JP6773150B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石に関するものである。

従来から、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する場合がある）は、ハードディスクドライブのボイスコイルモーター、ハイブリッド自動車や電気自動車のエンジン用モーターなどのモーターに使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を成形して焼結することによって得られる。通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金においてＲは、Ｎｄと、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものである。Ｔは、ＦｅとＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂはホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。

一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織は、主に、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで構成される主相と、主相の粒界に存在して主相よりもＮｄ濃度の高いＲリッチ相とからなる。Ｒリッチ相は粒界相とも呼ばれている。
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織における主相の割合を高めるために、ＮｄとＦｅとＢとの比が、できる限りＲ_２Ｔ_１４Ｂに近くなるようにされている（例えば、非特許文献１参照）。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金には、Ｒ_２Ｔ_１７相が含まれている場合がある。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られている（例えば、特許文献１参照）。このため、従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＲ_２Ｔ_１７相が存在する場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結過程で消滅させている。

また、自動車用モーターに用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、モーター内で高温に曝されるため、高い保磁力（Ｈｃｊ）が要求される。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術としては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲをＮｄからＤｙに置換する技術がある。しかしながら、Ｄｙは資源が偏在しているうえ、産出量も限られているためにその供給に不安が生じている。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を多くすることなく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術が検討されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加する技術がある（例えば、特許文献２参照）。また、特許文献２に記載されているように、Ａｌ，Ｓｉは、不可避的不純物としてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に混入することが知られている。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に不純物として含有されているＳｉの含有量が５％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が低下することが知られている（例えば、特許文献３参照）。

従来の技術では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加したとしても、充分に保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得ることができない場合があった。その結果、上記金属元素を添加してもＤｙ濃度を高くする必要があった。

本発明者は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を検討した結果、特定のＢ濃度のときに保磁力が最大になることを見出した。そして、得られた結果を基にして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量がゼロ又は非常に少なくても、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる、従来とは全く異なるタイプのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の開発に成功した（特許文献４参照）。
この合金のＢ濃度は従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりも低いものである。

このＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備え、粒界相が、従来から認められている希土類元素濃度の高い粒界相（Ｒリッチ相）以外に、従来の粒界相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相（遷移金属リッチ相）を含む。従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、保磁力を担う磁性相である主相と、主相間に配置し、非磁性相である粒界相とからなるものであった。本発明者が開発した新規なタイプのＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、遷移金属リッチ相が遷移金属を豊富に含むため、保磁力を担うものと考えられる。保磁力を担いうる相（「遷移金属リッチ相」）が粒界相にも存在する磁石は従来の常識を覆す画期的なものである。

ところで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、所定の組成の合金溶湯を鋳造して得られた鋳造合金を、粉砕、成型、焼結の工程を経て製造される。
鋳造合金の粉砕は通常、水素解砕、微粉砕の順で行なわれる。
ここで、水素解砕は、前工程の水素吸蔵工程と後工程の脱水素工程に分けられる。
水素吸蔵工程においては、水素は主に合金薄片のＲリッチ相から吸蔵され、膨張し脆い水素化物が生成される。そのため、水素解砕では、合金薄片中にＲリッチ相に沿った微細なクラック、あるいはＲリッチ相を起点とした微細なクラックが導入される。その後の微粉砕工程で、水素解砕で生成した多量の微細クラックを起点として合金薄片が壊れる。
水素吸蔵工程により生成した水素化物は大気中では不安定であり酸化され易いため、通常、脱水素工程を行う。

脱水素工程は通常、真空中、また、炉内雰囲気をＡｒガス（不活性ガス）に置換して行う（例えば、特許文献５参照）。７００℃以上でＲ_２Ｔ_１４Ｂ相が分解してしまうため、脱水素工程時の温度は、７００℃より低い温度で行う必要がある。例えば、特許文献５には、Ａｒガス雰囲気において６００℃で脱水素工程を行うことが記載されている。

特開２００７−１１９８８２号公報 特開２００９−２３１３９１号公報 特開平５−１１２８５２号公報 特開２０１３−２１６９６５号公報 特許第４２１５２４０号公報

佐川 眞人、永久磁石−材料科学と応用−２００８年１１月３０日、初版第２刷発行、２５６ページ〜２６１ページ

本発明者が開発したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は上述の通り、従来の焼結磁石の常識を覆す構成を有するものであり、大きな可能性を秘めている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の特性はその製造プロセスに影響されるから、その可能性を最大限に引き出すためには、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造プロセスとは異なるプロセスや条件が必要と考えられる。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明者が開発した、従来の磁石よりも低Ｂ濃度であって、Ｄｙ濃度がゼロ又は非常に少なくても、高保磁力でかつ良好な角形性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金、及び、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するために、以下の手段を採用した。

（１）希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たす合金溶湯を鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程と、前記鋳造合金に水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、水素が吸蔵された鋳造合金から水素を放出させる脱水素工程と、を有し、前記脱水素工程を、不活性ガス雰囲気中で５５０℃未満の温度で行うことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（２）希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たす合金溶湯を鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程と、前記鋳造合金に水素を吸蔵させる水素吸蔵工程と、水素が吸蔵された鋳造合金から水素を放出させる脱水素工程と、を有し、前記脱水素工程を、真空中で６００℃未満の温度で行うことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（３）前記脱水素工程を、３００℃〜５００℃で行うことを特徴とする（１）又は（２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
（４）（１）〜（３）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を用いることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金によれば、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高保磁力でかつ良好な角形性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を得ることができる。

図１は、鋳造合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。 図２は、実施例３及び比較例２で用いた合金について、昇温して放出される水素量を調べた結果を示すものである。 図３は、実施例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像である。 図４は、実施例３、実施例５、及び、比較例２、比較例３について、Ｒリッチ相のＧａ濃度を調べた結果を示すものである。

以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。本発明は以下に説明する一実施形態に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
なお、本明細書において、「鋳造合金」とは、合金溶湯を例えば、ストリップキャスト法によりに鋳造して得られる合金を指し、本発明の「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法」における「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金」とは、「鋳造合金」（薄片化されたものを含む）に対して水素解砕工程を行ったものであって、焼結磁石の製造のための焼結を行う前のものを指す。

〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金〕
本発明の一実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法を用いて製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金」と略記する場合がある）は、成形して焼結することにより、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相である遷移金属リッチ相とを含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が得られるものである。
このＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石において、Ｒリッチ相は、希土類元素であるＲの合計原子濃度が７０原子％以上の相である。遷移金属リッチ相は、希土類元素Ｒの合計原子濃度が２５〜３５原子％の相である。遷移金属リッチ相は、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴを５０〜７０原子％含むものであることが好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法における鋳造工程で用いられる合金溶湯（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯」と略記する場合がある）は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを４．５〜６．２原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔが残部であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金であって、下記（式１）を満たすものである。また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯は、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％である合金溶湯である。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５．５原子％を超えると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり磁石として不適合になる。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯の全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜６５原子％とされている。本実施形態においては、遷移金属リッチ相を含むことにより、保磁力を向上させているので、Ｄｙを含まなくても良いし、Ｄｙを含む場合でも６５原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯のＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯に含まれるＢは、ホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。Ｂ含有量は５．０原子％以上、６．０原子％以下であり、かつ上記（式１）を満たしている。Ｂの含有量は、５．５原子％以下であることがより好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が５．０原子％未満であると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。Ｂの含有量が上記（式１）の範囲を超えると、遷移金属リッチ相の生成量が不十分となり、保磁力が十分に向上しない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法により製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備えている。合金粒界相は、電子顕微鏡の反射電子像で観測できる。合金粒界相には、実質的にＲのみからなるものと、Ｒ−Ｔ−Ｍを含むものとが存在する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法により製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系合金において、合金粒界相の間隔を３μｍ以下とするには、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢ含有量を、５.０原子％以上、６．０原子％以下とする。
Ｂ含有量を上記範囲とすることで、合金組織の粒径が微細化されて粉砕性が向上し、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において粒界相が均一に分布され、優れた保磁力が得られる。より粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られるようにするためには、Ｂの含有量を５．５原子％以下とすることが好ましい。しかし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が５.０原子％未満である場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が増大するのに伴って、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。また、Ｂが過剰となることで焼結磁石中にＢリッチ相が含まれる。このため、Ｂの含有量が６．０原子％を超えた場合、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。

また、合金組織の粒径を微細化し、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させるために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯に含まれるＢ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｆｅ／Ｂ）は１３〜１５．５であることが好ましい。また、Ｆｅ／Ｂが１３〜１５．５である場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進されるものとなる。しかし、Ｆｅ／Ｂが１５．５を超えると、Ｒ_２Ｔ_１７相が生成して保磁力や角形性が低下する可能性が有る。
また、Ｆｅ／Ｂが１３未満になると、残留磁化が低下する。

また、合金組織の粒径を微細化して、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させるために、Ｂ／ＴＲＥが０．３２〜０．４０であることが好ましく、０．３４〜０．３８とされていることがさらに好ましい。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、種々の３〜１１族元素を用いることができる。例えば、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂなどが挙げられる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯のＴがＦｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。また、ＺｒやＮｂを含む場合、焼結時に主相の粒成長を抑制することができるので好ましい。

本発明者は、さらに鋭意研究を続けた結果、Ｂ／ＴＲＥが次式（式１）の範囲内であれば、保磁力、残留磁化及び角形性を高いレベルでバランスさせられることがわかった。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯に含まれる金属元素Ｍは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造時に行われる鋳造合金薄片の冷却速度を一時的に遅くする工程（後述する鋳造合金の温度保持工程）や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結および熱処理の際に、遷移金属リッチ相の生成を促進するものであると推定される。金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含むものであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に０．１〜２．４原子％含まれている。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯は、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれているものであるので、これを焼結することで、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、他の磁気特性に支障を来たすことなく、鋳造合金の温度保持工程の際や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結および熱処理の際に遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。

金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が不足して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を十分に向上させることができない恐れがある。また、金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることがより好ましく、１．４原子％以下であることがより好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中にＣｕが含まれる場合、Ｃｕの濃度は、０．０７〜１原子％であることが好ましい。Ｃｕの濃度が０．０７原子％未満の場合は、磁石が焼結しにくくなる。
また、Ｃｕの濃度が１原子％を超える場合は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が低下するので好ましくない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂの他に、さらにＳｉを含むものであってもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金溶湯中にＳｉが含まれる場合、Ｓｉ含有量は０．７〜１．５原子％の範囲であることが好ましい。Ｓｉを上記範囲内で含有させることにより、保磁力がより一層向上する。Ｓｉ含有量が０．７原子％未満であっても１．５原子％を超えても、Ｓｉを含有させることによる効果が低下する。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、後述するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を焼結する工程において、これら元素と希土類元素Ｒとが結合して希土類元素Ｒが消費される。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる希土類元素Ｒのうち、焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として利用される希土類元素Ｒの量が少なくなる。その結果、遷移金属リッチ相の生成量が少なくなり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。したがって、本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は２原子％以下であることが好ましい。上記の合計濃度を上記の濃度以下にすることで、希土類元素Ｒが消費されるのを抑制して保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させることができる。

〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法〕
本発明の一実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法ではまず、例えば、１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を、例えば、ＳＣ（ストリップキャスト）法により鋳造して鋳造合金を製造する。次いで、この鋳造合金を破砕して鋳造合金薄片とする。この鋳造合金薄片の冷却速度を７００〜９００℃で一時的に遅くして合金内の成分の拡散を促す処理（温度保持工程）を行っても良い。
その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕することによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。以下で各工程について詳細に説明する。

（鋳造工程）
本実施形態においては、合金溶湯を鋳造して鋳造合金を製造する。通常、この鋳造合金を破砕して鋳造合金薄片を得る。
鋳造工程の一例として、図１に示す製造装置を用いて鋳造合金を製造する方法について説明する。

（鋳造合金の製造装置）
図１は、鋳造合金の製造装置であって、鋳造合金を鋳造後、鋳造合金薄片まで製造できる製造装置の一例を示す正面模式図である。
図１に示す鋳造合金の製造装置１は、合金溶湯を鋳造する鋳造装置２と、鋳造後の鋳造合金を破砕する破砕装置３と、破砕後の鋳造合金薄片を保温する保温容器４と、保温後の鋳造合金薄片を貯蔵する貯蔵容器５とから概略構成されている。

図１に示す製造装置１には、チャンバ６が備えられている。チャンバ６内は不活性ガスの減圧雰囲気とされており、不活性ガスとしては例えばアルゴンが用いられている。

本実施形態において鋳造合金薄片を製造するには、まず、図示しない溶解装置において１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を調製する。次いで、得られた合金溶湯を、図示しないタンディッシュを用いて鋳造装置２の水冷銅ロールからなる冷却ロールに供給して凝固させ、鋳造合金とする。その後、鋳造合金を冷却ロールから離脱させ、破砕装置３の破砕ロールの間を通して破砕することにより、鋳造合金薄片とする。鋳造合金薄片は、破砕装置３の下方に設置された保温容器４内に堆積する。
その後、ゲート板７を開いて回転軸８に沿って保温容器４を傾け、鋳造合金薄片を貯蔵容器５に送出する。

本実施形態においては、製造された８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒〜１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行ってもよい。

温度保持工程を行った場合、鋳造合金薄片に含まれる元素が鋳造合金薄片内で移動する元素の再配置により、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂとの成分の入れ替えが促されると推定される。このことにより、合金粒界相となる領域に含まれていたＢの一部が主相へと移動し、主相となる領域に含まれていた金属元素Ｍの一部が合金粒界相へと移動すると推定される。これにより、主相本来の磁石特性を発揮することができるので、これを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が高くなると推定される。

温度保持工程における鋳造合金薄片の温度が８００℃超である場合、合金組織が粗大化する恐れがある。また、一定の温度で維持する時間が１２０秒を超える場合、生産性に支障を来す場合がある。
また、温度保持工程における鋳造合金薄片の温度が５００℃未満である場合や一定の温度で維持する時間が１０秒未満である場合、温度保持工程を行うことによる元素の再配置の効果が充分に得られない場合がある。

なお、本実施形態においては、ＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する場合について説明したが、本発明において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。

(水素解砕工程)
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法における水素解砕工程は、水素吸蔵工程と、脱水素工程とを有する。
水素解砕法において水素が吸蔵された鋳造合金あるいは鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。

水素吸蔵工程では、鋳造工程において鋳造された鋳造合金あるいは鋳造合金薄片に水素を吸蔵させる。水素吸蔵工程は公知の方法、条件で行うことができる。
例えば、０．１ＭＰａ〜０．１０５ＭＰａの圧力の水素ガス雰囲気で、室温〜１００℃の温度で、１分間あたりの水素ガス圧力低下が１ｋＰａ未満になるまで保持する。

脱水素工程では、水素が吸蔵された鋳造合金あるいは鋳造合金薄片から水素を放出させる。
本発明の脱水素工程は、不活性ガス雰囲気中で行う場合には５５０℃未満の温度で行うか、又は、真空中で行う場合には６００℃未満の温度で行う。
不活性ガス雰囲気中において５５０℃以上で脱水素工程を行った合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では、十分な角形性や保磁力が得られないからである。また、真空中において６００℃以上で脱水素工程を行った合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では、十分な保磁力が得られないからである。

脱水素工程は、３００℃〜５００℃の温度範囲で行うことが好ましい。この温度範囲であれば、不活性ガス雰囲気中及び真空中のいずれの場合であっても、この合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では十分な保磁力と角形性が得られる。
不活性ガスとしては例えば、アルゴンが挙げられる。

(微粉砕工程)
水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、ジェットミルなどが用いられる。水素解砕された鋳造合金薄片をジェットミル粉砕機に入れ、例えば０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度１〜４．５μｍに微粉砕して粉末とする。粉末の平均粒度を小さくした方が、焼結磁石の保磁力を向上させることができる。しかし、粒度をあまり小さくすると、粉末表面が酸化されやすくなり、逆に保磁力が低下してしまう。

〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法〕
次に、このようにして得られた本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法を説明する。
例えば、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成形機などを用いてプレス成形して、真空中で焼結し、その後、熱処理する方法などが挙げられる。

焼結を８００℃〜１２００℃、より好ましくは９００℃〜１２００℃で行った後、４００℃〜８００℃で熱処理を行った場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相がより一層生成されやすくなり、より一層保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

以上のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法によれば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％の遷移金属リッチ相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれる金属元素の種類や含有量、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を０．００５〜３体積％の好ましい範囲に容易に調節できる。
そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は、粒界相中にＦｅを高濃度で含む遷移金属リッチ相が形成されていることによるものと推定される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の体積率は、０．００５〜３体積％であることが好ましく、０．１％〜２体積％であることがより好ましい。遷移金属リッチ相の体積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の体積率が０．１体積％未満であると、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の体積率が３体積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。

遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度は、５０〜７０原子％であることが好ましい。遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度が上記範囲内であると、遷移金属リッチ相が含まれていることによる効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲未満であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が、不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲を超えると、Ｒ_２Ｔ_１７相あるいはＦｅが析出して磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがある。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の体積率は、以下に示す方法により調べる。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨する。次いで、鏡面研磨した表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別する。その後、遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出し、さらにこれが球状であると仮定して体積率を算出する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｂ／ＴＲＥ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金を成形して焼結してなるものであり、粒界相が、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含み、遷移金属リッチ相は、Ｒリッチ相より希土類元素の合計原子濃度が低く、Ｒリッチ相よりＦｅの原子濃度が高いものであるので、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高い保磁力を有し、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましいが、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用の磁石として用いる場合、２０ｋＯｅ以上であることが好ましく、電気自動車のモーター用の磁石として用いる場合、３０ｋＯｅ以上であることが好ましい。電気自動車のモーター用の磁石において保磁力（Ｈｃｊ）が３０ｋＯｅ未満であると、モーターとしての耐熱性が不足する場合がある。

〔実験例１〜１１、比較例１〜８〕
Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｚｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）を表１に示す合金Ａ〜Ｅの合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。

その後、アルミナるつぼを高周波真空誘導炉内に設置して、炉内をＡｒで置換した。そして、高周波真空誘導炉を１４５０℃まで加熱してメタルを溶融させた後、溶湯を水冷銅ロールに注ぎ、ＳＣ（ストリップキャスト）法により鋳造合金を鋳造した。この時、水冷銅ロールの周速度を１．０ｍ／秒、溶湯の平均厚みを０．３ｍｍ程度とした。その後、鋳造合金を破砕して鋳造合金薄片を得た。

次に、鋳造合金薄片に対して以下に示す水素解砕工程を行って鋳造合金薄片を解砕した。
具体的にはまず、鋳造合金薄片を直径５ｍｍ程度になるように粗粉砕し、室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を３００℃まで水素中で加熱する熱処理を行った。その後、鋳造合金薄片に対して表２に示す温度と雰囲気で１時間保持して脱水素工程を行った。

次に、水素解砕された鋳造合金薄片に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛０．０２５ｗｔ％を添加し、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度（ｄ５０）４．５μｍに微粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系合金（粉末）を得た。

次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００〜１２００℃の温度で焼結した。その後８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実験例１〜実験例１１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。
また、比較例１〜６についても脱水素工程の条件以外は実施例１等を同様にして焼結磁石を作製した。また、比較例７は、水素解砕工程のうち脱水素工程を行わなかった以外は実施例１等と同様にして作製したものであり、比較例８は、水素解砕工程自体を行わなかった以外は実施例１等と同様にして作製したものである。

そして、得られた実験例１〜実験例１１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石、及び、比較例１〜８の焼結磁石をそれぞれの磁気特性をＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を表２に示す。

表２において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化であり、ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積であり、「Ｈｋ９０／Ｈｃｊ」とは角形性である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。

実施例１〜５は、Ｄｙ濃度がゼロの合金Ａの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において３００℃、４００℃、５００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、真空中において４００℃、５００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
実施例１〜５のいずれも、保磁力、角形性は良好な値を示した。

一方、比較例１〜３は、合金Ａの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において５５０℃、６００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、真空中において６００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
比較例１では、保磁力は実施例１〜５と同程度の値が得られているものの、角形性は実施例１〜５と比較して大きく低下していることがわかった。
比較例２では、保磁力及び角形性のいずれも著しく低下していることがわかった。
比較例３では、保磁力は実施例１〜５と同程度の値が得られているものの、角形性は実施例１〜５と比較して大きく低下していることがわかった。

実施例６及び７は、Ｄｙ濃度がゼロの合金Ｂの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、真空中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
実施例６及び７は実施例１〜５に比べると、保磁力が低めであるが、角形性については同程度かそれ以上であり、特性全体として良好である。保磁力が低めである理由は主に、Ｂ／ＴＲＥの値に起因していると考えられる。

実施例８及び９は、Ｄｙ濃度が０．９原子％の合金Ｃの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、真空中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
実施例８及び９は実施例１〜５に比べると、保磁力も角形性も優れている。

実施例１０及び１１は、Ｄｙ濃度が３．７原子％の合金Ｄの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、真空中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
実施例１０及び１１は、保磁力が実施例８及び９よりもさらに優れているが、角形性は実施例１〜５よりも低めである。

比較例４及び５は、式１を満たさない合金Ｅの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、真空中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合、及び、アルゴン雰囲気中において５００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
比較例４及び５は、合金Ａ〜ＤのＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた場合で良好な保磁力が得られた条件で脱水素工程を行った場合であるが、この場合でも、十分な保磁力が得られなかった。

比較例６は、式１を満たさない合金Ｅの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて、アルゴン雰囲気中において６００℃の温度で脱水素工程を行った場合である。
この場合も、十分な保磁力が得られなかった。
但し、式１を満たさない合金Ｅの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた場合には、アルゴン雰囲気中で５００℃の温度で脱水素工程を行った場合（比較例５）と、６００℃の温度で脱水素工程を行った場合（比較例６）とで、保磁力や角形性に大きな差は見られなかった。
この点は、式１を満たす合金Ａの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた場合、アルゴン雰囲気中で５００℃の温度で脱水素工程を行った場合（実施例３）と、６００℃の温度で脱水素工程を行った場合（比較例２）とで、保磁力や角形性に大きな差が見られたのとは異なる。また、式１を満たす合金Ａの組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた場合、真空中で５００℃の温度で脱水素工程を行った場合（実施例５）と、６００℃の温度で脱水素工程を行った場合（比較例３）とで、保磁力は差がほとんど見られなかったが、角形性に差が見られた。このように、本発明者が開発した式１を満たす組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、従来の式１を満たさない組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金とで特性変動の大きな差異を示すことは、本発明者が開発した組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金が従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と全く異なる構成を有することに起因するものと考えられる。すなわち、本発明者が見出した脱水素工程の条件は、本発明者が開発した、低Ｂ濃度のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に特有なものである。

比較例７及び８は、水素吸蔵工程のみ行い、脱水素工程を行わなかった場合、及び、水素解砕工程を行わなかった場合である。
これらの場合は、保磁力が比較例４〜６の場合よりもさらに低く、角形性も低かった。

図２は、角形性の原因を検討するために、実施例３及び比較例２で用いた合金について、昇温して放出される水素量を調べた結果を示すものである。すなわち、実施例３及び比較例２で用いた、水素解砕工程を実施した時点の合金について、合金から放出される水素量の温度依存性を調べたものである。
実施例３について、４００℃〜５００℃において放出される水素量が増加しているのは、水素化物が３価から２価に変化したことに対応するものと考えられる。その後、焼結温度に近づくと放出される水素量が増加するのは、通常の焼結磁石の製造の際と同様に、水素化物が分解してメタルになる際に発生するからと考えられる。
これに対して、比較例２では焼結温度に近づく前の７００℃〜８００℃において、放出される水素量のピークが見られる。かかるピークは実施例３には見られないものであり、実施例３とは異なる水素化物の存在を示唆するものと考えられる。この水素化物の存在が角形性を低下させる原因の一つである可能性がある。

図３は、実施例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像である。主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相（黒色の部分）、Ｒリッチ相（白色の部分）、遷移金属リッチ相（灰色の部分）が見られる。

図４は、実施例３、実施例５、及び、比較例２、比較例３について、Ｒリッチ相のＧａ濃度を調べた結果を示すものである。横軸は脱水素工程の温度を示し、縦軸はＧａ濃度（ａｔ％）を示す。
比較例２及び比較例３について、実施例３及び実施例５と比較すると、アルゴン雰囲気中及び真空中のいずれについても脱水素工程の温度が６００℃の場合、Ｒリッチ相のＧａ濃度が高いことがわかった。この結果からは、Ｒリッチ相のＧａが角形性を低下させる原因の一つである可能性がある。

２…鋳造装置、５…貯蔵容器、１０…製造装置、２１…破砕装置、５２…保温容器、５
３…ゲート板、５５…回転軸。

Claims (2)

1. 希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌと、Ｃｕと、Ｇａと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｃｕを０．０７〜１原子％、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕを合計で１．０〜２．４原子％含み、Ｆｅ元素の含有量（原子％）／Ｂ元素の含有量（原子％）が１３〜１５．５の範囲内であり、Ｔが残部であり、
   全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たす合金であって、
   ４００〜５００℃において水素放出量が極大となる、ことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
   ０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
   （式１）において、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
2. Ａｌを０．４〜０．５原子％含む、ことを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。