JP4955217B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用原料合金及びｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする遷移金属元素の１種又は２種以上、Ｂはホウ素）に関し、特に高い保磁力を得ることのできるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金に関するものである。

希土類磁石の中でも、磁気特性に優れかつＳｍＣｏ系永久磁石に比して安価であることからＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が様々な分野において使用されている。このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は粉末冶金法にて作製されるのが一般的である。出発原料としては、所望のＲ−Ｔ−Ｂ組成を溶解し、鋳型にて鋳造する方法が採られてきたが、磁気特性の低下をもたらすα−Ｆｅ析出を制御するためにストリップキャスト法にて合金が作製されるようになった。ストリップキャスト法による合金は、柱状の結晶が組織の大半を有している。従来、この柱状結晶のサイズを制御することにより、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させる試みがなされている。

例えば、特許第２６６５５９０号公報（特許文献１）では、板厚０．０５〜３ｍｍで柱状結晶の短軸方向の平均結晶粒径が３〜３０μｍの範囲にある希土類−鉄−ボロン系磁気異方性焼結永久磁石原料用合金薄片が示されている。
特開平５−２２２４８８号公報（特許文献２）には、短軸方向０．１〜５０μｍ、長軸方向０．１〜１００μｍの結晶粒径を有する合金鋳塊を用いることにより、磁気特性が向上することが報告されている。
また、磁気特性を向上させるために、平均粒径３〜５０μｍの柱状結晶粒を有する主相用母合金と平均粒径０．１〜２０μｍの結晶粒を有する粒界相用母合金を用いた製造方法が特開平７−１７６４１４号公報（特許文献３）に開示されている。
特開２０００−２１９９４２号公報（特許文献４）には、チル晶、粒状結晶及び柱状結晶の存在比率を特定することにより、磁気特性が向上することが報告されている。

特許第２６６５５９０号公報 特開平５−２２２４８８号公報 特開平７−１７６４１４号公報 特開２０００−２１９９４２号公報

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を粉末冶金法にて製造する場合、原料合金→水素粉砕→粗粉砕→微粉砕→焼結→時効処理を経て製造される。この際、前述した従来技術のように原料合金の組織を制御することで磁気特性を向上させている。原料合金中の結晶粒の平均粒径は非常に重要なパラメータであり、これまでこの平均結晶粒径を制御することが行われていた。しかし、平均結晶粒径を制御しただけでは磁気特性、特に高い保磁力を確保することができないことがあった。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、高い磁気特性、特に高い保磁力を安定して得るための原料合金の最適な組織を提供することを目的とする。

原料合金中には、非常に細かい結晶粒から比較的大きい粗大な結晶粒が存在する。この合金の粗大な結晶粒が、磁気特性、特に保磁力に影響することを本発明者等は突き止めた。このように、原料合金中の粗大結晶粒が保磁力に影響することから、原料合金をストリップキャスト法で作製する際にロールに合金溶湯を傾注する際に冷却速度が速くなるようにし、例えば平均粒径で１μｍ程度まで原料合金の組織を全体的に細かくすることを検討した。しかし、このような組織全体が微細化された原料合金を使用すると、水素粉砕、粗粉砕及び微粉砕したときに、Ｒ（希土類）含有量が多くかつ粒径が０．１μｍ程度の超微粉が生成されやすくなる。このＲ含有量が多い超微粉は極めて酸化されやすい。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石として必要なＲが酸化によって消費され、保磁力低下の原因となる。また、酸化が著しいと残留磁束密度も低下することとなる。

そこで、本発明者らは、平均粒径を微細化するという制御手法を採るのではなく、粗大な結晶粒の存在を制御することを試みた。その結果、原料合金の最大粒径を規制することにより、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して得ることができた。このとき、結晶粒の平均粒径も保磁力、残留磁束密度に影響を与えるため、その範囲を規制する必要がある。すなわち本発明は、溶湯急冷法で作製されるＲ−Ｔ−Ｂ（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素）系焼結磁石用原料合金であって、原料合金の厚さは１００〜８００μｍであり、原料合金は短軸及び長軸を有する柱状結晶を含み、柱状結晶の短軸の最大平均径をＤ_ｍａｘ、平均径をＤ_ａｖｅとすると、Ｄ_ｍａｘ≦６μｍ、２μｍ≦Ｄ_ａｖｅ≦５．５μｍであることを特徴とする。
本発明の原料合金により得られる焼結磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３５ｗｔ％、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％、Ｃｏを２ｗｔ％以下（０を含まず）、並びにＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
また本発明において、最大平均径をＤ_ｍａｘ、平均径をＤ_ａｖｅは以下のように特定されるものとする。すなわち、単一の前記原料合金ロットについて、合金厚み方向と垂直な方向の単位長さをＬ、単位長さＬの直線を横切る結晶の数をＣとすると、Ｌ／Ｃを平均値Ｄとし、この平均値ＤをＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）により１０視野分求め、各々求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ_ｎ（ｎ＝１〜１０）の平均値を平均径Ｄ_ａｖｅとし、１０視野分求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ_ｎの最大値を最大平均径Ｄ_ｍａｘとする。
以下のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法についても同様である。

本発明において、柱状結晶の短軸の最大平均径をＤ_max、平均径をＤ_aveとすると、Ｄ_max≦５．５μｍ、２．５μｍ≦Ｄ_ave≦５μｍであることが好ましく、Ｄ_max≦５μｍ、３μｍ≦Ｄ_ave≦４．５μｍであることがより好ましい。
一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の原料合金はＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を含んでおり、本発明もＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を含む原料合金に適用することができる。

本発明の原料合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、溶湯急冷法で作製されるＲ−Ｔ−Ｂ（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素）系焼結磁石用原料合金を粉砕して得られた合金粉末からなる成形体を得る工程と、成形体を焼結する工程と、を備え、原料合金は、短軸及び長軸を有する柱状結晶を含み、柱状結晶の短軸の最大平均径をＤ_max、平均径をＤ_aveとすると、Ｄ_max≦６μｍ、２μｍ≦Ｄ_ave≦５．５μｍであることを特徴とする。
本発明において、成形体を構成する合金粉末は、Ｄ５０が２〜６μｍ、Ｄ９０が１２μｍ以下あることが好ましい。

以上説明したように、本発明によれば、高い磁気特性を安定して得るための原料合金の最適な組織を提供することができる。そして、このような組織を有する原料合金を用いて作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高い磁気特性、特に高い保磁力を得ることができる。

以下、添付図面に示す実施の形態に基づいてこの発明を詳細に説明する。
＜原料合金＞
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金は、溶湯急冷法で作製されるものである。溶湯急冷法としては、ストリップキャスト法を用いることができる。ストリップキャスト法は、溶融金属を回転するロール表面に噴出させて急冷凝固する手法である。冷却を一方向からする場合は、単ロール法や回転ディスク法を用いることができ、二方向から冷却する場合は、双ロール法を用いることができる。ストリップキャスト法により得られる薄帯は、柱状の結晶を有する。この柱状結晶は、ロール表面（冷却面）から鉛直な方向に沿って成長している。ストリップキャスト法により得られる薄帯は、柱状結晶のほかに、そのロール表面に接触した面に形成されるチル晶及び粒状の結晶を含むが、組織の大半を柱状結晶が占める。柱状結晶は、薄帯の長手方向の短軸、薄帯の厚さ方向の長軸を含んでいる。

本発明は、この柱状結晶の短軸の最大平均径Ｄ_max及び平均径Ｄ_aveを規制する。すなわち、本発明者等の検討によると、短軸の平均径Ｄ_aveを規制したのみでは、安定して高い保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができないのに対して、短軸の最大平均径Ｄ_maxを規制することにより高い保磁力を安定して得ることができる。具体的には、短軸の最大平均径Ｄ_maxを６μｍ以下に規制する。好ましくは５．５μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下とする。特に本発明では短軸の最大平均粒径を前記範囲に規制するため、ストリップキャスト合金をロール表面に噴出させて冷却凝固する際に、ロール表面へ溶融金属を噴出する高さや量を調整し、さらには一定供給することが重要となる。但し、溶融金属の組成に応じて適正な温度や粘性が異なるためロール周速度と合わせて適宜設定しなければならない。

本発明は、柱状結晶の短軸の最大平均径Ｄ_maxのみならず、平均径Ｄ_aveを２〜５．５μｍとする。短軸の平均径Ｄ_aveが２μｍ未満では、微粉砕時における超微粉が増加し酸化量が増加する傾向にある。また、等軸晶であるチル晶が増加し、焼結磁石体とした時の残留磁束密度を低下させる要因ともなる。したがって、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）写真観察において、チル晶及び粒状結晶を１０％以下、好ましくは５％以下とすることが好ましい。また、短軸の平均径Ｄ_aveが５．５μｍを超えると高い保磁力を得ることができない。好ましい短軸の平均径Ｄ_aveは２．５〜５μｍ、さらに好ましい短軸の平均径は３〜４．５μｍである。

ストリップキャスト法による薄帯の厚さは１００〜８００μｍとすることが好ましい。薄帯の厚さが１００μｍ未満であると薄帯中の微結晶が増大して平均径が小さくなる。また、薄帯の厚さが８００μｍを超すと粗大結晶が増大する傾向があり、短軸の最大径を６．５μｍ以下とし、かつ短軸の平均径を５．５μｍ以下にすることが困難となる。好ましい薄帯の厚さは１５０〜７００μｍ、さらに好ましい薄帯の厚さは２００〜６００μｍである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法には、単一の原料合金を用いる単一法及び異なる組成を有する複数種の原料合金を用いる混合法が存在するが、本発明は、単一法及び混合法の両者に適用することができる。
単一法に適用する場合は、原料合金は本発明による原料合金を用いることになる。
混合法は、通常、一方の合金はＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を主体とする。この合金は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相を構成することを想定しており、主相用合金と称されることがある。また、混合される他の合金よりもＲ含有量が少ないことから低Ｒ合金と称されることもある。混合法における他の合金は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界相を形成することを想定していることから、粒界相用合金と称されることがある。また、この粒界相が主相よりもＲ含有量が多いことから、高Ｒ合金と称されることもある。

混合法に本発明を適用する場合、主相用合金及び粒界相用合金の両者に本発明を適用することが好ましいが、混合量の多い方の合金に本発明を適用すればよい。通常、各々の組成によっても相違するが、主相用合金と粒界相用合金との混合比（重量比）は、７０：３０〜９７：３の範囲にあるため、少なくとも主相用合金に本発明を適用すればよい。
ここで、典型的な混合法は主相用合金及び粒界相用合金を一種類ずつ用いるが、主相用合金及び粒界相用合金の一方又は双方を複数種類用いることも可能である。この場合も、主相用合金及び粒界相用合金の全てについて本発明を適用することが好ましいが、複数種の主相用合金に本発明を適用すればよい。

以上、本発明による原料合金について説明したが、次いでこの原料合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法について説明する。
本実施の形態では、主相用合金と粒界相用合金を用いる混合法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法について示す。

はじめに、真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスティングすることにより、主相用合金及び粒界相用合金を得る。この主相用合金及び粒界相用合金は、短軸の最大平均径Ｄ_maxが６μｍ以下、短軸のＤ_aveが２〜５．５μｍに規制される。主相用合金及び粒界相用合金の組成は限定されないが、主相用合金は、少なくともＲ、Ｆｅ及びＢを含みＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物を主体とする。また、粒界相用合金は、少なくともＲ及びＦｅを含む。主相用合金及び粒界相用合金は、上記元素以外の元素を含有することができる。この元素としては、後述する化学組成の説明にて掲げる元素とすることができる。希土類元素（Ｒ）の範囲は、後述する化学組成を主相合金とすることができ、粒界相合金は主相合金のＲ量以上とし、好ましくは３２〜８０ｗｔ％、より好ましくは３５〜６０ｗｔ％とする。

主相用合金及び粒界相用合金が作製された後、これらの原料合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。まず、原料合金を、それぞれ粒径数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。粗粉砕は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中にて行なうことが望ましい。粗粉砕性を向上させるために、水素を吸蔵させた後、粗粉砕を行なうことが効果的である。この水素吸蔵により原料合金が粉砕されるため、水素吸蔵処理自体を粗粉砕と位置づけることができる。
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕は、主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、好ましくはＤ５０が２〜６μｍ、Ｄ９０が１２μｍ以下になるまで処理を行う。ジェットミルには分級機構が設けてあることが多く、この分級機構で設定されたサイズ（粒径）以下に粉砕された粉末がジェットミル外に粉砕処理が完了した粉末として排出される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（例えば窒素ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。

２種の合金の混合は、基本的に限定されるものではないが、微粉砕工程において主相用合金及び粒界相用合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕された主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末とを窒素雰囲気中で混合する。主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末の混合比率は、重量比で７０：３０〜９７：３程度とすればよい。主相用合金及び粒界相用合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。微粉砕時に、脂肪酸、脂肪酸の金属塩等からなる潤滑剤を０．０１〜０．３ｗｔ％程度添加することにより、成形時に配向性の高い粉末を得ることができる。
次いで、主相用合金粉末及び粒界相用合金粉末からなる混合粉末を、磁場印加によってその結晶軸を配向させた状態で加圧成形する。この磁場中成形は、９６０〜１６００ｋＡ／ｍ（１２〜２０ｋＯｅ）の磁場中で、０．７〜１．５ｔｏｎ／ｃｍ²前後の圧力で行なえばよい。また、磁場印加方法は前述の他に、パルス印加磁場を用いてもよい。

磁場中成形後、その成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、１０００〜１１００℃で１〜１０時間程度焼結すればよい。焼結工程の前に成形体に含まれている粉砕助剤、ガスなどを除去する処理を行なってもよい。 焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保磁力を制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。

＜化学組成＞
次に、本発明により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の望ましい化学組成について説明する。
本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３５ｗｔ％含有する。
ここで、Ｒは、Ｙを含む概念を有しており、したがってＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ及びＬｕの１種又は２種以上から選択される。Ｒの量が２５ｗｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の生成が十分ではなく軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒが３５ｗｔ％を超えると主相であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。またＲが酸素と反応し、含有する酸素量が増え、これに伴い保磁力発生に有効な粒界相が減少し、保磁力の低下を招く。したがって、Ｒの量は２５〜３５ｗｔ％とする。望ましいＲの量は２８〜３３ｗｔ％、さらに望ましい希土類元素の量は２９〜３２ｗｔ％である。

Ｎｄは資源的に豊富で比較的安価であることから、希土類元素としての主成分をＮｄとすることが好ましい。またＤｙ、Ｔｂは保磁力を向上させる上で有効である。よって、希土類元素としてＮｄ及びＤｙ、Ｔｂを選択し、Ｎｄ及びＤｙ、Ｔｂの合計を２５〜３５ｗｔ％とすることが望ましい。この範囲において、 Ｄｙ、Ｔｂの合計の量は０．１〜１２ｗｔ％が望ましい。Ｄｙは、残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって上記範囲内においてその量を定めることが望ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙ、Ｔｂの合計の量を０．１〜４ｗｔ％とし、１６００ｋＡ／ｍを超える高い保磁力を得たい場合にはＤｙ、Ｔｂの合計の量を４〜１２ｗｔ％とすることが望ましい。

また、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。ただし、Ｂが４．５ｗｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、上限を４．５ｗｔ％とする。望ましいＢの量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＢの量は０．８〜１．２ｗｔ％である。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％の範囲で含有することができる。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の高保磁力化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌを添加する場合において、望ましいＡｌの量は０．０３〜０．３ｗｔ％、さらに望ましいＡｌの量は０．０５〜０．２５ｗｔ％である。また、Ｃｕを添加する場合において、望ましいＣｕの量は０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、さらに望ましいＣｕの量は０．０３〜０．０８ｗｔ％である。この他の元素を含有することも許容する。例えば、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ等の元素を適宜含有させることができる。一方で、酸素、窒素、炭素等の不純物元素を極力低減することが望ましい。特に磁気特性を害する酸素は、その量を７０００ｐｐｍ以下、さらには５０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。酸素量が多いと非磁性成分である希土類酸化物相が増大して、磁気特性を低下させるからである。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｃｏを２ｗｔ％以下（０を含まず）、望ましくは０．１〜１ｗｔ％、さらに望ましくは０．３〜０．７ｗｔ％含有する。Ｃｏはキュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。

以下本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
本実施例は、組成の異なるα、βという２種類のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製し、ストリップキャスト法で作製された原料合金の組織とその磁気特性の関係を調査した結果を示すものである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石α及びＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βともに、単一法及び混合法の２つの製造方法で作製した。

ストリップキャスト法により作製された薄帯（原料合金）の組成を表１に示す。混合法は、表１に示す主相用合金及び粒界相用合金を９５：５の重量比で混合した。また、単一法の場合は、主相用合金及び粒界相用合金を９５：５の重量比で混合した組成に一致する合金をストリップキャスト法で作製し、原料合金とした。また、原料合金の組織を観察し、短軸の平均粒径及び最大平均粒径を求めた。なお、混合法の場合は主相用合金について短軸の平均径Ｄ_ave及び最大平均径Ｄ_maxを求めた。その結果を表２に示す。また、短軸の平均径Ｄ_ave及び最大平均径Ｄ_maxは以下のように求めた。

単一の原料合金ロットについて、１０視野だけＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）写真を撮影し、各写真において、合金厚み方向と垂直な方向に直線を引き、その単位長さあたりの直線を横切る結晶の数を求める。単位長さを結晶数で割り、この値を当該視野における平均値とする。この平均値を、１０視野分求め、各々求められた平均値の平均をさらに求め、この値を当該原料合金の短軸の平均径Ｄ_aveとする。また、１０視野分求められた平均値の最大値を、当該原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_maxとする。

得られた各々の原料合金に対して室温にて水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素を行なう、水素粉砕処理を行なった。

水素粉砕された原料合金に、粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．１ｗｔ％添加した後に種々の条件でジェットミルにて微粉砕を行なって、種々の粒径の微粉末を得た。この微粉末を粗粉分級回転機にて所定粒度以上の粉末を除去した。その後、微粉末のＤ５０及びＤ９０を測定した。なお、粒径の測定はレーザ回折式粒度分布計（Malvern Instruments社製Mastersizer）により行なった。また、Ｄ５０は累積体積比率が５０％となる粒子径を、Ｄ９０は累積体積比率が９０％となる粒子径をいう。

得られた微粉末を、磁場強度：１５ｋＯｅ、圧力：１．４ｔｏｎ／ｃｍ²の条件の磁場中成形中を行って成形体を得た。
得られた成形体を真空中において１０７０℃（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石α）、又は１０８０℃（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石β）で４時間焼結した後、急冷した。次いで得られた焼結体に８００℃×１時間と５６０℃×１時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石についてＢ−Ｈトレーサにより磁気特性を測定した。その結果を表２に示す。また、図１にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_maxと保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．１〜６）を、図２にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_maxと保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．１４〜１６）を示す。また、図３にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける原料合金の短軸の平均径Ｄ_aveと保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．１〜６）を、図４にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_aveと保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．１４〜１６）を示す。

表１及び図１〜図４に示すように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石α及びＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βともに、磁気特性、特に保磁力（Ｈｃｊ）は原料合金の短軸の平均径Ｄ_aveが小さくなるほど大きな値を得ることができる。つまり、Ｄ_aveを５．５μｍ以下にすることにより、高い保磁力（Ｈｃｊ）を得ることができる。しかし、Ｄ_aveが５．５μｍ以下であっても、保磁力（Ｈｃｊ）が低い場合がある。このときの原料合金の最大平均径Ｄ_maxをみると、７．２μｍと大きい。このように、Ｄ_aveを規制するのみでは高い保磁力（Ｈｃｊ）を得ることができず、最大平均径Ｄ_maxを規制する必要があることがわかる。表１及び図１〜図４に基づいて、本発明における最大平均径Ｄ_maxは６μｍ以下とする。保磁力（Ｈｃｊ）の観点から、最大平均径Ｄ_maxは好ましくは５．５μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下とすべきである。ただし、あまり組織が微細になると、微粉砕時における超微粉が増加し酸化量が増加する傾向にある。また、等軸晶であるチル晶が増加し、焼結磁石体とした時の残留磁束密度を低下させる要因にもなるため、平均径Ｄ_aveは２μｍ以上とする。

次に、図５にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける微粉末のＤ５０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．７〜１１）を、図６にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける微粉末のＤ５０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．２１〜２５）を示す。また、図７にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける微粉末のＤ９０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係（試料Ｎｏ．７〜１１）を、図８にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおけるにおける微粉末のＤ９０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係を（試料Ｎｏ．２１〜２５）示す。図５〜図８に示すように、微粉末の粒径が小さくなると保磁力（Ｈｃｊ）は単調に増加することがわかる。そして、高い磁気特性、特に保磁力（Ｈｃｊ）を得るためには、微粉末のＤ５０が６μｍ以下、さらにＤ９０が１２μｍ以下であることが好ましい。一方で、Ｄ５０があまり小さいと１μｍ以下の細かい微粉末含有量割合が増加し酸化されやすく磁気特性劣化の要因となり、また、成形時のかじりなどの不具合が増加し歩留まり低下を招く要因ともなる。したがって、本発明では微粉末のＤ５０は２〜６μｍとし、Ｄ９０を１２μｍ以下とすることが好ましい。

表２の試料Ｎｏ．３及び試料Ｎｏ．５の粉砕効率を比較すると、差異は７％である。また、試料Ｎｏ．１２及び試料Ｎｏ．１３の粉砕効率を比較すると、差異は３％である。すなわち、本発明を混合法に適用した場合の方が、本発明を単一法に適用する場合に比べて、粉砕効率向上の効果を得やすいことになる。上記粉砕効率とは、単位時間に粉砕される重量を試料Ｎｏ．１２を基準とした比率で示したものである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_maxと保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける原料合金の短軸の最大平均径Ｄ_maxと保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラブである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける原料合金の短軸の平均径Ｄ_aveと保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける原料合金の短軸の平均径Ｄ_aveと保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける微粉末のＤ５０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける微粉末のＤ５０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石αにおける微粉末のＤ９０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石βにおける微粉末のＤ９０と保磁力（Ｈｃｊ）の関係を示すグラフである。

Claims (6)

1. 溶湯急冷法で作製されるＲ−Ｔ−Ｂ（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素）系焼結磁石用原料合金であって、
   前記原料合金により得られる焼結磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３５ｗｔ％、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％、Ｃｏを２ｗｔ％以下（０を含まず）、並びにＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
   前記原料合金の厚さは１００〜８００μｍであり、
   前記原料合金は短軸及び長軸を有する柱状結晶を含み、
   前記柱状結晶の前記短軸の最大平均径をＤ_ｍａｘ、平均径をＤ_ａｖｅとし、
   単一の前記原料合金ロットについて、合金厚み方向と垂直な方向の単位長さをＬ、単位長さＬの直線を横切る結晶の数をＣとすると、Ｌ／Ｃを平均値Ｄとし、この平均値ＤをＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）により１０視野分求め、各々求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ_ｎ（ｎ＝１〜１０）の平均値を前記平均径Ｄ_ａｖｅとし、１０視野分求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ_ｎの最大値を前記最大平均径Ｄ_ｍａｘとすると、
   Ｄ_ｍａｘ≦６μｍ、２μｍ≦Ｄ_ａｖｅ≦５．５μｍであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
2. 前記Ｄ_ｍａｘ、前記Ｄ_ａｖｅは、
   Ｄ_ｍａｘ≦５．５μｍ、２．５μｍ≦Ｄ_ａｖｅ≦５μｍであることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
3. 前記原料合金は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用原料合金。
4. 溶湯急冷法で作製されるＲ−Ｔ−Ｂ（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素、Ｂはホウ素）系焼結磁石用原料合金を粉砕して得られた合金粉末からなる成形体を得る工程と、
   前記成形体を焼結する工程と、
   を備え、
   前記原料合金により得られる焼結磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３５ｗｔ％、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％、Ｃｏを２ｗｔ％以下（０を含まず）、並びにＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
   前記原料合金の厚さは１００〜８００μｍであり、
   前記原料合金は、短軸及び長軸を有する柱状結晶を含み、
   前記柱状結晶の前記短軸の最大平均径をＤ_ｍａｘ、平均径をＤ_ａｖｅとし、
   単一の前記原料合金ロットについて、合金厚み方向と垂直な方向の単位長さをＬ、単位長さＬの直線を横切る結晶の数をＣとすると、Ｌ／Ｃを平均値Ｄとし、この平均値ＤをＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）により１０視野分求め、各々求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ（ｎ＝１〜１０）の平均値を前記平均径Ｄ_ａｖｅとし、１０視野分求められたＤ_ｎ＝Ｌ／Ｃ_ｎの最大値を前記最大平均径Ｄ_ｍａｘとすると、
   Ｄ_ｍａｘ≦６μｍ、２μｍ≦Ｄ_ａｖｅ≦５．５μｍであることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
5. 前記合金粉末は、Ｄ５０が２〜６μｍ、Ｄ９０が１２μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
6. 前記Ｄ_ｍａｘ、前記Ｄ_ａｖｅは、
   Ｄ_ｍａｘ≦５μｍ、３μｍ≦Ｄ_ａｖｅ≦４．５μｍであることを特徴とする請求項４又は５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

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