JP6613730B2 - 希土類磁石の製造方法 - Google Patents
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本発明は、希土類磁石の製造方法に関し、さらに詳しくは、磁化容易軸が一方向に配向した希土類磁石の製造方法に関する。
ネオジムやサマリウムなどの希土類元素を含んだ磁石（希土類磁石）は、磁気特性に優れているため、モータや発電機などに使用されている。特に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、現在、最強の磁気特性を示す。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の構成元素の一部を他の希土類元素（Ｒ）や他の遷移金属元素（Ｔ）などで置換した磁石、あるいは、これらに添加元素（Ｍ）をさらに添加した磁石もまた、高い磁気特性を示すことが知られている。以下、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石（合金）及びその派生物を総称して、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石（合金）」ともいう。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織は、主相（Ｒ2Ｔ14Ｂ三元金属間化合物である磁石相）と、主相を取り囲むように存在する粒界相（非磁石相）から構成されている。Ｒ2Ｔ14Ｂ結晶（２−１４−１結晶）の結晶構造は、正方晶であり、ｃ軸が磁化容易軸である。そのため、主相の体積率が高く、かつ、磁気的に高配向であるほど、高磁力磁石となる。一般に、配向度が高くなるほど、最大エネルギー積(ＢＨ)maxが高くなる。また、主相の結晶粒が途切れなく粒界相に覆われており、かつ、微細組織であるほど、保磁力iＨc（反磁界・高温に対する耐性）が高くなる（非特許文献１）。
このような高い磁気特性を示すＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法に関し、従来から種々の提案がなされている。例えば、特許文献１には、
（ａ）希土類磁石合金の超急冷リボンを粉砕して粉末を作製し、
（ｂ）粉末をコールドプレス及びホットプレスすることにより柱状体を作製し、
（ｃ）ダイ、パンチ及びマンドレルを用いて柱状体を筒状体に押出加工する
方法が開示されている。
（ａ）希土類磁石合金の超急冷リボンを粉砕して粉末を作製し、
（ｂ）粉末をコールドプレス及びホットプレスすることにより柱状体を作製し、
（ｃ）ダイ、パンチ及びマンドレルを用いて柱状体を筒状体に押出加工する
方法が開示されている。
特許文献２には、
（ａ）磁石合金の超急冷リボンを粉砕して粉末を作製し、
（ｂ）粉末を冷間プレス及び熱間プレスすることにより予備成形体を作製し、
（ｃ）予備成形体のＸ方向の寸法を絞ると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法を拡げるように、予備成形体を押出加工する
方法が開示されている。
（ａ）磁石合金の超急冷リボンを粉砕して粉末を作製し、
（ｂ）粉末を冷間プレス及び熱間プレスすることにより予備成形体を作製し、
（ｃ）予備成形体のＸ方向の寸法を絞ると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法を拡げるように、予備成形体を押出加工する
方法が開示されている。
特許文献３には、
（ａ）希土類元素を含む鉄系合金を溶解、鋳造し、
（ｂ）鋳造インゴットを熱間加工（押出加工、圧延加工、又は、スタンプ加工）する
希土類−鉄系永久磁石の製造方法が開示されている。
（ａ）希土類元素を含む鉄系合金を溶解、鋳造し、
（ｂ）鋳造インゴットを熱間加工（押出加工、圧延加工、又は、スタンプ加工）する
希土類−鉄系永久磁石の製造方法が開示されている。
特許文献４には、
（ａ）希土類元素、遷移金属及びホウ素を含む原料合金粉末を磁場中成形し、
（ｂ）成形体を放電プラズマ焼結する
希土類焼結磁石の製造方法が開示されている。
（ａ）希土類元素、遷移金属及びホウ素を含む原料合金粉末を磁場中成形し、
（ｂ）成形体を放電プラズマ焼結する
希土類焼結磁石の製造方法が開示されている。
特許文献５には、
（ａ）希土類元素を含む原料を冷間成形し、
（ｂ）冷間成形体を熱間成形（ホットプレス）し、さらに、
（ｃ）熱間成形体を後方押出し加工し、円筒状の希土類磁石を得る
希土類磁石の製造方法が開示されている。
（ａ）希土類元素を含む原料を冷間成形し、
（ｂ）冷間成形体を熱間成形（ホットプレス）し、さらに、
（ｃ）熱間成形体を後方押出し加工し、円筒状の希土類磁石を得る
希土類磁石の製造方法が開示されている。
特許文献６には、
（ａ）急冷凝固により得られたフレーク状の合金粉末を冷間成形し、
（ｂ）冷間成形体を予備加熱した後、熱間成形（ホットプレス）し、
（ｃ）熱間成形体を熱間押出し加工する
磁気異方性磁石素材の製造方法が開示されている。
（ａ）急冷凝固により得られたフレーク状の合金粉末を冷間成形し、
（ｂ）冷間成形体を予備加熱した後、熱間成形（ホットプレス）し、
（ｃ）熱間成形体を熱間押出し加工する
磁気異方性磁石素材の製造方法が開示されている。
特許文献７には、
（ａ）キャビティ内に磁性粉末を充填し、磁性粉末にラジアル配向磁場を印加しながら、キャビティ内の磁性粉末を軸方向から加圧して、リング状磁石成形体を成形し、
（ｂ）リング状磁石成形体を焼結させる
リング状焼結磁石の製造方法が開示されている。
（ａ）キャビティ内に磁性粉末を充填し、磁性粉末にラジアル配向磁場を印加しながら、キャビティ内の磁性粉末を軸方向から加圧して、リング状磁石成形体を成形し、
（ｂ）リング状磁石成形体を焼結させる
リング状焼結磁石の製造方法が開示されている。
特許文献８には、
（ａ）合金組成（質量％）：３１Ｎｄ−３Ｃｏ−１Ｂ−０．４Ｇａ−残部Ｆｅからなる原料を急冷凝固することにより得られる合金薄片を粉砕して合金粉末を作製し、
（ｂ）合金粉末を成形（ホットプレス）してバルク体を作製し、
（ｃ）成形とは異なる加工方向にバルク体の熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行う
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石の製造方法が開示されている。
同文献には、成形とは９０°異なる加工方向に熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行うことにより、磁化が向上すると同時に、高い保持力を確保することができる点が記載されている。
（ａ）合金組成（質量％）：３１Ｎｄ−３Ｃｏ−１Ｂ−０．４Ｇａ−残部Ｆｅからなる原料を急冷凝固することにより得られる合金薄片を粉砕して合金粉末を作製し、
（ｂ）合金粉末を成形（ホットプレス）してバルク体を作製し、
（ｃ）成形とは異なる加工方向にバルク体の熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行う
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石の製造方法が開示されている。
同文献には、成形とは９０°異なる加工方向に熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行うことにより、磁化が向上すると同時に、高い保持力を確保することができる点が記載されている。
さらに、特許文献９には、
（ａ）希土類元素を含む粉末を加圧成形し、
（ｂ）成形体を押出し加工することによって板状の中間体を製造し、
（ｃ）中間体の厚み方向に据え込み加工する
希土類磁石の製造方法が開示されている。
（ａ）希土類元素を含む粉末を加圧成形し、
（ｂ）成形体を押出し加工することによって板状の中間体を製造し、
（ｃ）中間体の厚み方向に据え込み加工する
希土類磁石の製造方法が開示されている。
超急冷法により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末は、薄片状の形状を有している。また、個々の粉末は、等軸形状の微細（粒径：数十ｎｍ）な主相粒子の集合体からなり、かつ、個々の主相粒子がランダムな方向を向いた無配向組織を呈している。このような粉末を冷間成形及び熱間成形すると、個々の粉末内部において主相粒子がｃ軸に対して垂直方向に異方成長し、板状の異方形状粒となる。この時、成形体内部では、異方形状粒がランダムな方向を向いた無配向組織になっている。
さらに、無配向の異方形状粒を含む成形体を熱間塑性加工すると、粒界相が液相化して粒界滑りが起きる。その結果、ｃ軸方向（板状の異方形状粒の厚さ方向）が圧縮方向に揃うように、異方形状粒が回転する。
さらに、無配向の異方形状粒を含む成形体を熱間塑性加工すると、粒界相が液相化して粒界滑りが起きる。その結果、ｃ軸方向（板状の異方形状粒の厚さ方向）が圧縮方向に揃うように、異方形状粒が回転する。
熱間塑性加工法は、主相粒子の結晶粒を小さくすること、及び、ｃ軸の配向度を高くすることが可能である。そのため、熱間塑性加工法は、保磁力が高く、かつ、最大エネルギー積（又は、残留磁束密度）が高い磁石を製造する方法として有効である。しかしながら、使用環境がより厳しい用途に使用するためには、磁石の磁気特性をさらに向上させることが望まれる。
日置 敬子他、素形材、第５２巻（２０１１年）、第８号、第１９頁〜第２４頁
本発明が解決しようとする課題は、保磁力が高く、かつ、残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）が高い希土類磁石の製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するために本発明に係る希土類磁石の製造方法は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（１）前記希土類磁石の製造方法は、
希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる薄片状の粉末であって、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む前記希土類磁石を製造するための粉末を成形し、成形体を得る成形工程と、
前記成形体の熱間押出加工を行い、前記異方形状粒の磁化容易軸を配向させる熱間押出加工工程と
を備えている。
（２）前記成型工程は、冷間成形と熱間成形の双方を行い、該冷間成形で得られる冷間成形体は、前記熱間成形の過程で一軸方向に圧縮され、該熱間成形時の圧縮方向が該冷間成形時の圧縮方向と平行でない。
（３）前記冷間成形工程における圧縮方向と、前記熱間押出加工工程における圧縮方向とのなす角が５°以下となっている。
（１）前記希土類磁石の製造方法は、
希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる薄片状の粉末であって、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む前記希土類磁石を製造するための粉末を成形し、成形体を得る成形工程と、
前記成形体の熱間押出加工を行い、前記異方形状粒の磁化容易軸を配向させる熱間押出加工工程と
を備えている。
（２）前記成型工程は、冷間成形と熱間成形の双方を行い、該冷間成形で得られる冷間成形体は、前記熱間成形の過程で一軸方向に圧縮され、該熱間成形時の圧縮方向が該冷間成形時の圧縮方向と平行でない。
（３）前記冷間成形工程における圧縮方向と、前記熱間押出加工工程における圧縮方向とのなす角が５°以下となっている。
（削除）
特許文献８には、希土類磁石の原料粉末を成形し、成形体を熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行う場合において、成形方向とは９０°異なる方向に熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行うと、磁気特性が向上すると記載されている。
これに対し、成形体を熱間押出加工する場合、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とをほぼ平行にすると、高い保持力と高い残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）とを両立させることができる。
これに対し、成形体を熱間押出加工する場合、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とをほぼ平行にすると、高い保持力と高い残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）とを両立させることができる。
熱間塑性加工の方法が異なることによって、全く逆の結果が得られる理由の詳細は不明であるが、おそらく、熱間塑性加工時における塑性ひずみの大きさや分布、塑性変形が生じていない領域の応力状態などが関係していると考えられる。
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１． 希土類磁石の製造方法］
図１に、本発明に係る希土類磁石の製造方法の工程図を示す。図１において、希土類磁石の製造方法は、原料粉末製造工程と、成形工程と、熱間押出加工工程とを備えている。
［１． 希土類磁石の製造方法］
図１に、本発明に係る希土類磁石の製造方法の工程図を示す。図１において、希土類磁石の製造方法は、原料粉末製造工程と、成形工程と、熱間押出加工工程とを備えている。
［１．１． 原料粉末製造工程］
まず、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる薄片状の粉末であって、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む希土類磁石を製造するための粉末を製造する（原料粉末製造工程）。
まず、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる薄片状の粉末であって、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む希土類磁石を製造するための粉末を製造する（原料粉末製造工程）。
［１．１．１． 原料粉末の組成］
原料粉末は、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなり、かつ、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む希土類磁石を製造可能なものであれば良い。
すなわち、原料粉末は、
（ａ）初めから、異方形状粒と、粒界相とを含むもの、又は、
（ｂ）加熱により、異方形状粒と、粒界相とを生成可能なもの、
のいずれであっても良く、例えば、アモルファス及び／又は磁化容易軸を有する結晶粒を含むものとすることができる。なお、前記結晶粒を含む場合には、さらに非磁性の粒界相を含む。
原料粉末は、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなり、かつ、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む希土類磁石を製造可能なものであれば良い。
すなわち、原料粉末は、
（ａ）初めから、異方形状粒と、粒界相とを含むもの、又は、
（ｂ）加熱により、異方形状粒と、粒界相とを生成可能なもの、
のいずれであっても良く、例えば、アモルファス及び／又は磁化容易軸を有する結晶粒を含むものとすることができる。なお、前記結晶粒を含む場合には、さらに非磁性の粒界相を含む。
このような条件を満たす限りにおいて、原料粉末の組成、すなわち、磁性材料の組成は、特に限定されない。
前記磁性材料は、特に、少なくとも希土類元素（Ｒ）、元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ＋Ｃｏ）、及びＢを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなるものが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を適切な条件下で成形及び加工すると、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を主相とする異方形状粒と、異方形状粒の周囲を取り囲む粒界相とを有する希土類磁石が得られる。この場合、元素Ｒの種類及び量、Ｆｅを置換するＣｏの量、他の添加元素（Ｍ）の種類及び量は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。
前記磁性材料は、特に、少なくとも希土類元素（Ｒ）、元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ＋Ｃｏ）、及びＢを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなるものが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を適切な条件下で成形及び加工すると、Ｒ2Ｔ14Ｂ相を主相とする異方形状粒と、異方形状粒の周囲を取り囲む粒界相とを有する希土類磁石が得られる。この場合、元素Ｒの種類及び量、Ｆｅを置換するＣｏの量、他の添加元素（Ｍ）の種類及び量は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、特に、
１２．５≦Ｒ≦１５．０ａｔ％、
４．５≦Ｂ≦６．５ａｔ％、
０．１≦Ｇａ≦０．７ａｔ％、
０≦Ｃｏ≦６．０ａｔ％、及び、
０≦Ｃｕ＋Ａｌ≦２．０ａｔ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものが好ましい。
１２．５≦Ｒ≦１５．０ａｔ％、
４．５≦Ｂ≦６．５ａｔ％、
０．１≦Ｇａ≦０．７ａｔ％、
０≦Ｃｏ≦６．０ａｔ％、及び、
０≦Ｃｕ＋Ａｌ≦２．０ａｔ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものが好ましい。
本発明において、「希土類元素（Ｒ）」とは、Ｙ、及び、ＬａからＬｕまでの元素（ランタノイド元素）をいう。元素（Ｒ）は、元素（Ｔ）及びＢと共にＲ2Ｔ14Ｂ結晶（２−１４−１結晶）の構成元素である。磁性材料は、いずれか１種の元素（Ｒ）を含むものでも良く、あるいは、２種以上を含むものでも良い。元素（Ｒ）は、特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、及び、Ｔｂからなる群から選ばれるいずれか１種以上の元素が好ましい。
Ｇａは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に添加される添加元素（Ｍ）であり、粒界相を低融点化し、保磁力を向上させる作用がある。
Ｃｏは、Ｆｅの一部を置換する元素（Ｔ）であり、耐食性及び熱安定性を向上させる作用がある。Ｃｏは、必要に応じて添加される。
Ｃｕ及びＡｌは、Ｒ−Ｔ−Ｂ−系合金に添加される添加元素（Ｍ）であり、いずれも粒界相を低融点化し、保磁力を向上させる作用がある。Ｃｕ及びＡｌは、それぞれ、必要に応じて添加される。また、Ｃｕ及びＡｌは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
Ｃｏは、Ｆｅの一部を置換する元素（Ｔ）であり、耐食性及び熱安定性を向上させる作用がある。Ｃｏは、必要に応じて添加される。
Ｃｕ及びＡｌは、Ｒ−Ｔ−Ｂ−系合金に添加される添加元素（Ｍ）であり、いずれも粒界相を低融点化し、保磁力を向上させる作用がある。Ｃｕ及びＡｌは、それぞれ、必要に応じて添加される。また、Ｃｕ及びＡｌは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。
［１．１．２． 原料粉末の組織］
原料粉末は、初めから異方形状粒と、粒界相とを含むものでも良い。しかしながら、異方形状粒を含む粉末を用いて熱間押出加工を行うと、熱間押出加工時に異方形状粒の異方成長が過度に進行し、保磁力が低下する場合がある。
主相の粒径を微細化し、高い保持力を得るためには、原料粉末は、主相からなる微細な等軸形状粒を含むもの（すなわち、加熱により異方形状粒及び粒界相を生成可能なもの）が好ましい。また、微細な異方形状粒を生成させるためには、等軸形状粒の粒径は小さいほどよい。
原料粉末は、初めから異方形状粒と、粒界相とを含むものでも良い。しかしながら、異方形状粒を含む粉末を用いて熱間押出加工を行うと、熱間押出加工時に異方形状粒の異方成長が過度に進行し、保磁力が低下する場合がある。
主相の粒径を微細化し、高い保持力を得るためには、原料粉末は、主相からなる微細な等軸形状粒を含むもの（すなわち、加熱により異方形状粒及び粒界相を生成可能なもの）が好ましい。また、微細な異方形状粒を生成させるためには、等軸形状粒の粒径は小さいほどよい。
例えば、後述する超急冷法を用いると、アモルファス、及び／又は、粒径が数十ｎｍの等軸形状粒からなる薄片状の粉末が得られる（図１（ｄ）参照）。これを適切な温度に加熱すると、等軸形状粒がｃ軸に対して垂直方向に優先的に成長（異方成長）する。その結果、直径：数百ｎｍ×厚さ：数十ｎｍ程度の板状の異方形状粒が生成する（図１（ｅ）参照）。
［１．１．３． 原料粉末の形状］
本発明において、原料粉末は、薄片状の形状を持つ。「薄片状」とは、厚さ（ｔ）に対する、面積が最も大きい面（最大面）の最小寸法（Ｄ）の比（＝Ｄ／ｔ）が２以上であることをいう。具体的な寸法については、特に限定されないが、厚さ（ｔ）は５〜２５μｍとすることができ、最小寸法（Ｄ）は５０〜３００μｍとすることができる。なお、各寸法は、光学顕微鏡又はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて測定することができる。また、最小寸法（Ｄ）及び厚さ（ｔ）は、複数箇所の測定値の平均値として良い。
本発明において、原料粉末は、薄片状の形状を持つ。「薄片状」とは、厚さ（ｔ）に対する、面積が最も大きい面（最大面）の最小寸法（Ｄ）の比（＝Ｄ／ｔ）が２以上であることをいう。具体的な寸法については、特に限定されないが、厚さ（ｔ）は５〜２５μｍとすることができ、最小寸法（Ｄ）は５０〜３００μｍとすることができる。なお、各寸法は、光学顕微鏡又はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて測定することができる。また、最小寸法（Ｄ）及び厚さ（ｔ）は、複数箇所の測定値の平均値として良い。
熱間押出加工後の材料中には、原料粉末の粒界（粉末粒界）が残存している。この粉末粒界の形状は、原料粉末の形状、成形条件、熱間押出加工条件などにより大きく変化する。特に、原料粉末の形状が薄片状である場合、加工条件の相違によって、粉末粒界の形状が大きく異なる。
ミクロレベルで見た時に、粉末粒界の内部に存在する主相粒子の大きさや配向度に大きな差が無いにもかかわらず、加工条件の相違によって材料全体の磁気特性は大きく変化する。これは、熱間押出加工後の粉末粒界の形状が磁気特性に影響しているためと考えられる。そのため、薄片状の原料粉末に対して本発明を適用すると、高い効果が得られる。
ミクロレベルで見た時に、粉末粒界の内部に存在する主相粒子の大きさや配向度に大きな差が無いにもかかわらず、加工条件の相違によって材料全体の磁気特性は大きく変化する。これは、熱間押出加工後の粉末粒界の形状が磁気特性に影響しているためと考えられる。そのため、薄片状の原料粉末に対して本発明を適用すると、高い効果が得られる。
［１．１．４． 原料粉末の製造方法］
原料粉末の製造方法は、上述した条件を満たす原料粉末が得られる限りにおいて、特に限定されない。原料粉末の製造方法は、特に、磁性材料の溶湯を超急冷することにより薄帯を製造する方法（超急冷法）が好ましい。
原料粉末の製造方法は、上述した条件を満たす原料粉末が得られる限りにおいて、特に限定されない。原料粉末の製造方法は、特に、磁性材料の溶湯を超急冷することにより薄帯を製造する方法（超急冷法）が好ましい。
図１（ａ）に、超急冷法の模式図を示す。磁性材料の溶湯を回転する金属ロールに吹き付けると、金属ロール表面において溶湯が超急冷され、薄帯が得られる。この薄帯を粉砕すると、薄片状の粉末が得られる。粉末の大きさは、製造条件にもよるが、通常、粒径：１５０μｍ程度、厚さ：２０μｍ程度である。図１（ｄ）に、超急冷法により得られた粉末の断面のＳＥＭ写真を示す。図１（ｄ）より、粉末の内部には、粒径：数十ｎｍ程度の微細な等軸形状粒が含まれていることが分かる。
［１．２． 成形工程］
次に、得られた粉末を成形し、成形体を得る（成形工程）。成形は、（ａ）冷間成形のみ、（ｂ）熱間成形のみ、又は、（ｃ）冷間成形と熱間成形の組み合わせ、のいずれであっても良い。
次に、得られた粉末を成形し、成形体を得る（成形工程）。成形は、（ａ）冷間成形のみ、（ｂ）熱間成形のみ、又は、（ｃ）冷間成形と熱間成形の組み合わせ、のいずれであっても良い。
［１．２．１． 冷間成形］
「冷間成形」とは、室温近傍（２０℃±１５℃、好ましくは、２５℃±５℃）の温度で行う成形をいう。本発明において、冷間成形の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。
例えば、図１（ｂ）に示すように、ダイのキャビティ内に粉末を充填し、パンチを用いて粉末を一軸加圧すると、ブロック状の成形体が得られる。この場合、圧縮方向は、パンチによる加圧方向となる。
あるいは、図示はしないが、円筒状のゴム容器の中心にマンドレルを配置し、ゴム容器とマンドレルの隙間に粉末を充填し、ＣＩＰ処理すると、円筒状の成形体を得ることができる。この場合、圧縮方向は、ラジアル方向となる。
「冷間成形」とは、室温近傍（２０℃±１５℃、好ましくは、２５℃±５℃）の温度で行う成形をいう。本発明において、冷間成形の方法は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な方法を選択することができる。
例えば、図１（ｂ）に示すように、ダイのキャビティ内に粉末を充填し、パンチを用いて粉末を一軸加圧すると、ブロック状の成形体が得られる。この場合、圧縮方向は、パンチによる加圧方向となる。
あるいは、図示はしないが、円筒状のゴム容器の中心にマンドレルを配置し、ゴム容器とマンドレルの隙間に粉末を充填し、ＣＩＰ処理すると、円筒状の成形体を得ることができる。この場合、圧縮方向は、ラジアル方向となる。
冷間成形条件は、ハンドリングが可能な程度の強度を持つ成形体を得ることが可能な条件であれば良い。一般に、成形体の密度が高くなるほど、成形体の強度が高くなる。ハンドリングに耐える強度を得るためには、成形体の相対密度は、６０％以上が好ましい。相対密度は、さらに好ましくは、７０％以上、さらに好ましくは、８０％以上である。
冷間成形時の雰囲気は、特に限定されない。通常、冷間成形は、大気中で行われる。
本発明における相対密度とは、理論密度に対する実測密度の比率を意味する。
冷間成形時の雰囲気は、特に限定されない。通常、冷間成形は、大気中で行われる。
本発明における相対密度とは、理論密度に対する実測密度の比率を意味する。
［１．２．２． 熱間成形］
「熱間成形」とは、成形体の緻密化が進行する温度域で行う成形をいう。熱間成形は、粉末に対して直接行っても良く、あるいは、冷間成形体に対して行っても良い。緻密な成形体を得ることが可能な限りにおいて、熱間成形方法は、特に限定されない。熱間成形方法としては、例えば、ホットプレス法、ＨＩＰ処理法、放電プラズマ焼結法などがある。
「熱間成形」とは、成形体の緻密化が進行する温度域で行う成形をいう。熱間成形は、粉末に対して直接行っても良く、あるいは、冷間成形体に対して行っても良い。緻密な成形体を得ることが可能な限りにおいて、熱間成形方法は、特に限定されない。熱間成形方法としては、例えば、ホットプレス法、ＨＩＰ処理法、放電プラズマ焼結法などがある。
熱間成形工程で得られた成形体（熱間成形体）に多量の気孔が残存している場合、熱間押出加工後の材料（押出加工材）中に気孔が残存する場合がある。気孔は、押出加工材の磁気特性を低下させる原因となる。そのため、熱間成形体の相対密度は、高いほど良い。具体的には、熱間成形体の相対密度は、９０％以上が好ましい。相対密度は、さらに好ましくは、９５％以上、さらに好ましくは、９９％以上である。
一般に、熱間成形温度が高くなるほど、熱間成形体の相対密度は高くなる。一方、熱間成形温度が高くなりすぎると、熱間成形時に結晶粒（主相粒子）の成長が過度に進行し、保磁力が低下する。従って、熱間成形温度は、熱間成形体の相対密度が高くなり、かつ、主相粒子の成長が過度に進行しないように、最適な温度を選択するのが好ましい。最適な熱間成形温度は、熱間成形方法や磁性材料の組成により異なる。熱間成形温度は、通常、５００〜９００℃、好ましくは、７００〜８５０℃である。
熱間成形は、成形体の酸化を防ぐために、非酸化雰囲気下（例えば、Ａｒ中、真空中など）で行うのが好ましい。
熱間成形は、成形体の酸化を防ぐために、非酸化雰囲気下（例えば、Ａｒ中、真空中など）で行うのが好ましい。
なお、冷間成形と熱間成形の双方を行う場合において、熱間成形方法としてホットプレス法や放電プラズマ焼結法を用いるときには、冷間成形体は、熱間成形過程で一軸方向に圧縮される。この場合、熱間押出加工と異なり、熱間成形時の圧縮方向は、必ずしも冷間成形時の圧縮方向と平行である必要はない。これは、熱間成形加工は、熱間押出加工と比べて、加工中に生じる材料の塑性流動が格段に少ないためである。
また、熱間押出加工に用いられるダイの形状を最適化すると、冷間成形体の緻密化と、緻密化した成形体（熱間成形体）の熱間押出加工とを同時に行うこともできる。このような場合には、独立した熱間成形工程を省略することができる。
また、熱間押出加工に用いられるダイの形状を最適化すると、冷間成形体の緻密化と、緻密化した成形体（熱間成形体）の熱間押出加工とを同時に行うこともできる。このような場合には、独立した熱間成形工程を省略することができる。
［１．３． 熱間押出加工工程］
次に、成形体の熱間押出加工を行う（熱間押出加工工程）。「熱間押出加工」とは、結晶粒が固相であり、かつ、粒界相が液相化する温度域で行う押出加工をいう。
次に、成形体の熱間押出加工を行う（熱間押出加工工程）。「熱間押出加工」とは、結晶粒が固相であり、かつ、粒界相が液相化する温度域で行う押出加工をいう。
図１（ｃ）に示すように、成形体を熱間押出加工する。これにより、成形体中において異方形状粒の生成及び／又は異方成長が起こると同時に、磁化容易軸（ｃ軸）が圧縮方向と平行になるように、異方形状粒が回転する。また、ダイの形状を最適化すると、成形体の緻密化も同時に進行する。その結果、緻密であり、かつ、異方形状粒の磁化容易軸が一方向に配向した押出加工材が得られる。図１（ｅ）に、押出加工材の断面のＳＥＭ写真を示す。
得られた押出加工材は、必要に応じて、切断、研削、面取などの後加工に供される。
得られた押出加工材は、必要に応じて、切断、研削、面取などの後加工に供される。
［１．３．１． 加工条件］
［Ａ． 加工温度及び加工雰囲気］
熱間押出加工は、異方形状粒が固相であり、かつ、粒界相のみが液相化する温度域で行われる。これは、熱間押出加工時に粒界滑りを生じさせるためである。最適な加工温度は、押出加工方法や磁性材料の組成により異なる。加工温度は、通常、５００〜９００℃、好ましくは、７００〜８５０℃である。
熱間押出加工は、成形体の酸化を防ぐために、非酸化雰囲気下（例えば、Ａｒ中、真空中など）で行うのが好ましい。
［Ａ． 加工温度及び加工雰囲気］
熱間押出加工は、異方形状粒が固相であり、かつ、粒界相のみが液相化する温度域で行われる。これは、熱間押出加工時に粒界滑りを生じさせるためである。最適な加工温度は、押出加工方法や磁性材料の組成により異なる。加工温度は、通常、５００〜９００℃、好ましくは、７００〜８５０℃である。
熱間押出加工は、成形体の酸化を防ぐために、非酸化雰囲気下（例えば、Ａｒ中、真空中など）で行うのが好ましい。
［Ｂ． 圧縮方向］
熱間押出加工は、成形時の圧縮方向とほぼ平行に成形体が圧縮されるように行う。具体的には、成形工程における圧縮方向と、熱間押出加工工程における圧縮方向とのなす角（以下、「角度差」という）が５°以下となるように行う。角度差は、好ましくは、３°以下、より好ましくは、１°以下である。
上述のように熱間押出加工を行うことで、熱間押出加工工程における圧縮方向に最小主ひずみが導入され、その方向に磁化容易軸が配向する。そして、熱間押出加工工程における圧縮方向を着磁方向とすることで、優れた異方性希土類磁石とすることができる。
熱間押出加工は、成形時の圧縮方向とほぼ平行に成形体が圧縮されるように行う。具体的には、成形工程における圧縮方向と、熱間押出加工工程における圧縮方向とのなす角（以下、「角度差」という）が５°以下となるように行う。角度差は、好ましくは、３°以下、より好ましくは、１°以下である。
上述のように熱間押出加工を行うことで、熱間押出加工工程における圧縮方向に最小主ひずみが導入され、その方向に磁化容易軸が配向する。そして、熱間押出加工工程における圧縮方向を着磁方向とすることで、優れた異方性希土類磁石とすることができる。
ここで、「成形時の圧縮方向」とは、
（ａ）冷間成形のみが行われた場合には、冷間成形時の圧縮方向、
（ｂ）熱間成形のみが行われた場合には、熱間成形時の圧縮方向、
（ｃ）冷間成形及び熱間成形の双方が行われた場合には、冷間成形時の圧縮方向
をいう。
（ａ）冷間成形のみが行われた場合には、冷間成形時の圧縮方向、
（ｂ）熱間成形のみが行われた場合には、熱間成形時の圧縮方向、
（ｃ）冷間成形及び熱間成形の双方が行われた場合には、冷間成形時の圧縮方向
をいう。
原料粉末の形状が薄片状である場合、冷間成形体は、圧縮方向に薄片が積層した組織を持つ。このような冷間成形体を熱間押出加工する場合において、熱間押出加工時の角度差が９０°であるときには、薄片状粉末が最大面に対して平行方向に圧縮される。その結果、粉末粒界が折れ曲がり、あるいは、波形に湾曲し、粉末粒界が複雑に入り組んだ押出加工材が得られる。
これに対し、角度差が所定の値以下であるときには、粉末粒界がほぼ平行に並んだ押出加工材が得られる。この点は、熱間成形のみを行った場合、並びに、冷間成形及び熱間成形の双方を行った場合も同様である。
これに対し、角度差が所定の値以下であるときには、粉末粒界がほぼ平行に並んだ押出加工材が得られる。この点は、熱間成形のみを行った場合、並びに、冷間成形及び熱間成形の双方を行った場合も同様である。
［Ｃ． 圧縮ひずみ］
熱間押出加工は、粒界滑りにより異方形状粒を回転させ、ｃ軸を一方向に揃えるために行われる。そのため、熱間押出加工時の圧縮ひずみが小さすぎると、異方形状粒の回転が不十分となる。その結果、押出加工材の磁気配向度が低下する。
高い磁気配向度を得るためには、圧縮ひずみは、１．０以上が好ましく、１．１以上がより好ましく、１．２以上が一層好ましい。
ここで、「圧縮ひずみ」とは、熱間押出加工前後において、熱間押出加工時の圧縮方向の寸法を、それぞれｔ0及びｔとした場合に、ｌｎ(ｔ0／ｔ)として定義される。
熱間押出加工は、粒界滑りにより異方形状粒を回転させ、ｃ軸を一方向に揃えるために行われる。そのため、熱間押出加工時の圧縮ひずみが小さすぎると、異方形状粒の回転が不十分となる。その結果、押出加工材の磁気配向度が低下する。
高い磁気配向度を得るためには、圧縮ひずみは、１．０以上が好ましく、１．１以上がより好ましく、１．２以上が一層好ましい。
ここで、「圧縮ひずみ」とは、熱間押出加工前後において、熱間押出加工時の圧縮方向の寸法を、それぞれｔ0及びｔとした場合に、ｌｎ(ｔ0／ｔ)として定義される。
［１．３．２． 加工方法］
上述した条件を満たす限りにおいて、熱間押出加工の方法は、特に限定されない。例えば、熱間押出加工は、前方押出加工であっても良く、あるいは、後方押出加工であっても良い。また、熱間押出加工は、板状に押出加工するものでも良く、あるいは、円筒状に押出加工するものでも良い。
上述した条件を満たす限りにおいて、熱間押出加工の方法は、特に限定されない。例えば、熱間押出加工は、前方押出加工であっても良く、あるいは、後方押出加工であっても良い。また、熱間押出加工は、板状に押出加工するものでも良く、あるいは、円筒状に押出加工するものでも良い。
［Ａ． 板磁石の製造方法］
図２に、板磁石の製造方法の模式図を示す。板磁石を製造する場合、まず、図２（ａ）に示すように、直方体状の成形体１０を作製する。図２に示す例の場合、Ｘ方向が成形時の圧縮方向である。
図２に、板磁石の製造方法の模式図を示す。板磁石を製造する場合、まず、図２（ａ）に示すように、直方体状の成形体１０を作製する。図２に示す例の場合、Ｘ方向が成形時の圧縮方向である。
次に、図２（ｂ）に示すように、キャビティ１４ａを有するダイ１４と、キャビティ１４ａの上部に挿入可能なパンチ１６とを備えた押出加工装置１２を用意する。
キャビティ１４ａは、
（ａ）上方から成形体１０を挿入可能であり、かつ、
（ｂ）成形体１０を下方に押し出す際に、Ｘ方向の寸法を絞ると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法を拡げるような塑性変形が可能となる
ような形状を持っている。
なお、図２（ｂ）の中央図は、成形体１０の平面図（Ｚ方向から見た図）である。
キャビティ１４ａは、
（ａ）上方から成形体１０を挿入可能であり、かつ、
（ｂ）成形体１０を下方に押し出す際に、Ｘ方向の寸法を絞ると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法を拡げるような塑性変形が可能となる
ような形状を持っている。
なお、図２（ｂ）の中央図は、成形体１０の平面図（Ｚ方向から見た図）である。
ダイ１４のキャビティ１４ａの上部に成形体１０を挿入し、パンチ１６で成形体１０を押圧する。これにより、キャビティ１４ａの上部において成形体１０が緻密化（熱間成形）されると同時に、キャビティ１４ａの下部において緻密化された成形体１０がダイ１４の下方に押し出される。
この時、図２（ｃ）に示すように、成形時の圧縮方向（Ｘ方向）の寸法が絞られると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法が拡がる。その結果、図２（ｄ）に示すような形状を有する押出加工材１８が得られる。
なお、図２（ｃ）の中央図は、加工途中の押出加工材１８の平面図（Ｚ方向から見た図）である。
この時、図２（ｃ）に示すように、成形時の圧縮方向（Ｘ方向）の寸法が絞られると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法が拡がる。その結果、図２（ｄ）に示すような形状を有する押出加工材１８が得られる。
なお、図２（ｃ）の中央図は、加工途中の押出加工材１８の平面図（Ｚ方向から見た図）である。
［Ｂ． リング磁石の製造方法］
図３に、リング磁石の製造方法の模式図を示す。リング磁石を製造する場合、まず、図３（ａ）に示すように、円筒状の成形体２０を作製する。図３に示す例の場合、ラジアル方向（ｒ方向）が成形時の圧縮方向である。
図３に、リング磁石の製造方法の模式図を示す。リング磁石を製造する場合、まず、図３（ａ）に示すように、円筒状の成形体２０を作製する。図３に示す例の場合、ラジアル方向（ｒ方向）が成形時の圧縮方向である。
次に、図３（ｂ）に示すように、円筒状のキャビティ２４ａを有するダイ２４と、マンドレル２６と、パンチ２８とを備えた押出加工装置２２を用意する。
マンドレル２６は、一様の直径を有する小径部２６ａと、一様の直径を有する大径部２６ｂとを備えている。大径部２６ｂの直径は、小径部２６ａの直径より大きくなっている。
パンチ２８は、円筒状になっている。パンチ２８の外径は、ダイ２４のキャビティ２４ａの内径より小さくなっている。また、パンチ２８の内径は、マンドレル２６の小径部２６ａの外径より大きくなっている。
マンドレル２６は、一様の直径を有する小径部２６ａと、一様の直径を有する大径部２６ｂとを備えている。大径部２６ｂの直径は、小径部２６ａの直径より大きくなっている。
パンチ２８は、円筒状になっている。パンチ２８の外径は、ダイ２４のキャビティ２４ａの内径より小さくなっている。また、パンチ２８の内径は、マンドレル２６の小径部２６ａの外径より大きくなっている。
小径部２６ａが上になるように、ダイ２４の中心部にマンドレル２６を挿入する。次いで、ダイ２４のキャビティ２４ａと、マンドレル２６の小径部２６ａとの間に成形体２０を挿入し、パンチ２８で成形体２０を押圧する。これにより、キャビティ２４ａの上部において成形体２０が緻密化（熱間成形）されると同時に、成形体２０がダイ２４の下方に押し出される。
この時、図３（ｃ）に示すように、成形体２０は、キャビティ２４ａと大径部２６ｂとの間でラジアル方向に圧縮される。その結果、図３（ｄ）に示すような形状を有する押出加工材３０が得られる。
この時、図３（ｃ）に示すように、成形体２０は、キャビティ２４ａと大径部２６ｂとの間でラジアル方向に圧縮される。その結果、図３（ｄ）に示すような形状を有する押出加工材３０が得られる。
［２． 希土類磁石］
本発明に係る希土類磁石は、本発明に係る方法により得られたものからなる。
［２．１． 組成］
本発明に係る希土類磁石は、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる。磁性材料の組成の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
本発明に係る希土類磁石は、本発明に係る方法により得られたものからなる。
［２．１． 組成］
本発明に係る希土類磁石は、希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる。磁性材料の組成の詳細については、上述した通りであるので、説明を省略する。
［２．２． 組織］
［２．２．１． 結晶粒径］
本発明に係る希土類磁石は、磁気異方性を有する異方形状粒（磁石相）と、異方形状粒の周囲に存在する粒界相（非磁石相）とを含む。希土類磁石の残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）は、主として磁性材料の組成及び異方形状粒の配向度に依存し、保磁力は、主として異方形状粒の粒径に依存する。高い保持力を得るためには、異方形状粒の粒径は、小さいほど良い。ここで、「異方形状粒の粒径」とは、異方形状粒の最大面の大きさをいう。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、異方形状粒の粒径が１５０〜５００ｎｍである希土類磁石が得られる。
［２．２．１． 結晶粒径］
本発明に係る希土類磁石は、磁気異方性を有する異方形状粒（磁石相）と、異方形状粒の周囲に存在する粒界相（非磁石相）とを含む。希土類磁石の残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）は、主として磁性材料の組成及び異方形状粒の配向度に依存し、保磁力は、主として異方形状粒の粒径に依存する。高い保持力を得るためには、異方形状粒の粒径は、小さいほど良い。ここで、「異方形状粒の粒径」とは、異方形状粒の最大面の大きさをいう。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、異方形状粒の粒径が１５０〜５００ｎｍである希土類磁石が得られる。
［２．２．２． 磁気配向度］
異方形状粒は、板状を呈しており、厚さ方向が磁化容易軸（ｃ軸）である。本発明に係る希土類磁石は、熱間押出加工により製造されるため、磁化容易軸が一方向に配向している。磁化容易軸の配向の程度（磁気配向度）は、飽和磁束密度（Ｊs）に対する残留磁束密度（Ｂr）の比（＝Ｂr／Ｊs）で表すことができる。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、磁気配向度が０．９以上である希土類磁石が得られる。
異方形状粒は、板状を呈しており、厚さ方向が磁化容易軸（ｃ軸）である。本発明に係る希土類磁石は、熱間押出加工により製造されるため、磁化容易軸が一方向に配向している。磁化容易軸の配向の程度（磁気配向度）は、飽和磁束密度（Ｊs）に対する残留磁束密度（Ｂr）の比（＝Ｂr／Ｊs）で表すことができる。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、磁気配向度が０．９以上である希土類磁石が得られる。
［２．２．３． 粉末粒界］
「粉末粒界」とは、薄片状の原料粉末同士の界面をいい、結晶粒（主相）よりも希土類元素（Ｒ）リッチな領域となっており、希土類元素（Ｒ）の酸化物が主として含まれる。また、粉末粒界は、光学顕微鏡で確認できる程度の厚みがある。
本発明に係る希土類磁石は、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向がほぼ平行になるように、熱間押出加工することにより得られる。そのため、本発明に係る希土類磁石は、従来の方法により得られる希土類磁石に比べて、粉末粒界の形状の乱れが少ない。
粉末粒界の形状の乱れの程度は、熱間押出加工時の圧縮方向と、粉末の最大長さ方向とのなす角θの平均値θmにより表すことができる。θmは、無作為に選んだ５０個以上の粉末のθから求める。
「粉末の最大長さ方向」とは、熱間押出加工の圧縮方向に対して平行な断面（その面の法線方向と、圧縮方向とのなす角が９０°である面）において、粉末の長さが最も長くなる方向をいう。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、θmが７０〜９０°である希土類磁石が得られる。
「粉末粒界」とは、薄片状の原料粉末同士の界面をいい、結晶粒（主相）よりも希土類元素（Ｒ）リッチな領域となっており、希土類元素（Ｒ）の酸化物が主として含まれる。また、粉末粒界は、光学顕微鏡で確認できる程度の厚みがある。
本発明に係る希土類磁石は、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向がほぼ平行になるように、熱間押出加工することにより得られる。そのため、本発明に係る希土類磁石は、従来の方法により得られる希土類磁石に比べて、粉末粒界の形状の乱れが少ない。
粉末粒界の形状の乱れの程度は、熱間押出加工時の圧縮方向と、粉末の最大長さ方向とのなす角θの平均値θmにより表すことができる。θmは、無作為に選んだ５０個以上の粉末のθから求める。
「粉末の最大長さ方向」とは、熱間押出加工の圧縮方向に対して平行な断面（その面の法線方向と、圧縮方向とのなす角が９０°である面）において、粉末の長さが最も長くなる方向をいう。
本発明に係る方法を用いる場合において、製造条件を最適化すると、θmが７０〜９０°である希土類磁石が得られる。
［３． 作用］
［３．１． 配向メカニズム］
図４に、希土類磁石の配向メカニズムの模式図を示す。超急冷法により製造された原料粉末は、微細な等軸形状粒からなる主相を含んでおり、個々の主相の磁化容易軸がランダムな方向を向いた無配向組織を呈している。このような粉末を冷間成形すると、無配向組織の冷間成形体が得られる（図４（ａ））。
このような冷間成形体を熱間成形すると、主相粒子（２−１４−１結晶）がｃ軸に対して優先的に成長し、主相からなる異方形状粒が生成すると同時に、成形体が緻密化する。この時、成形体に加えられる塑性ひずみは相対的に小さいので、異方形状粒は無配向なままである（図４（ｂ））。
［３．１． 配向メカニズム］
図４に、希土類磁石の配向メカニズムの模式図を示す。超急冷法により製造された原料粉末は、微細な等軸形状粒からなる主相を含んでおり、個々の主相の磁化容易軸がランダムな方向を向いた無配向組織を呈している。このような粉末を冷間成形すると、無配向組織の冷間成形体が得られる（図４（ａ））。
このような冷間成形体を熱間成形すると、主相粒子（２−１４−１結晶）がｃ軸に対して優先的に成長し、主相からなる異方形状粒が生成すると同時に、成形体が緻密化する。この時、成形体に加えられる塑性ひずみは相対的に小さいので、異方形状粒は無配向なままである（図４（ｂ））。
次に、緻密化した熱間成形体を高温で圧縮すると、異方形状粒の成長が進行すると同時に、粒界相が液相化し、粒界滑りが起きる。この時、異方形状粒は、その形状の異方性によって、ｃ軸が圧縮方向に平行となるように回転する（図４（ｃ））。その結果、微細な異方形状粒を含み、かつ、異方形状粒の磁化容易軸が一方向に配向した希土類磁石が得られる（図４（ｄ））。
薄片状の原料粉末を成形すると、成形体の組織は、成形時の圧縮方向に薄片が積層された構造を持つ。この積層方向と、熱間押出加工時の圧縮方向との角度差が大きくなると、薄片を折り曲げたり、あるいは、湾曲させるような力が働く。その結果、局所的に意図しない方向に最小主ひずみが導入され、配向度が低下する。
これに対し、薄片が積層している成形体を熱間押出加工する場合において、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とを一致させると、薄片の最大面の法線方向に均等に応力がかかる。そのため、局所的なひずみ方向のバラツキや、磁化容易軸の配向の乱れが生じにくい。本発明に係る希土類磁石が従来の希土類磁石に比べて、高保磁力かつ高残留磁束密度であるのは、このような局所的な乱れが影響していると考えられる。
これに対し、薄片が積層している成形体を熱間押出加工する場合において、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とを一致させると、薄片の最大面の法線方向に均等に応力がかかる。そのため、局所的なひずみ方向のバラツキや、磁化容易軸の配向の乱れが生じにくい。本発明に係る希土類磁石が従来の希土類磁石に比べて、高保磁力かつ高残留磁束密度であるのは、このような局所的な乱れが影響していると考えられる。
［３．２． 熱間塑性加工方法の相違による磁気特性の変化］
特許文献８には、希土類磁石の原料粉末を成形し、成形体を熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行う場合において、成形方向とは９０°異なる方向に熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行うと、磁気特性が向上すると記載されている。
これに対し、成形体を熱間押出加工する場合、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とをほぼ平行にすると、高い保持力と高い残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）とを両立させることができる。
特許文献８には、希土類磁石の原料粉末を成形し、成形体を熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行う場合において、成形方向とは９０°異なる方向に熱間据え込み加工又は熱間圧延加工を行うと、磁気特性が向上すると記載されている。
これに対し、成形体を熱間押出加工する場合、成形時の圧縮方向と熱間押出加工時の圧縮方向とをほぼ平行にすると、高い保持力と高い残留磁束密度（又は、最大エネルギー積）とを両立させることができる。
熱間塑性加工の方法が異なることによって、全く逆の結果が得られる理由の詳細は不明であるが、おそらく、熱間塑性加工時における塑性ひずみの大きさや分布、塑性変形が生じていない領域の応力状態などが関係していると考えられる。
（実施例１、比較例１）
［１． 試料の作製］
超急冷法を用いて、組成の異なる２種類の粉末を作製した。各粉末の希土類元素（Ｒ）の総量は、１４．０ａｔ％、又は、１４．２ａｔ％とした。各粉末を、それぞれ、室温において冷間成形（一軸加圧）し、直方体状の成形体を得た。
次に、図２に示す押出成形装置１２を用いて、熱間押出加工を行った。押出加工の温度は、７５０℃とし、圧縮ひずみが１．３となるように、ひずみ速度は、０．０３〜０．０８ｓ-1の範囲で変化させた。また、熱間押出加工時の角度差は、５°以下（実施例１）、又は、９０°（比較例１）とした。
［１． 試料の作製］
超急冷法を用いて、組成の異なる２種類の粉末を作製した。各粉末の希土類元素（Ｒ）の総量は、１４．０ａｔ％、又は、１４．２ａｔ％とした。各粉末を、それぞれ、室温において冷間成形（一軸加圧）し、直方体状の成形体を得た。
次に、図２に示す押出成形装置１２を用いて、熱間押出加工を行った。押出加工の温度は、７５０℃とし、圧縮ひずみが１．３となるように、ひずみ速度は、０．０３〜０．０８ｓ-1の範囲で変化させた。また、熱間押出加工時の角度差は、５°以下（実施例１）、又は、９０°（比較例１）とした。
［２． 試験方法］
［２．１． 組織］
ＳＥＭを用いて、押出加工材の断面組織を観察した。
［２．２． 磁気特性］
磁気特性の測定は、閉磁回路式及びパルス励磁式のＢ−Ｈトレーサーにより行った。閉磁回路式Ｂ−Ｈトレーサーは、東英工業株式会社製の直流自記磁束計ＴＲＦ−５ＢＨ−２５、パルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーは、東英工業株式会社製のパルス励磁型磁気特性測定装置ＴＰＭ−２−０８ｓ−２５ＶＴを使用した。
閉磁回路式Ｂ−Ｈトレーサーは、反磁界の影響を受けないために残留磁束密度の測定に、パルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーは、磁極の飽和の影響を受けないために、本発明対象のような高保磁力磁石の保磁力の測定に適している。
残留磁束密度は、閉磁路式Ｂ−Ｈトレーサーでの測定値、保磁力はパルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーの測定値を採用した。
［２．１． 組織］
ＳＥＭを用いて、押出加工材の断面組織を観察した。
［２．２． 磁気特性］
磁気特性の測定は、閉磁回路式及びパルス励磁式のＢ−Ｈトレーサーにより行った。閉磁回路式Ｂ−Ｈトレーサーは、東英工業株式会社製の直流自記磁束計ＴＲＦ−５ＢＨ−２５、パルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーは、東英工業株式会社製のパルス励磁型磁気特性測定装置ＴＰＭ−２−０８ｓ−２５ＶＴを使用した。
閉磁回路式Ｂ−Ｈトレーサーは、反磁界の影響を受けないために残留磁束密度の測定に、パルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーは、磁極の飽和の影響を受けないために、本発明対象のような高保磁力磁石の保磁力の測定に適している。
残留磁束密度は、閉磁路式Ｂ−Ｈトレーサーでの測定値、保磁力はパルス励磁式Ｂ−Ｈトレーサーの測定値を採用した。
［３． 結果］
［３．１． 組織］
図５（ａ）及び図５（ｂ）に、それぞれ、押出加工時の角度差が５°以下である押出加工材の断面の顕微鏡写真及びその拡大写真を示す。図５（ｃ）及び図５（ｄ）に、それぞれ、押出加工時の角度差が９０°である押出加工材の断面顕微鏡写真及びその拡大写真を示す。図５より、角度差の相違により、粉末粒界の形状が大きく異なることがわかる。
［３．１． 組織］
図５（ａ）及び図５（ｂ）に、それぞれ、押出加工時の角度差が５°以下である押出加工材の断面の顕微鏡写真及びその拡大写真を示す。図５（ｃ）及び図５（ｄ）に、それぞれ、押出加工時の角度差が９０°である押出加工材の断面顕微鏡写真及びその拡大写真を示す。図５より、角度差の相違により、粉末粒界の形状が大きく異なることがわかる。
［３．２． 磁気特性］
表１に、種々の条件下で熱間押出加工することにより得られた磁石の磁気特性を示す。なお、表１には、粉末組成及び押出加工条件も併せて示した。また、図６に、種々の条件下で熱間押出加工することにより得られた磁石の磁気特性を示す。表１及び図６より、以下のことがわかる。
表１に、種々の条件下で熱間押出加工することにより得られた磁石の磁気特性を示す。なお、表１には、粉末組成及び押出加工条件も併せて示した。また、図６に、種々の条件下で熱間押出加工することにより得られた磁石の磁気特性を示す。表１及び図６より、以下のことがわかる。
（１）いずれの試料も、角度差が５°以下（‖）である押出加工材の磁気特性は、角度差が９０°（⊥）である押出加工材の磁気特性より向上した。これは、冷間成形の圧縮方向と押出加工時の圧縮方向をほぼ平行にすることにより、粉末粒界近傍における局所的なひずみ方向のバラツキや、磁化容易軸の配向の乱れが低減されたためと考えられる。
（２）いずれの試料も、ひずみ速度が小さくなるほど、保磁力が低下した。これは、熱間加工時間が長時間化することで結晶粒が成長したためと考えられる。
（３）いずれの試料も、あるひずみ速度で残留磁束密度が極大となった。これは、高ひずみ速度（短時間）では結晶粒の異方成長が不十分となったために配向が進まず、一方、低ひずみ速度（長時間）では等軸形状の異常粒成長が生じたため周囲の配向が乱れたためと考えられる。
（３）いずれの試料も、あるひずみ速度で残留磁束密度が極大となった。これは、高ひずみ速度（短時間）では結晶粒の異方成長が不十分となったために配向が進まず、一方、低ひずみ速度（長時間）では等軸形状の異常粒成長が生じたため周囲の配向が乱れたためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら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で種々の改変が可能である。
本発明に係る希土類磁石及びその製造方法は、モータ、スピーカ、マイクロホン、発電機などに用いられる磁石及びその製造方法として利用することができる。
１０ 成形体
１２ 押出加工装置
１４ ダイ
１４ａ キャビティ
１６ パンチ
１８ 押出加工材
１２ 押出加工装置
１４ ダイ
１４ａ キャビティ
１６ パンチ
１８ 押出加工材
Claims (6)
- 以下の構成を備えた希土類磁石の製造方法。
（１）前記希土類磁石の製造方法は、
希土類元素（Ｒ）を含む磁性材料からなる薄片状の粉末であって、磁気異方性を有する異方形状粒と、非磁性の粒界相とを含む前記希土類磁石を製造するための粉末を成形し、成形体を得る成形工程と、
前記成形体の熱間押出加工を行い、前記異方形状粒の磁化容易軸を配向させる熱間押出加工工程と
を備えている。
（２）前記成型工程は、冷間成形と熱間成形の双方を行い、該冷間成形で得られる冷間成形体は、前記熱間成形の過程で一軸方向に圧縮され、該熱間成形時の圧縮方向が該冷間成形時の圧縮方向と平行でない。
（３）前記冷間成形工程における圧縮方向と、前記熱間押出加工工程における圧縮方向とのなす角が５°以下となっている。 - 前記熱間押出加工工程は、さらに、圧縮ひずみが１．０以上となるように、前記成形体を熱間押出加工するものからなる請求項１に記載の希土類磁石の製造方法。
- 前記熱間押出加工工程は、前記成形時の圧縮方向（Ｘ方向）の寸法を絞ると同時に、Ｘ方向と直交するＹ方向の寸法を拡げるように、前記成形体を熱間押出加工するものからなる請求項１又は２に記載の希土類磁石の製造方法。
- 前記粉末は、前記磁性材料の溶湯を超急冷することにより薄帯を製造し、前記薄帯を粉砕することにより得られるものからなる請求項１から３までのいずれか１項に記載の希土類磁石の製造方法。
- 前記磁性材料は、少なくとも前記希土類元素（Ｒ）、元素Ｔ（Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ＋Ｃｏ）、及びＢを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる請求項１から４までのいずれか１項に記載の希土類磁石の製造方法。
- 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、
１２．５≦Ｒ≦１５．０ａｔ％、
４．５≦Ｂ≦６．５ａｔ％、
０．１≦Ｇａ≦０．７ａｔ％、
０≦Ｃｏ≦６．０ａｔ％、及び、
０≦Ｃｕ＋Ａｌ≦２．０ａｔ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項５に記載の希土類磁石の製造方法。
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