WO2015146888A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系合金粉末およびその製造方法ならびにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系合金粉末およびその製造方法ならびにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石およびその製造方法 Download PDF

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倫太郎 石井
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Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based alloy powder and a manufacturing method thereof, and an RTB-based sintered magnet and a manufacturing method thereof.
  • RTB-based sintered magnets (R is a rare earth element including Y, T is a transition element mainly composed of Fe, specifically Fe or Fe and Co, and B is boron) Since it has the highest magnetic energy product among them and its price is relatively low, it is widely used in various electronic devices.
  • the RTB-based sintered magnet is produced, for example, by the following process.
  • a raw material alloy is manufactured by casting various raw materials by a method such as an ingot method or a strip cast method.
  • the obtained raw material alloy is subjected to a pulverization step to obtain an alloy powder having a predetermined particle size.
  • This pulverization process usually includes a coarse pulverization process and a fine pulverization process.
  • the former uses, for example, a hydrogen embrittlement phenomenon, and the latter uses, for example, an airflow pulverizer (jet mill). Done.
  • the powder is subjected to a molding process in a magnetic field in which the powder is molded into a desired shape in a magnetic field.
  • An RTB-based sintered magnet is produced by sintering the obtained compact. Further, after sintering, heat treatment is usually performed.
  • the easy magnetization direction of each powder particle is aligned with the direction of the applied magnetic field by forming the powder while applying a magnetic field in a predetermined direction.
  • Patent Document 1 can obtain a fine powder having an obtuse ridge line by using a counter jet mill in which a vortex generation gas is introduced from a nozzle arranged separately in addition to the main pulverization gas introduced from a pulverization gas nozzle. We disclose what we can do. This fine powder is excellent in slipperiness and can enhance the degree of orientation of the fine powder when pressed while applying a magnetic field during molding.
  • Patent Document 2 discloses heat treatment of finely pulverized rare earth alloy powder prior to molding in a magnetic field.
  • the heat-treated rare earth alloy powder has a rounded shape due to spheroidization. Thereby, the frictional force and steric hindrance during orientation in a magnetic field are reduced, and the degree of orientation is improved.
  • Patent Document 2 includes a process of heat-treating the finely pulverized powder, and thus has a problem that the manufacturing process becomes complicated.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an RTB-based alloy powder suitably used for manufacturing an RTB-based sintered magnet with improved magnetic properties and its production It is an object of the present invention to provide a method, an RTB-based sintered magnet using the RTB-based alloy powder, and a manufacturing method thereof.
  • the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention contains 27.5% by mass or more and 36.0% by mass or less of R (R is at least one of rare earth elements and at least one of Nd and Pr. 1 type is necessarily included), B (boron) of 0.85 mass% or more and 1.05 mass% or less, Element M of 0.1 mass% or more and 2.5 mass% or less (M is Al, Ti, V, At least one selected from the group consisting of Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, and Bi), the balance T (T Is a transition element containing Fe as a main component, specifically Fe or Fe and Co), and in a contour shape in which particles are projected two-dimensionally, the ratio from a major axis a and a minor axis b to a / b , The ratio from the circumference L and the equivalent circle diameter d (the diameter of the circle having the same area) When
  • the powder satisfying the condition of L / d ⁇ 5.39-1.07 (a / b) is contained in a number ratio of 40% or more.
  • An RTB-based sintered magnet according to an embodiment of the present invention can be obtained by orienting and sintering the above RTB-based alloy powder by an external magnetic field.
  • the manufacturing method of the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention is 27.5% by mass or more and 36.0% by mass or less of R (R is at least one kind of rare earth elements and Nd and Pr 0.85 mass% or more and 1.05 mass% or less B (boron), 0.1 mass% or more and 2.5 mass% or less of element M (M is Al, Ti) , V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, and Bi, at least one selected from the group), the remainder
  • the pulverizing step is performed so that the pulverized gas has a gauge pressure of 0.75 MPa or more and a residence time of 5 minutes or more.
  • An RTB-based sintered magnet manufacturing method includes the steps of obtaining the RTB-based alloy powder, orienting the RTB-based alloy powder with an external magnetic field, Sintering.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a structure of a swirling flow type pulverizer used in an embodiment of the present invention, in which (a) is a side sectional view and (b) is a Z-Z ′ sectional view of (a). It is a figure which shows the relationship between a / b and L / d calculated
  • the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention has a contour shape obtained by projecting alloy powder particles two-dimensionally, a ratio of a major axis a and a minor axis b to a / b, and a peripheral length L, 20% or more of powders satisfying the condition of L / d ⁇ 5.39-1.07 (a / b) when the ratio is L / d from the equivalent circle diameter d (diameter of circles having the same area) Alloy powder.
  • the major axis a represents the maximum diameter of the contour shape
  • the minor axis b represents the maximum diameter of the contour shape in the direction orthogonal to the major axis.
  • the measuring means for measuring the major axis a, minor axis b, peripheral length L, and equivalent circle diameter d of the contour shape obtained by projecting the particles two-dimensionally is not particularly limited. From the SEM image of the alloy powder, And the contour shape of the extracted particles can be analyzed with commercially available image analysis software.
  • the alloy powder satisfying the condition of L / d ⁇ 5.39-1.07 (a / b) is included.
  • the composition is 27.5% by mass or more and 36.0% by mass or less R (R is at least one of rare earth elements and always includes at least one of Nd and Pr), 0.85% by mass % To 1.05 mass% B (boron), 0.1 mass% to 2.5 mass% element M (M is Al, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga) , Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, and Bi, and the balance T (T is a transition element mainly composed of Fe) , Specifically Fe or Fe and Co).
  • M is preferably at least one selected from the group consisting of Al, Cu, Ga, Zr, and Nb.
  • concentration of R is less than 27.5% by mass, it is difficult to generate a liquid phase during the sintering process.
  • concentration of R exceeds 36.0% by mass, the magnetization of the RTB-based sintered magnet significantly decreases.
  • the concentration of R is preferably 28.5% by mass or more and 33.0% by mass or less.
  • concentration of B is less than 0.85% by mass, a soft magnetic phase may be generated and the coercive force of the RTB-based sintered magnet may be reduced.
  • concentration of B exceeds 1.05% by mass, a nonmagnetic phase is generated, and the magnetization of the RTB-based sintered magnet is lowered.
  • concentration of B is preferably 0.90% by mass or more and 1.05% by mass or less.
  • Element M is in the range of 0.1% by mass to 2.5% by mass that does not cause a significant decrease in magnetization.
  • the range of the element M is preferably 0.1% by weight or more and 1.5% by weight or less, more preferably 0.25% by weight or more and 0.9% by weight or less.
  • T is the balance.
  • T is a transition element mainly composed of Fe, and may contain Co.
  • T is Fe or Fe and Co, and Fe accounts for 50 atomic% or more of the total of Fe and Co.
  • Unavoidable impurities include O, C, N, H, Si, Ca, S, P, and the like. In any case, in order to improve the performance of the magnet, it is preferable to keep the content as small as possible in an industrially possible range.
  • RTB-based sintered magnet The RTB-based sintered magnet according to the embodiment of the present invention can be obtained by orienting and sintering the RTB-based alloy powder by an external magnetic field.
  • the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention is obtained by finely pulverizing alloy powders by grinding while rotating the alloy powder in a pulverizing tank of a pulverizer.
  • R 0 mass% or less (R is at least one of rare earth elements and always includes at least one of Nd and Pr), B (boron) of 0.85 mass% to 1.05 mass% 0.1% by mass or more and 2.5% by mass or less of element M (M is Al, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, And at least one selected from the group consisting of Hf, Ta, W, Pb, and Bi), and the balance T (T is a transition element mainly composed of Fe, specifically Fe or Fe and Co). It is produced by a process of obtaining RTB-based alloy powder.
  • M Al, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, And at least one selected from the group consisting of Hf, Ta, W, Pb, and Bi
  • T is a transition element mainly composed of Fe, specifically Fe or Fe and Co). It is produced by a process of
  • the alloy powder is retained in the pulverization layer for 8 minutes or more when the pulverization gas introduced into the pulverization tank is 0.65 MPa or more in gauge pressure, and for 5 minutes or more when it is 0.75 MPa or more. .
  • the RTB-based alloy powder obtained in the embodiment of the present invention tends to have a shape with few corners.
  • the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention has a shape with few corners, so that steric hindrance is reduced, and the alloy powder is easily rotated in a forming process in a magnetic field, so that the degree of orientation is low. improves. As a result, the residual magnetic flux density B r of R-T-B based sintered magnet produced by using the alloy powder are improved.
  • the mother alloy may be produced by either an ingot method or a strip cast method, but is preferably produced by a strip cast method that is a rapid cooling method. Thereby, ⁇ -Fe does not remain in the cast structure and can be easily pulverized.
  • the composition of the mother alloy may be appropriately determined in consideration of the reduction of each element in the intermediate process so that the composition of the obtained RTB-based alloy powder becomes a predetermined composition.
  • the pulverization process includes a two-stage pulverization process including a coarse pulverization process and a fine pulverization process.
  • the coarse pulverization of the mother alloy can be performed by a mechanical pulverization method or a hydrogen pulverization method.
  • a hydrogen pulverization method using a hydrogen embrittlement phenomenon.
  • This method utilizes the embrittlement phenomenon and volume expansion phenomenon of the mother alloy that accompanies hydrogen storage, thereby causing fine cracks in the mother alloy and pulverizing the mother alloy.
  • the hydrogen pulverization method is preferable because the probability of cracking at the grain boundary increases. When the probability of cracking at the grain boundary increases, the number of main phase crystals (2-14-1 compound) contained in the grain becomes one, and the easy magnetization direction becomes one direction. Therefore, the magnetic field orientation becomes easy and Br is improved. .
  • the hydrogen pulverization method is performed, for example, by exposing to pressurized hydrogen for a certain period of time at room temperature. Next, the temperature is raised to release excess hydrogen and then cooled.
  • the alloy powder after hydrogen embrittlement contains a large number of cracks, and the specific surface area is greatly increased. For this reason, it is very active, and the amount of oxygen increases remarkably when handled in the atmosphere. Therefore, it is desirable to handle in an inert gas such as N 2 or Ar.
  • the particle size of the alloy powder obtained by the coarse pulverization step is, for example, 500 ⁇ m or less.
  • the particle size may be set to a specific range or less using a sieve or the like.
  • the coarsely pulverized alloy powders are finely pulverized by grinding while rotating in the pulverization tank of the pulverizer.
  • a high-pressure pulverization gas is introduced into a pulverization tank provided in the pulverizer.
  • a gas flow swirling at high speed is generated inside the crushing tank, and the alloy powder is swirled in the crushing tank by this gas flow.
  • alloy powder with few corners is formed by grinding during swirling.
  • the pulverization gas N 2 gas is generally used, but a rare gas such as He or Ar gas may be used.
  • the swirl type pulverizer generally refers to a method of pulverizing mainly by a swirl force among airflow pulverizers generally referred to as jet mills, more specifically, those capable of obtaining a grinding effect. Shall be included.
  • the residence time is defined as the time from the start of supply from the coarsely pulverized powder supply nozzle until the alloy powder is confirmed in the collection container (not shown).
  • the gas pressure introduced into the grinding tank represents the gauge pressure (difference from atmospheric pressure).
  • the pressure of the grinding gas is preferably set to 0.75 MPa or more in terms of gauge pressure. More preferably, it is 0.75 MPa or more and 1.5 MPa or less, More preferably, it is 0.75 MPa or more and 0.95 MPa or less.
  • the residence time is preferably 5 minutes or more. More preferably, it is 5 minutes or more and 10 minutes or less, More preferably, it is 6 minutes or more and 10 minutes or less.
  • a method of reducing the supply amount as compared with the conventional method can be adopted.
  • an alloy powder having a generally square shape can be obtained.
  • the particle size of the alloy powder recovered after the fine pulverization step is, for example, 1.0 ⁇ m or more and 5.5 ⁇ m or less in D50 (powder particle size obtained by airflow dispersion type laser diffraction method, volume reference central value). .
  • the particle diameter is preferably D50 to 2.5 ⁇ m to 5.0 ⁇ m, more preferably 2.51 ⁇ m to 4.63 ⁇ m.
  • FIG. 2A is a schematic diagram showing the swirling flow type pulverizer 1.
  • FIG. 2B shows a cross section taken along the line ZZ ′ of FIG.
  • the swirl type pulverizer 1 includes a pulverization tank 2A that accommodates pulverized gas and pulverized powder that are swirled therein.
  • the crushing tank 2 ⁇ / b> A is a space surrounded by the housing 2.
  • a plurality of pulverized gas introduction nozzles 5 communicating with the pulverization tank 2 ⁇ / b> A are attached to the housing 2.
  • the pulverization gas introduction nozzle 5 is fixedly installed with its injection port directed toward the inside of the pulverization tank 2A (in the direction away from the center).
  • one of the pulverized gas introduction nozzles 5 is provided with a coarsely pulverized powder supply port 3 for supplying the coarsely pulverized alloy powder into the pulverization tank. ing. From the coarsely pulverized powder supply port 3, the alloy powder supplied from the hopper-like coarsely pulverized powder supply unit 4 is injected and introduced into the pulverization tank 2A together with the high-speed pulverized gas injected from the pulverized gas introduction nozzle 5. .
  • the pulverized gas introduction nozzle 5 is fed with a high-pressure gas (crushed gas) from an unillustrated high-pressure gas supply device via an air supply tube.
  • the high-pressure gas supply device is configured so that the pressure of the pulverized gas supplied to the pulverization tank 2A can be 0.75 MPa or more in terms of gauge pressure.
  • the alloy powder introduced into the pulverization tank 2A is entrained in the high-speed swirl flow 18 generated by the gas ejected from the plurality of pulverization gas introduction nozzles 5 disposed along the inner wall, and swirls in the pulverization tank 2A. To do. At this time, the alloy powder is pulverized by grinding.
  • the RTB-based alloy powder with few corners is produced by staying in the pulverization tank 2A of the swirling flow pulverizer 1 for a predetermined time.
  • the RTB-based alloy powder obtained by pulverization is taken out from the finely pulverized powder discharge port 6 located above the center of the pulverization tank 2A when the retention amount in the pulverization tank exceeds a certain level.
  • the amount of alloy powder that can stay in the crushing tank 2A is determined for each apparatus and for each operating condition.
  • the amount of the alloy powder exceeding the amount is introduced into the pulverizing tank 2A, the alloy powder corresponding to the introduced amount is discharged out of the tank. For this reason, the residence time of the powder in a grinding
  • RTB-based sintered magnet [Orientation of main phase crystals by external magnetic field]
  • the RTB-based alloy powder is oriented by an external magnetic field.
  • the orientation by an external magnetic field may be performed by a mold press having a magnetic field application coil, or after the powder container is filled with powder at high density, the RTB-based alloy powder is applied by an external magnetic field.
  • the main phase crystals can also be oriented.
  • after orienting the magnetic field in the filled container it can be formed by an isostatic press.
  • the applied magnetic field may be a static magnetic field or a pulsed magnetic field.
  • the density of the compact is set to, for example, 3.7 g / cm 3 or more and 4.7 g / cm 3 or less. When adjusted to this range, it is easy to increase the degree of orientation while maintaining the strength of the compact. When it is less than 3.7 g / cm 3 , the degree of orientation increases, but when molding is performed with a die press, the strength is insufficient and there is a risk of cracking during handling of the molded body. If it exceeds 4.7 g / cm 3 , the strength of the compact is increased, but the movement of particles during magnetic field molding is suppressed, and the degree of orientation may be reduced.
  • a lubricant or the like in order to suppress carbon uptake when a molded body of the above RTB system alloy powder is produced by a die press or an isostatic press.
  • a highly volatile lubricant is selected in order to enable degreasing.
  • the pressure applied during molding is not particularly limited, but for example, 9.8 MPa or more, more preferably 19.6 MPa or more, and 245 MPa or less, more preferably 147 MPa or less. .
  • the sintering step is preferably performed in a sintering furnace maintained in a vacuum or an inert gas atmosphere at atmospheric pressure or lower.
  • the inert gas here refers to Ar or He gas.
  • a method of maintaining an inert gas atmosphere at atmospheric pressure or lower a method of introducing a small amount of inert gas into a sintering furnace while performing evacuation by a vacuum pump is preferable. In this case, evacuation may be performed intermittently or inert gas may be introduced intermittently. Also, both evacuation and introduction can be performed intermittently.
  • Sintering is usually performed by holding the compact in a temperature range of 950 ° C. to 1100 ° C. for 30 minutes to 16 hours. Sintering may be performed in multiple steps at the same temperature or different temperatures. Conditions for cooling after sintering can be appropriately combined so that the value of coercive force of the obtained magnet becomes a target value including the following heat treatment.
  • any sintering means used in the powder metallurgy method such as hot pressing for heating while applying pressure from the outside, and current sintering for heating the compact by Joule heat, can be applied.
  • the sintering temperature and time are not limited to the above.
  • the density of the magnet as a sintered body is 7.3 g / cm 3 or more. More preferably, it is 7.5 g / cm 3 or more.
  • Heat treatment For the purpose of increasing the coercive force, heat treatment can be performed at a sintering temperature or lower after the end of sintering. Further, this heat treatment may be performed a plurality of times at the same temperature or at different temperatures. Various conditions can be selected as cooling conditions for the heat treatment.
  • the magnet obtained as a sintered body may have a shape close to that of the final product, but it may not be the case.
  • R after sintering is obtained by machining such as cutting, grinding, and polishing. -Finish the TB sintered magnet into a predetermined shape.
  • this process is after sintering, you may perform before or after heat processing, or in the middle of several heat processing.
  • the obtained RTB-based sintered magnet is preferably subjected to a surface coating treatment.
  • the surface coating treatment include Ni plating, Sn plating, Zn plating, Al deposition, Al alloy deposition, and resin coating.
  • Example 1 The main raw material is Nd, electrolytic iron, and low carbon ferroboron alloy with a purity of 99.5% or more.
  • the additive elements (Co and M) are added in the form of pure metal or an alloy with Fe, and finally RT—
  • the composition of the B-based alloy powder and the sintered magnet is Nd: 30.5, B: 0.94, Co: 0.9, Cu: 0.1, Al: 0.1, Ga: 0.1, Fe:
  • the molten alloy melted so that the balance was [mass%] was rapidly cooled by a strip cast method to obtain a plate-like alloy having a thickness of 0.1 to 0.3 mm.
  • the alloy was held in a hydrogen pressure atmosphere using a heat treatment furnace capable of pressurization, and then heated to 600 ° C. in a vacuum and cooled. After taking out from the furnace, the particle size was adjusted with a sieve to obtain an alloy powder having a particle size of 425 ⁇ m or less.
  • the volume of the crushing tank of the apparatus used in this example is 314 cm 3 .
  • the pulverized gas is N 2 gas whose oxygen concentration is controlled to 8000 ppm or less.
  • the pulverization gas pressure is a value representing the pressure of the pulverization gas introduced into the pulverization tank by a gauge pressure.
  • Supplied amount is the amount of alloy powder charged into the grinding tank per minute.
  • the residence time is defined as the time required from the start of supply from the coarsely pulverized powder supply nozzle to the presence of the alloy powder in the recovery container (not shown) through a cyclone (not shown). Even if it is a small amount, it can be recovered after 4 minutes, and when it is recovered after 4 minutes and 4 minutes, it is 6 minutes.
  • FIG. 1 (a) A photograph (SEM image) of the alloy powder of Sample 1 (Example) in which the pressure of the pulverization gas was 0.75 MPa and the residence time was 6 minutes is shown in FIG. As shown in FIG. 1 (a), the surface of the alloy powder of Sample 1 had a rounded shape with few corners.
  • Table 2 shows a / b and L / d of the alloy powder arbitrarily extracted from the alloy powder.
  • the alloy powder of sample 1 (particles a to m), which is an example, has a contour shape obtained by two-dimensionally projecting each particle from an SEM image, and the conditional expression is L / d ⁇ 5.39-1.07 (a / b) Was met.
  • the distribution graph (scattering chart) corresponding to the measurement results in Table 2 is shown in FIG. From this graph, it can be seen that the alloy powder of the example is in the lower left region of FIG. 3 where a / b and L / d satisfy the conditional expression of the present invention.
  • the alloy powder of sample 2 (particles n to v) of the comparative example does not satisfy the conditional expression, L / d ⁇ 5.39-1.07 (a / b), and is included in the lower left region of FIG. You can see that it is not.
  • Samples 1 and 2 were sintered in a reduced pressure Ar gas atmosphere at 1080 ° C. for 4 hours. Further, the obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum atmosphere, and then cooled.
  • the degree of orientation of the RTB-based sintered magnet is such that the easy magnetization direction of the obtained RTB-based sintered magnet is the X-axis direction, the residual magnetic flux density in the X-axis direction is B rx , and the orientation magnetic field direction
  • the residual magnetic flux densities in two directions orthogonal to the direction Bry and B rz are the three-direction orientation degree (B rx / (B rx ) which is the ratio of B rx to (B rx 2 + B ry 2 + B rz 2 ) 1/2 . 2 + B ry 2 + B rz 2 ) 1/2 ).
  • the compact density and sintered density in the table are values calculated from the measurement results of dimensions and mass.
  • Sample 1 (Example) has the same composition as Sample 2 (Comparative Example) and a high density of the compact, but the residual magnetic flux density B r , coercive force H cJ, and orientation The degree value has been improved.
  • sample 1 is a powder having no corners, particles are likely to move during molding in a magnetic field, resulting in a high degree of orientation and an improvement in Br .
  • Example 2 Nd, electrolytic iron, and low carbon ferroboron alloy with a purity of 99.5% or more are used as main raw materials, and additive elements (Co and M) are added as pure metals or alloys with Fe, and finally the RTB system
  • the composition of the alloy powder and the sintered magnet is Nd: 29.1, B: 0.94, Co: 0.9, Cu: 0.1, Al: 0.1, Ga: 0.1, Fe: balance [ The molten alloy melted to a mass%] was quenched by a strip casting method to obtain a plate-like alloy having a thickness of 0.1 to 0.3 mm.
  • the alloy was held in a hydrogen pressure atmosphere using a heat treatment furnace capable of pressurization, and then heated to 600 ° C. in a vacuum and cooled. After taking out from the furnace, the particle size was adjusted with a sieve to obtain an alloy powder having a particle size of 425 ⁇ m or less.
  • the volume of the crushing tank of the apparatus used in this example is 314 cm 3 .
  • the pulverization gas is nitrogen gas.
  • the pulverization gas pressure is a value representing the pressure of the pulverization gas introduced into the pulverization tank by a gauge pressure.
  • Table 4 shows the pulverization conditions and the particle size (D50) of the powder obtained by changing the supply amount and the residence time using the swirl type pulverizer 1 shown in FIGS. 2 (a) and 2 (b). Show.
  • Sample 5 contained 20% of alloy powder satisfying the conditional expression
  • Sample 13 contained 40% of alloy powder satisfying the conditional expression.
  • the “ratio of the alloy powder that satisfies the condition” is determined by the number of powders that satisfy the condition (that is, the number ratio) with respect to the total number of measured powders.
  • Samples 7 to 9, 11, and 14 contained 100% of alloy powder satisfying the conditional expression.
  • samples 3 to 14 were sintered in a reduced pressure Ar gas atmosphere at 1080 ° C. for 4 hours. Further, the obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum atmosphere, and then cooled.
  • sample 11 having a residence time of 6 minutes has a residual magnetic flux density B r and a coercive force H cJ of sample 11 having a residence time of 6 minutes. And the degree of orientation was excellent.
  • Example 3 Nd, Pr, Dy, Tb having a purity of 99.5% or more, electrolytic iron, and a low-carbon ferroboron alloy are used as main raw materials, and additive element M is added as a pure metal or an alloy with Fe.
  • the composition of the B-based alloy powder and the sintered magnet is Nd: 22.8, Pr: 7.6, Dy: 1.0, Tb: 1.0, B: 1.05, Cu: 0.1, Al: The molten alloy melted to have 0.3, Nb: 0.5, Fe: balance [mass%] was quenched by a strip cast method to obtain a plate-like alloy having a thickness of 0.1 to 0.3 mm. .
  • the alloy was kept in a hydrogen pressurized atmosphere using a heat treatment furnace capable of being pressurized, and then heated to 660 ° C. in a vacuum and cooled. After taking out from the furnace, the particle size was adjusted with a sieve to obtain an alloy powder having a particle size of 425 ⁇ m or less.
  • the volume of the crushing tank of the apparatus used in this example is 314 cm 3 .
  • the pulverization gas is nitrogen gas whose oxygen concentration is controlled to 8000 ppm or less.
  • the pulverization gas pressure is a value representing the pressure of the pulverization gas introduced into the pulverization tank by a gauge pressure.
  • Table 6 shows the pulverization conditions and the particle size of the powder obtained by changing the supply amount and the residence time using the swirling flow pulverizer 1 shown in FIGS.
  • the sample 16 contained 100% of alloy powder satisfying the conditional expression.
  • Sample 15 did not contain alloy powder that satisfies the conditional expression.
  • Samples 15 and 16 were sintered in a reduced pressure Ar gas atmosphere at 1080 ° C. for 4 hours. Further, the obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum atmosphere, and then cooled.
  • the sample 16 as an example has the same composition. Compared to 15, the residual magnetic flux density B r , the coercive force H cJ and the degree of orientation were improved.
  • Example 4 Nd, Pr, electrolytic iron and low carbon ferroboron alloy with a purity of 99.5% or more are used as main raw materials, and additive elements (Co and M) are added as pure metal or an alloy with Fe, and finally RT—
  • the composition of the B-based alloy powder and the sintered magnet is Nd: 21.9, Pr: 7.3, B: 0.94, Co: 2.0, Cu: 0.1, Al: 0.05, Ga:
  • the molten alloy melted so as to be 0.1, Fe: balance [mass%] was quenched by a strip casting method to obtain a plate-like alloy having a thickness of 0.1 to 0.3 mm.
  • the alloy was held in a hydrogen-pressurized atmosphere using a heat treatment furnace capable of being pressurized, and then heated in vacuum to 580 ° C. and cooled. After taking out from the furnace, the particle size was adjusted with a sieve to obtain an alloy powder having a particle size of 425 ⁇ m or less.
  • the volume of the grinding tank of the apparatus used in this example is 628 cm 3 .
  • the grinding gas is helium gas.
  • the pulverization gas pressure is a value representing the pressure of the pulverization gas introduced into the pulverization tank by a gauge pressure.
  • Table 8 shows the pulverization conditions and the particle size of the powder obtained by changing the supply amount and the residence time using the swirl type pulverizer 1 shown in FIGS.
  • Sample 18 contained 100% of alloy powder satisfying the conditional expression.
  • the sample 17 did not contain alloy powder satisfying the conditional expression.
  • Samples 17 and 18 were sintered in a reduced pressure Ar gas atmosphere at 1040 ° C. for 4 hours. Further, the obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum atmosphere, and then cooled.
  • the sample 18 as an example is a sample having the same composition. Compared to 17, the residual magnetic flux density B r , the coercive force H cJ and the degree of orientation were improved.
  • Nd, Pr, Dy, Tb, purity 99.5% or more of Nd, Pr, Tb, electrolytic iron, and low carbon ferroboron alloy are used as main raw materials, and additive elements (Co and M) are added as pure metal or an alloy with Fe.
  • the composition of the RTB-based alloy powder and the sintered magnet is Nd: 22.5, Pr: 7.5, Dy: 0.1, Tb: 0.1, B: 0.90, Co: 0.00. 9, Cu: 0.15, Al: 0.1, Ga: 0.5, Zr: 0.1, Fe: The molten alloy melted so as to be the remaining [mass%] was quenched by a strip cast method, A plate-like alloy having a thickness of 0.1 to 0.3 mm was obtained.
  • the alloy was held in a hydrogen-pressurized atmosphere using a heat treatment furnace capable of pressurization, and then heated in vacuum to 550 ° C. and cooled. After taking out from the furnace, the particle size was adjusted with a sieve to obtain an alloy powder having a particle size of 425 ⁇ m or less.
  • the volume of the crushing tank of the apparatus used in this example is 314 cm 3 .
  • the grinding gas is argon gas.
  • the pulverization gas pressure is a value representing the pressure of the pulverization gas introduced into the pulverization tank by a gauge pressure.
  • Table 10 shows the pulverization conditions and the particle sizes obtained by pulverizing using the swirling flow pulverizer 1 shown in FIGS.
  • Sample 20 contained 100% of alloy powder satisfying the conditional expression.
  • the sample 19 did not contain alloy powder satisfying the conditional expression.
  • Samples 19 and 20 were sintered in a reduced pressure Ar gas atmosphere at 1060 ° C. for 4 hours. Further, the obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated at 500 ° C. for 2 hours in a vacuum atmosphere, and then cooled.
  • the sample 20 as an example is a sample having the same composition. Compared to 19, the residual magnetic flux density B r , the coercive force H cJ and the degree of orientation were improved.
  • the volume of the grinding chamber was given two of 314cm 3, 628cm 3
  • the supply amount as the residence time of the alloy powder is in the range of the present invention depending on the size of the volume Is appropriately adjusted, and is not limited to the size of the volume.
  • the RTB-based alloy powder according to the embodiment of the present invention is suitably used for producing an RTB-based sintered magnet.

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Abstract

　２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのいずれか１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）からなり、かつ、粒子を２次元に投影した輪郭形状において、長径a、短径ｂからその比をａ／ｂとし、周囲長Ｌ、円相当径ｄ（同じ面積を有する円の直径）からその比をＬ／ｄとしたとき、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が２０％以上含まれているＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末およびその製造方法ならびにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石およびその製造方法
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末およびその製造方法ならびにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石およびその製造方法に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（ＲはＹを含む希土類元素、ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であり具体的にはＦｅまたはＦｅとＣｏ、Ｂはホウ素）は、種々の磁石の中で最も高い磁気エネルギー積を示し、価格も比較的安いことから、各種電子機器において広く利用されている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、例えば、以下に示す工程によって作製される。
　まず、インゴット法やストリップキャスト法などの方法により、各種原料金属を鋳造することで原料合金を製造する。次に、得られた原料合金を粉砕工程に供し、所定の粒径の合金粉末を得る。この粉砕工程には、通常、粗粉砕工程と微粉砕工程とが含まれており、前者は、例えば水素脆化現象を利用して、後者は、例えば気流式粉砕機（ジェットミル）を用いて行われる。
　次に、前記粉末を磁界中で所望の形状に成形する、磁界中成形工程に供する。これにより得られた成形体を焼結することによって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が作製される。また、焼結の後、通常は、熱処理を行う。
　磁界中成形工程において、前記粉末に対し、所定の方向に磁界を印加しながら成形することによって、それぞれの粉末粒子の磁化容易方向を印加磁界の方向に揃える。最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相結晶粒の磁化容易軸方向の整列度合い（配向度）を高めることにより、高い残留磁束密度Ｂrを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　特許文献１は、粉砕ガスノズルから導入される主たる粉砕ガスに加え、別に配置されたノズルより渦流生成ガスが導入されるカウンタージェットミルを用いることによって、鈍角的な稜線を有する微粉末を得ることができることを開示している。この微粉末はすべり性に優れ、成形時に磁界を印加しながら加圧した際の微粉末の配向度を高めることができる。
　また、特許文献２は、微粉砕した希土類合金粉末を磁界中成形に先立って加熱処理することを開示している。加熱処理された希土類合金粉末は、球状化により丸みを帯びた形状になる。これにより、磁界中配向の際の摩擦力や立体障害が低減され、配向度が改善する。
特開２００３－１３８３３５号公報 特開２００７－２６６０３８号公報
　特許文献１に記載の技術では、得られる粉末は鈍角的といえども角が残っており、配向度の向上が不充分であった。
　また、特許文献２に記載の技術では、微粉砕した粉末を加熱処理する工程を含むので、製造工程が煩雑になるという問題がある。
　さらに、特許文献２に記載の技術では、加熱処理することで希土類合金粉末の粒子同士が溶着してしまう可能性が高く、配向度を高められないという問題もある。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、より磁気特性の向上したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製するために好適に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末およびその製造方法、ならびに前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を用いたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であり、具体的にはＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含み、粒子を２次元に投影した輪郭形状において、長径a、短径ｂからその比をａ／ｂとし、周囲長Ｌ、円相当径ｄ（同じ面積を有する円の直径）からその比をＬ／ｄとしたとき、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が個数比率で２０％以上含まれている。
　ある実施形態において、前記Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が個数比率で４０％以上含まれている。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、上記のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向し、焼結することによって得られる。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の製造方法は、２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であり、具体的には、ＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含む合金粉末を用意する工程と、前記合金粉末と粉砕ガスとを粉砕槽に導入して前記合金粉末を粉砕する工程であって、前記粉砕槽内で前記粉砕ガスの流れによって前記合金粉末を旋回させて摩砕することによって粉砕する工程とを包含し、前記粉砕する工程は、前記粉砕槽に導入する前記粉砕ガスのゲージ圧が０．６５ＭＰａ以上かつ前記粉砕槽内における前記合金粉末の滞留時間が８分以上の条件を満たすか、または、前記粉砕ガスのゲージ圧が０．７５ＭＰａ以上かつ前記滞留時間が５分以上の条件を満たすように行われる。
　ある実施形態において、前記粉砕する工程は、前記粉砕ガスのゲージ圧が０．７５ＭＰａ以上かつ前記滞留時間が５分以上の条件を満たすように行われる。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得る工程と、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向し、焼結する工程とを包含する。
　本発明の実施形態によれば、角の少ないＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末、残留磁束密度Ｂrの向上したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供することができる。
（ａ）は、本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末のＳＥＭ写真であり、（ｂ）は比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末のＳＥＭ写真である。 本発明の実施形態で用いる旋回流式粉砕装置の構造を示す模式図であり、（ａ）は側面断面図、（ｂ）は（ａ）のＺ－Ｚ’断面図である。 本発明の実施例および比較例のそれぞれのＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の２次元投影図から求めたａ／ｂとＬ／ｄの関係を示す図である。
　［Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末］
　本発明の実施形態にかかるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、合金粉末の粒子を２次元に投影した輪郭形状において、長径a、短径ｂからその比をａ／ｂとし、周囲長Ｌ、円相当径ｄ（同じ面積を有する円の直径）からその比をＬ／ｄとしたとき、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が２０％以上含まれている合金粉末である。
　ここで、長径ａは輪郭形状の最大径を、短径ｂは長径に直交する方向の輪郭形状の最大径を表す。
　なお、粒子を２次元に投影した輪郭形状の長径ａ、短径ｂ、周囲長Ｌ、円相当径ｄの測定手段は、特に限定するものではないが、合金粉末のＳＥＭ画像の画像から、粒子を抽出し、抽出した粒子の輪郭形状を市販の画像解析ソフトウェアにて解析することができる。
　好ましくは、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす合金粉末が４０％以上含まれる。
　また、組成は、２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であり、具体的にはＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含む。Ｍは好ましくは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂからなる群から選択された少なくとも１種である。
　Ｒの濃度が２７．５質量％未満であると、焼結過程において液相生成が困難となる。一方、Ｒの濃度が３６．０質量％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁化が際立って低下する。Ｒの濃度は、好ましくは２８．５質量％以上３３．０質量％以下である。
　Ｂの濃度が０．８５質量％未満であると軟磁性相が生成しＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力を低下させる可能性がある。一方、Ｂの濃度が１．０５質量％を超えると、非磁性相が生成し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁化が低下する。Ｂの濃度は、好ましくは、０．９０質量％以上１．０５質量％以下である。
　元素Mは、磁化の大きな低下を招かない０．１質量％以上２．５質量％以下の範囲にする。元素Mの範囲は、好ましくは０．１重量％以上１．５重量％以下、さらに好ましくは０．２５重量％以上０．９重量％以下である。
　Ｔは、残部である。ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であって、Ｃｏを含んでもよい。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏであり、ＦｅとＣｏとの合計のうちＦｅが５０原子％以上を占める。
　不可避不純物としては、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｈ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｓ、Ｐ等がある。いずれも、磁石の高性能化のためには工業的に可能な範囲で含有量を少なく抑えることが好ましい。
　[Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石]
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向し、焼結することで得られる。
　[Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の製造方法]
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、合金粉末を粉砕装置の粉砕槽内にて旋回させつつ、合金粉末同士を磨砕により微粉砕し、２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅを主成分とする遷移元素であり、具体的にはＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得る工程により作製される。上記の微粉砕する工程において、粉砕槽に導入する粉砕ガスがゲージ圧で０．６５ＭＰａ以上のときには８分以上、また、０．７５ＭＰａ以上のときには５分以上、合金粉末を粉砕層内に滞留させる。
　この結果、本発明の実施形態において得られるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、角の少ない形状になりやすい。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、角が少ない形状を有していることで、立体障害が低減され、磁界中成形工程で合金粉末が回転しやすくなるため配向度が向上する。その結果、この合金粉末を用いて作製したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度Ｂrが向上する。
　以下、図面を参照しながら本発明のより詳細な実施形態を説明するが、本発明は以下の実施形態に限定するものではない。
　［母合金］
　母合金はインゴット法、ストリップキャスト法のいずれによって作製されてもよいが、急冷法であるストリップキャスト法にて作製することが好ましい。これにより、鋳造組織にα-Ｆｅが残存せず、容易に粉砕することができる。母合金の組成は、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の組成が所定の組成となるよう途中工程における各元素の減少分を考慮して適宜決めればよい。
　［粉砕］
　粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程との２段階の粉砕工程が含まれる。
　まず、粗粉砕工程について説明する。母合金の粗粉砕は、機械的な粉砕法、または水素粉砕法によって行うことができる。
　これらのうち、水素脆化現象を利用した水素粉砕法によって、母合金を粗粉砕することが好ましい。この方法は水素吸蔵に伴う母合金の脆化現象と体積膨張現象とを利用して、母合金に微細なクラックを生じさせ、母合金を粉砕するものである。水素粉砕法によれば、粒界で割れる確率が高くなるので好ましい。粒界で割れる確率が高くなると、粒子内に含まれる主相結晶（２－１４－１化合物）が１個となり、容易磁化方向が１方向となるため、磁界配向が容易となりＢrが向上する。
　水素粉砕法は、例えば、常温で加圧水素に一定時間暴露することで行う。次に、温度を上昇して過剰な水素を放出させた後、冷却する。水素脆化後の合金粉末は、多数のクラックを内在し、比表面積が大幅に増大している。このため、非常に活性であり、大気中の取り扱いでは酸素量の増大が著しくなるので、Ｎ2、Ａｒなどの不活性ガス中で取り扱うことが望ましい。粗粉砕工程によって得られる合金粉末の粒度は、例えば５００μｍ以下である。
　なお、粗粉砕工程の後、後述の微粉砕工程の前に、例えば、ふるいなどを用いて粒度を特定範囲以下としてもよい。
　次に行う微粉砕工程では、粗粉砕後の合金粉末同士を粉砕装置の粉砕槽内にて旋回させつつ、磨砕により、微粉砕する。
　例として、旋回流式粉砕装置を用いた微粉砕工程を以下に説明する。
　旋回流式粉砕装置を用いた気流粉砕方式では、粉砕装置に設けた粉砕槽の内部に、高圧の粉砕ガスを導入する。これによって、粉砕槽の内部で高速で旋回するガスの流れを発生させ、このガスの流れによって合金粉末を粉砕槽内で旋回させる。旋回流式粉砕装置を用いた粉砕方式により、旋回中、磨砕によって、角の少ない合金粉末が形成される。粉砕ガスには、一般にＮ2ガスを用いるが、ＨｅやＡｒガスなどの希ガスを用いてもよい。
　本明細書において、旋回流式粉砕装置とは、一般にジェットミルと称される気流式粉砕機のうち、主に旋回力によって粉砕する方式、より具体的には磨砕効果が得られるものを広く含むものとする。
　滞留時間は、粗粉砕粉供給ノズルからの供給開始から回収容器（不図示）に合金粉末が確認されるまでの時間で定義している。
　粉砕槽に導入するガス圧力は、ゲージ圧（大気圧との差）を表している。
　粉砕ガスの圧力は、ゲージ圧で０．７５ＭＰａ以上に設定するのが好ましい。より好ましくは０．７５ＭＰａ以上１．５ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは０．７５ＭＰａ以上０．９５ＭＰａ以下である。
　滞留時間は、５分以上が好ましい。より好ましくは５分以上１０分以下であり、さらに好ましくは６分以上１０分以下である。本実施形態では、滞留時間を延ばすために、例えば、供給量を従来よりも少なくする方法を採ることができる。
　粉砕槽内の合金粉末を０．７５ＭＰａ以上の粉砕ガスを噴射してできた旋回流中に５分以上滞留させることにより、全体的に角のとれた合金粉末が得られる。
　この微粉砕工程後に回収される合金粉末の粒径は、例えば、Ｄ５０（気流分散型レーザー回折法により得られる粉末粒径であり、体積基準中心値）で１．０μｍ以上５．５μｍ以下である。また、本実施形態において磁気特性をより向上させるためには、粒径はＤ５０で２．５μｍ以上５．０μｍ以下が好ましく、より好ましくは２．５１μｍ以上４．６３μｍ以下である。
　以下、本実施形態で用いられる旋回流式粉砕装置の詳細を説明する。
　図２（ａ）は、旋回流式粉砕装置１を示す模式図である。また、図２（ｂ）は、図２（ａ）のＺ―Ｚ´線で切断した断面を示す。旋回流式粉砕装置１は、その内部で旋回する粉砕ガスおよび粉砕粉を収容する粉砕槽２Ａを備える。ここでは、粉砕槽２Ａは、ハウジング２によって囲まれた空間である。
　ハウジング２に粉砕槽２Ａに連通する複数の粉砕ガス導入ノズル５が取り付けられている。粉砕ガス導入ノズル５は、それぞれ噴射口を粉砕槽２Ａの内部へ向けて（但し、中心から外れた方向へ向けて）固定設置されている。
　図２（ａ）および（ｂ）に示すように、粉砕ガス導入ノズル５のうちの１つに、粗粉砕された合金粉末を粉砕槽内に供給するための粗粉砕粉供給口３が設置されている。この粗粉砕粉供給口３より、ホッパー状の粗粉砕粉供給部４から供給された合金粉末が、粉砕ガス導入ノズル５から噴射される高速の粉砕ガスとともに粉砕槽２Ａ内に噴射・導入される。
　粉砕ガス導入ノズル５には、それぞれ、不図示の高圧気体供給装置から送気チューブを介して高圧のガス（粉砕ガス）が送り込まれる。
　本実施形態において、上記の高圧気体供給装置は、粉砕槽２Ａに供給する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で０．７５ＭＰａ以上にできるように構成されている。
　粉砕槽２Ａの内部に導入された合金粉末は、内側壁に沿って配設した複数の粉砕ガス導入ノズル５から噴出したガスによって生成される高速旋回流１８に巻き込まれ、粉砕槽２Ａ内を旋回する。このとき、磨砕によって、合金粉末が粉砕される。
　旋回流式粉砕装置１の粉砕槽２Ａ内に所定時間滞留することで、角の少ないＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末が作製される。
　そして、粉砕によって得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、粉砕槽内の滞留量が一定以上になると、粉砕槽２Ａの中央部の上方に位置する微粉砕粉排出口６から取り出される。
　図２（ａ）および（ｂ）に示す構成では、粉砕槽２Ａ内に滞留することができる合金粉末の量は装置毎、運転条件毎に決まっている。その量を超える合金粉末が粉砕槽２Ａ内に導入されると、導入した分に相当する合金粉末が槽外に排出される。このため、粉砕槽２Ａへの導入量を調整することで、粉砕槽内における粉末の滞留時間を調整することができる。
　[Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法]
　［外部磁界による主相結晶の配向］
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向する。
　ここで、外部磁界により配向するとは、磁界印加コイルを有する金型プレスにて行ってもよいし、充填容器に高密度に粉末を充填した後、外部磁界により前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の主相結晶を配向することもできる。また充填容器中で磁界配向した後、静水圧プレスにより成形することもできる。
　また、印加される磁界は、静磁界でもパルス磁界でもよい。
　[成形]
　金型プレスを用いる場合、成形体の密度は例えば３．７ｇ／ｃｍ3以上４．７ｇ／ｃｍ3以下に設定される。この範囲に調整すると、成形体の強度を保ちつつ、配向度を高くしやすい。３．７ｇ／ｃｍ3未満であると、配向度が高まるが、金型プレスにて成形を行った場合、強度が不足し、成形体取扱い時に割れてしまう恐れがある。４．７ｇ／ｃｍ3を超えると、成形体強度は高くなるが、磁界成形時の粒子の動きが抑えられ、配向度が低下することがある。
　金型プレス又は静水圧プレスにて上記のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の成形体を作製する際、炭素の取り込みを抑制するために、潤滑剤等の使用を最小限にとどめることが望ましい。焼結工程（またはその前の工程）において、脱脂可能とするために、揮発性の高い潤滑剤が選択される。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末であれば、潤滑剤の使用量を減らしても、さらに潤滑剤を用いない場合であっても、高い配向が得られる。
　金型プレス又は静水圧プレスにおいて、成形時に加える圧力は、特に限定するものではないが、例えば、９．８ＭＰａ以上、より好ましくは１９．６ＭＰａ以上であり、２４５ＭＰａ以下、より好ましくは１４７ＭＰａ以下である。
　[焼結]
　焼結工程は、真空中または大気圧以下の不活性ガス雰囲気に保たれた焼結炉内で行うのが好ましい。ここでの不活性ガスとは、ＡｒまたはＨｅガスを指す。大気圧以下の不活性ガス雰囲気を保持する方法は、真空ポンプによる真空排気を行いつつ、不活性ガスを少量焼結炉内に導入する方法が好ましい。この場合、真空排気を間歇的に行ってもよく、不活性ガスの導入を間歇的に行ってもよい。また真空排気と導入の双方とも間歇的に行うこともできる。
　焼結は通常、成形体を９５０℃から１１００℃の温度範囲で３０分から１６時間保持することで行う。同じ温度または異なる温度で、複数回に分けて焼結を行ってもよい。焼結後の冷却の条件は、以下の熱処理を含め、得られる磁石の保磁力の値が目標値となるよう、適宜条件を組み合わせることができる。
　前述した焼結方法以外に、外部から圧力を加えながら加温するホットプレス、成形体に対してジュール熱により加熱する通電焼結など、粉末冶金法で用いられるあらゆる焼結手段も適用できる。これらの手法を用いる場合は、焼結温度、時間は前記の限りでない。
　焼結後、焼結体としての磁石の密度が７．３ｇ／ｃｍ3以上となることが好ましい。より好ましくは７．５ｇ／ｃｍ3以上である。
　［熱処理］
　保磁力を高めることを目的に、焼結終了後、焼結温度以下で熱処理を行うことができる。また、この熱処理を、同じ温度または温度を変えて複数回行ってもよい。熱処理の際の冷却条件として、種々の条件を選択できる。
　なお、焼結後の状態で充分な保磁力を得ている場合は、あえて熱処理を行う必要はない。
　［加工］
　焼結体として得られた磁石が最終製品に近い形状を有している場合もあるが、そうでない場合もあり、一般的には切断、研削、研磨等の機械加工により、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を所定形状に仕上げる。なお、この加工は、焼結後であれば、熱処理の前でも後でも、または複数回の熱処理の中間に行ってもよい。
　［表面処理］
　防錆のため、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に表面コーティング処理を施すのが好ましい。表面コーティング処理の例としては、Ｎｉめっき、Ｓｎめっき、Ｚｎめっき、Ａｌ蒸着、Ａｌ合金蒸着、樹脂塗装などがある。
　以下、本発明の実施例を説明する。
　（実施例１）
　純度９９．５％以上のＮｄ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を主原料とし、添加元素（ＣｏおよびＭ）は純金属またはＦｅとの合金の形で添加して、最終的にＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末および焼結磁石の組成が、Ｎｄ：３０．５、Ｂ：０．９４、Ｃｏ：０．９、Ｃｕ：０．１、Ａｌ：０．１、Ｇａ：０．１、Ｆｅ：残部[質量%]となるように溶解した合金溶湯をストリップキャスト法で急冷し、厚さ０．１～０．３ｍｍの板状の合金を得た。
　この合金を加圧可能な熱処理炉を用いて水素加圧雰囲気で保持した後、６００℃まで真空中で加熱し、冷却した。炉から取り出した後、ふるいにて粒度の調整を行い、粒度が４２５μｍ以下の合金粉末を得た。
　次に、図２（ａ）および（ｂ）に示した旋回流式粉砕装置１を用いて、供給量、滞留時間を変え、微粉砕した粉砕条件および得られた粉末の粒径（D５０）を表１に示す。
　本実施例で用いた装置の粉砕槽の容積は３１４ｃｍ3である。ここで、粉砕ガスは、酸素濃度を８０００ｐｐｍ以下に制御したＮ2ガスである。粉砕ガス圧力は、粉砕槽に導入する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で表した値である。
　供給量は１分間に粉砕槽に投入する合金粉末の量である。滞留時間は、粗粉砕粉供給ノズルからの供給開始からサイクロン（不図示）を経て回収容器（不図示）内に合金粉末の存在が確認されるまでの所要時間で定義される。少量でも４分後に回収できた場合を４分、４分では回収できず６分で回収した場合を６分としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　粉砕ガスの圧力が０．７５ＭＰａで滞留時間が６分であったサンプル１（実施例）の合金粉末の写真（ＳＥＭ画像）を図１（ａ）に示す。図１（ａ）に示すように、サンプル１の合金粉末の表面は角が少なく、全体に丸みのある形状であった。
　一方、ガス圧が０．７５ＭＰａで滞留時間が４分であったサンプル２（比較例）の合金粉末の写真を図１（ｂ）に示す。図１（ｂ）に示すように、サンプル２の合金粉末はサンプル１に比べて角張っていることが確認できる。
　実施例および比較例の粉末の形状を評価するために、合金粉末のＳＥＭ画像から２次元投影した粒子の輪郭形状を画像解析ソフトウェアであるＳＣＡＮＤＩＵＭ（オリンパス社製）にて解析し、長径／短径（ａ／ｂ）、周囲長／円相当径（Ｌ／ｄ）を算出した。
　前記合金粉末から、任意に抽出された合金粉末のａ／ｂおよびＬ／ｄを表２に示す。実施例であるサンプル１（粒子ａからm）の合金粉末は、ＳＥＭ画像から各粒子を２次元投影した輪郭形状が、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たしていた。
　表２の測定結果に対応する分布グラフ（散布図）を図３に示す。このグラフから、実施例の合金粉末が、ａ／ｂ、Ｌ／ｄが本発明の条件式を満たす上記図３の左下の領域にあることがわかる。
　一方、比較例のサンプル２（粒子nからｖ）の合金粉末は条件式、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）を満たさず、上記図３の左下の領域には含まれていないことがわかる。
　数学的に、形状が円の場合は、ａ／ｂは１、Ｌ／ｄはπとなる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例の合金粉末（サンプル１）および比較例の合金粉末（サンプル２）にカプリル酸メチルを０．１６質量％混合した後、１．３６ＭＡ／ｍの磁界中で磁界印加方向と加圧方向とが直交する条件で、２５ＭＰａの成形圧にて、下記表３に示すサンプル１（実施例）、サンプル２（比較例）の成形体を作製した。
　そして、サンプル１、２を、減圧Ａｒガス雰囲気で１０８０℃、４時間の条件で焼結した。さらに、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に真空雰囲気にて５００℃で２時間の熱処理を行い、その後冷却した。
　これらのサンプルを、機械加工後、Ｂ－Ｈトレーサーにより室温での残留磁束密度Ｂrおよび保磁力ＨcJを測定した。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の配向度は、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の容易磁化方向をＸ軸方向とし、Ｘ軸方向の残留磁束密度をＢrx、配向磁界方向に直交する２つの方向の残留磁束密度をＢryおよびＢrzとして、（Ｂrx 2＋Ｂry 2＋Ｂrz 2）1/2に対するＢrxの比である３方向配向度（Ｂrx／（Ｂrx 2＋Ｂry 2＋Ｂrz 2）1/2）にて算出した値である。
　また、表中の成形体密度、焼結体密度は、寸法および質量の測定結果から算出した値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、サンプル１（実施例）は、サンプル２（比較例）と同一組成であり、かつ成形体密度が高いにも関わらず、残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度の値が向上している。
　サンプル１は角がない粉末であることにより、磁界中成形時に粒子が動きやすくなり、結果として高い配向度となり、Ｂrが向上したと考えられる。
　（実施例２）
　純度９９．５％以上のＮｄ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を主原料とし、添加元素（ＣｏおよびＭ）を純金属またはＦｅとの合金として添加して、最終的にＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末および焼結磁石の組成が、Ｎｄ：２９．１、Ｂ：０．９４、Ｃｏ：０．９、Ｃｕ：０．１、Ａｌ：０．１、Ｇａ：０．１、Ｆｅ：残部[質量％]となるように溶解した合金溶湯をストリップキャスト法で急冷し、厚さ０．１～０．３ｍｍの板状の合金を得た。
　この合金を加圧可能な熱処理炉を用いて水素加圧雰囲気で保持した後、６００℃まで真空中で加熱し、冷却した。炉から取り出した後、ふるいにて粒度の調整を行い、粒度が４２５μｍ以下の合金粉末を得た。
　本実施例で用いた装置の粉砕槽の容積は３１４ｃｍ3である。ここで、粉砕ガスは、窒素ガスである。粉砕ガス圧力は、粉砕槽に導入する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で表した値である。
　図２（ａ）および（ｂ）に示した旋回流式粉砕装置１を用いて、供給量、滞留時間を変え、微粉砕した粉砕条件および得られた粉末の粒径（D５０）を表４に示す。
　表４に示すサンプル３～１２について、粉砕した粉末を酸化させた後、サンプル毎に無作為に抽出した１０個の合金粉末から、２次元投影した粒子の輪郭形状を市販の解析ソフトにて評価し、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たすか評価し、条件式を満たした合金粉末の割合を記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記表４に示すように、サンプル５は、条件式を満たす合金粉末が２０％含まれ、サンプル１３は条件式を満たす合金粉末が４０％含まれていた。ここで、「条件を満たす合金粉末の割合」は、測定した粉末の全体個数に対する、条件を満たす粉末の個数（すなわち個数比率）によって求められる。
　サンプル７から９、１１、１４は条件式を満たす合金粉末が１００％含まれていた。
　磁気特性を測定するために、微粉砕工程後、サンプル３から１４の合金粉末を油を用いてスラリーをつくり、１．３６ＭＡ／ｍの磁界中で磁界印加方向と加圧方向とは直交した条件で、２５ＭＰａの成形圧にて、成形体を作製した。
　そして、表５に示すようにサンプル３から１４を、減圧Ａｒガス雰囲気で１０８０℃、４時間の条件で焼結した。さらに、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に真空雰囲気にて５００℃で２時間の熱処理を行い、その後冷却した。
　これらのサンプルを、機械加工後、Ｂ－Ｈトレーサーにより室温での残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度を測定した。配向度は、実施例１と同じく３方向配向度にて算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記表４および表５に示すように、ゲージ圧が０．６５ＭＰａであるサンプル３、４では滞留時間が4分の場合と６分の場合とで残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度にほとんど違いはなかった。滞留時間が８分であるサンプル５では残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。
　ゲージ圧が０．７５ＭＰａであるサンプル６から９を比べると、滞留時間が６分以上になると、残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。
　ゲージ圧が０．８５ＭＰａであるサンプル１０、１１を比べると、滞留時間が４分のサンプル１０に比べて、滞留時間が６分のサンプル１１の方が、残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が優れていた。
　ゲージ圧が０．９５ＭＰａであるサンプル１２から１４を比べると、滞留時間が５分以上になると、残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。サンプル１３よりＬ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たす粉末の割合（個数）が４０％以上になると、残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が特に優れた値となることがわかった。
　なお、上記にはジェットミルを用いて粉砕工程を行う場合において、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）を満たす粉末が２０％以上含まれる合金粉末が得られるときに残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上する例を示したが、他の方法によって同様の合金粉末を得ても良い。
　（実施例３）
　純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を主原料とし、添加元素Ｍを純金属またはＦｅとの合金として添加して、最終的にＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末および焼結磁石の組成が、Ｎｄ：２２．８、Ｐｒ：７．６、Ｄｙ：１．０、Ｔｂ：１．０、Ｂ：１．０５、Ｃｕ：０．１、Ａｌ：０．３、Ｎｂ：０．５、Ｆｅ：残部[質量％]となるように溶解した合金溶湯をストリップキャスト法で急冷し、厚さ０．１～０．３ｍｍの板状の合金を得た。
　この合金を加圧可能な熱処理炉を用いて水素加圧雰囲気で保持した後、６６０℃まで真空中で加熱し、冷却した。炉から取り出した後、ふるいにて粒度の調整を行い、粒度が４２５μｍ以下の合金粉末を得た。
　本実施例で用いた装置の粉砕槽の容積は３１４ｃｍ3である。ここで、粉砕ガスは、酸素濃度を８０００ｐｐｍ以下に制御した窒素ガスである。粉砕ガス圧力は、粉砕槽に導入する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で表した値である。
　図２（ａ）および（ｂ）に示した旋回流式粉砕装置１を用いて、供給量、滞留時間を変え、微粉砕した粉砕条件および得られた粉末の粒径を表６に示す。
　表６に示すサンプル１５、１６について、粉砕した粉末を酸化させた後、サンプル毎に無作為に抽出した１０個の合金粉末から、２次元投影した粒子の輪郭形状を市販の解析ソフトにて評価し、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たすか評価し、条件式を満たした合金粉末の割合を記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記表6に示すように、サンプル１６には条件式を満たす合金粉末が１００％含まれていた。一方、サンプル１５には、条件式を満たす合金粉末が含まれていなかった。
　磁気特性を測定するため、微粉砕工程後、サンプル１５、１６の合金粉末を油を用いてスラリーをつくり、１．３６ＭＡ／ｍの磁界中で磁界印加方向と加圧方向とが直交する条件で、２５ＭＰａの成形圧にて、成形体を作製した。
　そして、サンプル１５、１６を、減圧Ａｒガス雰囲気で１０８０℃、４時間の条件で焼結した。さらに、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に真空雰囲気にて５００℃で２時間の熱処理を行い、その後冷却した。
　これらのサンプルを、機械加工後、Ｂ－Ｈトレーサーにより室温での残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度を測定した。配向度は、実施例１と同じく３方向配向度にて算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　上記表6および表7に示すように、ゲージ圧が０．６５ＭＰａであるサンプル１５と、ゲージ圧が０．７５ＭＰａであるサンプル１６を比べると、実施例であるサンプル１６は、同じ組成であるサンプル１５と比べ残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。
　（実施例４）
　純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を主原料とし、添加元素（ＣｏおよびＭ）を純金属またはＦｅとの合金として添加して、最終的にＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末および焼結磁石の組成が、Ｎｄ：２１．９、Ｐｒ：７．３、Ｂ：０．９４、Ｃｏ：２．０、Ｃｕ：０．１、Ａｌ：０．０５、Ｇａ：０．１、Ｆｅ：残部[質量％]となるように溶解した合金溶湯をストリップキャスト法で急冷し、厚さ０．１～０．３ｍｍの板状の合金を得た。
　この合金を加圧可能な熱処理炉を用いて水素加圧雰囲気で保持した後、５８０℃まで真空中で加熱し、冷却した。炉から取り出した後、ふるいにて粒度の調整を行い、粒度が４２５μｍ以下の合金粉末を得た。
　本実施例で用いた装置の粉砕槽の容積は６２８ｃｍ3である。ここで、粉砕ガスは、ヘリウムガスである。粉砕ガス圧力は、粉砕槽に導入する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で表した値である。
　図２（ａ）および（ｂ）に示した旋回流式粉砕装置１を用いて、供給量、滞留時間を変え、微粉砕した粉砕条件および得られた粉末の粒径を表８に示す。
　表８に示すサンプル１７、１８について、粉砕した粉末を酸化させた後、サンプル毎に無作為に抽出した１０個の合金粉末から、２次元投影した粒子の輪郭形状を市販の解析ソフトにて評価し、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たすか評価し、条件式を満たした合金粉末の割合を記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　上記表８に示すように、サンプル１８には条件式を満たす合金粉末が１００％含まれていた。一方、サンプル１７には、条件式を満たす合金粉末が含まれていなかった。
　磁気特性を測定するため、微粉砕工程後、サンプル１７および１８の合金粉末を油を用いてスラリーをつくり、１．３６ＭＡ／ｍの磁界中で磁界印加方向と加圧方向とが直交する条件で、１５ＭＰａの成形圧にて、成形体を作製した。
　そして、サンプル１７、１８を、減圧Ａｒガス雰囲気で１０４０℃、４時間の条件で焼結した。さらに、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に真空雰囲気にて５００℃で２時間の熱処理を行い、その後冷却した。
　これらのサンプルを、機械加工後、Ｂ－Ｈトレーサーにより室温での残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度を測定した。配向度は、実施例１と同じく３方向配向度にて算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　上記表８および表９に示すように、ゲージ圧が０．６５ＭＰａであるサンプル１７と、ゲージ圧が０．８５ＭＰａであるサンプル１８を比べると、実施例であるサンプル１８は、同じ組成であるサンプル１７と比べ残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。
　（実施例５）
　純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を主原料とし、添加元素（ＣｏおよびＭ）を純金属またはＦｅとの合金として添加して、最終的にＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末および焼結磁石の組成が、Ｎｄ：２２．５、Ｐｒ：７．５、Ｄｙ：０．１、Ｔｂ：０．１、Ｂ：０．９０、Ｃｏ：０．９、Ｃｕ：０．１５、Ａｌ：０．１、Ｇａ：０．５、Ｚｒ：０．１、Ｆｅ：残部[質量％]となるように溶解した合金溶湯をストリップキャスト法で急冷し、厚さ０．１～０．３ｍｍの板状の合金を得た。
　この合金を加圧可能な熱処理炉を用いて水素加圧雰囲気で保持した後、５５０℃まで真空中で加熱し、冷却した。炉から取り出した後、ふるいにて粒度の調整を行い、粒度が４２５μｍ以下の合金粉末を得た。
　本実施例で用いた装置の粉砕槽の容積は３１４ｃｍ3である。ここで、粉砕ガスは、アルゴンガスである。粉砕ガス圧力は、粉砕槽に導入する粉砕ガスの圧力をゲージ圧で表した値である。
　図２（ａ）および（ｂ）に示した旋回流式粉砕装置１を用いて、供給量、滞留時間を変え、微粉砕した粉砕条件および得られた粒径を表１０に示す。
　表１０に示すサンプル１９、２０について、粉砕した粉末を酸化させた後、サンプル毎に無作為に抽出した１０個の合金粉末から、２次元投影した粒子の輪郭形状を市販の解析ソフトにて評価し、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件式を満たすか評価し、条件式を満たした合金粉末の割合を記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　上記表１０に示すように、サンプル２０は条件式を満たす合金粉末が１００％含まれていた。一方、サンプル１９には、条件式を満たす合金粉末が含まれていなかった。
　磁気特性を測定するため、微粉砕工程後、サンプル１９、２０の合金粉末を油を用いてスラリーをつくり、１．３６ＭＡ／ｍの磁界中で磁界印加方向と加圧方向とが直交する条件で、２５ＭＰａの成形圧にて、成形体を作製した。
　そして、サンプル１９、２０を、減圧Ａｒガス雰囲気で１０６０℃、４時間の条件で焼結した。さらに、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に真空雰囲気にて５００℃で２時間の熱処理を行い、その後冷却した。
　これらのサンプルを、機械加工後、これらのサンプルを、機械加工後、Ｂ－Ｈトレーサーにより室温での残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度を測定した。配向度は、実施例１と同じく３方向配向度にて算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　上記表１０および表１１に示すように、ゲージ圧が０．６５ＭＰａであるサンプル１９と、ゲージ圧が０．７５ＭＰａであるサンプル２０を比べると、実施例であるサンプル２０は、同じ組成であるサンプル１９と比べ残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJおよび配向度が向上した。
　なお、本発明の実施例では、粉砕槽の容積が３１４ｃｍ3、６２８ｃｍ3の２つを挙げたが、容積の大きさに応じて合金粉末の滞留時間が本発明の範囲になるように供給量を適宜調整すればよく、容積の大きさに限定されない。
　本発明の実施形態によるＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の作製に好適に用いられる。
　１　旋回流式粉砕装置
　２　ハウジング
　２Ａ　粉砕槽
　３　粗粉砕粉供給口
　４　粗粉砕粉供給部
　５　粉砕ガス導入ノズル
　６　微粉砕粉排出口
１８　高速旋回流

Claims (6)

  1. 　２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含み、
    　かつ、粒子を２次元に投影した輪郭形状において、長径a、短径ｂからその比をａ／ｂとし、周囲長Ｌ、円相当径ｄ（同じ面積を有する円の直径）からその比をＬ／ｄとしたとき、Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が個数比率で２０％以上含まれているＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末。
  2. 　前記Ｌ／ｄ≦５．３９－１．０７（ａ／ｂ）の条件を満たす粉末が個数比率で４０％以上含まれている、請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末。
  3. 　請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向し、焼結することで得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 　２７．５質量％以上３６．０質量％以下のＲ（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒのうちの少なくとも１種を必ず含む）、０．８５質量％以上１．０５質量％以下のＢ（ホウ素）、０．１質量％以上２．５質量％以下の元素Ｍ（Ｍは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種）、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）を含む合金粉末を用意する工程と、
    　前記合金粉末と粉砕ガスとを粉砕槽に導入して前記合金粉末を粉砕する工程であって、前記粉砕槽内で前記粉砕ガスの流れによって前記合金粉末を旋回させて磨砕することによって粉砕する工程と
    　を包含し、
    　前記粉砕する工程は、前記粉砕槽に導入する前記粉砕ガスのゲージ圧が０．６５ＭＰａ以上かつ前記粉砕槽内における前記合金粉末の滞留時間が８分以上の条件を満たすか、または、前記粉砕ガスのゲージ圧が０．７５ＭＰａ以上かつ前記滞留時間が５分以上の条件を満たすように行われる、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の製造方法。
  5. 　前記粉砕する工程は、前記粉砕ガスのゲージ圧が０．７５ＭＰａ以上かつ前記滞留時間が５分以上の条件を満たすように行われる、請求項４に記載の製造方法。
  6. 　請求項４または５のいずれかに記載の方法によってＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得る工程と、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を外部磁界により配向し、焼結する工程と
    を包含する、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
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