WO2007063969A1 - 希土類焼結磁石及びその製造方法 - Google Patents

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Noriyuki Nozawa
Tomoori Odaka
Yutaka Matsuura
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Hitachi Metals, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a rare earth sintered magnet and a method for manufacturing the same.
  • a rare earth-iron-boron-based rare earth sintered magnet which is a typical high-performance permanent magnet, has a structure including an R Fe B-type crystal phase (main phase), which is a tetragonal compound, and a grain boundary phase. Excellent magnets
  • R is a rare earth element and at least one element selected from the group force of yttrium force, and mainly contains Nd and Z or Pr.
  • Fe is iron and B is boron, and some of these elements may be replaced by other elements.
  • a rare earth element R concentration is relatively high
  • an R-rich phase a boron concentration is relatively high
  • a B-rich phase exists.
  • R-TB sintered magnet a rare earth-iron-boron-based rare earth sintered magnet
  • T is a transition metal element mainly composed of iron.
  • the R ⁇ ⁇ phase main phase
  • ferromagnetic phase that contributes to the magnetization action and exists in the grain boundary phase.
  • the R-rich phase is a low melting nonmagnetic phase.
  • R— ⁇ -based sintered magnets are made by compacting a fine powder (average particle size: several / zm) of an alloy for R ——- ⁇ sintered magnets (master alloy) with a press machine, and then sintering. Manufactured by doing. After sintering, aging treatment is performed as necessary.
  • the mother alloy used for the production of the R—T B based sintered magnet is preferably produced by using an ingot method by die forging or a strip casting method in which the molten alloy is rapidly cooled using a cooling roll.
  • R-Fe-B sintered magnets with high coercive force they are widely used as rare earth elements R.
  • Some of Nd and Pr are replaced with heavy rare earth elements such as Dy and Tb.
  • Dy and Tb are rare earth elements with a high anisotropy magnetic field, so that the effect of increasing the coercive force is exhibited by substituting Nd at the site of the rare earth element R in the main phase.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 60-32306
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-234733
  • Dy, Tb, and Ho have the effect of increasing the coercive force as the added amount is increased.
  • Dy, Tb, and Ho are rare elements.
  • the addition of A1 or Cu improves the coercive force, but has the problem of reducing the residual magnetic flux density.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and its main object is to provide a rare earth sintered magnet capable of increasing the coercive force while suppressing a decrease in the residual magnetic flux density.
  • the amount of heavy rare earth elements added to achieve high coercivity can be reduced.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention includes a rare-earth sintered magnet having an Nd Fe B-type crystal phase as a main phase and A1 added thereto.
  • a sintered earth magnet at least one light rare earth LR selected from the group consisting of rare earth elements and yttrium excluding Dy, Ho, and Tb, and the group consisting of Dy, Ho, and Tb
  • At least one selected rare earth element selected from the group consisting of HR and light rare earth LR composition ratio a 1, heavy rare earth HR composition ratio a 2, and A1 composition ratio ⁇ 1S 25 ⁇ . ⁇ 1 + ⁇ 2 ⁇ 40 mass 0/0, 0 rather alpha 2 ⁇ 40 mass 0/0, beta> 0 20 mass 0/0, Oyo ⁇ , 0. 04 ⁇
  • . 8 / ⁇ 2 ⁇ 0 12 The following relational expression is satisfied.
  • the relationship of 4.0 ⁇ a2 ⁇ 40% by mass is satisfied.
  • it is composed of a powder sintered body of a rapidly solidified alloy produced by a strip casting method.
  • the method for producing a rare earth sintered magnet according to the present invention includes: a rare earth element other than Dy, Ho, and Tb; and a group power consisting of yttrium force.
  • the step of preparing the rapidly solidified alloy includes a step of rapidly cooling the raw material alloy melt by a strip casting method.
  • Si Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo
  • the rare earth sintered magnet of the present invention has the same coercive force H as the conventional example by changing the amount of A1 added calorie according to the amount of heavy rare earth element added such as Dy. necessary
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between residual magnetic flux density B (unit: T) and coercive force H (kAZm) for Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention.
  • Data points a to e of ⁇ indicate Dy concentration ( (Corresponding to “a 2” described above) relates to a sample having 4.0% by mass, and the mouth data points A to E relate to a sample having a Dy concentration of 5.7% by mass.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between residual magnetic flux density B (unit: T) and coercive force H (kAZm) for Example 2 and Comparative Example 2 of the present invention.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between residual magnetic flux density B (unit: T) and coercive force H (kAZm) for Example 3 and Comparative Example 3 of the present invention.
  • the inventor of the present application increases the cooling rate of the molten alloy using the strip casting method, and when preparing a rapidly solidified alloy having a fine structure in a non-equilibrium state, the amount of added heavy rare earth such as Dy and A1
  • the alloy composition so that the ratio to the added amount is within a specific range, it was found that the coercive force can be effectively increased while suppressing the decrease in the residual magnetic flux density, and the present invention was developed. completed.
  • the inventor conducted various experiments to adjust the ratio of the amount of A1 added to the amount of heavy rare earth element added to a specific range as described above, and to add A1. It was found that a high coercive force can be achieved by suppressing the decrease in residual magnetic flux density by increasing the amount from the conventional value.
  • the rare earth element R consists of light rare earth LR and heavy rare earth HR.
  • Light rare earth LR is at least one selected group power consisting of rare earth elements and yttrium power except Dy, Ho, and Tb
  • heavy rare earth HR is also selected group power consisting of Dy, Ho, and Tb forces At least one.
  • Part of Fe (50 atomic% or less) may be substituted with another transition metal element (for example, Co).
  • the composition ratio of light rare earth LR in the whole is a 1 (mass%)
  • the composition ratio of heavy rare earth HR is ⁇ 2 (mass%)
  • the composition ratio of A1 is
  • the light rare earth LR preferably contains 50% or more of Nd and / or Pr.
  • This rapidly solidified alloy is selected from the group consisting of Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni ⁇ Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, and It may contain 0.01 to 0.2% by mass of at least one additive element M.
  • the rapidly solidified alloy is produced by rapidly cooling a molten alloy by a strip casting method.
  • preparation of a rapidly solidified alloy by a strip casting method will be described.
  • a raw material alloy having the above composition is melted by high-frequency melting in an argon atmosphere to form a molten alloy.
  • the molten alloy is rapidly cooled by a single roll method to obtain, for example, a flake-shaped alloy ingot having a thickness of about 0.3 mm.
  • the rapid cooling conditions at this time are, for example, a roll peripheral speed of about lmZ seconds, a cooling speed of 500 ° CZ seconds, and a supercooling of 200 ° C.
  • the rapidly solidified alloy flakes produced in this way were subjected to the next hydrogen pulverization.
  • 1 ⁇ Grind into flakes of LOmm size.
  • the raw material alloy pieces coarsely crushed into flakes are inserted into the hydrogen furnace.
  • a hydrogen embrittlement process (hereinafter sometimes referred to as “hydrogen crushing process”) is performed inside the hydrogen furnace.
  • the take-out operation in an inert atmosphere so that the coarsely pulverized powder does not come into contact with the atmosphere. This is because the coarsely pulverized powder is prevented from oxidizing and generating heat, and the magnetic properties of the magnet are improved.
  • the rare earth alloy is pulverized to a size of about 0.1 mm to several mm, and the average particle size becomes 500 / z m or less.
  • the cooling time may be relatively long.
  • the coarsely pulverized powder is finely pulverized using a jet mill pulverizer.
  • a cyclone classifier is connected to the jet mill crusher used in the present embodiment.
  • the jet mill crusher receives a supply of the rare earth alloy (coarse pulverized powder) coarsely pulverized in the coarse pulverization process, and pulverizes it in the pulverizer.
  • the powder pulverized in the pulverizer is collected in a collection tank through a cyclone classifier.
  • a fine powder of about 0.1 to 20 m typically 3 to 5 / ⁇ ⁇
  • the pulverizing apparatus used for such fine pulverization is not limited to a jet mill, and may be an attritor or a ball mill. When grinding, use a lubricant such as zinc stearate as a grinding aid.
  • 0.3 wt% of a lubricant is added to and mixed with the magnetic powder produced by the above method in a rocking mixer, and the surface of the alloy powder particles is coated with the lubricant.
  • the magnetic powder produced by the above method is molded in an orientation magnetic field using a known press apparatus.
  • the strength of the applied magnetic field is, for example, 1.5 to 1.7 Tesla (T).
  • the molding pressure is set so that the green density of the molded body is, for example, about 4 to 4.5 gZcm 3 .
  • a temperature higher than the above holding temperature for example, 1000 to 1200 ° C.
  • the step of further proceeding with the linking is preferable to sequentially perform.
  • the step of further proceeding with the linking particularly when a liquid phase is formed (when the temperature is in the range of 650 to 1000 ° C)
  • the R-rich phase in the grain boundary phase begins to melt and a liquid phase is formed.
  • sintering proceeds and a sintered magnet is formed.
  • an aging treatment 500 to 1000 ° C is performed as necessary.
  • a rapidly solidified alloy was prepared so that a sintered magnet having the composition shown in Table 1 below was finally obtained, and a sintered magnet was produced by the manufacturing method of the above-described embodiment.
  • Nd and Pr in Table 1 are light rare earth LR, and the total composition ratio thereof is ⁇ 1 (mass%).
  • Dy composition ratio: ⁇ 2 mass%) is used as the heavy rare earth element HR, and the composition ratio of A1 to be added
  • Samples c, d, C, D, and E are examples of the present invention, and samples a, b, e, A, and B are comparative examples.
  • a rapidly solidified alloy having these compositions was produced by strip casting and then pulverized.
  • the average particle size of the powder before press molding was 4.4 to 4.6 m. Molding is 1.7 Performed in a T magnetic field.
  • a sintering process of 1000-: L at 100 ° C for 4 hours and an aging treatment at 580-660 ° C for 2 hours were performed.
  • the obtained sintered body had a rectangular parallelepiped shape of 20 mm ⁇ 50 mm XI Omm.
  • Fig. 1 is a graph showing the relationship between residual magnetic flux density B (unit: T) and coercive force H (kA / m).
  • the data points a to e in FIG. 1 relate to the sample having a Dy concentration (corresponding to “ ⁇ 2” described above) of 4.0% by mass, and the data points ⁇ to ⁇ in the mouth have a Dy concentration of 5 It relates to a sample of 7% by mass.
  • the thick straight line (conventional line) shown in the graph of Fig. 1 is typical of the residual magnetic flux density B (unit: T) and coercive force H (kAZm) in a conventional sintered magnet. Relationship
  • This straight line is defined based on data when the A1 concentration (corresponding to “
  • the position of the data point is Force located on the straight line (conventional line) or on the left side of the straight line If the A1 concentration increases by more than 0.2% by mass, the coercive force H increases as the A1 concentration increases, and the residual magnetic flux Density B is decreasing. Shi
  • the rate of decrease in residual magnetic flux density B is higher than expected compared to the rate of increase in coercive force H.
  • Dy concentration is 5.7% by mass
  • A1 concentration is 2.0% by mass or less (samples A and B)
  • the data point position is on a straight line (conventional line) or If the force A1 concentration located on the left side of the line increases beyond 0.2 mass%, the coercive force H increases and the residual magnetic flux density B decreases as the A1 concentration increases.
  • Dy concentration is 4.0 mass
  • the rate of decrease in residual magnetic flux density B is more predictive than the rate of increase in coercivity H.
  • the coercive force H can be increased while suppressing the decrease in the residual magnetic flux density B. It seems to be a special phenomenon when the molten metal is rapidly cooled.
  • the A1 concentration was set to a high value exceeding the specified ratio range with respect to the concentration of heavy rare earths such as Dy, it was also surprisingly found that the residual magnetic flux density B decreased significantly. In other words, the range in which the decrease in residual magnetic flux density is suppressed by increasing the amount of A1 is determined depending on the extremely small amount of Dy added.
  • the concentration can be made lower than the concentration, and the amount of rare heavy rare earth element added can be reduced.
  • the A1 concentration (composition ratio) to the concentration (composition ratio) of heavy rare earth elements such as Dy satisfies the relationship ⁇ ⁇ ⁇ 2 ⁇ 0.042 ⁇ ⁇ / ⁇ 2 ⁇ 0.11. More preferably, the relationship of 0. 044 ⁇ ⁇ / ⁇ 2 ⁇ 0.10 is satisfied.
  • sample Nos. 3 and 4 that satisfy the relationship of 0.04 ⁇ / ⁇ 2 ⁇ 0.12 are examples, and sample Nos. 1 and 2 are comparative examples. Samples Nos. 3 and 4 achieve a coercive force H exceeding 2300 kAZm, which is higher than the conventional line.
  • Example 4 a rapidly solidified alloy was prepared, and a sintered magnet was prepared by the same manufacturing method as in Example 1 and Comparative Example 2 described above (Sample No. 5-9). To each sample, 1.0% by mass of Tb is added. Table 5 shows the measurement results of the magnetic properties obtained for these sintered magnets.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention can increase the coercive force while suppressing a decrease in the residual magnetic flux density, the amount of heavy rare earth element added necessary to achieve a high coercive force can be reduced. Can contribute to the protection of scarce resources.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention achieves a high coercive force and also suppresses a decrease in residual magnetic flux density, it is suitably used for motors such as hybrid engines because it is downsized. In addition, it is widely used in various applications where both coercive force and residual magnetic flux density are required to have high values.

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Abstract

　本発明の希土類焼結磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相を主相とし、Ａｌが添加された希土類焼結磁石であって、Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂを除く希土類元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の軽希土類ＬＲ、ならびに、Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の重希土類ＨＲからなる希土類元素を含有する。軽希土類ＬＲの組成比率α１、重希土類ＨＲの組成比率α２、およびＡｌの組成比率βは、２５≦α１＋α２≦４０質量％、０＜α２≦４０質量％、β＞０．２０質量％、０．０４≦β／α２≦０．１２の関係式を満足する。

Description

明 細 書
希土類焼結磁石及びその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、希土類焼結磁石及びその製造方法に関する。
背景技術
[0002] 高性能永久磁石として代表的な希土類一鉄 硼素系の希土類焼結磁石は、正方 晶化合物である R Fe B型結晶相（主相）と粒界相とを含む組織を有し、優れた磁石
2 14
特性を発揮する。ここで、 Rは希土類元素及びイットリウム力 なる群力 選択された 少なくとも 1種の元素であり、主として Nd及び Z又は Prを含む。 Feは鉄、 Bは硼素で あり、これらの元素の一部は他の元素によって置換されていても良い。粒界相には、 希土類元素 Rの濃度が相対的に高 、Rリッチ相と、硼素の濃度が相対的に高 、Bリツ チ相とが存在している。
[0003] 以下、希土類一鉄 硼素系の希土類焼結磁石を「R— T B系焼結磁石」と称する こととする。ここで、「T」は鉄を主成分とする遷移金属元素である。 R—T—B系焼結 磁石では、 R Τ Β相（主相）が磁化作用に寄与する強磁性相であり、粒界相に存在
2 14
する Rリッチ相は低融点の非磁性相である。
[0004] R— Τ Β系焼結磁石は、 R— Τ Β系焼結磁石用合金 (母合金）の微粉末 (平均 粒径:数/ z m)をプレス装置で圧縮成形した後、焼結することによって製造される。焼 結後、必要に応じて時効処理が施される。 R— T B系焼結磁石の製造に用いられ る母合金は、金型铸造によるインゴット法や冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷する ストリップキャスト法を用いて好適に作製される。
[0005] 保磁力の高い R—Fe— B系焼結磁石を製造するため、希土類元素 Rとして広く用 V、られて 、る Ndや Prの一部を、重希土類である Dyや Tbで置換することが行われて いる（例えば特許文献 1)。 Dyや Tbは、異方性磁界の高い希土類元素であるため、 主相の希土類元素 Rのサイトで Ndを置換することにより、保磁力を増大させる効果を 発揮する。
[0006] 一方、保磁力発現のため、 A1や Cuを微量に添加することが R—T—B系焼結磁石 の開発当初カゝら行われてきた (例えば、特許文献 2)。 R— T— B系焼結磁石が開発さ れた当時、不可避的不純物として原料合金中に混入していた A1や Cuが、その後、 R T B系焼結磁石の高い保磁力を実現する上で不可欠ともいえる添加元素である ことがわ力つてきた。逆に、 A1や Cuを意図的に排除すると、 R— T— B系焼結磁石の 保磁力は極めて低 、値しカゝ示さず、実用には供しな ヽこともゎカゝつて ヽる。
特許文献 1：特開昭 60— 32306号公報
特許文献 2：特開平 5 - 234733号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] Dy、 Tb、 Hoは、その添加量を増やすほど、保磁力が高く上昇するという効果が得 られる力 Dy、 Tb、 Hoは稀少元素であるため、今後、電気自動車の実用化が進展 し、電気自動車用モータなどに用いられる高耐熱磁石の需要が拡大してゆくと、 Dy 資源が逼迫する結果、原料コストの増加が懸念される。このため、高保磁力磁石にお ける Dy使用量削減技術の開発が強く求められている。一方、 A1や Cuの添カ卩は、保 磁力を向上させるが、残留磁束密度の低下を招くという問題がある。
[0008] 本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その主たる目的は、残 留磁束密度の低下を抑制しつつ、保磁力を高めることが可能な希土類焼結磁石を 提供し、高保磁力実現に必要とされている重希土類元素の添加量を低減すること〖こ ある。
課題を解決するための手段
[0009] 本発明の希土類焼結磁石は、 Nd Fe B型結晶相を主相とし、 A1が添加された希
2 14
土類焼結磁石であって、 Dy、 Ho、および Tbを除く希土類元素およびイットリウムから なる群カゝら選択された少なくとも 1種の軽希土類 LR、ならびに、 Dy、 Ho、および Tb カゝらなる群カゝら選択された少なくとも 1種の重希土類 HRカゝらなる希土類元素を含有し 、軽希土類 LRの組成比率 a 1、重希土類 HRの組成比率 a 2、および A1の組成比率 β 1S 25≤ α 1 + α 2≤40質量0 /0、 0く α 2≤40質量0 /0、 β >0. 20質量0 /0、およ Χβ, 0. 04≤ |8 / α 2≤0. 12の関係式を満足する。
[0010] 好ましい実施形態において、 4. 0≤ a 2≤ 40質量％の関係を満足する。 [0011] 好ましい実施形態において、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo 、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W, Pb、および からなる群から選択された少なくとも 1種の 添加元素 Mを 0. 01質量％以上 0. 2質量％以下含有する。
[0012] 好ま 、実施形態にぉ 、て、ストリップキャスト法によって作製された急冷凝固合金 の粉末焼結体から構成されて 、る。
[0013] 本発明の希土類焼結磁石の製造方法は、 Dy、 Ho、および Tbを除く希土類元素お よびイットリウム力 なる群力 選択された少なくとも 1種の軽希土類 LR、ならびに、 D y、 Ho、および Tb力 なる群力 選択された少なくとも 1種の重希土類 HRからなる希 土類元素を含有し、 A1が添加された急冷凝固合金であって、軽希土類 LRの組成比 率 α 1、重希土類 HRの組成比率 a 2、および A1の組成比率 j8力 25≤ α 1 + α 2 ≤40質量0 /0、 0< α 2≤40質量0 /0、 β >0. 20質量0 /0、 0. 04≤ j8 / a 2≤0. 12の 関係式を満足する急冷凝固合金を用意する工程と、前記急冷凝固合金を粉砕し、粉 末を作製する工程と、前記粉末を磁界中で成形することにより、成形体を形成するェ 程と、前記成形体を焼結し、 Nd Fe B型結晶相を主相とする希土類焼結磁石を得る
2 14
工程とを含む。
[0014] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記急冷凝固合金を用意する工程は、原料合金の溶 湯をストリップキャスト法によって急冷する工程を含む。
[0015] 好ましい実施形態において、 4. 0≤ a 2≤ 40質量％の関係を満足する。
[0016] 好まし!/、実施形態にぉ 、て、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo
、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W, Pb、および からなる群から選択された少なくとも 1種の 添加元素 Mを 0. 01〜0. 2質量％含有する。
発明の効果
[0017] 本発明の希土類焼結磁石は、 Dyなどの重希土類元素の添カ卩量に応じて A1添カロ 量を変化させることにより、従来例と同レベルの保磁力 H を実現するために必要な
CJ
重希土類元素量を低減しつつ、より高い残留磁束密度 Bを達成することができる。 図面の簡単な説明
[0018] [図 1]本発明の実施例 1および比較例 1について、残留磁束密度 B (単位: T)と保磁 力 H (kAZm)との関係を示すグラフである。▲のデータポイント a〜eは、 Dy濃度（ 前述の「 a 2」に相当）が 4. 0質量％の試料に関するものであり、口のデータポイント A〜Eは、 Dy濃度が 5. 7質量％の試料に関するものである。
[図 2]本発明の実施例 2および比較例 2について、残留磁束密度 B (単位: T)と保磁 力 H (kAZm)との関係を示すグラフである。
[図 3]本発明の実施例 3および比較例 3について、残留磁束密度 B (単位: T)と保磁 力 H (kAZm)との関係を示すグラフである。
cj
発明を実施するための最良の形態
[0019] 本願発明者は、ストリップキャスト法を用いて合金溶湯の冷却速度を高め、非平衡 状態で微細な組織を有する急冷凝固合金を作製する場合、 Dyなどの重希土類の添 加量と A1の添加量との比率が特定範囲に含まれるように合金組成を調節すること〖こ より、残留磁束密度の低下を抑制しながら、保磁力を効果的に高めることができること を見出し、本発明を完成した。
[0020] 従来、 A1の微量添カ卩により保磁力は増加するが、飽和磁束密度が低下することが 知られており、 A1の添力卩量は多くとも 0. 2質量％程度に抑えられていた。これに対し て、本発明では、 A1の添力卩量を従来の添カ卩量よりも高めることにより、主相である Nd
2
Fe B型化合物結晶の粒界では主相そのものの中に含まれる Dyなどの重希土類元
14
素の濃度を高め、その結果、保磁力増大効果を高めることが可能になった。
[0021] なお、合金溶湯を除冷することにより実質的に熱的平衡状態の中で作製されるイン ゴット合金を用いた従来の焼結磁石では、 0. 2質量％を超える濃度の A1を添加する と、残留磁束密度の低下を招くため、そのような濃度の A1添カ卩は避けるべきとの技術 常識が存在していた。しかし、ストリップキャスト法による比較的高い冷却速度（10〜1 000°CZ秒)で合金溶湯を急冷する場合は、添加した A1や重希土類元素の挙動が 非平衡状態で規定されるため、従来の技術常識がそのまま適用されない可能性があ る。本発明者は、このような知見のもと、種々の実験を行うことにより、上述したように、 重希土類元素の添加量に対する A1添加量の比率を特定範囲内に調節し、かつ、 A1 添加量を従来値よりも高めることにより、残留磁束密度の低下を抑制しつつ、高保磁 力を達成できることを見出した。
[0022] 以下、本発明の希土類焼結磁石の好ましい実施形態を説明する。 [0023] [原料合金]
まず、 25質量％以上 40質量％以下の希土類元素 Rと、 0. 6質量％以上 1. 6質量 %以下の Bと、 0. 2質量％〜5. 0質量％の A1と、残部 Fe及び不可避的不純物とを 含有する急冷凝固合金を用意する。ここで、希土類元素 Rは、軽希土類 LRと重希土 類 HRとカゝらなる。軽希土類 LRは、 Dy、 Ho、および Tbを除く希土類元素およびイツ トリウム力 なる群力 選択された少なくとも 1種であり、重希土類 HRは、 Dy、 Ho、お よび Tb力もなる群力も選択された少なくとも 1種である。 Feの一部（50原子％以下） は、他の遷移金属元素（例えば Co)によって置換されていてもよい。
[0024] 本明細書では、全体に占める軽希土類 LRの組成比率を a 1 (質量％)、重希土類 HRの組成比率を《2 (質量％)、および A1の組成比率を |8 (質量％)とする。このとき 、本発明では、以下の関係式が満足される。
25≤ α 1 + α 2≤40質量0 /0、
0く α 2≤40質量0 /0、
β > 0. 20質量0 /0、
0. 04≤ j8 / a 2≤0. 12。
[0025] R、 B、 Feの組成比率が上記範囲力 外れると、 R—T—B系焼結磁石の基本的な 組織構造が得られず、所望の磁石特性を発揮させることができない。なお、軽希土類 LRは、 Nd及び/又は Prを 50%以上含むことが好ましい。この急冷凝固合金は、 Si 、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Niゝ Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W, Pb、 および からなる群から選択された少なくとも 1種の添加元素 Mを 0. 01-0. 2質量 %含有していてもよい。
[0026] 上記の急冷凝固合金は、合金溶湯をストリップキャスト法によって急冷して作製され たものである。以下、ストリップキャスト法による急冷凝固合金の作製を説明する。
[0027] まず、上記組成を有する原料合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によつ て溶融し、合金の溶湯を形成する。次に、この合金溶湯を 1350°Cに保持した後、単 ロール法によって合金溶湯を急冷し、例えば厚さ約 0. 3mmのフレーク状合金铸塊 を得る。このときの急冷条件は、例えばロール周速度約 lmZ秒、冷却速度 500°CZ 秒、過冷却 200°Cとする。こうして作製した急冷凝固合金铸片を、次の水素粉砕前に 、 1〜： LOmmの大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料 合金の製造方法は、例えば、米国特許第 5、 383、 978号明細書に開示されている。
[0028] [粗粉碎工程]
上記のフレーク状に粗く粉砕された原料合金铸片を水素炉の内部へ挿入する。次 に、水素炉の内部で水素脆化処理 (以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）ェ 程を行なう。水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大 気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そ うすれば、粗粉砕粉が酸化'発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するか らである。
[0029] 水素粉砕によって、希土類合金は 0. 1mm〜数 mm程度の大きさに粉砕され、その 平均粒径は 500 /z m以下となる。水素粉砕後、脆ィ匕した原料合金をより細力ゝく解砕 するとともに冷却することが好ま 、。比較的高 、温度状態のまま原料を取り出す場 合は、冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。
[0030] [微粉砕工程]
次に、粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用いて微粉砕を実行する。本実施 形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されて ヽる。ジエツ トミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金 (粗粉砕粉)の供給を受 け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回 収タンクに集められる。こうして、 0. 1〜20 m程度（典型的には 3〜5 /ζ πι)の微粉 末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定され ず、アトライタやボールミルであってもよい。粉砕に際して、ステアリン酸亜鉛などの潤 滑剤を粉砕助剤として用いてもょ 、。
[0031] [プレス成形]
本実施形態では、上記方法で作製された磁性粉末に対し、ロッキングミキサー内で 潤滑剤を例えば 0. 3wt%添加 '混合し、潤滑剤で合金粉末粒子の表面を被覆する 。次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁界中で 成形する。印加する磁界の強度は、例えば 1. 5〜1. 7テスラ (T)である。また、成形 圧力は、成形体のグリーン密度が例えば 4〜4. 5gZcm3程度になるように設定され る。
[0032] [焼結工程]
上記の粉末成形体に対して、 650〜1000°Cの範囲内の温度で 10〜240分間保 持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度 (例えば 1000〜1200°C)で 焼結を更に進める工程とを順次行なうことが好ましい。焼結時、特に液相が生成され るとき（温度が 650〜1000°Cの範囲内にあるとき）、粒界相中の Rリッチ相が融け始 め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結磁石が形成される。焼結後、必 要に応じて、時効処理（500〜1000°C)が行われる。
[0033] 以下、本発明の実施例を説明する。
[0034] (実施例 1と比較例 1)
最終的に以下の表 1に示す組成の焼結磁石が得られるよう、急冷凝固合金を用意 し、上述した実施形態の製造方法により、焼結磁石を作製した。
[0035] [表 1]
Figure imgf000009_0001
[0036] 表 1における Ndおよび Prは軽希土類 LRであり、それらの合計の組成比率が α 1 ( 質量％)である。ここでは、重希土類元素 HRとして Dy (組成比率：《2質量％)を用 いており、添加する A1の組成比率 |8 (質量％)を表 1に示すように変化させた。試料 c 、 d、 C、 D、 Eが本発明の実施例であり、試料 a、 b、 e、 A、 Bが比較例である。
[0037] これらの組成を有する急冷凝固合金をストリップキャスト法で作製した後、粉砕した 。プレス成形前における粉末の平均粒径は 4. 4〜4. 6 mであった。成形は、 1. 7 Tの磁場中で行った。成形後、 1000〜： L 100°Cで 4時間の焼結工程、及び 580〜66 0°Cで 2時間の時効処理を行った。得られた焼結体は、 20mm X 50mm X I Ommの 直方体形状を有していた。
[0038] 図 1は、残留磁束密度 B (単位: T)と保磁力 H (kA/m)との関係を示すグラフで
r cj
ある。図 1における▲のデータポイント a〜eは、 Dy濃度（前述の「α 2」に相当）が 4. 0 質量％の試料に関するものであり、口のデータポイント Α〜Εは、 Dy濃度が 5. 7質量 %の試料に関するものである。
[0039] 図 1のグラフ中に示されている実線力もなる太い直線 (従来ライン）は、従来の焼結 磁石における残留磁束密度 B (単位: T)と保磁力 H (kAZm)との典型的な関係を
r cj
示している。この直線は、 A1濃度 (前述の「|8」に相当）が 0. 2質量％に設定された場 合のデータに基づいて規定されている。この直線は、保磁力 Hが増加するにつれて
cj
残留磁束密度 が低下すると 、う傾向を明確に表して 、る。
[0040] Dy濃度が 4. 0質量％の場合に着目すると、図 1からわ力るように、 A1濃度が 0. 2質 量％以下の場合 (試料 a、 b)、データポイントの位置は直線 (従来ライン)上、または 直線よりも左側に位置している力 A1濃度が 0. 2質量％を超えて増加すると、 A1濃 度の増加に伴って保磁力 H が高くなるとともに、残留磁束密度 Bが低下している。し
cj r
かし、残留磁束密度 Bの低下の割合は、保磁力 Hの増加の割合に比べて予想より
r cj
も小さい (試料 c、 d)。 Al濃度が更に増加すると、今度は、保磁力 Hの増加の割合に
cj
比べて残留磁束密度 Bの低下の割合が顕著になる。
[0041] 一方、 Dy濃度が 5. 7質量％の場合に着目すると、 A1濃度が 2. 0質量％以下の場 合 (試料 A、 B)、データポイントの位置は直線 (従来ライン)上または直線よりも左側に 位置している力 A1濃度が 0. 2質量％を超えて増加すると、 A1濃度の増加に伴って 保磁力 H が高くなるとともに、残留磁束密度 Bが低下している。 Dy濃度が 4. 0質量
cj r
%と同様に、残留磁束密度 Bの低下の割合は保磁力 Hの増加の割合に比べて予
r cj
想よりも小さい (試料 C〜E)。ただし、 A1濃度が高くなりすぎると、データポイントの位 置は直線よりも左側に位置するようになる。
[0042] このように、 A1濃度を従来値よりも高く設定することにより、残留磁束密度 Bの低下 を抑制しつつ保磁力 Hを高めることができるのは、ストリップキャスト法によって合金 の溶湯を急冷した場合に特殊な現象のようである。また、 A1濃度を Dyなどの重希土 類の濃度に対して所定の比率範囲を超える高い値に設定すると、残留磁束密度 B の低下が顕著に発現することもわ力つた。すなわち、 A1の添加量増加によって残留 磁束密度の低下が抑制される範囲は、極めて狭ぐ Dy添加量に依存して決まる。
[0043] このように A1と重希土類元素とを同時に添加した急冷凝固合金の場合において上 記現象が発生する理由は、従来値よりも高い濃度で添加された A1が急冷凝固過程 で主相の粒界に取り込まれ、 A1が少な!/、場合であれば粒界に位置して!/、たはずの 重希土類を、主相に移動させるためではな 、かと考えられる。
[0044] このような A1添加の効果は、重希土類元素の濃度が 4質量％以上の場合に顕著に なることもゎカゝつた。このような A1添カ卩の効果を利用すれば、要求される高レベルの 保磁力 Hを実現するために必要な重希土類元素の濃度を、従来必要とされていた
cj
濃度よりも低くすることができ、希少な重希土類元素の添加量を低減することが可能 になる。
[0045] 本発明者の実験によると、図 1のグラフに示す直線 (従来ライン)力 右側に位置す る高特'性を得るために ίま、 25≤ a l + a 2≤40質量0 /0、 0< a 2≤40質量0 /0、 β > 0. 20質量％、0. 04≤ β / α 2≤0. 12の関係を満足する必要があることがわかつ た。
[0046] なお、 Dyなどの重希土類元素の濃度 (組成比率）に対する A1濃度 (組成比率)の ^ β α 2 ^ 0. 042≤ β / α 2≤0. 11の関係を満足すること力 子ましく、 0. 044 ≤ β / α 2≤0. 10の関係を満足することが更に好ましい。
[0047] 上記の実施例では、重希土類として Dyを用いている力 Hoや Tbでも同様の効果 を得ることができ、 Bの一部を炭素（C)で置換してもよ 、。
[0048] (実施例 2と比較例 2)
最終的に以下の表 2に示す組成の焼結磁石が得られるよう、急冷凝固合金を用意 し、上述した実施例 1および比較例 2と同様の製造方法により、焼結磁石を作製した ( 試料 No. 1〜4)。これらの焼結磁石について得た磁石特性の測定結果を表 3に示 す。
[0049] [表 2] β / 試料 Nd Pr Dy Tb Co B Cu Al Fe α 2 備考
No.
CM M a z z P
1 18.7 5 7.5 0 0.9 1 0.1 0.05 残余 0.007 比較例
2 18.7 5 7.5 0 0.9 1 0.1 0.22 残余 0.029 比較例
3 18.7 5 7.5 0 0.9 1 0.1 0.38 残余 0.051 実施例
4 18.7 5 7.5 0 0.9 1 0.1 0.58 残余 0.077 実施例
[0050] [表 3]
Figure imgf000012_0001
[0051] 図 2は、表 3に対応するグラフであり、 A1= 0. 2質量％の従来ライン（♦)と、 7. 5質 量％の Dyが添加された試料 No. 1〜4のデータポイント（▲)とを示している。
[0052] 図 2では、 0. 04≤ β / α 2≤0. 12の関係を満たす試料 No. 3、 4が実施例であり 、試料 No. 1、 2は比較例である。試料 No. 3、 4では、 2300kAZmを超える保磁力 H が達成されており、従来ラインよりも高い特性が得られている。
cj
[0053] (実施例 3と比較例 3)
最終的に以下の表 4に示す組成の焼結磁石が得られるよう、急冷凝固合金を用意 し、上述した実施例 1および比較例 2と同様の製造方法により、焼結磁石を作製した ( 試料 No. 5〜9)。各試料には、 1. 0質量％の Tbが添加されている。これらの焼結磁 石について得た磁石特性の測定結果を表 5に示す。
[0054] [表 4] β / 試料 Nd Pr Dy Tb Co B Cu Al Fe 2 備考 No.
or 1 a 1 a Z a Z β
5 22.2 5 3.0 1.0 0.9 1 0.1 0.05 残余 0.013 比較例
6 22.2 5 3.0 1.0 0.9 1 0.1 0.20 残余 0.050 比較例 フ 22.2 5 3.0 1.0 0.9 1 0.1 0.35 残余 0.088 実施例
8 22.2 5 3.0 1.0 0.9 1 0.1 0.41 残余 0.103 実施例
9 22.2 5 3.0 1.0 0.9 1 0.1 0.62 残余 0.155 比較例
[0055] [表 5]
Figure imgf000013_0001
[0056] 図 3は、表 5に対応するグラフであり、重希土類 (HR)に Dy:Tb = 3 : 1の割合で添 カロした従来ライン（口）と、 Tbが添加された試料 No. 5〜9に関するデータポイント（〇 )とを示している。試料 No. 5〜9は、表 4に示すように A1量を変化させたときの実施 例および比較例である。図 3および表 5からわ力るように、実施例の試料 No. 7、 8は 、従来ラインより高い特性を示している。
[0057] 以上の結果より、重希土類として Dyのみならず、 Tbが添加された組成系において も同様の効果が得られることがわかる。
産業上の利用可能性
[0058] 本発明の希土類焼結磁石は、残留磁束密度の低下を抑制しつつ、保磁力を高め ることが可能であるため、高保磁力実現に必要な重希土類元素の添加量を低減する ことができ、希少資源の保護に寄与する。
[0059] また、本発明の希土類焼結磁石は、高保磁力を達成しつつ、残留磁束密度の低下 も抑制されるため、小型化しやすぐハイブリッドエンジンなどのモータに好適に用い られ得るほか、保磁力および残留磁束密度の両方が高い値を有することの求められ る種々の用途に広く用いられる。

Claims

請求の範囲
[1] Nd Fe B型結晶相を主相とし、 A1が添加された希土類焼結磁石であって、
2 14
Dy、 Ho、および Tbを除く希土類元素およびイットリウム力もなる群力も選択された 少なくとも 1種の軽希土類 LR、ならびに、 Dy、 Ho、および Tb力 なる群力 選択さ れた少なくとも 1種の重希土類 HRからなる希土類元素を含有し、
軽希土類 LRの組成比率 a 1、重希土類 HRの組成比率 a 2、および A1の組成比率 βが、
25≤ α 1 + α 2≤40質量0 /0、
0く α 2≤40質量0 /0、
β >0. 20質量％、および
Figure imgf000015_0001
の関係式を満足する希土類焼結磁石。
[2] 4. 0≤ α 2≤ 40質量％の関係を満足する請求項 1に記載の希土類焼結磁石。
[3] Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W,
Pb、および B なる群力 選択された少なくとも 1種の添加元素 Mを 0. 01質量％ 以上 0. 2質量％以下含有する請求項 1または 2に記載の希土類焼結磁石。
[4] ストリップキャスト法によって作製された急冷凝固合金の粉末焼結体から構成されて いる、請求項 1に記載の希土類焼結磁石。
[5] Dy、 Ho、および Tbを除く希土類元素およびイットリウム力 なる群力も選択された 少なくとも 1種の軽希土類 LR、ならびに、 Dy、 Ho、および Tb力 なる群力 選択さ れた少なくとも 1種の重希土類 HRからなる希土類元素を含有し、 A1が添加された急 冷凝固合金であって、軽希土類 LRの組成比率 a 1、重希土類 HRの組成比率 a 2、 および A1の組成比率 、 25≤ « 1 + α 2≤40質量0 /0、 0< a 2≤40質量0 /0、 β >0. 20質量％、0. 04≤ |8 / α 2≤0. 12の関係式を満足する急冷凝固合金を用 意する工程と、
前記急冷凝固合金を粉砕し、粉末を作製する工程と、
前記粉末を磁界中で成形することにより、成形体を形成する工程と、
前記成形体を焼結し、 Nd Fe B型結晶相を主相とする希土類焼結磁石を得るェ 程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。
[6] 前記急冷凝固合金を用意する工程は、原料合金の溶湯をストリップキャスト法によ つて急冷する工程を含む、請求項 5に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[7] 4. 0≤α 2≤ 40質量％の関係を満足する請求項 5に記載の希土類焼結磁石の製 造方法。
[8] Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 In、 Sn、 Hf、 Ta、 W,
Pb、および からなる群から選択された少なくとも 1種の添加元素 Mを 0. 01-0. 2 質量％含有する請求項 5に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
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