JP2021153146A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】重希土類ＲＨの使用量を低減しつつ、高いＨｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。【解決手段】粒径Ｄ５０が２．０μｍ〜３．５μｍの微粉末の焼結体を作製してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程と、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を準備する工程と、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部に、前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の少なくとも一部を付着させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で加熱する拡散工程と、を含み、前記拡散工程における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。【選択図】図２

Description

本発明はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｔは主にＦｅであり、Ｂは硼素である）は永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車用（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品などに使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特性の根幹をなしている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｃＪ」という）が低下するため不可逆熱減磁が起こるという問題がある。そのため、特に電気自動車用モータに使用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、高温下でも高いＨ_ｃＪを有する、すなわち室温においてより高いＨ_ｃＪを有することが要求されている。

Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物相中の軽希土類元素（主にＮｄ、Ｐｒ）を重希土類元素（主にＤｙ、Ｔｂ）で置換すると、Ｈ_ｃＪが向上することが知られている。しかし、Ｈ_ｃＪが向上する一方、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物相の飽和磁化が低下するために残留磁束密度Ｂ_ｒ（以下、単に「Ｂ_ｒ」という）が低下してしまうという問題がある。

特許文献１には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の焼結磁石の表面にＤｙ等の重希土類元素を供給しつつ、重希土類元素ＲＨを焼結磁石の内部に拡散させることが記載されている。特許文献１に記載の方法は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面から内部にＤｙを拡散させてＨ_ｃＪ向上に効果的な主相結晶粒の外殻部にのみＤｙを濃化させることにより、ＲＨの使用量を低減し、さらにＢ_ｒの低下を抑制しつつ、高いＨ_ｃＪを得ることができる。

特許文献２には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結体の表面に特定組成のＲ−Ｇａ−Ｃｕ合金を接触させて熱処理を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の粒界相の組成および厚さを制御してＨ_ｃＪを向上させることが記載されている。

国際公開第２００７／１０２３９１号 国際公開第２０１６／１３３０７１号

しかし、近年特に電気自動車用モータなどにおいて高価な重希土類元素の使用量を低減しつつ、更に高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることが求められている。

本開示の様々な実施形態は、重希土類元素の使用量を低減しつつ、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、例示的な実施形態において、粒径Ｄ_５０が２．０μｍ〜３．５μｍの微粉末から焼結体を作製してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｒは希土類元素であり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔは必ずＦｅを含む。）を準備する工程と、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金（ＲＬは軽希土類元素のうちの少なくとも１つであり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、ＲＨは、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｍは、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＡｌからなる群から選択された少なくとも１つである）を準備する工程と、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部に、前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の少なくとも一部を付着させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で加熱する拡散工程と、を含み、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、Ｒの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金において、ＲＬの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５７ｍａｓｓ％以上８２ｍａｓｓ％以下であり、ＲＨの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の１３ｍａｓｓ％以上２３ｍａｓｓ％以下であり、Ｍの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下であり、前記拡散工程における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下である。

ある実施形態において、前記拡散工程における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１．５ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下である。

本開示の実施形態によれば、重希土類元素の使用量を低減しつつ、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の一部を拡大して模式的に示す断面図である。 図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大して模式的に示す断面図である。 本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法における工程の例を示すフローチャートである。

まず、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の基本構造について説明をする。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、原料合金の粉末粒子が焼結によって結合した構造を有しており、主としてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物粒子からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。

図１Ａは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の一部を拡大して模式的に示す断面図であり、図１Ｂは図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大して模式的に示す断面図である。図１Ａには、一例として長さ５μｍの矢印が大きさを示す基準の長さとして参考のために記載されている。図１Ａおよび図１Ｂに示されるように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相１２と、主相１２の粒界部分に位置する粒界相１４とから構成されている。また、粒界相１４は、図１Ｂに示されるように、２つのＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物粒子（グレイン）が隣接する二粒子粒界相１４ａと、３つのＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物粒子が隣接する粒界三重点１４ｂとを含む。典型的な主相結晶粒径は磁石断面の円相当径の平均値で３μｍ以上１０μｍ以下である。主相１２であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料である。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、主相１２であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の存在比率を高めることによってＢ_ｒを向上させることができる。Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の存在比率を高めるためには、原料合金中のＲ量、Ｔ量、Ｂ量を、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の化学量論比（Ｒ量：Ｔ量：Ｂ量＝２：１４：１）に近づければよい。
また、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物のＲの一部をＤｙ、Ｔｂ、Ｈｏなどの重希土類元素で置換することによって飽和磁化を下げつつ、主相の異方性磁界を高められることが知られている。特に二粒子粒界相と接する主相外殻は磁化反転の起点となりやすいため、主相外殻に優先的に重希土類元素を置換できる重希土類拡散技術は、飽和磁化の低下を抑制しつつ効率的に高いＨ_ｃＪが得られる。
一方、二粒子粒界相１４ａの磁性を制御することによっても、高いＨ_ｃＪが得られることが知られている。具体的には二粒子粒界相中の磁性元素(Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等)の濃度を下げることによって、二粒子粒界相を非磁性に近づけることで、主相同士の磁気的な結合を弱めて磁化反転を抑制することができる。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面から粒界を通じて磁石素材内部へ、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金に含有されるＲＨと共に、ＲＬおよびＭを拡散させている。本発明者らによる検討の結果、粒径Ｄ_５０が２．０μｍ〜３．５μｍの範囲にある微粉末の焼結体を作製して準備したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量及びＲＨ濃度を狭い特定の範囲にして拡散処理を行うことで高価なＲＨを削減しつつ、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることができることを見出した。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、図２に示すように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程Ｓ１０とＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を準備する工程Ｓ２０とを含む。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程Ｓ１０とＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を準備する工程Ｓ２０との順序は任意である。
本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、図２に示すように、更に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面の少なくとも一部にＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の少なくとも一部を付着させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で加熱する拡散工程Ｓ３０を含む。前記拡散工程Ｓ３０における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１ｍａｓｓ％以上２．５ｍａｓｓ％以下である。

なお、本開示において、拡散工程前および拡散工程中のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材」と称し、拡散工程後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を単に「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石」と称する。

（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、Ｒは希土類元素であり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、Ｒの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下である。ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔは必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である。
Ｒが２７ｍａｓｓ％未満では焼結過程で液相が十分に生成せず、焼結体を充分に緻密化することが困難になる可能性がある。一方、Ｒが３５ｍａｓｓ％を超えると焼結時に粒成長が起こり、Ｈ_ｃＪが低下する可能性がある。Ｒは２８ｍａｓｓ％以上３３ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は例えば、以下の組成範囲を有する。
Ｒ：２７〜３５ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．８０〜１．２０ｍａｓｓ％、
Ｇａ：０〜１．０ｍａｓｓ％、
Ｘ：０〜２ｍａｓｓ％（ＸはＣｕ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
Ｔ：６０ｍａｓｓ％以上を含有する。

好ましくは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、Ｂに対するＴのｍｏｌ比［Ｔ］／［Ｂ］が１４．０超１５．０以下である。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。本開示における［Ｔ］／［Ｂ］とは、Ｔを構成する各元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、ＭｎおよびＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔは必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上）の分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの[Ｔ]と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの［Ｂ］との比である。ｍｏｌ比［Ｔ］／［Ｂ］が１４．０を超えるという条件は、主相（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物）形成に使われるＴ量に対して相対的にＢ量が少ないことを示している。ｍｏｌ比［Ｔ］／［Ｂ］は１４．３以上１５．０以下であることがさらに好ましい。さらに高いＨ_ｃＪを得ることができる。Ｂの含有量はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結体全体の０．９ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に代表される一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を用いて準備することができる。一例を挙げると、ストリップキャスト法等で作製された原料合金を、ジェットミルなどを用いて粒径Ｄ_５０が２．０μｍ以上３．５μｍ以下に粉砕した後、磁界中で成形し、９００℃以上１１００℃以下の温度で焼結することにより焼結体を作製して準備することができる。粒径Ｄ_５０が２．０μｍ未満であると、生産性が大幅に悪化する可能性があり、３．５μｍを超えると、本開示の拡散工程を行っても所望の効果を得ることができない可能性がある。これは、粉末の粒径が焼結体の結晶粒径に反映され、それが拡散にも影響するからだと考えられる。好ましくは、粒径Ｄ_５０は、２．５μｍ以上３．３μｍ以下である。生産性の悪化を抑制した上で貴重なＲＨを削減しつつ、より高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることができる。なお、前記D_５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られる粒度分布において、小径側からの積算粒度分布（体積基準）が５０％になる粒径である。また、D_５０は、例えば、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布計測装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」を用いて、分散圧：４ｂａｒ、測定レンジ：Ｒ２、計測モード：ＨＲＬＤの条件にて測定することができる。

（ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を準備する工程）
前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金において、ＲＬは軽希土類元素のうちの少なくとも１つであり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、ＲＬの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５７ｍａｓｓ％以上８２ｍａｓｓ％以下である。軽希土類元素は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕなどが挙げられる。ＲＨは、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏからなる群から選択された少なくとも１つであり、ＲＨの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の１３ｍａｓｓ％以上２３ｍａｓｓ％以下である。Ｍは、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＡｌからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｍの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下である。ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の典型例は、ＴｂＮｄＰｒＣｕ合金、ＴｂＮｄＣｅＰｒＣｕ合金、ＴｂＮｄＧａ合金、ＴｂＮｄＰｒＧａＣｕ合金などである。

ＲＬが５７ｍａｓｓ％未満であると、ＲＨおよびＭがＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材内部に導入されにくくなり、Ｈ_ｃＪが低下する可能性があり、８２ｍａｓｓ％を超えるとＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の製造工程中における合金粉末が非常に活性になる。その結果、合金粉末の著しい酸化や発火などを生じる可能性がある。好ましくは、ＲＬの含有量はＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の７０ｍａｓｓ％以上８０ｍａｓｓ％以下である。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。

ＲＨが１３ｍａｓｓ％未満であると、ＲＨによる高いＨ_ｃＪ向上効果が得られない可能性があり、２３ｍａｓｓ％を超えるとＲＬおよびＭによるＨ_ｃＪ向上効果が低下する可能性があるため、重希土類元素の使用量を低減しつつ、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができない可能性がある。好ましくは、ＲＨの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の１３ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下である。より高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることができる。

Ｍが５ｍａｓｓ％未満であるとＲＬおよびＲＨが二粒子粒界相に導入されにくくなり、Ｈ_ｃＪが十分に向上しない可能性があり、２０ｍａｓｓ％を超えるとＲＬおよびＲＨの含有量が低下しＨ_ｃＪが十分に向上しない可能性がある。好ましくは、Ｍの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の７ｍａｓｓ％以上１５ｍａｓｓ％以下である。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。また、ＭはＧａを含有した方が好ましく、さらにＣｕを含有した方が好ましく、より高いＨ_ｃＪを得ることができる。

ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の作製方法は、特に限定されない。ロール急冷法によって作製してもよいし、鋳造法で作製してもよい。また、これらの合金を粉砕して合金粉末にしてもよい。遠心アトマイズ法、回転電極法、ガスアトマイズ法、プラズマアトマイズ法などの公知のアトマイズ法で作製してもよい。

（拡散工程）
前記によって準備したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部に、準備したＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の少なくとも一部を付着させ、真空（非酸化性雰囲気）又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で加熱する拡散工程を行う。これにより、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金からＲＬ、ＲＨおよびＭを含む液相が生成し、その液相がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材中の粒界を経由して焼結素材表面から内部に拡散導入される。拡散工程におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材へのＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量を１ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下にする。これにより、高いＨ_ｃＪ向上効果を得ることができる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材へのＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量が１ｍａｓｓ％未満であると、磁石素材内部へのＲＨおよびＲＬおよびＭの導入量が少なすぎて高いＨ_ｃＪを得ることができない可能性があり、２．５ｍａｓｓ％を超えると、Ｂ_ｒが低下する可能性がある。好ましくは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材へのＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１．５ｍａｓｓ%以上２．２ｍａｓｓ%以下である。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。また、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材へのＲＨの付着量を０．１ｍａｓｓ％以上０．４ｍａｓｓ％以下が好ましい。この範囲にすることにより、より確実に重希土類元素の使用量を低減しつつ、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。なお、ＲＨの付着量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に付着しているＲＨの量であり、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金におけるＲＨ濃度とＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の付着量から算出することができる。ＲＨ付着量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の質量を１００ｍａｓｓ％としたときの質量比率によって規定される。

拡散工程における加熱する温度が７００℃未満であると、ＲＨ、ＲＬおよびＭを含む液相量が少なすぎて高いＨ_ｃＪを得ることができない可能性がある。一方、１１００℃を超えるとＨ_ｃＪが大幅に低下する可能性がある。好ましくは、拡散工程における加熱する温度は８００℃以上１０００℃以下である。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。また、好ましくは、拡散工程（７００℃以上１１００℃以下）が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対し、拡散工程を実施した温度から１５℃／分以上の冷却速度で３００℃まで冷却した方が好ましい。より高いＨ_ｃＪを得ることができる。

拡散工程は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に、任意形状のＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を配置し、公知の熱処理装置を用いて行うことができる。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面をＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金の粉末層で覆い、拡散工程を行うことができる。例えば、塗布対象の表面に粘着剤を塗布する塗布工程と、粘着剤を塗布した領域にＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を付着させる工程を行ってもよい。粘着剤としては、ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、ＰＶＢ（ポリビニルブチラール）、ＰＶＰ（ポリビニルピロリドン）などが挙げられる。粘着剤が水系の粘着剤の場合、塗布の前にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を予備的に加熱してもよい。予備加熱の目的は余分な溶媒を除去し粘着力をコントロールすること、及び、均一に粘着剤を付着させることである。加熱温度は６０〜２００℃が好ましい。揮発性の高い有機溶媒系の粘着剤の場合はこの工程は省略してもよい。また、例えばＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を分散媒中に分散させたスラリーをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に塗布した後、分散媒を蒸発させＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とを付着させてもよい。なお、分散媒として、アルコール（エタノール等）、アルデヒドおよびケトンを例示できる。ま
また、ＲＬ−ＲＨ―Ｍ合金の少なくとも一部がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の少なくとも一部に付着していれば、その配置位置は特に問わないが、好ましくは、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金は、少なくともＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の配向方向に対して垂直な表面に付着させるように配置する。より効率よくＲＬ、ＲＨおよびＭを含む液相を磁石表面から内部に拡散導入させることができる。この場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の配向方向のみにＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を付着させても、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の全面にＲＬ−ＲＨ−Ｍ合金を付着させてもよい。

（熱処理を実施する工程）
好ましくは、拡散工程が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４００℃以上７５０℃以下で、かつ、前記拡散工程で実施した温度よりも低い温度で熱処理を行う。熱処理を行うことにより、より高いＨ_ｃＪを得ることができる。

本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

実験例１
［Ｒ−T−B系焼結磁石素材を準備する工程]
表1のＮｏ１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の組成になるように各元素を秤量し、ストリップキャスト法により原料合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。次に、前記粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０３５ｍａｓｓ％添加し混合した。潤滑剤を含有した粗粉砕粉を以下に説明するＡ及びＢの条件で、それぞれジェットミルにより微粉砕を行った。
条件Aは、粉砕により粒径Ｄ_５０：４．２μｍ、粒径D_９９：１２．５μｍの微粉末を得た。尚、前記D_５０およびD_９９は、それぞれ、気流分散法によるレーザー回折法で得られる粒度分布において、小径側からの積算粒度分布（体積基準）が５０％になる粒径および小粒径側からの積算粒度分布（体積基準）が９９％となる粒径である。また、D_５０およびD_９９は、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布計測装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」を用いて、分散圧：４ｂａｒ、測定レンジ：Ｒ２、計測モード：ＨＲＬＤの条件にて測定した。
条件Ｂは、粒径Ｄ_５０：３．３μｍ、粒径Ｄ_９９：８．５μｍになるように微粉砕を行った。

得られた条件ＡおよびＢそれぞれの微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０５ｍａｓｓ％添加、混合した後に磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。得られた成形体を、真空中で４時間焼結（焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）した後、急冷しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。
条件ＡおよびＢから得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分を求めるために、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｂの含有量を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）により測定した。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の酸素量はガス融解―赤外線吸収法、窒素量はガス融解―熱伝導法、炭素量は焼結―赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定した。条件Ａおよび条件Ｂともに同じ組成であった。分析した結果を表１に示す。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分は合計で１００ｍａｓｓ％にならない場合がある。これは、上述したように測定方法が異なるためと、不可避的不純物で他の元素を含有する場合があるからである。

［ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を準備する工程］
表２のＮｏ１−Ａ、１−Ｂに示すＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の組成になるように、各元素を秤量し、それらの原料を溶解して、単ロール超急冷法によりリボンまたはフレーク状の合金を得た。得られたＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の組成を表２に示す。なお、表２における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法を使用して測定した。

［拡散工程］
表１の符号１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を切断、切削加工し、７．２ｍｍ×７．２ｍｍ×７．２ｍｍの立方体にした。加工後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石素材にディッピング法により粘着剤としてＰＶＡをＲ−Ｔ−Ｂ系磁石素材の全面に塗布した。次に表３に示す作製条件で粘着剤を塗布したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の全面にＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を付着させた。なお、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金付着量は、乳鉢を用いてＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金をアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４５〜１０００μｍの数種類の篩を通過させ、粒度の異なるＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を用いることにより調整した。そして、真空熱処理炉を用いて、１００Ｐａに制御した減圧アルゴン雰囲気中で、表３の拡散工程に示す条件でＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を加熱した後、冷却した。

［熱処理を実施する工程］
前記拡散工程で加熱したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対し、真空熱処理炉を用いて１００Ｐａに制御した減圧アルゴン中にて５００℃の加熱する熱処理を行った。熱処理後の各サンプルに対し表面研削盤を用いて、全面を切削加工し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体形状のサンプル（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。なお、拡散工程におけるＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の加熱温度、ならびに、拡散工程後の熱処理を実施する工程におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の加熱温度は、それぞれ熱電対を用いて測定した。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって残留磁束密度Ｂ_ｒおよび保磁力Ｈ_ｃＪを測定した。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＨ_ｃＪと拡散工程および熱処理工程後のR-T-B系焼結磁石のＨ_ｃＪとの差（△Ｈ_ｃＪ）を求めた。結果を表３に示す。なお、実験例において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材へのＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量が２．５ｍａｓｓ%以下で、かつ、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性がＢ_ｒ：１．３５Ｔ以上、Ｈ_ｃＪ：１９２５ｋＡ／ｍ以上を本発明例として評価した。表３の通り、前記条件Ｂで微粉砕した微粉砕粉から得たＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を使用し、表２の符号１−Ａ、１−Ｂに示す組成のＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を用いた本発明例のサンプルＮｏ．１−４〜１−６は、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることができ、さらに△Ｈ_ｃＪも高いことがわかる。これに対し、前記条件Ａで粉砕した微粉砕粉から得たＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を使用し、表２の符号１−Ａ、１−Ｂに示す組成のＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を用いたサンプルＮｏ．１−１〜１−３では、本発明例と比べＨ_ｃＪが低く、拡散工程および熱処理工程による効果を示す△Ｈ_ｃＪも低い。

実験例２
［Ｒ−T−B系焼結磁石素材を準備する工程]
表４の符号２に示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の組成になるように各元素を秤量し、ストリップキャスト法により原料合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。次に、前記粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０３５ｍａｓｓ％添加、混合して潤滑剤含有微粉砕粉を得た。得られた潤滑剤含有粗粉砕粉をジェットミル装置を用いて粉砕し、粒径Ｄ_５０が３．３μｍ、Ｄ_９９：８．５μｍの微粉砕粉を得た。
得られた微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０５ｍａｓｓ％添加、混合した後に磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。
得られた成形体を、真空中で４時間焼結（焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）した後、急冷し焼結磁石素材を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。
得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の結果を表４に示す。なお表4における各成分は、実験例１と同様の方法で測定した。

［ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を準備する工程］
表５の符号２−Ａ、２−Ｂ、２−Ｃに示すＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の組成になるように、各元素を秤量し、それらの原料を溶解して、単ロール超急冷法によりリボンまたはフレーク状の合金を得た。得られたＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の組成を表５に示す。なお、表５における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて測定した。

［拡散工程］
表４の符号２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を切断、切削加工し、７．２ｍｍ×７．２ｍｍ×７．２ｍｍの立方体にした。加工後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石素材にディッピング法により粘着剤としてＰＶＡをＲ−Ｔ−Ｂ系磁石素材の全面に塗布した。次に表６に示す作製条件で粘着剤を塗布したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の全面に前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を付着させた。なお、前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金付着量は、乳鉢を用いて前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金をアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４５〜１０００μｍの数種類の篩を通過させ、粒度の異なるＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金を用いることにより調整した。そして。真空熱処理炉を用いて、１００Ｐａに制御した減圧アルゴン雰囲気中で、表６の拡散工程に示す条件で前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を加熱した後、冷却した。

［熱処理を実施する工程］
拡散工程の後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対し、真空熱処理炉を用いて１００Ｐａに制御した減圧アルゴン中にて４９０℃の加熱する熱処理を行った。熱処理後の各サンプルに対し表面研削盤を用いて、全面を切削加工し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体形状のサンプル（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。なお、拡散工程を実施する工程にけるＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の加熱温度、ならびに、拡散工程後の熱処理を実施する工程におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の加熱温度は、それぞれ熱電対を用いて測定した。なお、拡散工程におけるＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の加熱温度は、実験例１と同様に９００℃×１０Ｈで全て行った。

［サンプル評価］
表6に示す通り、サンプルNo．２−１〜２−４では、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金付着量が１．６ｍａｓｓ％未満の範囲でＢ_ｒとＨ_ｃＪの比較をした。ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金のＲＨ量が１３ｍａｓｓ％未満のサンプルＮｏ．２−１では高いB_rが得られているが、高いＨ_ｃＪは得られていない。一方、本発明例であるサンプルＮｏ．２−２〜２−４では高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪがともに得られている。

Claims (2)

1. 粒径Ｄ_５０が２．０μｍ〜３．５μｍの微粉末から焼結体を作製してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｒは希土類元素であり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔは必ずＦｅを含む。）を準備する工程と、
   ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金（ＲＬは軽希土類元素のうちの少なくとも１つであり、Ｎｄ、ＰｒおよびＣｅからなる群から選択された少なくとも１つを必ず含み、ＲＨは、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｍは、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＡｌからなる群から選択された少なくとも１つである）を準備する工程と、
   前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部に、前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の少なくとも一部を付着させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で加熱する拡散工程と、
   を含み、
   前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、Ｒの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、
   前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金において、ＲＬの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５７ｍａｓｓ％以上８２ｍａｓｓ％以下であり、ＲＨの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の１３ｍａｓｓ％以上２３ｍａｓｓ％以下であり、Ｍの含有量は、ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金全体の５ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下であり、
   前記拡散工程における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下である、
   Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
2. 前記拡散工程における前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材への前記ＲＬ−ＲＨ−Ｍ系合金の付着量は１．５ｍａｓｓ%以上２．５ｍａｓｓ%以下である、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

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