって合金粗粉末を得た。この合金粗粉末をジェットミル装置を用いて窒素ガス雰囲気中で微粉砕することによって、Ｄ９９が１１μｍで、平均粒径が４．０μｍの合金粉末を得た。

実施例用混合粉末１：上記第１合金微粉末と、実施例用第２合金微粉末１とを質量で、７８：２２の割合で混合し、ロッキングミキサーを用いて混合し、実施例用混合粉末１を得た。全希土類元素中のＤｙの含有率は５質量％（２．０原子％）である。

実施例用混合粉末２：上記第１合金微粉末と、実施例用第２合金微粉末２とを質量で、７８：２２の割合で配合し、ロッキングミキサーを用いて混合し、実施例用混合粉末２を得た。全希土類元素中のＤｙの含有率は１０質量％（４．０原子％）である。

比較例用合金粉末１：上記比較例１用の単一合金微粉末を用いた。全希土類元素中のＤｙの含有率は５質量％（２．０原子％）である。

比較例用合金粉末２：上記比較例２用の単一合金微粉末を用いた。全希土類元素中のＤｙの含有率は１０質量％（４．０原子％）である。

上記の混合粉末または単一合金微粉末に、液体潤滑剤を０．４質量％添加・混合した粉末材料をプレス工程に供した。

上記の粉末材料を電動プレス装置を用いて配向磁界を印加しながら一軸プレス成形（プレス圧力０．８ｔｏｎ／ｃｍ²（７．８４×１０⁴ｋＰａ）することによって、成形体（縦４０ｍｍ×横３０ｍｍ×高さ２０ｍｍ）を得た。なお、配向磁界の方向はプレス方向に直交である。

また、実施例の焼結磁石を作製する場合、配向磁界として、１．７Ｔの交番反転磁界を印加した。また、比較のために、配向磁界として、１．７Ｔの静磁界を印加した。

得られた成形体を１０８０℃で８時間、減圧Ａｒ雰囲気中で焼結し、その後、５００℃で１時間の時効処理を施した。

得られた焼結体から、一辺が７ｍｍの立方体を切り出し、フラックスメータを用いて立方体の各方向における残留磁束密度Ｂｒ_x、Ｂｒ_yおよびＢｒ_zを測定した。なお、着磁磁界は、１０Ｔとした。

残留磁束密度Ｂｒ_x、Ｂｒ_yおよびＢｒ_zから配向度パラメータＰ＝Ｂｒ_x／Ｂｓ’の値を求めた。ここで、Ｂｓ’＝（Ｂｒ_x ²＋Ｂｒ_y ²＋Ｂｒ_z ²）^1/2である。

また、得られた焼結磁石の断面をＳＥＭおよびＥＰＭＡを用いて観察した。偏光顕微鏡写真から平均結晶粒径を求めた。

図１（ａ）〜（ｄ）に、Ｄｙを５質量％含む希土類焼結磁石の偏光顕微鏡写真を示す。図１（ａ）は実施例用混合粉末１を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルａ）の断面偏光顕微鏡写真であり、図１（ｂ）は実施例用混合粉末１を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｂ）の偏光顕微鏡写真であり、図１（ｃ）は比較例用合金粉末１を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｃ）の断面偏光顕微鏡写真であり、（ｄ）は、比較例用合金粉末１を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｄ）の断面偏光顕微鏡写真である。

図１（ａ）および（ｂ）と図１（ｃ）および（ｄ）とを比較すれば明らかなように、実施例用混合粉末を用いた焼結磁石（サンプルａおよびサンプルｂ）の結晶粒径は、比較例用合金粉（単一合金）を用いた焼結磁石（サンプルｃおよびサンプルｄ）の結晶粒径に比べて大きい。偏光顕微鏡写真から求めた平均結晶粒径は、サンプルａは１０．５μｍ、サンプルｂは１１．２μｍ、サンプルｃは４．８μｍ、サンプルｄは４．９μｍであった。残留磁束密度Ｂｒ_xは、サンプルａが１．３０７Ｔ、サンプルｂが１．３０２Ｔ、サンプルｃが１．２９０Ｔおよびサンプルｄが１．２８４Ｔであった。

図２（ａ）〜（ｄ）に、Ｄｙを１０質量％含む希土類焼結磁石の偏光顕微鏡写真を示す。図２（ａ）は実施例用混合粉末２を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｅ）の断面偏光顕微鏡写真であり、図２（ｂ）は実施例用混合粉末２を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｆ）の偏光顕微鏡写真であり、図２（ｃ）は比較例用合金粉末２を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｇ）の断面偏光顕微鏡写真であり、図２（ｄ）は比較例用合金粉末２を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｈ）の断面偏光顕微鏡写真である。

図２（ａ）および（ｂ）と図２（ｃ）および（ｄ）とを比較すれば明らかなように、実施例用混合粉末を用いた焼結磁石（サンプルｅおよびサンプルｆ）の結晶粒径は、比較例用合金粉（単一合金）を用いた焼結磁石（サンプルｇおよびサンプルｈ）の結晶粒径に比べて大きい。偏光顕微鏡写真から求めた平均結晶粒径は、サンプルｅは１７．９μｍ、サンプルｆは１８．５μｍ、サンプルｇは４．８μｍ、サンプルｈは４．８μｍであった。残留磁束密度Ｂｒは、サンプルｅが１．１９０Ｔ、サンプルｆが１．１８１Ｔ、サンプルｇが１．１５９Ｔおよびサンプルｈが１．１６１Ｔであった。

なお、実施例用混合粉末を用いた成形体の焼結条件を、焼結温度：１０４０℃、焼結時間：１６時間とした場合には、得られた焼結磁石の平均結晶粒径は８μｍよりも小さく、焼結体密度が十分ではなかった。このことから、平均粒径が８μｍ以上となるように焼結することが好ましい。また、平均粒径が４０μｍを超えると残留磁束密度が低下するので平均粒径は、８μｍ以上４０μｍ以下の範囲内にあることが好ましい。

図３に各サンプルの配向度パラメータの値を示す。

図３から分かるように、比較例用合金粉末を用いた焼結磁石は、配向度が低く、配向磁界として交番反転磁界を印加すると、静磁界を印加した場合よりも更に配向度が低下している。これに対し、実施例用の混合粉末を用いると、比較例用合金粉末を用いた焼結磁石よりも配向度が高い。さらに、交番反転磁界を印加した焼結磁石（サンプルａおよびサンプルｅ）は静磁界を印加した焼結磁石（サンプルｂおよびサンプルｆ）よりも高く、配向度パラメータは０．９９０を超えている。この理由は以下のように考えられる。

元素の濃度勾配が大きいため、焼結過程において結晶粒が粗大化するが、この過程で、配向を乱す要因となる微細な結晶粒が大きな粒子に吸収され消失する。その結果、焼結体中の微細な結晶粒の数が少なくなるため、高い配向度が得られるのである。

上述したように、本発明によると、従来よりも配向度の高いＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法が提供される。本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石は、小型モーターに好適に用いられる。

（ａ）は実施例用混合粉末１を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルａ）の断面偏光顕微鏡写真であり、（ｂ）は実施例用混合粉末１を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｂ）の偏光顕微鏡写真であり、（ｃ）は比較例用合金粉末１を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｃ）の断面偏光顕微鏡写真であり、（ｄ）は比較例用合金粉末１を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｄ）の断面偏光顕微鏡写真である。 （ａ）は実施例用混合粉末２を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｅ）の断面偏光顕微鏡写真であり、（ｂ）は実施例用混合粉末２を用いて静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｆ）の偏光顕微鏡写真であり、（ｃ）は比較例用合金粉末２を用いて交番反転磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｇ）の断面偏光顕微鏡写真であり、（ｄ）は比較例用合金粉末２を用い静磁界を印加しながら作製した成形体から形成された焼結磁石（サンプルｈ）の断面偏光顕微鏡写真である。 各サンプルの配向度パラメータＰを示すグラフである。

Claims (7)

1. Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系の希土類焼結磁石の製造方法であって、
   １１原子％以上１８原子％以下の軽希土類元素ＬＲ（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、ＥｕおよびＧｄからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）と、４原子％以上１２原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＣｏまたはＮｉ）との混合物である元素Ｔ、５原子％以下の微量添加元素Ｍ（Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＭｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素）および不可避不純物である組成を有し、Ｄ９９（累積体積分率が９９％となる粒径）が１２μｍ以下である第１合金微粉末を用意する工程と、
   １０原子％以上３５原子％以下の重希土類元素ＨＲ（Ｙ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕからなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、０原子％以上１０原子％以下の元素Ａ（ボロンまたはボロンと炭素との混合物）とを含み、残部がＦｅまたはＦｅと他の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＣｏまたはＮｉ）との混合物である元素Ｔ、５原子％以下の微量添加元素Ｍ（Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＭｎからなる群から選択される少なくとも１種の元素）および不可避不純物である組成を有し、Ｄ９９（累積体積分率が９９％となる粒径）が１２μｍ以下である第２合金微粉末を用意する工程と、
   前記第１合金微粉末と前記第２合金微粉末とを混合し、混合粉末を用意する工程と、
   配向磁界として、静的な交番反転磁界を印加しながら前記混合粉末を圧縮成形することによって、前記混合粉末の成形体を得る工程と、
   前記成形体を焼結することによって焼結体を得る工程と、
   を包含する、希土類焼結磁石の製造方法。
2. 前記混合粉末は、１質量％以上５０質量％の前記第２合金微粉末を含む、請求項１に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
3. 前記第１および第２合金微粉末の平均粒径が２．０μｍ以上５．０μｍ以下である、請求項１または２に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
4. 前記焼結工程において、主相の平均結晶粒径が８μｍ以上４０μｍ以下の範囲となるまで結晶粒を成長させる、請求項１から３のいずれかに記載の希土類焼結磁石の製造方法。
5. 前記反転磁界の強度は２．５Ｔ以下である、請求項１から４のいずれかに記載の希土類焼結磁石の製造方法。
6. 前記第２合金微粉末の前記重希土類元素ＨＲはＤｙおよびＴｂの内から選ばれる少なくとも１種の元素を含む、請求項１から５のいずれかに記載の希土類焼結磁石の製造方法。
7. 前記成形体を作製する工程は、一軸プレス成形法を用いて行われる、請求項１から６のいずれかに記載の希土類焼結磁石の製造方法。