JP5790617B2 - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、熱間塑性加工によって配向磁石となっている希土類磁石の製造方法に関するものである。
ランタノイド等の希土類元素を用いた希土類磁石は永久磁石とも称され、その用途は、ハードディスクやMRIを構成するモータのほか、ハイブリッド車や電気自動車等の駆動用モータなどに用いられている。
この希土類磁石の磁石性能の指標として残留磁化（残留磁束密度）と保磁力を挙げることができるが、モータの小型化や高電流密度化による発熱量の増大に対し、使用される希土類磁石にも耐熱性に対する要求は一層高まっており、高温使用下で磁石の磁気特性を如何に保持できるかが当該技術分野での重要な研究課題の一つとなっている。
希土類磁石の製造方法の一例を概説すると、たとえばNd-Fe-B系の金属溶湯を急冷凝固して得られた微粉末を加圧成形しながら成形体とし、この成形体に磁気的異方性を付与するべく熱間塑性加工を施して希土類磁石（配向磁石）を製造する方法が一般に適用されている。
上記熱間塑性加工は、たとえば上下のパンチ（ポンチとも言う）間に成形体を配し、加熱しながら上下のパンチでたとえば１秒程度かそれ以下の短時間押圧し、少なくとも加工率50%以上で加工をおこなうものである。この熱間塑性加工によって成形体に磁気的異方性を付与できる一方で、熱間塑性加工の際の上下のパンチによる押圧によって成形体が塑性変形しながら潰される過程で、塑性変形した成形体の側面に割れ（微細割れを含む）が生じ易いという問題があった。
これは、上下のパンチと接触している部分が変形し過ぎ、その分だけ側面中央部が過度に膨らむ、いわゆる太鼓状に変形することが一因である。この割れが生じてしまうと、配向度を高めるために形成された加工歪が割れた箇所で開放されてしまい、歪エネルギーを結晶配向に十分に向けることができなくなり、結果として高い配向度（これによって高い磁化が齎される）の配向磁石が得られ難くなってしまう。
また、このように外周部に割れが生じてしまうことから、熱間塑性加工によって成形された配向磁石においては、割れのない中央部分から所定寸法の配向磁石を切り出して製品化を図っており、材料歩留まりが低いという問題もあった。
そこで、このような熱間塑性加工時の割れの問題を解消できる従来技術として特許文献１に開示の製造方法を挙げることができる。この製造方法は、上記成形体の全体を金属カプセル内に封入した後に、この金属カプセルを上下のパンチで押圧しながら熱間塑性加工をおこなうものであり、この製造方法によれば、希土類磁石の磁気的異方性が一層向上するとしている。なお、このように金属カプセル内に成形体を封入した状態で熱間塑性加工をおこなう技術はそのほかにも、特許文献２〜５に開示されている。
しかしながら、成形体の全体が金属カプセルで完全に包囲されていると、上下からの押圧による成形体の側方への塑性変形が極端に拘束されてしまい、塑性変形後の成形体の側面に割れが生じないかわりに十分な塑性変形がおこなわれ難く、結果として高い配向度が得られ難いという別の問題が生じ得る。これは、たとえば上面、下面と円周側面を有する円柱状の成形体を例に取り上げるに、金属カプセルのうち、成形体の側面に対応する側面領域が側方に塑性変形しようとした際に、この側面領域と一体となっている成形体の上面および下面に対応する上面領域および下面領域が側面領域の広がりを拘束することによって齎されるものである。
実際に上記各特許文献には歪速度についての言及は無く、仮に0.1/sec以上の歪速度、加工率50%以上（たとえば70%かそれ以上）で熱間塑性加工をおこなった場合を想定すると、割れを完全に防止することはできない。その理由は、一定以上の厚みの鋼系材料で溶接して全面を覆った状態で0.1/sec以上の歪速度で加工した場合、磁石組織の受ける衝撃が強すぎ、あるいは冷却される場合に熱膨張差の違いによって熱間塑性加工された成形体が既述するように金属カプセルによって強い拘束を受けるからである。この問題を解消するべく、特許文献６では多段階で鍛造することによって金属カプセルを薄くしていく技術が開示されているが、ここで開示の実施例は肉厚が7mm以上の鉄板を用いており、これでは割れを完全に防ぐことができないことに加えて、鍛造後の磁石形状がニアネットシェイプと言えず、仕上げ加工が全面必須となって、材料歩留まりの低下や加工費の増加といった問題が顕著となる。
なお、特許文献１等で開示されるように、成形体の全面を完全に覆う金属カプセルの肉厚を薄くしていくと、1/sec以上の歪速度では金属カプセルが破壊され、成形体に不連続な凹凸が生じてしまい、配向乱れの原因となることから好ましい方法とは言えない。
特開平２−２５０９２０号公報 特開平２−２５０９２２号公報 特開平２−２５０９１９号公報 特開平２−２５０９１８号公報 特開平４−０４４３０１号公報 特開平４−１３４８０４号公報
本発明は上記する問題に鑑みてなされたものであり、熱間塑性加工を経て希土類磁石を製造する製造方法に関し、熱間塑性加工の際に塑性変形される成形体の側面に割れが生じるのを抑制しながら、十分な塑性変形を図ることによって配向度の高い希土類磁石を製造することのできる希土類磁石の製造方法を提供することを目的とする。
前記目的を達成すべく、本発明による希土類磁石の製造方法は、希土類磁石材料となる粉末を加圧成形して、柱状の成形体を製造する第１のステップ、前記成形体が収容されるキャビティを備えたダイスと該キャビティ内で摺動自在なパンチとからなる塑性加工型を用意し、前記キャビティは、前記成形体のパンチによる加圧方向と直交する断面よりも断面寸法の大きな断面を有しており、前記キャビティに成形体を収容して上下のパンチで挟み、該上下のパンチで成形体の上面と下面を直接押圧しながら異方性を与える熱間塑性加工を施して配向磁石である希土類磁石を製造する第２のステップからなり、キャビティの断面を構成する短辺の長さをW1、キャビティ内に収容された成形体の断面のうちキャビティの短辺に対応する辺の長さをt1とした際に、t1/W1が0.55〜0.85の範囲にあり、第２のステップにおける熱間塑性加工の途中段階から成形体の一部がキャビティの側面に拘束されて変形が抑制され、成形体の他の部位がキャビティの側面から離れて非拘束な状態となっているものである。
本発明の希土類磁石の製造方法は、成形体を塑性加工型に収容して熱間塑性加工をおこなうに当たり、成形体を潰す過程でその全側面が塑性加工型のキャビティの全側面に当接して圧力を受ける加工方法に代わって、成形体の一部のみを先行してキャビティの側面に当接させて圧力を受けるようにし、その際に成形体の他の部位がキャビティの側面と当接せずに非拘束な状態となっていることによって、成形体を所望に熱間塑性加工して磁気的異方性を付与しながら、加工された配向磁石に割れを生じさせないようにすることのできる製造方法である。
成形体の一部のみを先行してキャビティの側面に当接させるに当たり、成形体の断面形状や塑性加工型を構成するダイスの断面形状が規定される必要がある。なお、ここでいう「断面形状」とは、パンチの摺動方向（成形体がパンチで押圧される方向）に直交する断面の形状を意味している。限定的ではないが、本発明の製造方法においては、キャビティの断面形状として長方形（矩形）、横長の楕円形などを挙げることができ、このキャビティよりも熱間塑性加工される前の段階において断面寸法が小さな成形体の断面形状は、正方形や長方形、円形などを挙げることができる。すなわち、断面形状が長方形のキャビティ内に長方形、正方形、もしくは円形の断面形状の成形体を収容して熱間塑性加工をおこなう形態、断面形状が楕円形のキャビティ内に長方形、正方形、もしくは円形の断面形状の成形体を収容して熱間塑性加工をおこなう形態などがある。そして、キャビティ内に成形体を収容した状態においては、成形体の側面のいずれの箇所もキャビティの側面に当接しておらず、熱間塑性加工の途中で成形体が潰されて変形し、その一部がキャビティの側面に当接して圧力を受けるようなキャビティと成形体双方の断面寸法関係が設定されるのが望ましい。
本発明の製造方法は、第１のステップとして、希土類磁石材料となる粉末を加圧成形して、柱状の成形体を製造する。
ここで、本発明の製造方法が製造対象とする希土類磁石には、組織を構成する主相（結晶）の粒径が200nm以下程度のナノ結晶磁石は勿論のこと、粒径が300nm以上のもの、さらには粒径が1μm以上の焼結磁石や樹脂バインダーで結晶粒が結合されたボンド磁石などが包含される。中でも、最終的に製造される希土類磁石の主相の平均最大寸法（平均最大粒径）が300〜400nm程度かそれ以下となるように熱間塑性加工前の段階の磁粉の主相の寸法が調整されているのが望ましい。
液体急冷にて微細な結晶粒である急冷薄帯（急冷リボン）を製作し、これを粗粉砕等して希土類磁石用の磁粉を製作し、この磁粉をたとえばダイス内に充填してパンチで加圧しながら焼結してバルク化を図ることで等方性の成形体を得る。
この成形体は、たとえばナノ結晶組織のRE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種で、より具体的にはNd、Pr、Nd-Prのいずれか一種もしくは二種以上）と、該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる金属組織を有している。
第１のステップにて製造された成形体に対し、第２のステップにて異方性を与える熱間塑性加工を施すことによって配向磁石である希土類磁石を製造する。
ここで、キャビティの断面を構成する短辺の長さをW1、キャビティ内に収容された成形体の断面のうちでキャビティの短辺に対応する辺の長さをt1とした際に、t1/W1が0.55〜0.85の範囲にあり、第２のステップにおける熱間塑性加工の途中段階から成形体の一部がキャビティに拘束されて変形が抑制されるようになっている。なお、「キャビティの短辺に対応する辺の長さ」とは、成形体のうちでキャビティの短辺に対向している辺や、たとえば円形断面の成形体の場合にはキャビティに対向している半円弧を意味している。
キャビティの断面形状が長方形の場合はその短辺の長さがW1であり、断面形状が楕円形の場合にはその短軸の長さ（短径）がW1となる。これに対し、第１のステップで製造された成形体の断面形状が長方形の場合は、その短辺を「キャビティの短辺に対応する辺」となるようにキャビティ内に収容してその長さがt1となり、正方形の場合はいずれの辺も同じ長さであることから、キャビティの短辺に対向するいずれか一辺の長さがt1となる。
そして、熱間塑性加工の途中で成形体が押圧されて徐々に潰された際に、たとえば矩形断面の成形体の短辺に直交する長辺がキャビティの側面に当接し、さらに押し潰されて圧力を受ける。そして、熱間塑性加工が終了した段階で、「キャビティの短辺に対応する辺」である短辺はキャビティの側面に当接することなく、非拘束な状態、すなわち圧力を受けないフリーな状態を維持している。
このように成形体の一部のみがキャビティと当接して圧力を受け、このことによって圧力を受けた領域は磁気的異方性が付与されて配向度が高められ、一方で圧力を受けていない領域（短辺やその近傍）は磁気的異方性が付与されない。しかしながら、このように磁気的異方性が付与されていない領域をはじめとして製造された配向磁石に割れ（微小割れ）が生じないことが重要であり、磁気的異方性が一部に付与されながら全体的に割れが生じていない配向磁石を製造することで残留磁化の高い配向磁石を製造することができる。なお、製品として使用する際には、磁気的異方性が付与されていない領域を切り取って使用するのがよい。
ここで、本発明者等の検証によれば、t1/W1が0.55〜0.85の範囲にあり、かつ熱間塑性加工途中の成形体の一部が拘束されていないフリーな状態である場合に、割れを生じることなく、しかも磁化の高い配向磁石が得られることが実証されている。なお、t1/W1は0.55〜0.85の範囲に規定されるが、中でも0.6〜0.8の範囲にある場合により一層高い磁化が得られて望ましいこともまた本発明者等によって特定されている。
たとえばキャビティと成形体の双方がともに長方形の断面形状の場合において、t1/W1が0.85より大きい場合は熱間塑性加工の開始直後に成形体が変形して長辺および短辺がともにキャビティに接触して拘束力を受け、主相（結晶）の変形自由度が阻害される。このことにより、結晶流れにせん断方向の歪に沿った塑性流動が生じて結晶の配向度を大きく低下させる。一方、t1/W1が0.55より小さい場合は、成形体の結晶が熱間塑性加工の最後まで背圧を感ずることなく変形するため、成形体の幅方向（短辺方向）の中心部以外は所望の配向度が得られ難く、特に外周部は結晶の流れが渦を巻いて板厚方向に配向され難い。一方、割れが生じない理由は、たとえば成形体がナノ結晶磁石である場合には成分調整によって粒界相を適度に持ち、加えてそれが酸化などで脆化していないことで再結晶による配向や粒界相での結晶回転がし易いことが挙げられる。
なお、第２のステップにて製造された配向磁石に対し、Nd-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Cu合金、Pr-Al合金等の改質合金を粒界拡散し、保磁力が一層高められた希土類磁石としてもよい。Nd-Cu合金の共晶点は520℃程度、Pr-Cu合金の共晶点は480℃程度、Nd-Al合金の共晶点は640℃程度、Pr-Al合金の共晶点は650℃程度であり、いずれもナノ結晶磁石を構成する結晶粒の粗大化を齎す700℃〜1000℃を大きく下回っていることから、希土類磁石がナノ結晶磁石の場合に特に好適である。
また、熱間塑性加工は、短時間で一度の加工のみならず、たとえばキャビティの断面寸法の異なる２つの塑性加工型を順次使用して二度実施する方法であってもよい。たとえば二度実施する方法形態は、第２のステップでは、キャビティの断面寸法の異なる２つのダイスと該ダイスの断面寸法に応じた断面を有するパンチからなる２つの塑性加工型が用意されており、相対的に断面寸法の小さなキャビティを有する塑性加工型を使用して成形体に熱間塑性加工を施し、成形体の長方形もしくは正方形の断面のうちの一組の対向する辺をキャビティの対向する２つの前記長辺と当接させて配向磁石の中間体を製造し、次いで該中間体を相対的に大きな断面寸法のキャビティを有する塑性加工型に収容して中間体に熱間塑性加工を施し、中間体の長方形もしくは正方形の断面のうちの一組の対向する辺をキャビティの対向する２つの前記長辺と当接させて配向磁石である希土類磁石を製造する方法である。
キャビティの断面寸法の小さな塑性加工型を第１の塑性加工型、他方を第２の塑性加工型とした場合に、一回目の熱間塑性加工の段階で成形体の一部が第１の塑性加工型のキャビティの側面に当接して圧力を受けるように成形体と第１の塑性加工型のキャビティの形状が設定され、かつ双方の短辺の寸法関係においてt1/W1が0.55〜0.85の範囲を満たすように設定される。さらに、この熱間塑性加工にて断面形状が大きくなった所望形状の配向磁石の中間体を第２の塑性加工型に移載して収容し、二回目の熱間塑性加工をおこなった際に変形した中間体の一部がキャビティの側面に当接して圧力を受けるように中間体と第２の塑性加工型のキャビティの形状が設定され、かつ双方の短辺の寸法関係においてやはりt1/W1が0.55〜0.85の範囲を満たすように設定される。なお、第１の塑性加工型、第２の塑性加工型のt1/W1が双方とも0.55〜0.85の範囲である必要は必ずしもなく、少なくとも一方がこの範囲を満たしていれば一定の効果が得られる。
また、熱間塑性加工の際の歪速度は0.1/sec以上であるのが好ましい。上記するt1/W1が0.55〜0.85の範囲にあることと相俟って、割れが生じることなく、磁化の高い配向磁石をより確実に製造することができる。
また、前記希土類磁石材料となる粉末は、RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と、該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる粉末であって急冷薄帯を粉砕したものであり、REの含有割合が29質量%≦RE≦32質量%であり、製造された希土類磁石の主相の平均粒径が300nm以下であるのが好ましい。
希土類磁石の主相の平均粒径が300nm以下を実現するには、当初の磁粉の主相の平均粒径を200nm程度の寸法に調整しておくのがよい。
ここで、「主相の平均粒径」とは、平均結晶粒径とも称することができるが、磁粉や希土類磁石のTEM像やSEM像等で一定エリア内にある多数の主相を確認した上で、コンピュータ上で主相の最大長さ（長軸）を測定し、各主相の長軸の平均値を求める方法でおこなわれる。なお、磁粉の主相は一般に比較的断面が円形に近くて多数の角のある形状であり、熱間塑性加工を経た配向磁石の主相は一般に比較的扁平で横長の楕円状で角のある形状を呈している。したがって、磁粉の主相の長軸は多角形の中で最も長い長軸がコンピュータ上で選定され、配向磁石の主相はその長軸がコンピュータ上で容易に特定されて平均粒径の算定に使用される。
REが29質量％未満では熱間塑性加工時に割れが生じ易くなり、配向性が極めて悪くなること、REが29質量％を越えると熱間塑性加工の歪は軟らかい粒界で吸収されてしまい、配向性が悪くなる上に主相率が小さくなるために残留磁束密度が小さくなることより、REの含有割合を29質量%≦RE≦32質量%に規定したものである。
以上の説明から理解できるように、本発明の希土類磁石の製造方法によれば、成形体を塑性加工型に収容して熱間塑性加工をおこなうに当たり、成形体の一部のみを先行してキャビティの側面に当接させて圧力を受けるようにし、その際に成形体の他の部位がキャビティの側面と当接せずに非拘束な状態となっていることによって、成形体を所望に熱間塑性加工して磁気的異方性を付与しながら、加工された配向磁石に割れを生じさせないようにすることができ、もって、配向度が高く、磁化をはじめとする磁気特性に優れた希土類磁石を製造することができる。
（ａ）、（ｂ）の順で本発明の希土類磁石の製造方法の実施の形態１の第１のステップを説明した模式図である。 第１のステップで製造された成形体のミクロ構造を説明した図である。 製造方法の実施の形態１の第２のステップを説明した模式図である。 （ａ）〜（ｄ）はいずれも図３のIV−IV矢視図であって熱間塑性加工前後のキャビティと成形体および配向磁石の断面の実施の形態を示した図である。 熱間塑性加工前の成形体のミクロ構造、加工中における主相の配向メカニズム、および加工後の配向磁石のミクロ構造を説明した模式図である。 製造された本発明の配向磁石（希土類磁石）のミクロ構造を説明した図である。 本発明の希土類磁石の製造方法の実施の形態２を説明した模式図であり、（ａ）は第１の塑性加工型のキャビティに成形体が収容された状態から熱間塑性加工後のキャビティと配向磁石の中間体の状態を説明した図であり、（ｂ）は第２の塑性加工型のキャビティに中間体が収容された状態から熱間塑性加工後のキャビティと配向磁石の状態を説明した図である。 実験で使用したダイスのキャビティと成形体の寸法を説明した熱間塑性加工前の状態を示した図と熱間塑性加工後の状態を示した図である。 （ａ）は実験用に製作された配向磁石と切り出し部を説明した図であり、（ｂ）は図９ａの拡大図である。 t1/W1=0.99とt1/W1=0.67(図９の配向磁石)の断面写真図である。 実験によって特定されたt1/W1と残留磁化の関係を示した図である。 （ａ）は結晶形状を模擬した図であり、（ｂ）は結晶の扁平率を説明した図であり、（ｃ）は実験によって特定されたt1/W1と結晶の扁平率の関係を示した図である。 実験によって特定された配向磁石におけるRE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Pr）のRE濃度と保磁力と残留磁化の関係を示した図である。
以下、図面を参照して本発明の希土類磁石の製造方法の実施の形態を説明する。なお、図示する配向磁石はナノ結晶磁石（粒径が300nm程度かそれ以下）からなる場合を説明したものであるが、本発明の製造方法が対象とする配向磁石はナノ結晶磁石に限定されるものではなく、粒径が300nm以上のものや、1μm以上の焼結磁石、さらには樹脂バインダーで結晶粒がバインドされたボンド磁石などを包含するものである。
（希土類磁石の製造方法の実施の形態１と希土類磁石）
図１ａ、ｂはその順で本発明の希土類磁石の製造方法の第１のステップを説明した模式図であり、図２は第１のステップで製造された成形体のミクロ構造を説明した図である。また、図３は本発明の製造方法の実施の形態１の第２のステップを説明した模式図である。
図１ａで示すように、たとえば50kPa以下に減圧したArガス雰囲気の不図示の炉中で、単ロールによるメルトスピニング法により、合金インゴットを高周波溶解し、希土類磁石を与える組成の溶湯を銅ロールＲに噴射して急冷薄帯Ｂ（急冷リボン）を製作し、これを粗粉砕する。
粗粉砕された急冷薄帯のうち、最大寸法が200nm程度かそれ以下の寸法の急冷薄帯Ｂを選別し、これを図１ｂで示すように超硬ダイスＤ’とこの中空内を摺動する超硬パンチＰ’で画成されたキャビティ内に充填する。そして、超硬パンチＰ’で加圧しながら（Ｘ方向）加圧方向に電流を流して通電加熱することにより、ナノ結晶組織のNd-Fe-B系の主相（50nm〜200nm程度の結晶粒径）と、主相の周りにあるNd-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる四角柱状の成形体Ｓを製作する（第１のステップ）。なお、REの含有割合は29質量%≦RE≦32質量%であるのが望ましい。
ここで、粒界相を構成するNd-X合金は、Ndと、Co、Fe、Ga等のうちの少なくとも１種以上の合金からなり、たとえば、Nd-Co、Nd-Fe、Nd-Ga、Nd-Co-Fe、Nd-Co-Fe-Gaのうちのいずれか一種、もしくはこれらの二種以上が混在したものであって、Ndリッチな状態となっている。
図２で示すように、成形体Ｓはナノ結晶粒ＭＰ（主相）間を粒界相ＢＰが充満する等方性の結晶組織を呈している。
第１のステップで四角柱状の成形体Ｓが製造されたら、図３で示すように、塑性加工型を構成する超硬ダイスＤとこの中空内を摺動する超硬パンチＰで画成されたキャビティＣａ内に収容し、上下のパンチＰ，Ｐで成形体Ｓの上下面を上下のパンチＰ，Ｐを相互に近接するようにして1秒以下の短時間で摺動させて（図３のＸ方向に押圧）熱間塑性加工をおこなう。この熱間塑性加工により、配向磁石Ｃ（希土類磁石）が製造される（第２のステップ）。
ここで、この熱間塑性加工の際の歪み速度は0.1/sec以上に調整されている。なお、熱間塑性加工による加工度（圧縮率）が大きい場合、たとえば圧縮率が10%程度以上の場合の熱間塑性加工を強加工と称することができる。
ここで、ダイスＤのキャビティＣａと成形体Ｓそれぞれの断面形状や寸法は図４ａ〜ｄで示すような実施の形態がある。
図４ａで示す実施の形態は、短辺の長さW1の長方形断面のキャビティＣａに短辺の長さt1の長方形断面の成形体Ｓを収容する形態であり、t1/W1が0.55〜0.85の範囲に設定されている。すなわち、キャビティＣａと成形体Ｓの断面がともに長方形の場合は、双方の短辺同士が対応するようにしてキャビティＣａの中央付近に成形体Ｓを収容する。
図４ａの左図で示すように、キャビティＣａの側面に成形体Ｓが当接することなく収容された状態で、熱間塑性加工が実行されて図４ａの右図で示すように製造された配向磁石Ｃの長辺がキャビティＣａの長辺と当接し、配向磁石Ｃの短辺はキャビティＣａの側面との間に隙間Ｇを有した非拘束な状態となっている。
本発明者等による以下で示す検証によれば、成形体Ｓの短辺の長さt1とキャビティＣａの短辺の長さW1の比：t1/W1が0.55〜0.85の範囲に設定され、さらに詳細には成形体Ｓの長辺の長さとキャビティＣａの長辺の長さの比が0.55未満の場合に、成形体Ｓが熱間塑性加工によって変形した際に成形体ＳとキャビティＣａの側面の長辺同士が当接し、成形体ＳはキャビティＣａの側面から押圧されるとともに、成形体Ｓの短辺はキャビティＣａの側面と当接することなく、非拘束な状態を維持できることが分かっている。
そして、このように熱間塑性加工の過程で成形体Ｓの一部が押圧され、他部が非拘束な状態となっていることで、製造された配向磁石Ｃに割れ（微小割れを含む）を生じさせることなく、磁化特性に優れた配向磁石を製造することができる。
ここで、t1/W1が0.85より大きい場合は熱間塑性加工の開始直後に成形体が変形して長辺および短辺がともにキャビティに接触して拘束力を受け、主相（結晶）の変形自由度が阻害される。このことにより、結晶流れにせん断方向の歪に沿った塑性流動が生じて結晶の配向度を大きく低下させる。一方、t1/W1が0.55より小さい場合は、成形体の結晶が熱間塑性加工の最後まで背圧を感ずることなく変形するため、成形体の幅方向（短辺方向）の中心部以外は所望の配向度が得られ難く、特に外周部は結晶の流れが渦を巻いて板厚方向に配向され難い。一方、割れが生じない理由は、たとえば成形体がナノ結晶磁石である場合には成分調整によって粒界相を適度に持ち、加えて、図５の中段の熱間塑性加工中の結晶配向や結晶回転などを説明した図で示すように、主相が酸化などで脆化していないことで再結晶による配向や粒界相での結晶回転がし易いことが挙げられる。
図４に戻り、図４ｂで示す実施の形態は、短辺の長さW1の長方形断面のキャビティＣａに一辺の長さt1の正方形断面の成形体Ｓを収容する形態であり、t1/W1が0.55〜0.85の範囲に設定されたものである。すなわち、キャビティＣａの断面が長方形、成形体Ｓの断面が正方形の場合は、キャビティＣａの短辺に成形体Ｓのいずれかの辺が対応するようにしてキャビティＣａの中央付近に成形体Ｓを収容する。
また、図４ｃで示す実施の形態は、短軸の長さW1の楕円形断面のキャビティＣａに直径t1の円形断面の成形体Ｓを収容する形態であり、t1/W1が0.55〜0.85の範囲に設定されたものである。すなわち、キャビティＣａの断面が楕円形、成形体Ｓの断面が円形の場合は、キャビティＣａの中央付近に成形体Ｓを収容する。
さらに、図４ｄで示す実施の形態は、短軸の長さW1の楕円形断面のキャビティＣａに短辺の長さt1の長方形断面の成形体Ｓを収容する形態であり、t1/W1が0.55〜0.85の範囲に設定されたものである。すなわち、キャビティＣａの断面が楕円形、成形体Ｓの断面が長方形の場合は、キャビティＣａの中央付近でその長径と成形体Ｓの長辺が平行となるように成形体Ｓを収容する。
いずれの形態のキャビティＣａを有する塑性加工型と成形体Ｓによっても、熱間塑性加工後に製造される配向磁石の一部はキャビティＣａの側面から隙間Ｇをもって非拘束状態を維持しており、このことによって割れの発生が抑止され、磁気特性に優れた配向磁石Ｃを製造することができる。
熱間塑性加工によって製造された配向磁石Ｃは、図６で示すようにナノ結晶粒ＭＰが扁平形状をなし、異方軸とほぼ平行な界面は湾曲したり屈曲していて、磁気的異方性に優れた配向磁石Ｃとなっている。
図示する配向磁石Ｃに関し、RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と、該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる金属組織を有しており、REの含有割合が29質量%≦RE≦32質量%であり、製造された希土類磁石の主相の平均粒径は300nmとなっているのがよい。REの含有割合が上記範囲にあることで、熱間塑性加工時の割れの発生抑止効果が一層高く、高い配向度を保証することができる。また、REの含有割合が上記範囲であることで、高い残留磁束密度を保証できる主相の大きさが確保できる。
（希土類磁石の製造方法の実施の形態２）
図７は希土類磁石の製造方法の実施の形態２を説明した模式図であり、図７ａは第１の塑性加工型のキャビティに成形体が収容された状態から熱間塑性加工後のキャビティと配向磁石の中間体の状態を説明した図であり、図７ｂは第２の塑性加工型のキャビティに中間体が収容された状態から熱間塑性加工後のキャビティと配向磁石の状態を説明した図である。なお、理解を容易とするために、図７ａ，ｂでは２つの塑性加工型を構成するダイスＤ１，Ｄ２のキャビティＣａ１、Ｃａ２と成形体Ｓ，配向磁石の中間体Ｃ’、配向磁石Ｃの各断面のみを示している。
図示する製法方法の実施の形態２は、熱間塑性加工を２つの塑性加工型（第１、第２の塑性加工型）を使用して２段階でおこなうものであり、第１のステップでは、キャビティの断面寸法の異なる２つのダイスＤ１，Ｄ２とそれぞれのダイスＤ１，Ｄ２の断面寸法に応じた断面を有する不図示のパンチからなる２つの塑性加工型を用意する。
第２のステップでは、相対的に断面寸法の小さなキャビティＣａ１を有するダイスＤ１を構成要素とする第１の塑性加工型を使用して成形体Ｓに熱間塑性加工を施し、成形体Ｓの長方形断面の短辺および長辺をダイスＤ１のキャビティＣａ１の対応する長辺および短辺に対向するようにして収用する（図７ａの左図）。そして、熱間塑性加工をおこなって双方の長辺同士を当接させ、成形体Ｓの長辺を押圧して配向磁石の中間体Ｃ’を製造する（図７ａの右図）。なお、この段階で中間体Ｃ’の短辺とキャビティＣａ１の間には隙間Ｇが形成されている。
次に、中間体Ｃ’を相対的に大きな断面寸法のキャビティＣａ２を有するダイスＤ２を構成要素とする第２の塑性加工型に収容し（図７ｂの左図）、熱間塑性加工をおこなって第２の塑性加工型の長辺と変形した中間体Ｃ’の長辺を当接させ、中間体Ｃ’の長辺を押圧して配向磁石Ｃを製造する（図７ｂの右図）。なお、この段階においても配向磁石Ｃの短辺とキャビティＣａ１の間には隙間Ｇが形成されている。
図示する製造方法の実施の形態２においても、熱間塑性加工の過程で成形体Ｓや中間体Ｃ’の一部が押圧され、それらの他部が非拘束な状態となっていることで、製造された配向磁石Ｃに割れ（微小割れを含む）を生じさせることなく、磁化特性に優れた配向磁石を製造することができる。
[成形体の短辺の長さt1とキャビティＣａの短辺の長さW1の比：t1/W1の最適範囲を特定するための実験とその結果]
本発明者等は、図８で示すような断面が長方形で図示する寸法のダイスのキャビティ内に断面が長方形の四角柱状の成形体Ｓを収容して熱間塑性加工をおこない、製作された配向磁石（試験体）の残留磁化を測定する実験をおこなった。この実験において、成形体の短辺の長さt1とキャビティの短辺の長さW1を種々変化させて複数の配向磁石を製作して各配向磁石の残留磁化を測定し、各配向磁石のt1/W1と残留磁化の関係を特定した。
（配向磁石の製造方法）
希土類磁石用の磁粉原料（合金組成は、質量％で、Fe-30Nd-0.93B-4Co-0.4Ga）を所定量配合し、Ar雰囲気中で溶解した後、その溶湯をφ0.8mmのオリフィスからCrめっきを施したCu製の回転ロールに射出して急冷し、合金薄片を製造した。この合金薄片をAr雰囲気中でカッターミルで粉砕篩し、0.2mm以下の希土類磁石用の磁粉を得た。次に、この磁粉を20×20×40mmのサイズの超硬の成形型を構成するダイスのキャビティに収容し、上下を超硬ポンチで封止した。そしてチャンバーにセットし、10-2Paに減圧し、400MPaを負荷させ、高周波コイルで加熱して650℃に加熱プレスした。この加熱プレスの後、60秒保持して成形型から成形体（バルク体）を取り出した。取り出された成形体をワイヤーカットによって以下の表１で示すサイズに各試験体を切り出して熱間加工用の試験体とした。次に図８で示す15mmのダイスの中央位置に表１で示す各成形体をセットし、加熱温度 ：750℃（保持時間1分）、加工率（高さ16mm→4mm）：75%、歪速度：1/sec、潤滑剤：BN塗布なる条件にて熱間塑性加工を実施した。なお、ダイスに成形体をセットする前にダイスの内面にはBNスプレーを塗布した。以下の表１では、参考例として既述する従来技術で使用された金属カプセル（SS41で厚みが2mmの金属カプセルで、外側の幅17.9mm、高さ16.5mmであり、内側の幅13.9mm、高さ12.5mm）を使用した試験体の結果も示している。
［表１］
Figure 0005790617
加工後の試験体である配向磁石と切り出し部を図９ａに示し、その拡大図を図９ｂに示す。なお、図９ａの中央ライン上にある３つの四角で囲んだ領域(4×4×4mm)を切り出して振動試料型磁力計(VSM)にて磁気測定した。
また、図１０にt1/W1=0.99（比較例）の試験体とt1/W1=0.67(実施例)の試験体のそれぞれの断面写真図を示し、図１１に各試験体の磁気測定結果を示す。
図１０より、t1/W1=0.99(≒1で比較例)の試験体は、せん断方向に微小割れが発生しており、結晶の塑性流れがその割れに沿うために配向が乱れているのが観察される。この微小割れが生ずる理由は、成形体の長辺がキャビティの側面に摩擦によって強く拘束され、成形体が熱間塑性加工の際の変形の進展とともに無理な内部応力を受けて発生したものと考えられる（短辺方向において変形が拘束された成形体の変形量分はすべて長手方向に押出されようとする）。
一方、t1/W1＝0.53(比較例)の試験体はその外周部に割れが顕著であり、加工歪が解放されることと、このことに加えて成形体の外周部の加工の際に逃げ場が広いために結晶が受ける背圧がさほど大きくなく、試験体の結晶変形も大きくならない。図５で示す結晶配向の推定メカニズムを参照しながら考察するに、結晶の配向度が高いか否かに関しては、熱間塑性加工によって扁平になった粒子がどれだけ圧力を受けた方向を向いているか否かに置き換えることができる。
まず、図１１より、t1/W1が0.55〜0.85の範囲にある場合に、微小割れを含む割れが生じることなく、残留磁束密度も1.32T以上の極めて高い値が得られることが特定されている。また、同図より、望ましくはt1/W1が0.6〜0.8の範囲にある場合に残留磁束密度が1.35T以上のさらに高い値が得られ、より望ましいことが特定されている。
この結果より、熱間塑性加工の際のキャビティの長方形断面の短辺W1とここに収容される成形体の短辺t1の比：t1/W1を0.55〜0.85の範囲に規定するのがよく、0.6〜0.8の範囲に規定するのが望ましいことが分かる。なお、金属カプセルを用いた参考例も微小割れを生じ、好ましくない結果が得られている。
また、図１２ｂにおいて、扁平率は(a−b)/aで算定でき、本実験では、×20000のFE-SEM像から任意に20個に結晶を選択してそれぞれのa、bを測定し、平均化したものとt1/W1との関係を特定し、その結果を図１２ｃに示す。
図１２ｃより、t1/W1が0.6〜0.8の範囲で結晶の扁平率が0.8前後で高い値を示しており、図１１における残留磁束密度の結果に呼応していることが分かった。
[配向磁石におけるRE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Pr）のRE濃度と保磁力と残留磁化の関係を特定した実験とその結果]
本発明者等は、t1/W1=0.67の試験体を使用して磁粉成分の中でもRE（RE:Nd、Pr）の最適量を検証する実験をおこなった。この実験で使用した材料を以下の表２に示す。
［表２］
Figure 0005790617
表２で示す各成分の磁粉を使用してt1/W1の最適範囲を特定するための実験と同様の方法で成形体を製作し（20×12×16mm、12mmが幅）、短辺の長さが18mmの塑性加工型を使用して熱間塑性加工をおこなった。なお、熱間塑性加工の際の条件もt1/W1の最適範囲を特定するための実験と同様である。実験結果を図１３に示す。
同図より、RE（Nd+Pr）の濃度が29%を下回ると転延性に優れた粒界相が少なくなるため、熱間塑性加工の際の割れが激しくなり、磁気測定用の試験体も採取が困難となる。しかも、配向が完了する前に割れることから配向度（≒Br）は低いことが推察される。また、粒界相が少ないために磁気分断性が低下し、保磁力も高くない。
一方、RE濃度が高くなると（比較例の32.4%）Brが低下し、主相率が減少している以上に配向度が低下している。この理由は、粒界相が多いためにそこで歪を吸収する量が多くなり、結晶の変形や回転の割合が減少するためである。
本実験結果より、製造される配向磁石（希土類磁石）の主相（結晶）中のRE（Nd+Pr）濃度は、29質量％以上であって32質量%以下の範囲が望ましいことが分かる。
[結晶の大きさと配向磁石の割れの有無、磁気特性に関する実験とその結果]
本発明者等はさらに、t1/W1=0.67の試験体において結晶の大きさの影響を特定するべく、以下の表３で示す磁石を用意し、表４で示す加工条件にて熱間塑性加工をおこなった。割れの有無に関する観察結果を以下の表５に示し、割れが生じなかった磁石に対してはさらに磁気特性を測定し、その結果を以下の表６に示す。
［表３］
Figure 0005790617
なお、参考例のカフ゜セルの仕様はt1/W1の最適範囲を特定するための実験と同様である。
Figure 0005790617
［表５］（○：割れなし、×：割れ有り）
Figure 0005790617
［表６］
Figure 0005790617
(注)イタリック体で太字の値は好ましい結果を示す。
表５より、本実施例の成分や歪速度では結晶サイズの大きい磁石は金属カプセルに封入しても割れを抑制することができず、さらに高い保磁力を得るための歪速度(0.1/sec)以上では平均300nm以下でないと割れの発生を抑えることができないことが分かった。これは結晶粒が大きいと加工時の回転がし難かったり、再結晶による配列がし難いことによると考えられる。
また、表５において割れなかった試験体の磁気特性結果を示す表６より、平均結晶粒径が300nm以下で歪速度0.1/sec以上のものに有用な特性が得られていることが分かる。すなわち、本発明による製造方法では、結晶粒の小さなRE-Fe-B系の主相を有する磁粉を使用して熱間塑性加工の途中で塑性加工型によって適度な拘束と適度な自由度を与えることにより、割れがなく、材料流れが最適に制御されたことに起因する高い磁気特性を有する希土類磁石をネットシェープで得ることができる。
以上、本発明の実施の形態を図面を用いて詳述してきたが、具体的な構成はこの実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲における設計変更等があっても、それらは本発明に含まれるものである。
Ｒ…銅ロール、Ｂ…急冷薄帯（急冷リボン）、Ｄ，Ｄ１，Ｄ２,Ｄ’…超硬ダイス、Ｐ、Ｐ’…超硬パンチ、Ｃａ，Ｃａ１，Ｃａ２…キャビティ、Ｇ…隙間、t1…成形体の短辺の長さ、W1…キャビティの短辺の長さ、Ｓ…成形体、Ｃ…配向磁石（希土類磁石）、Ｃ’…配向磁石の中間体、ＭＰ…主相（ナノ結晶粒、結晶粒、結晶）、ＢＰ…粒界相

Claims (5)

  1. 希土類磁石材料となる粉末を加圧成形して、柱状の成形体を製造する第１のステップ、
    前記成形体が収容されるキャビティを備えたダイスと該キャビティ内で摺動自在なパンチとからなる塑性加工型を用意し、前記キャビティは、前記成形体のパンチによる加圧方向と直交する断面よりも断面寸法の大きな断面を有しており、
    前記キャビティに成形体を収容して上下のパンチで挟み、該上下のパンチで成形体の上面と下面を直接押圧しながら異方性を与える熱間塑性加工を施して配向磁石である希土類磁石を製造する第２のステップからなり、
    キャビティの断面を構成する短辺の長さをW1、キャビティ内に収容された成形体の断面のうちキャビティの短辺に対応する辺の長さをt1とした際に、t1/W1が0.55〜0.85の範囲にあり、第２のステップにおける熱間塑性加工の途中段階から成形体の一部がキャビティの側面に拘束されて変形が抑制され、成形体の他の部位がキャビティの側面から離れて非拘束な状態となっている希土類磁石の製造方法。
  2. キャビティの断面が長さW1の短辺と長さW2の長辺からなる長方形であり、
    成形体の断面が短辺の長さt1の長方形もしくは辺の長さt1の正方形のいずれかであり、
    第２のステップの熱間塑性加工の途中段階において、成形体の長方形もしくは正方形の断面のうちの一組の対向する辺がキャビティの対向する２つの前記長辺と当接し、さらに押圧された際に、成形体の断面の他の一組の対向する辺はキャビティの短辺から離間して非拘束な状態となっている請求項１に記載の希土類磁石の製造方法。
  3. 第２のステップでは、キャビティの断面寸法の異なる２つのダイスと該ダイスの断面寸法に応じた断面を有するパンチからなる２つの塑性加工型が用意されており、
    相対的に断面寸法の小さなキャビティを有する塑性加工型を使用して成形体に熱間塑性加工を施し、成形体の長方形もしくは正方形の断面のうちの一組の対向する辺をキャビティの対向する２つの前記長辺と当接させて配向磁石の中間体を製造し、次いで該中間体を相対的に大きな断面寸法のキャビティを有する塑性加工型に収容して中間体に熱間塑性加工を施し、中間体の長方形もしくは正方形の断面のうちの一組の対向する辺をキャビティの対向する２つの前記長辺と当接させて配向磁石である希土類磁石を製造する請求項２に記載の希土類磁石の製造方法。
  4. 熱間塑性加工の際の歪速度が0.1/sec以上である請求項１〜３のいずれかに記載の希土類磁石の製造方法。
  5. 前記希土類磁石材料となる粉末は、RE-Fe-B系の主相（RE:Nd、Prの少なくとも一種）と、該主相の周りにあるRE-X合金（X:金属元素）の粒界相からなる粉末であって急冷薄帯を粉砕したものであり、REの含有割合が29質量%≦RE≦32質量%であり、
    製造された希土類磁石の主相の平均粒径が300nm以下である請求項１〜４のいずれかに記載の希土類磁石の製造方法。
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