JP4415551B2

JP4415551B2 - Rare earth alloy, rare earth sintered magnet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4415551B2
Application number: JP2003069766A
Authority: JP
Inventors: 大祐播本; 裕松浦
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2003-03-14
Filing date: 2003-03-14
Publication date: 2010-02-17
Anticipated expiration: 2023-03-14
Also published as: JP2004277795A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる希土類合金およびその製造方法ならびに希土類焼結磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
希土類合金の焼結磁石（永久磁石）は、一般に、希土類合金の粉末をプレス成形し、得られた粉末の成形体を焼結し、必要に応じて時効処理することによって製造される。現在、サマリウム・コバルト系磁石と、ネオジム・鉄・ボロン系磁石の二種類が各分野で広く用いられている。なかでも、ネオジム・鉄・ボロン系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石」と称する。ＲはＹを含む希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはボロンである。）は、種々の磁石の中で最も高い最大磁気エネルギー積を示し、価格も比較的安いため、各種電子機器へ積極的に採用されている。
【０００３】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、主にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの正方晶化合物からなる主相、Ｎｄ等からなるＲリッチ相、およびＢリッチ相から構成されている。なお、Ｆｅの一部がＣｏやＮｉなどの遷移金属と置換されてもよく、Ｂの一部がＣで置換されてもよい。本発明が好適に適用されるＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、特許文献１および特許文献２に記載されている。
【０００４】
このような磁石となるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金を作製するために、従来は、インゴット鋳造法が用いられてきた。一般的なインゴット鋳造法によると、出発原料である希土類金属、電解鉄およびフェロボロン合金を高周波溶解し、得られた溶湯を鋳型内で比較的ゆっくりと冷却することによって合金インゴットが作製される。
【０００５】
近年、合金の溶湯を単ロール、双ロール、回転ディスク、または回転円筒鋳型の内面などと接触させることによって、比較的速く冷却し、合金溶湯から、インゴットよりも薄い凝固合金（「合金フレーク」と称することにする。）を作製するストリップキャスト法や遠心鋳造法に代表される急冷法が注目されている。このような急冷法によって作製された合金片の厚さは、一般に、約０．０３ｍｍ以上約１０ｍｍ以下の範囲にある。急冷法によると、合金溶湯は冷却ロールに接触した面（ロール接触面）から凝固し始め、ロール接触面から厚さ方向に結晶が柱状に成長してゆく。その結果、ストリップキャスト法などによって作製された急冷合金は、短軸方向のサイズが約０．１μｍ以上約１００μｍ以下で、長軸方向のサイズが約５μｍ以上約５００μｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相と、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相の粒界に分散して存在するＲリッチ相とを含有する組織を持つにいたる。Ｒリッチ相は希土類元素Ｒの濃度が比較的高い非磁性相である。
【０００６】
急冷合金は、従来のインゴット鋳造法（金型鋳造法）によって作製された合金（インゴット合金）に比較して相対的に短い時間（冷却速度：１０Ｋ／ｓｅｃ以上、１０⁴Ｋ／ｓｅｃ以下）で冷却されているため、組織が微細化され、結晶粒径が小さいという特徴を有している。また、Ｒリッチ相も合金組織内に微細に分散している。これらの特徴が故に、急冷合金を用いることによって、優れた磁気特性を有する磁石を製造することができる。
【０００７】
プレス成形に供される合金粉末は、これらの合金塊（鋳造合金や急冷合金）を、例えば水素化粉砕法および／または種々の機械的粉砕法（例えば、ボールミルやアトライターが用いられる）で粉砕し、得られた粗粉末（例えば、平均粒径１０μｍ〜５００μｍ）を例えばジェットミルを用いた乾式粉砕法で微粉砕することによって得られる。プレス成形に供せられる合金粉末の平均粒径は、磁気特性の観点から、１．５μｍ〜７μｍの範囲内にあることが好ましい。なお、粉末の「平均粒径」は、特にことわらない限り、ここでは、ＦＳＳＳ粒径を指すことにする。
【０００８】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の用途が広がるにつれて、さらなる磁気特性の向上が望まれている。特に、モータ等に用いられるために、保磁力（ＨｃＪ）を向上することが望まれている。
【０００９】
従来から種々の方法が検討されており、ＮｄやＰｒなどの軽希土類元素ＬＲに加えてＤｙ、ＨｏおよびＴｂなどの重希土類元素ＨＲを添加することによって、異方性磁界を高める手法が有力な方法として知られている。
【００１０】
【特許文献１】
米国特許第４，７７０，７２３号明細書
【特許文献２】
米国特許第４，７９２，３６８号明細書
【特許文献３】
特許第２７８７５８０号公報
【特許文献４】
特開２００２−８８４５１号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、重希土類元素は、軽希土類元素よりもさらに高価であり、希土類焼結磁石の価格を上昇させるという問題がある。また、重希土類元素を添加すると残留磁束密度が低下するのでその添加量には限界がある。
【００１２】
重希土類元素の添加に代えて、または、重希土類元素の添加に加えて、Ｖ（特許文献３）を添加する方法やＮｂやＭｏ（特許文献４）を添加する方法も検討されているが、十分な保磁力を得るには至っていない。また、これらの特許文献に記載されている希土類焼結磁石の製造方法は生産性が悪いという問題もある。
【００１３】
本発明は、上記の諸点に鑑みてなされたものであり、本発明の主な目的は、重希土類元素を必須としなくとも従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を得ることにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明の希土類合金は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素であって、少なくとも１種の軽希土類元素を含む）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造の主相を有し、前記主相中にＭが過飽和に固溶していることを特徴とする。
【００１６】
ある実施形態において、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を実質的に有しない。
【００１７】
ある実施形態において、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に有しない。
【００１８】
ある実施形態において、ＭはＶ（バナジウム）を含む。
【００１９】
ある実施形態において、Ｍの組成比率が２原子％未満である。
【００２１】
本発明による希土類合金の製造方法は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素であって、少なくとも１種の軽希土類元素を含む）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）および不純物が残部を占める組成を有する合金溶湯を準備する工程と、前記合金溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ以上１０、０００Ｋ／ｓｅｃ以下の速度で冷却凝固する工程とを包含することを特徴とする。
【００２３】
ある実施形態において、前記合金溶湯を前記冷却凝固する工程は、ストリップキャスト法で実行される。
【００２４】
本発明の希土類合金は、上記のいずれかの方法によって製造されることを特徴とする。
【００２５】
本発明の希土類焼結磁石は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素であって、少なくとも１種の軽希土類元素を含む）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造の主相と、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相とを少なくとも有し、前記三元系化合物相は前記主相の周辺に偏在していることを特徴とする。
【００２７】
ある実施形態において、ＭはＶ（バナジウム）を含む。
【００２８】
ある実施形態において、Ｍの組成比率が２原子％未満である。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法の実施形態を説明する。
【００３２】
本発明の実施形態のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石は、１１原子％以上１８原子％以下のＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の内から選択される少なくとも１種の希土類元素）と、５原子％以上１２原子％以下のＱ（Ｑはボロンまたはボロンと炭素との混合物）と、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）とを含み、Ｔ（Ｔは、ＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の少なくとも１種の遷移金属元素との混合物）、必要に応じて添加される微量添加元素および不純物が残部を占める組成を有するとともに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造の主相を有し、主相中にＭが過飽和に固溶している合金を用いて製造される。
【００３３】
ここで、希土類元素Ｒは、軽希土類元素ＬＲの少なくとも１種を含む。軽希土類元素ＬＲは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄなどであり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含むことが好ましい。希土類元素Ｒは、少なくとも１種の軽希土類元素とともに、少なくとも１種の重希土類元素を含んでも良く、重希土類元素ＨＲは、Ｙ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕなどであり、Ｄｙ、ＨｏおよびＴｂの内から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましく、特にＤｙが好ましい。
【００３４】
また、遷移金属元素はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどであり、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅの一部がＮｉおよびＣｏの少なくとも一方で置換されたものが好ましい。
【００３５】
必要に応じて添加される微量添加元素は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＣｒおよびＮｂの少なくとも１種であることが好ましい。添加量は微量添加元素の合計が２原子％以下であることが好ましい。磁気特性の観点からこれら元素の組成比率は上記の範囲にあることが好ましい。この基本的な組成比率は公知である。
【００３６】
本発明による実施形態の合金の特徴は、０原子％超６原子％未満のＭ（Ｍは、ＶおよびＭｏの内の少なくとも１種の元素）を含み、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造の主相中にＭが過飽和に固溶していることにある。同じ組成の合金溶湯を用いても、鋳造法で合金塊（鋳造合金）を作製すると、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体（デンドライト組織の初晶）が生成し、この合金塊は粉砕性が悪く、このままでは量産することができない。具体的には、Ｆｅ−Ｖ相は粘性が強く、Ｆｅ−Ｍｏ相は硬すぎるので、成形体を作製するための粉末を得ることが困難である。また、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を含まない粉末を作製するためには、一旦溶体化し、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を反応させるための熱処理をすることになるが、この熱処理を施すと、結晶粒の粗大化を招き、磁気特性が低下するという問題がある。
【００３７】
本発明者が種々検討した結果、例えば、上記組成を有する合金溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ以上、好ましくは１００Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却凝固すると、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体を実質的に含まない合金を得ることができる。また、組成に依存するが、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に有しない合金を得ることもできる。Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相は非磁性相なので、磁気特性の観点からはその量は多くない方が好ましく、焼結前の状態ではＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に含まないことが好ましい。そのためには、Ｍの組成比率が６原子％未満であることが好ましく、４原子％未満、さらに２原子％未満であることがさらに好ましい。なお、冷却速度が１０、０００Ｋ／ｓｅｃを超えると、チル晶や等軸晶などが生成し、結晶方位がランダムに成長した組織となるため、プレス形成時に印加する配向磁界によって配向させることが困難となり、得られる焼結磁石の残留磁束密度が低下することがあるので好ましくない。冷却法としては、ストリップキャスト法、ガスアトマイズ法や遠心鋳造法などを用いることが可能で、特に量産性の観点から、ストリップキャスト法が好ましい。
【００３８】
上述したような組成の合金溶湯を上述の冷却速度で急冷することによって得られる合金は、Ｍのほとんどが主相中に固溶しており、すなわち過飽和状態となっている。その結果、Ｆｅ−Ｍ型二元系固溶体やＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を実質的に含まないか、含んだとしても非常に僅かであり、合金の粉砕性は、Ｍを添加しない合金と同等である。
【００３９】
また、この合金を粉砕することによって得られた粉末を用いて形成した成形体を例えば１０００℃以上で焼結すると、主相中に過飽和に固溶したＭが主相外に拡散し、Ｂ（またはＣ）と反応し、Ｍ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相を生成する。その結果、三元系化合物相は主相の周辺に微細に分散することになる。焼結過程で生成される三元系化合物相は、主相の周辺に均一に生成され、主相が粗大化することを抑制するように作用する。従って、本発明による実施形態の希土類焼結磁石の主相の平均粒径は、Ｍを添加していない希土類焼結磁石に比べて、１０％〜３０％程度小さくなる。なお、Ｍの組成比率が多くなると、比較的大きな三元系化合物相が生成されるので、微細なＭ−Ｆｅ−Ｂ型三元系化合物相が主相の周辺に偏在した組織を得るためには、Ｍの組成比率は２原子％未満であることが好ましい。
【００４０】
また、上述の傾向は、焼結温度に依存しないため、従来、主相の粗大化を抑制するために行われていた２段階焼成（例えば１回目：８００℃以上９００℃以下、２回目：１０００℃以上１２００℃以下）を行う必要がない。本発明の実施形態によると、従来の製造方法では、酸化反応が激し過ぎるために製造することが困難であった、主相の平均結晶粒径が１μｍ超５μｍ未満（典型的には４μｍ以上５μｍ未満）の希土類焼結磁石を得ることができる。
【００４１】
本発明の実施形態によると、Ｍの添加によって、主相の粗大化が抑制されるので、主相の粗大化による磁気特性（特に保磁力）の低下が抑制される結果、重希土類元素を添加しなくとも保磁力を向上することが可能で、従来よりも少ない量の重希土類元素の添加で従来と同等の保磁力を得ること、あるいは、従来よりも高い保磁力を得ることが可能となる。さらに、本発明の希土類焼結磁石の製造に用いられる希土類合金は、ストリップキャスト法などの急冷法で作製されるため、量産性に優れ、また、Ｍ添加による粉砕性の低下もない。
【００４２】
なお、焼結磁石の時効処理の最適温度は、Ｍの組成比率に依存するので、適宜設定することが好ましい。ＭとしてＶを用いる場合、時効処理の温度は、５００℃以上６６０℃以下の範囲内で設定することこが好ましい。
【００４３】
【実施例】
以下、本発明による希土類焼結磁石の製造方法について、実施例を挙げて説明するが、本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。
【００４４】
Ｎｄ：１４．５原子％、Ｂ：６．０原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である組成を基本組成とし、Ｆｅの一部をＶで置換した。
【００４５】
Ｖの組成比率が、０原子％、０．５原子％、２原子％、４原子％および６原子％の合金溶湯（約７００℃から約１３００℃）を調製し、この合金溶湯をストリップキャスト法（冷却速度：５００Ｋ／ｓｅｃ）で冷却することによって、合金を得た。比較のために、鋳造法（平均冷却速度：１Ｋ／ｓｅｃ）で鋳造合金を作製した。
【００４６】
得られた合金塊をそれぞれ水素化粉砕法で粗粉砕した後、ジェットミルを用いて微粉砕することによって希土類合金粉末（平均粒径３μｍ）を得た。得られた合金粉末を配向磁界（約１．０Ｔ）中でプレス成形（約０．５〜２ｔｏｎ／ｃｍ²）し、成形体を得た。得られた成形体を１０４０℃〜１１００℃で約４時間、減圧希ガス雰囲気下で焼結した後、５４０℃から６４０℃で２時間にわたって時効処理を行い、焼結磁石を得た。
【００４７】
まず、得られた合金塊の組織を光学顕微鏡（１０００倍）で観察した結果を図１Ａから図１Ｄおよび図２Ａから図２Ｄに示す。図１Ａから図１Ｄはストリップキャスト法を用いて作製した合金塊の組織を示し、図２Ａから図２Ｄは鋳造法を用いて作製さした合金塊の組織を示す。Ｖの組成比率は、図１Ａおよび図２Ａは０原子％、図１Ｂおよび図２Ｂは２原子％、図１Ｃおよび図２Ｃは４原子％、図１Ｄおよび図２Ｄは６原子％である。
【００４８】
図１Ａから図１Ｄと図２Ａから図２Ｄとを比較するとわかるように、鋳造法で作製した合金には、α−Ｆｅ相（Ｖ＝０原子％）やＦｅ−Ｖ相（Ｖ＝２〜６原子％）の初晶やＶ−Ｆｅ−Ｂ相が生成しているのに対し、ストリップキャスト法で作製した合金では、α−Ｆｅ相やＦｅ−Ｖ相の初晶やＶ−Ｆｅ−Ｂ相の生成は認められなかった。すなわち、ストリップキャスト法で作製した本発明の実施例による合金では、Ｖが主相中に過飽和に固溶している。なお、Ｖの組成比率が６原子％を超えるとストリップキャスト法で作製した合金においてもＶ−Ｆｅ−Ｂ化合物相が認められた。従って、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ化合物相を生成させないためには、Ｖの組成比率が６原子％以下であることが好ましい。
【００４９】
次に、ストリップキャスト合金から作製した焼結体の断面をＥＰＭＡ（１０００倍）を用いて観察した結果を図３Ａから図３Ｄおよび図４Ａから図４Ｄに示す。図３Ａから図３Ｄは組成像（反射電子像）であり、図４Ａから図４ＤはＶのＫα線の強度分布を示す。Ｖの組成比率は、図３Ａおよび図４Ａは０．５原子％、図３Ｂおよび図４Ｂは２原子％、図３Ｃおよび図４Ｃは４原子％、図３Ｄおよび図４Ｄは６原子％である。また、比較のために、従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体の断面をＥＰＭＡで観察した結果を図５Ａおよび図５Ｂに示す。図５Ａは組成像（３０００倍）であり、図５ＢはＶのＫα線の強度分布を示す。なお、この焼結体の合金組成は、Ｎｄ：１５原子％、Ｂ：８．０原子％、Ｖ：４原子％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であるが、上記の組成との差は僅かであり、形成される組織に対する影響は小さい。
【００５０】
従来の鋳造合金を用いて作製した焼結体においては、図５Ａおよび図５Ｂをみると明らかなように、結晶粒径が１５μｍを超える粗大なＶ−Ｆｅ−Ｂ相（図５Ａの黒い部分、図５Ｂの白い部分）が形成されていることがわかる。
【００５１】
これに対し、図３Ａから図３Ｄおよび図４Ａから図４Ｄからわかるように、本発明による合金から作製された焼結磁石においては、比較的小さなＶ−Ｆｅ−Ｂ相が主相の周辺に分散していることがわかる。なお、Ｖの組成比率が増加するにつれてＶ−Ｆｅ−Ｂ相の結晶粒径が大きくなり、Ｖを６原子％含む焼結磁石では結晶粒径が約１０μｍに達するものも見られる（図４Ｄ）。一方、図４Ａからわかるように、Ｖの組成比率が０．５原子％であると、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ相は主相の周辺にのみ形成されている。微細なＶ−Ｆｅ−Ｂ相が主相の周辺に偏在した組織を得るためには、Ｖの組成比率は２原子％未満であることが好ましい。
【００５２】
次に、得られた焼結磁石の磁気特性を評価した結果を表１に示す。なお、表１中の平均粒径は、カット法を用いて測定した焼結磁石の配向方向（配向磁界を印加し方向）に平行な断面における結晶粒（主相）の平均粒径を示している。
【００５３】
【表１】

【００５４】
表１の結果からわかるように、Ｖを添加した本実施例の合金を用いて作製した焼結磁石は、１０５０ｋＡ／ｍ以上の保磁力を有し、また、最大磁気エネルギー積も２７０ｋＪ／ｍ³以上の値を有する。これは、Ｖを添加したことによって、主相の平均粒径が小さくなった（１５％から３０％程度）ためと考えられる。このことから、保持力の改善効果を得るためには、主相の平均粒径が５μｍ未満となるようＶの組成比率を調整することが好ましいと考えられる。
【００５５】
上記の実施例では、ＭとしてＶを添加した例を示したが、ＭｏはＶと同様に、三元系化合物相を生成し、実質的に同様の傾向を有する。従って、実施例で示したのと同様に、１０Ｋ／ｓｅｃ以上１０、０００Ｋ／ｓｅｃ以下の冷却速度で合金塊を作製することによって、保磁力を改善する効果を得ることができる。
【００５６】
また、上記の実施例では、重希土類元素を添加していない組成について説明したが、軽希土類元素の一部を重希土類元素（好ましくはＤｙ）に置換しても、Ｍ（Ｖおよび／またはＭｏ）の添加効果は実質的に同じであり、重希土類元素の添加による保磁力改善効果に加えて、主相の微細化によって保磁力を改善する効果を得ることができる。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によると、重希土類元素を必須としなくとも従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を得ることができる。従って、本発明によると、従来の重希土類元素添加系の保磁力を維持しつつ、重希土類元素の使用量を減少させること、あるいは、従来よりも保磁力の高い希土類焼結磁石を提供することができる。本発明の希土類焼結磁石は、モータなど高い保磁力が要求される用途に好適に用いることができる。また、本発明による希土類合金の製造方法は、特許文献３および４に記載されている製造方法に比べ量産性に優れるという利点を有している。
【図面の簡単な説明】
【図１Ａ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝０原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｂ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝２原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｃ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝４原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図１Ｄ】ストリップキャスト法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝６原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ａ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝０原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｂ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝２原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｃ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝４原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図２Ｄ】鋳造法を用いて作製した合金塊（Ｖ＝６原子％）の組織を示す顕微鏡写真である。
【図３Ａ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝０．５原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｂ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝２原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｃ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図３Ｄ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝６原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図４Ａ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝０．５原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｂ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝２原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｃ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図４Ｄ】ストリップキャスト合金から作製した焼結体（Ｖ＝６原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。
【図５Ａ】従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによる組成像を示す写真である。
【図５Ｂ】従来の鋳造法で得られた合金を用いて作製した焼結体（Ｖ＝４原子％）の断面のＥＰＭＡによるＶのＫα線の強度分布を示す写真である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a rare earth alloy used for manufacturing an R—Fe—B based sintered magnet, a manufacturing method thereof, and a rare earth sintered magnet.
[0002]
[Prior art]
Rare earth alloy sintered magnets (permanent magnets) are generally manufactured by press-molding rare earth alloy powders, sintering the resulting powder compacts, and subjecting them to aging treatment as necessary. Currently, two types of samarium / cobalt magnets and neodymium / iron / boron magnets are widely used in various fields. Among these, neodymium / iron / boron magnets (hereinafter referred to as “R—Fe—B magnets”, R is a rare earth element including Y, Fe is iron, and B is boron) are various magnets. Since it has the highest maximum magnetic energy product among them and its price is relatively low, it is actively used in various electronic devices.
[0003]
The R—Fe—B based sintered magnet is mainly composed of a main phase composed of a tetragonal compound of R ₂ Fe ₁₄ B, an R rich phase composed of Nd and the like, and a B rich phase. A part of Fe may be substituted with a transition metal such as Co or Ni, and a part of B may be substituted with C. R-Fe-B based sintered magnets to which the present invention is suitably applied are described in Patent Document 1 and Patent Document 2, for example.
[0004]
Conventionally, an ingot casting method has been used in order to produce an R—Fe—B alloy to be such a magnet. According to a general ingot casting method, a rare earth metal, electrolytic iron, and ferroboron alloy as starting materials are melted at a high frequency, and the resulting molten metal is cooled relatively slowly in a mold to produce an alloy ingot.
[0005]
In recent years, the molten alloy is cooled relatively quickly by bringing it into contact with the inner surface of a single roll, twin roll, rotating disk, or rotating cylindrical mold, and the molten alloy is thinner than an ingot (“alloy flake”). The rapid cooling method typified by the strip casting method and the centrifugal casting method, which are used to produce the same), has attracted attention. The thickness of the alloy piece produced by such a rapid cooling method is generally in the range of about 0.03 mm to about 10 mm. According to the rapid cooling method, the molten alloy starts to solidify from the surface in contact with the cooling roll (roll contact surface), and crystals grow in a columnar shape from the roll contact surface in the thickness direction. As a result, the rapidly solidified alloy made by such a strip casting process, the following minor axis size of about 0.1μm or more to about 100 [mu] m, R ₂ Fe ₁₄ size is less than about 5μm than about 500μm in the long axis direction B crystals And a structure containing an R-rich phase dispersed and present at the grain boundaries of the R ₂ Fe ₁₄ B crystal phase. The R-rich phase is a nonmagnetic phase in which the concentration of the rare earth element R is relatively high.
[0006]
The quenched alloy has a relatively short time (cooling rate: 10 K / sec or more and 10 ⁴ K / sec or less) compared to an alloy (ingot alloy) produced by a conventional ingot casting method (die casting method). Since it is cooled, the structure is refined and the crystal grain size is small. The R-rich phase is also finely dispersed in the alloy structure. Because of these characteristics, a magnet having excellent magnetic properties can be produced by using a quenched alloy.
[0007]
The alloy powders used for press forming are pulverized from these alloy ingots (cast alloys and quenched alloys) by, for example, hydrogen pulverization and / or various mechanical pulverization methods (for example, using a ball mill or attritor). The obtained coarse powder (for example, an average particle size of 10 μm to 500 μm) is obtained by finely pulverizing by, for example, a dry pulverization method using a jet mill. The average particle size of the alloy powder subjected to press forming is preferably in the range of 1.5 μm to 7 μm from the viewpoint of magnetic properties. Note that the “average particle size” of the powder refers to the FSSS particle size unless otherwise specified.
[0008]
As the application of R-Fe-B magnets expands, further improvement in magnetic properties is desired. In particular, it is desired to improve the coercive force (HcJ) for use in motors and the like.
[0009]
Various methods have been studied so far, and a method for increasing the anisotropic magnetic field by adding heavy rare earth elements HR such as Dy, Ho and Tb in addition to light rare earth elements LR such as Nd and Pr is promising. Known as a method.
[0010]
[Patent Document 1]
US Patent No. 4,770,723 [Patent Document 2]
US Pat. No. 4,792,368 [Patent Document 3]
Japanese Patent No. 2787580 [Patent Document 4]
Japanese Patent Laid-Open No. 2002-88451
[Problems to be solved by the invention]
However, heavy rare earth elements are more expensive than light rare earth elements, and there is a problem of increasing the price of rare earth sintered magnets. Moreover, since the residual magnetic flux density decreases when heavy rare earth elements are added, the amount of addition is limited.
[0012]
A method of adding V (Patent Document 3) or a method of adding Nb or Mo (Patent Document 4) instead of the addition of heavy rare earth elements or in addition to the addition of heavy rare earth elements has been studied. A sufficient coercive force has not been achieved. In addition, the methods for producing rare earth sintered magnets described in these patent documents also have a problem of poor productivity.
[0013]
The present invention has been made in view of the above points, and a main object of the present invention is to obtain a rare earth sintered magnet having a higher coercive force than that of the prior art, without requiring a heavy rare earth element.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
The rare earth alloy of the present invention has an R of 11 atomic% or more and 18 atomic% or less (R is at least one kind of rare earth element selected from rare earth elements including Y , and at least one kind of light rare earth element is used. and including), 5 atomic% or more and 12 atomic% or less of the Q (Q is a mixture of boron or boron and carbon), M (M less than 0 atomic percent 6 atomic percent, at least of the V and Mo 1 It includes seeds element) and, T (T, along with having a mixture) composition Contact and impurities occupy the remainder of the at least one transition metal element other than Fe or Fe and Fe, R ₂ Fe ₁₄ B type crystals The main phase has a structure, and M is supersaturated in the main phase.
[0016]
In some embodiments, the Fe-M type binary solid solution is substantially free.
[0017]
In some embodiments, the M-Fe-B type ternary compound phase is substantially free.
[0018]
In certain embodiments, M comprises V (vanadium).
[0019]
In one embodiment, the composition ratio of M is less than 2 atomic%.
[0021]
A method for producing a rare earth alloy according to the present invention comprises at least one rare earth element selected from the group consisting of 11 to 18 atomic% R (R is a rare earth element including Y , and at least one light element). Including rare earth elements ), Q of 5 atomic% or more and 12 atomic% or less (Q is boron or a mixture of boron and carbon), and M of more than 0 atomic% and less than 6 atomic% (M is V and Mo. at least one element) and a, T (T is a step of Fe or a mixture of at least one transition metal element other than Fe and Fe) Contact and impurities to prepare the molten alloy having a composition which occupies the remainder of the And a step of cooling and solidifying the molten alloy at a rate of 10 K / sec or more and 10,000 K / sec or less.
[0023]
In one embodiment, the step of cooling and solidifying the molten alloy is performed by a strip casting method.
[0024]
The rare earth alloy of the present invention is manufactured by any one of the methods described above.
[0025]
The rare earth sintered magnet of the present invention has an R of 11 atomic% or more and 18 atomic% or less (R is at least one rare earth element selected from rare earth elements including Y , and at least one light rare earth element). and containing the element), and 5 atomic% or more and 12 atomic% or less of the Q (Q is a mixture of boron or boron and carbon), less than 0 atomic percent 6 atomic% M (M is, of the V and Mo and at least one element), T (T, along with having a mixture) composition Contact and impurities occupy the remainder of the at least one transition metal element other than Fe or Fe and Fe, R ₂ Fe ₁₄ B It has at least a main phase of a type crystal structure and an M-Fe-B type ternary compound phase, and the ternary compound phase is unevenly distributed around the main phase.
[0027]
In certain embodiments, M comprises V (vanadium).
[0028]
In one embodiment, the composition ratio of M is less than 2 atomic%.
[0031]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of an R—Fe—B rare earth sintered magnet and a method for manufacturing the same according to the present invention will be described.
[0032]
The R—Fe—B rare earth sintered magnet of the embodiment of the present invention has an R of 11 atomic% or more and 18 atomic% or less (R is at least one rare earth element selected from rare earth elements including Y). And Q of 5 atomic% or more and 12 atomic% or less (Q is boron or a mixture of boron and carbon), and M of more than 0 atomic% and less than 6 atomic% (M is at least one of V and Mo) Element), and T (T is Fe or a mixture of Fe and at least one transition metal element other than Fe), and a trace amount of added elements and impurities, which are added as necessary, have a composition that occupies the balance. , Which has a main phase of R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure, and is manufactured using an alloy in which M is supersaturated in the main phase.
[0033]
Here, the rare earth element R includes at least one light rare earth element LR. The light rare earth element LR is Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, or the like, and preferably includes at least one of Nd and Pr. The rare earth element R may contain at least one kind of heavy rare earth element together with at least one kind of light rare earth element, and the heavy rare earth element HR is Y, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, and the like. , Dy, Ho and Tb are preferably included, and Dy is particularly preferable.
[0034]
Further, the transition metal element is Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni or the like, and T is preferably Fe or a part of Fe is substituted by at least one of Ni and Co.
[0035]
The trace additive element added as necessary is preferably at least one of Al, Cu, Ga, Cr, and Nb. As for the addition amount, it is preferable that the total amount of trace addition elements is 2 atomic% or less. From the viewpoint of magnetic properties, the composition ratio of these elements is preferably in the above range. This basic composition ratio is known.
[0036]
The alloy of the embodiment according to the present invention is characterized in that it contains more than 0 atomic% and less than 6 atomic% of M (M is at least one element of V and Mo), and the main structure of the R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure The reason is that M is supersaturated in the phase. Even when molten alloy having the same composition is used, when an alloy lump (casting alloy) is produced by a casting method, an Fe-M type binary solid solution (primary crystal of a dendrite structure) is generated, and this alloy lump is poorly pulverizable. However, it cannot be mass-produced as it is. Specifically, the Fe-V phase is highly viscous and the Fe-Mo phase is too hard, so it is difficult to obtain a powder for producing a molded body. In order to produce a powder that does not contain an Fe-M type binary solid solution, heat treatment is performed once to form a solution and react with the Fe-M type binary solid solution. As a result, the crystal grains become coarse and the magnetic properties deteriorate.
[0037]
As a result of various studies by the present inventors, for example, when the molten alloy having the above composition is cooled and solidified at a rate of 10 K / sec or more, preferably 100 K / sec or more, the Fe-M type binary solid solution is substantially not included. An alloy can be obtained. Moreover, although it depends on the composition, it is also possible to obtain an alloy that substantially does not have the M-Fe-B type ternary compound phase. Since the M-Fe-B type ternary compound phase is a non-magnetic phase, it is preferable that the amount is not large from the viewpoint of magnetic properties. In the state before sintering, the M-Fe-B type ternary compound phase is It is preferable that it does not contain substantially. For this purpose, the composition ratio of M is preferably less than 6 atomic%, more preferably less than 4 atomic%, and even more preferably less than 2 atomic%. If the cooling rate exceeds 10,000 K / sec, chill crystals, equiaxed crystals, etc. are generated, and the crystal orientation grows randomly, making it difficult to orient by the orientation magnetic field applied during press formation. Thus, the residual magnetic flux density of the obtained sintered magnet may be lowered, which is not preferable. As the cooling method, a strip casting method, a gas atomizing method, a centrifugal casting method, or the like can be used, and the strip casting method is particularly preferable from the viewpoint of mass productivity.
[0038]
In the alloy obtained by quenching the molten alloy having the above-described composition at the above cooling rate, most of M is dissolved in the main phase, that is, in a supersaturated state. As a result, the Fe-M type binary solid solution and the M-Fe-B type ternary compound phase are substantially not included or very little if included, and the pulverizability of the alloy is added with M. It is equivalent to an alloy that does not.
[0039]
Further, when a molded body formed by using the powder obtained by pulverizing this alloy is sintered at, for example, 1000 ° C. or more, supersaturated M dissolved in the main phase diffuses out of the main phase, and B ( Alternatively, it reacts with C) to produce an M-Fe-B type ternary compound phase. As a result, the ternary compound phase is finely dispersed around the main phase. The ternary compound phase generated in the sintering process is uniformly generated around the main phase, and acts to prevent the main phase from becoming coarse. Therefore, the average particle size of the main phase of the rare earth sintered magnet according to the embodiment of the present invention is about 10% to 30% smaller than that of the rare earth sintered magnet to which M is not added. In addition, since the comparatively big ternary compound phase is produced | generated when the composition ratio of M increases, in order to obtain the structure | tissue where the fine M-Fe-B type | mold ternary compound phase was unevenly distributed around the main phase. The composition ratio of M is preferably less than 2 atomic%.
[0040]
Moreover, since the above-mentioned tendency does not depend on the sintering temperature, the two-stage firing that has been conventionally performed to suppress the coarsening of the main phase (for example, the first time: 800 ° C. or more and 900 ° C. or less, the second time: 1000 It is not necessary to carry out the above process. According to the embodiment of the present invention, the average crystal grain size of the main phase is more than 1 μm and less than 5 μm (typically 4 μm or more, which is difficult to manufacture due to excessive oxidation reaction in the conventional manufacturing method. Rare earth sintered magnets (less than 5 μm) can be obtained.
[0041]
According to the embodiment of the present invention, the addition of M suppresses the coarsening of the main phase, so that the deterioration of the magnetic properties (particularly the coercive force) due to the coarsening of the main phase is suppressed. Without increasing the coercive force, it is possible to obtain a coercive force equivalent to the conventional one by adding a smaller amount of heavy rare earth elements than before, or to obtain a higher coercive force than before. . Furthermore, since the rare earth alloy used in the production of the rare earth sintered magnet of the present invention is produced by a rapid cooling method such as a strip cast method, it is excellent in mass productivity and there is no reduction in grindability due to the addition of M.
[0042]
In addition, since the optimal temperature of the aging treatment of a sintered magnet depends on the composition ratio of M, it is preferable to set as appropriate. When using V as M, it is preferable to set the temperature of an aging treatment within the range of 500 degreeC or more and 660 degreeC or less.
[0043]
【Example】
Hereinafter, the method for producing a rare earth sintered magnet according to the present invention will be described with reference to examples. However, the present invention is not limited to the following examples.
[0044]
The basic composition was Nd: 14.5 atomic%, B: 6.0 atomic%, balance: Fe and inevitable impurities, and a part of Fe was substituted with V.
[0045]
An alloy melt (about 700 ° C. to about 1300 ° C.) having a composition ratio of V of 0 atomic%, 0.5 atomic%, 2 atomic%, 4 atomic%, and 6 atomic% is prepared, and the molten alloy is strip cast method An alloy was obtained by cooling at (cooling rate: 500 K / sec). For comparison, a cast alloy was produced by a casting method (average cooling rate: 1 K / sec).
[0046]
Each of the obtained alloy ingots was roughly pulverized by a hydrogenation pulverization method, and then finely pulverized using a jet mill to obtain a rare earth alloy powder (average particle size 3 μm). The obtained alloy powder was press-molded (approximately 0.5 to ² ton / cm ² ) in an orientation magnetic field (approximately 1.0 T) to obtain a compact. The obtained molded body was sintered at 1040 ° C. to 1100 ° C. for about 4 hours in a reduced pressure rare gas atmosphere, and then subjected to an aging treatment at 540 ° C. to 640 ° C. for 2 hours to obtain a sintered magnet.
[0047]
First, the result of observing the structure of the obtained alloy lump with an optical microscope (1000 times) is shown in FIGS. 1A to 1D and FIGS. 2A to 2D. 1A to 1D show the structure of an alloy lump produced using the strip cast method, and FIGS. 2A to 2D show the structure of an alloy lump produced using the casting method. The composition ratio of V is 0 atomic% in FIGS. 1A and 2A, 2 atomic% in FIGS. 1B and 2B, 4 atomic% in FIGS. 1C and 2C, and 6 atomic% in FIGS. 1D and 2D.
[0048]
As can be seen by comparing FIG. 1A to FIG. 1D and FIG. 2A to FIG. 2D, the alloys produced by the casting method include α-Fe phase (V = 0 atomic%) and Fe—V phase (V = 2-6). Atomic%) primary crystals and V-Fe-B phases are formed, whereas in alloys produced by the strip cast method, α-Fe phases and Fe-V phase primary crystals and V-Fe-B phases are produced. Production of was not observed. That is, in the alloy according to the embodiment of the present invention manufactured by the strip cast method, V is dissolved in supersaturation in the main phase. When the composition ratio of V exceeds 6 atomic%, the V—Fe—B compound phase was also observed in the alloy produced by the strip cast method. Therefore, in order not to produce the V—Fe—B compound phase, the V composition ratio is preferably 6 atomic% or less.
[0049]
Next, the results of observing the cross section of the sintered body made from the strip cast alloy using EPMA (1000 times) are shown in FIGS. 3A to 3D and FIGS. 4A to 4D. 3A to 3D are composition images (reflected electron images), and FIGS. 4A to 4D show the intensity distribution of the V Kα line. The composition ratio of V is 0.5 atomic% in FIGS. 3A and 4A, 2 atomic% in FIGS. 3B and 4B, 4 atomic% in FIGS. 3C and 4C, and 6 atomic% in FIGS. 3D and 4D. For comparison, FIG. 5A and FIG. 5B show the results of observing a cross section of a sintered body produced using an alloy obtained by a conventional casting method with EPMA. FIG. 5A is a composition image (3000 times), and FIG. 5B shows the intensity distribution of V Kα rays. The alloy composition of this sintered body is Nd: 15 atomic%, B: 8.0 atomic%, V: 4 atomic%, balance: Fe and inevitable impurities, but the difference from the above composition is slight. Yes, the effect on the formed tissue is small.
[0050]
In a sintered body produced using a conventional cast alloy, as is apparent from FIGS. 5A and 5B, a coarse V-Fe-B phase having a crystal grain size exceeding 15 μm (the black portion in FIG. 5A, It can be seen that a white portion in FIG. 5B is formed.
[0051]
On the other hand, as can be seen from FIGS. 3A to 3D and FIGS. 4A to 4D, in the sintered magnet made from the alloy according to the present invention, a relatively small V—Fe—B phase is dispersed around the main phase. You can see that Note that as the V composition ratio increases, the crystal grain size of the V—Fe—B phase increases, and some sintered magnets containing 6 atomic% of V have a crystal grain size of about 10 μm (FIG. 4D). . On the other hand, as can be seen from FIG. 4A, when the V composition ratio is 0.5 atomic%, the V—Fe—B phase is formed only around the main phase. In order to obtain a structure in which fine V—Fe—B phases are unevenly distributed around the main phase, the composition ratio of V is preferably less than 2 atomic%.
[0052]
Next, Table 1 shows the results of evaluating the magnetic properties of the obtained sintered magnet. In addition, the average particle diameter in Table 1 indicates the average particle diameter of the crystal grains (main phase) in a cross section parallel to the orientation direction of the sintered magnet (direction in which an orientation magnetic field is applied), measured using the cut method. Yes.
[0053]
[Table 1]

[0054]
As can be seen from the results in Table 1, the sintered magnet produced using the alloy of this example to which V is added has a coercive force of 1050 kA / m or more, and the maximum magnetic energy product is 270 kJ / m ^3. It has the above value. This is presumably because the average particle size of the main phase was reduced (approximately 15% to 30%) by adding V. From this, in order to obtain the improvement effect of the holding power, it is considered preferable to adjust the composition ratio of V so that the average particle size of the main phase is less than 5 μm.
[0055]
In the above embodiment, an example was shown in which V was added as M, but Mo, like V, generates a ternary compound phase and has a substantially similar tendency. Therefore, the effect of improving the coercive force can be obtained by producing an alloy ingot at a cooling rate of 10 K / sec or more and 10,000 K / sec or less, as shown in the examples.
[0056]
In the above embodiment, the composition in which the heavy rare earth element is not added has been described. However, even if a part of the light rare earth element is replaced with the heavy rare earth element (preferably Dy), M (V and / or Mo) ) Is substantially the same, and in addition to the effect of improving the coercive force due to the addition of heavy rare earth elements, the effect of improving the coercive force by refining the main phase can be obtained.
[0057]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to obtain a rare earth sintered magnet having a higher coercive force than that of the prior art without requiring a heavy rare earth element. Therefore, according to the present invention, it is possible to reduce the amount of heavy rare earth elements used while maintaining the coercive force of the conventional heavy rare earth element addition system, or to provide a rare earth sintered magnet having a higher coercive force than before. Can do. The rare earth sintered magnet of the present invention can be suitably used for applications that require a high coercive force, such as motors. Further, the method for producing a rare earth alloy according to the present invention has an advantage that it is excellent in mass productivity as compared with the production methods described in Patent Documents 3 and 4.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1A is a photomicrograph showing the structure of an alloy mass (V = 0 atomic%) produced using a strip cast method.
FIG. 1B is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 2 atomic%) produced using a strip cast method.
FIG. 1C is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 4 atomic%) produced using a strip cast method.
FIG. 1D is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 6 atomic%) produced using a strip cast method.
FIG. 2A is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 0 atomic%) produced using a casting method.
FIG. 2B is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 2 atomic%) produced using a casting method.
FIG. 2C is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 4 atomic%) produced using a casting method.
FIG. 2D is a photomicrograph showing the structure of an alloy block (V = 6 atomic%) produced using a casting method.
FIG. 3A is a photograph showing a composition image by EPMA of a cross section of a sintered body (V = 0.5 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 3B is a photograph showing a composition image by EPMA of a cross section of a sintered body (V = 2 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 3C is a photograph showing a composition image by EPMA of a cross section of a sintered body (V = 4 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 3D is a photograph showing a composition image by EPMA of a cross section of a sintered body (V = 6 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 4A is a photograph showing the intensity distribution of V Kα rays by EPMA in the cross section of a sintered body (V = 0.5 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 4B is a photograph showing the intensity distribution of V Kα rays by EPMA in the cross section of a sintered body (V = 2 atomic%) prepared from a strip cast alloy.
FIG. 4C is a photograph showing an intensity distribution of V Kα rays by EPMA in a cross section of a sintered body (V = 4 atomic%) produced from a strip cast alloy.
FIG. 4D is a photograph showing an intensity distribution of V Kα rays by EPMA in a cross section of a sintered body (V = 6 atomic%) prepared from a strip cast alloy.
FIG. 5A is a photograph showing a composition image by EPMA of a cross section of a sintered body (V = 4 atomic%) produced using an alloy obtained by a conventional casting method.
FIG. 5B is a photograph showing the intensity distribution of V Kα rays by EPMA in the cross section of a sintered body (V = 4 atomic%) produced using an alloy obtained by a conventional casting method.

Claims

11 atomic% or more and 18 atomic% or less of R (R is at least one rare earth element selected from Y-containing rare earth elements and includes at least one light rare earth element), and 5 atomic% More than 12 atom% Q (Q is boron or a mixture of boron and carbon) and more than 0 atom% and less than 6 atom% M (M is at least one element of V and Mo) , T (T is Fe or a mixture of Fe and at least one transition metal element other than Fe) and impurities occupy the balance, and has a main phase of R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure, Rare earth for sintered magnet , wherein M is supersaturated in the main phase and substantially free of Fe-M type binary solid solution and M-Fe-B type ternary compound phase alloy.

The rare earth alloy for sintered magnets according to claim 1, wherein M contains V (vanadium).

The rare earth alloy for sintered magnets according to claim 1 or 2 , wherein the composition ratio of M is less than 2 atomic%.

11 atomic% or more and 18 atomic% or less of R (R is at least one rare earth element selected from Y-containing rare earth elements and includes at least one light rare earth element), and 5 atomic% More than 12 atom% Q (Q is boron or a mixture of boron and carbon) and more than 0 atom% and less than 6 atom% M (M is at least one element of V and Mo) , T (T is a mixture of Fe or at least one transition metal element other than Fe) and a molten alloy having a composition in which impurities occupy the balance;
Cooling and solidifying the molten alloy at a rate of 10 K / sec to 10,000 K / sec in a temperature range of 700 ° C. to 1300 ° C .;
It encompasses,
R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure main phase, M is supersaturated in the main phase, and Fe-M type binary solid solution and M-Fe-B type ternary system A method for producing a rare earth alloy for a sintered magnet having substantially no compound phase .

The method for producing a rare earth alloy for a sintered magnet according to claim 4 , wherein the step of cooling and solidifying the molten alloy is performed by a strip casting method.

A step of obtaining a rare earth alloy powder by pulverizing the rare earth alloy for a sintered magnet according to any one of claims 1 to 3,
Sintering the rare earth alloy powder;
For producing a rare earth sintered magnet.

11 atomic% or more and 18 atomic% or less of R (R is at least one rare earth element selected from Y-containing rare earth elements and includes at least one light rare earth element), and 5 atomic% More than 12 atom% Q (Q is boron or a mixture of boron and carbon) and more than 0 atom% and less than 6 atom% M (M is at least one element of V and Mo) , T (T is Fe or a mixture of Fe and at least one transition metal element other than Fe) and a composition in which the impurities occupy the balance, and the main phase of the R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure, A rare earth sintered magnet having at least an Fe-B type ternary compound phase, wherein the ternary compound phase is unevenly distributed around the main phase.

The rare earth sintered magnet according to claim 7 , wherein M contains V (vanadium).

The rare earth sintered magnet according to claim 7 or 8 , wherein the composition ratio of M is less than 2 atomic%.