JP5299737B2

JP5299737B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結永久磁石用急冷合金およびそれを用いたｒ−ｔ−ｂ系焼結永久磁石

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Publication number: JP5299737B2
Application number: JP2007255098A
Authority: JP
Inventors: 信彦藤森; 剛之久村
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2007-09-28
Filing date: 2007-09-28
Publication date: 2013-09-25
Anticipated expiration: 2027-09-28
Also published as: JP2009084626A

Description

この発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金およびそれを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石に関する。

高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石は、三元系正方晶化合物であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶相を主相として含む組織を有し、優れた磁石特性を発揮する。ここで、Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素である。

近年、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石がその高磁気特性から急激に生産量を伸ばしており、各種モータ用、各種アクチュエータ用、ＭＲＩ装置用等様々な用途に使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石は、磁化作用に寄与する強磁性相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相からなる結晶を主相とし、非磁性で希土類元素の濃縮した低融点のＲリッチ相を含有する組織を有する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石は、一般に以下のような方法によって製造される。まず、上記Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相とＲリッチ相を含有する合金を鋳造する。溶解、鋳造は、磁石成分に活性なＲ金属を含むため、一般に真空中又は不活性ガス雰囲気中で行われる。鋳造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金を３μｍ（ＦＳＳＳで）程度に粉砕して合金粉末にした後、磁場中でプレス成形し、約１０００〜１１００℃の高温にて焼結し、その後必要に応じ熱処理、機械加工する。さらに必要に応じて、耐食性を向上するためにめっき等の表面処理を施す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石において、Ｒリッチ相は、以下のような重要な役割を担っている。
１）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度化、磁化の向上に寄与する。
２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーションサイトを減少させ保磁力を高める。
３）主相を磁気的に絶縁し保磁力を増加する。
従って、焼結前の成形体においてＲリッチ相の分散状態が悪いと、局部的な焼結不良が起こり、磁化の低下や保磁力の低下を招くため、Ｒリッチ相が均一に分散していることが重要となる。Ｒリッチ相の分布は、出発原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用合金の組織に大きく影響される。

Ｒリッチ相を均一に分散させた合金を製造する方法として、ストリップキャスト法（ＳＣ法）などの急冷法が知られている。例えば、ＳＣ法は内部が水冷された銅製の鋳造用回転ロール上にＲ−Ｔ−Ｂ系合金の溶湯を流して急冷凝固させ、薄板状の合金に鋳造するものであり、αＦｅの残存がなく、Ｒリッチ相が均一に分散された、組織が微細で均質な合金を製造することができる。

急冷合金の製造方法として、Ｒ（但しＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種）８原子％〜３０原子％、Ｂ２原子％〜２８原子％、Ｆｅ４２原子％〜９０原子％を主成分とする合金を、溶融後、少なくとも室温での保磁力が１２ｋＯｅ以上を有する微細正方晶化合物を形成するような速度で急冷する製造方法が提案されている（特許文献１）。

また、他の従来技術として、Ｒ₂Ｔ_１４Ｂ結晶粒子を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を準備する準備工程と、該粉末を磁界中に装入して所要の形状の成形体を成形する成形工程と、該成形体を焼結温度で焼結する焼結工程とによって焼結磁石を製造する方法において、上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末は、溶融状態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を準備し、該溶湯を急冷して、所定の平均粒子径を有する上記結晶粒子が均一に分散されておりしかも所定の厚さを有する各々の急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金は厚さを形成し、上記急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金を上記厚さより小さく上記平均粒子径より大きな平均粒径を有する粉末に粉砕することによって製造され、上記粉末の各々の粒子は一方向に伸びる結晶粒子を有し、それによって上記粉末は上記磁界中で磁気的に配向することを可能としたことを特徴とする希土類金属−鉄−ホウ素異方性焼結磁石の製造方法が提案されている（特許文献２）。

さらに、他の従来技術として、主相をＮｄ_２６．７Ｆｅ_７２．３Ｂ_１ｗｔ％（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）、Ｎｄリッチ非磁性相をＮｄ_６６Ｆｅ_３３Ｂ_１ｗｔ％とし、Ｎｄリッチ相の割合が８％になるように配合して、片ロール法により急冷した薄帯において、フリー面、ロール面とも良好なｃ軸配向が得られることが報告されている（非特許文献１）。
特開昭６０−８９５４６号公報特表平２−５０１１０１号公報東北大学金属材料研究所強磁場超伝導材料研究センター年次報告（Ｖｏｌ．２００５Ｐａｇｅ．１４０−１４２（２００６．０６））

上述したＳＣ法を用いた様々な提案により、Ｒリッチ相を均一に分散させた合金を製造することが可能となり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性は向上した。しかし、電気・電子機器における小型・軽量化及び高機能化が進むに伴い、それらに用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にもより一層の高性能化が要求されている。

一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、その配向度が高いほど高い残留磁束密度を示す。ＳＣ法により得られた合金は、組織が微細なため、合金の粉砕粉が単結晶になる確率が低下し、磁界中配向が困難となり、例えばインゴット法を用いた場合よりも得られる焼結磁石の配向度が低くなることがある。

ＳＣ法により得られた焼結磁石の配向度を向上させるには、合金中のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のデンドライト径を成長させて大きくし、単結晶領域をさらに広くすることが考えられるが、合金を粉砕する際の能率が低下するとともに、微細粉末の粒度分布がブロード化し易くなり、また、Ｒリッチ相の分散状態が悪化するため、焼結温度を高くする必要が生じ、その結果、保磁力の低下を招くこととなる。

また、粉砕の粒径を小さくして粉砕粉の単結晶比率を高める方法も考えられるが、粉末の酸化防止方法や取り扱いの困難さの点から、問題が多い。

本発明は、Ｒリッチ相が均一かつ微細に分散された組織を有し、粉砕性に優れ、かつ配向度を高めることができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金の提供、並びにその急冷合金を用いて、保磁力及び残留磁束密度を向上させた、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の提供を目的とする。

発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をより一層高性能化させるために、Ｒリッチ相をより均一かつ微細に分散させるとともに、配向度をさらに向上させることができる合金について鋭意研究の結果、急冷速度と合金の厚みを制御し、合金表面に特殊な組織を形成するように急冷することによって、合金中のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のデンドライト径を成長させるという手段を用いず、粉砕時の能率低下や微細粉末の粒度分布をブロード化させずに配向度を向上させることができ、かつＲリッチ相が均一かつ微細に分散された組織を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金が得られることを知見し、この発明を完成した。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金は、合金溶湯を急冷してなる薄板状のＲ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素）系焼結永久磁石用急冷合金であって、薄板状急冷合金の両主面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、前記両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下であり、前記両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向していることを特徴とする。

また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金は、上記構成において、厚みが０．０５ｍｍ以上、０．２ｍｍ以下であることを特徴とする。

また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石用急冷合金は、上記構成において、急冷方法が単ロール法であることを特徴とする。

さらに、本発明は、合金溶湯を急冷してなる薄板状のＲ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素）系焼結永久磁石用急冷合金であって、薄板状急冷合金の両主面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、前記両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ _{（４１０）} と（００６）の強度Ｉ _{（００６）} の比Ｉ _{（４１０）} ／Ｉ _{（００６）} が０．２以下であり、前記両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向しているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を準備する工程と、
前記急冷合金を粉砕し、個々の粉末内の磁化容易軸が揃っている粉末を作製する工程と、
前記粉末を成形し成形体を作製する工程と、
前記成形体を焼結する工程と、
を含む製造工程にて作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石
であることを特徴とする。

この発明によれば、Ｒリッチ相が均一かつ微細に分散された組織を有し、粉砕性に優れ、かつ配向度を高めることができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を提供することができる。

また、本発明による急冷合金を用いることにより、Ｒリッチ相が均一かつ微細に分散されることによって保磁力が向上され、配向度を高めることによって残留磁束密度が向上された、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石を提供することができる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金は、薄板状急冷合金の両主面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、前記両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下であり、前記両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向していることを特徴とする。

両主面に核発生点を起点とした放射状組織となすことにより、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンに、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面である（００４）、（００６）、（００８）の回折ピークが認められ、そのうち、最も高い強度を示す（００６）と、粉末Ｘ線回折法におけるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の最強ピークである（４１０）との強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}を測定すると、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある両主面に平行な面のそれぞれにおいて、前記強度比が０．２以下となる。

すなわち、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある両主面に平行な面のそれぞれの面に平行にＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面が存在しており、前記各面のそれぞれの面において、大部分がＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面で占められている。

Ｒ_２Ｔ_１４Ｂにおいては、ｃ面の法線であるｃ軸が磁化容易軸である。本発明による急冷合金は、ｃ面が存在する、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある両主面に平行な面に対して垂直な方向にｃ軸が配向している。なお、本発明においては、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある両主面に平行な面を代表する形で「両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向している」と表記する。また、後述の如く、本発明の急冷合金を単ロール法にて製造する場合は、両主面のうち、一方主面が冷却面、他方主面が放冷面となるため、この場合、冷却面を代表とする形で「冷却面に対して垂直な方向にｃ軸が配向している」と表記する。

例えば、本発明の急冷合金を単ロール法にて製造した場合、得られた薄板状の急冷合金は薄板の厚さ方向にｃ軸が配向している、言い換えると、薄板の厚さ方向に磁化容易軸が揃っていることとなる。そのため、薄板を粉砕して粉末となしても、個々の粉末内の磁化容易軸の方向が揃っており、それらの粉末を用いて磁界中にて成形し、焼結することにより、配向度が極めて高い、磁気特性の優れたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石を得ることができる。

従って、従来のように、配向度向上のために、合金中のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のデンドライト径を成長させて大きくする必要がないので、粉砕能率の低下の懸念もなく、微細粉末の粒度分布のブロード化による保磁力の低下を招くこともない。さらに、粉砕効率の向上や粉末のハンドリング性向上のため、微粉砕粒度を大きくすることになっても、従来のように、個々の微粉砕粉末内でｃ軸、すなわち磁化容易軸の方位が異なる結晶が存在するマルチグレインとはならず、微粉砕粉末内でｃ軸の方位が揃った結晶のみからなるマルチグレインになるため、得られる焼結磁石の配向度を維持したまま、微粉砕粒度を任意に調整できるという利点がある。

ここで、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金と、背景技術に挙げた各文献との差異ついて述べる。

特許文献１には、Ｒ、Ｔ、Ｂを主成分とする合金を急冷することにより、合金溶湯急冷のままで、５μｍ以下の微細な複合組織より構成され、主相が正方晶化合物である永久磁石合金が得られることが記載され、また、単ロール法により急冷を行うこと、ロール周速度が５ｍ／秒から３５ｍ／秒が好ましいこと、冷却速度として１０^２〜１０^６℃／秒が好ましいこと、得られた合金を焼結磁石用の原料粉末として用いることができることなどが記載されている。

しかし、特許文献１には、実際に焼結磁石を作製した実施例はない。従って、焼結磁石に適用した際に磁気特性が向上するかどうかも定かではない。また、リボン状細片の表面のＸ線回折結果が第５図に示されているが、それが冷却面なのか放冷面なのか不明であり、両方の面において第５図のような結果が得られるかどうかも定かではなく、さらに、リボン状細片の表面組織についても記載がない。

特許文献２には、溶融状態のＲ−Ｔ−Ｂ合金を準備し、該溶湯を急冷して所定の平均粒子径を有する上記結晶粒子が均一に分散されている、所定の厚さを有する急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金を形成し、該急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金を上記厚さより小さく上記平均粒子径より大きな平均粒径を有する粉末に粉砕し、該粉末を成形、焼結して焼結磁石を製造することが記載されており、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金を急冷して得られる急冷薄帯及び／又は鱗片状急冷合金の好ましい厚みが２０〜５００μｍであること、５μｍ以下に成長した結晶粒子は薄帯の主平面に平行に配向したｃ面を有することが記載されている。

しかし、特許文献２には、「粒径が５μｍ以下に成長した結晶粒子は薄帯の主平面に平行に配向したｃ面を有する。一方、各々の５μｍより大きく成長した結晶は針状の結晶で、薄帯の主平面と直角方向に伸びたｃ面を有している。」（特許文献２第５頁右下欄５〜８行）との記載はあるものの、その主平面がどの面であるのか不明である。また、ＦＩＧ．１２ｃには、ＦＩＧ．１１にて示される噴霧装置を用いて作製した鱗片状急冷合金の組織写真が示されているが、「結晶粒子のｃ面は概して鱗片状急冷合金の主面に垂直な方向に配向する」（同文献第１１頁右下欄２〜３行）と記載されており、本発明の、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面のそれぞれの面に平行にＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面が存在している急冷合金とは異なる。

さらに、特許文献２の実施例４は、異なる厚みの薄帯を比較した例を示すものであり、その結果として特許文献２には、「厚さ２００μｍ以下の薄帯は３μｍ以下の粒子径、厚さ５００μｍ以下の薄帯は１０μｍ以下の粒子径、厚さ１０００μｍ以下の薄帯は２０μｍ以上の粒径の結晶粒子を含み、粒径が５μｍ以下に成長した結晶粒子は薄帯の主平面に平行に配向したｃ面を有し、５μｍより大きく成長した結晶は針状の結晶で、薄帯の主平面と直角方向に伸びたｃ面を有している。」（同文献第５頁左下欄下１行〜右下欄８行）と記載されている。そして実施例４の結果を示す第２図では、急冷合金薄帯の厚さが厚くなるに従ってＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘが向上している。これらの記載から、特許文献２において磁気特性を向上させるには、薄帯の厚みが厚い方がよい、粒子径が大きい方がよい、結晶は針状の結晶で、薄帯の主平面と直角方向に伸びたｃ面を有している方がよい、ということになり、本発明の、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面のそれぞれの面に平行にＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面が存在している急冷合金とは異なる。

非特許文献１には、主相をＮｄ_２６．７Ｆｅ_７２．３Ｂ_１ｗｔ％（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）、Ｎｄリッチ非磁性相をＮｄ_６６Ｆｅ_３３Ｂ_１ｗｔ％とし、Ｎｄリッチ相の割合が８％になるように配合して、片ロール法により急冷した薄帯において、フリー面、ロール面とも良好なｃ軸配向が得られることが報告されている。非特許文献１においては、フリー面、ロール面とも良好なｃ軸配向が得られる薄帯を得るに際して、Ｎｄリッチ相の割合を変化させることによりそれを実現しているが、本発明は、薄板の両主面における組織を制御するものであり、手段が全く異なる。

非特許文献１のＦｉｇ．３には薄帯の破断面組織のＳＥＭ写真が開示されているが、薄帯中心部における結晶組織は結晶に方向性が見られず、ロール面及びフリー面近傍の結晶組織とは明らかに異なっている。本発明の急冷合金は、後述する実施例の図９に示すように、一方主面から他方主面までの全領域において結晶が方向性を有しており、一方主面から他方主面近傍の結晶組織とほぼ同じ組織を有している。従って、非特許文献１による薄帯では、両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下であり、冷却面に対して垂直な方向にｃ軸が配向したという本発明の急冷合金が有する特徴は得られないと推察される。

さらに、非特許文献１には、「焼結法で行われる熱処理」が施されているものの、実際に、薄帯を粉砕し、磁場中で成形し、焼結した焼結磁石は開示されていない。従って、焼結磁石に適用した際に磁気特性が向上するかどうかも定かではない。

以上の通り、本発明による急冷合金と背景技術に挙げた各文献に記載された合金とは、合金の組織及びｃ面の方向、すなわち、ｃ軸の配向方向に大きな差異を有している。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金は、以下の製造方法によって得ることができる。

まず、所要組成のＲ、Ｔ、Ｂ原料を準備する。Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素である。配合組成は従来から知られる組成範囲を適用することができる。以下に好ましい組成範囲の一例を示す。

Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂのうち少なくとも一種から選択され得る。ただし、Ｒは、ＮｄまたはＰｒのいずれか一方を必ず含むことが望ましい。更に好ましくは、Ｎｄ−Ｄｙ、Ｎｄ−Ｔｂ、Ｎｄ−Ｐｒ−Ｄｙ、またはＮｄ−Ｐｒ−Ｔｂで示される希土類元素の組合わせを用いる。

Ｒのうち、ＤｙやＴｂは、特に保磁力の向上に効果を発揮する。上記元素以外に少量のＣｅやＬａなど他の希土類元素を含有してもよく、ミッシュメタルやジジムを用いることもできる。また、Ｒは純元素でなくてもよく、工業上入手可能な範囲で、製造上不可避な不純物を含有するものでも差し支えない。含有量は、２５質量％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得られず、４０質量％を超えると残留磁束密度が低下するため、２５質量％以上４０質量％以下が好ましい範囲である。

Ｂは、０．６質量％未満では保磁力が低下し、１．６質量％を超えると残留磁束密度が低下するため、０．６質量％以上１．６質量％以下が好ましい範囲である。Ｂの一部はＣで置換することができる。Ｃ置換は磁石の耐食性を向上させることができ有効である。Ｂ＋Ｃとした場合の含有量は、Ｃの置換原子数をＢの原子数で換算し、上記のＢ濃度の範囲内に設定されることが好ましい。

Ｔは、上記Ｒ、Ｂの残部を占める。ＴはＦｅを必ず含み、その５０％以下をＣｏで置換することができる。また、ＦｅやＣｏ以外の少量の遷移金属元素を含有することができる。Ｃｏは温度特性の向上、耐食性の向上に有効であり、通常は１０質量％以下のＣｏおよび残部Ｆｅの組合わせで用いる。

上記組成に加えて、保磁力向上のためにＭ元素を添加することができる。Ｍ元素は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗのうち少なくとも一種である。添加量は２．０質量％以下が好ましい。２．０質量％を超えると残留磁束密度が低下するため好ましくない。

上記元素以外に不可避的不純物を許容することができる。例えば、Ｆｅから混入するＭｎ、Ｃｒや、Ｆｅ−Ｂ（フェロボロン）から混入するＡｌ、Ｓｉ、Ｃｕなどである。

次に、準備したＲ、Ｔ、Ｂ原料を溶解、急冷して鋳造する。この時、溶解した合金溶湯をそのまま後述する急冷方法にて急冷してもよいし、合金溶湯を一旦鋳造してインゴットを作製し、該インゴットを急冷装置のるつぼで再溶解した後、後述する急冷方法にて急冷してもよい。急冷雰囲気は、合金溶湯あるいは得られる急冷合金の酸化を防ぐため、真空中又は不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

急冷方法としては、ロール法、スパッタリング法、スプラットクエンチ法、回転ディスク法などの方法が適用できるが、溶融合金を回転体に接触させて急冷するのみで、すぐれた配向度、磁気特性を得るためには、溶湯の厚さを調整することが重要である。製造上、比較的容易にできるのは単ロールや双ロールを用いたロール法であるが、安定した製造を行うには双ロールよりも単ロールの方が好ましく、さらに、ロール面に接したときの溶湯の厚さを容易に調整でき、ｃ軸配向を崩さずに急冷するには単ロール法が最も好ましい。

急冷速度としては、均質なデンドライトが生成する領域として１０^２〜１０^４℃／秒程度が好ましい。急冷条件としては、後述する実施例に示す通り、単ロール法を用いる場合はロール周速度が２〜４ｍ／ｓが好ましい範囲ではあるが、ロール周速度は溶湯の温度、銅、鉄などのロール材質、ロールの冷却機構、あるいは溶湯の噴出ノズル径、単位時間当たりの噴出量、噴出ノズルとロール表面とのギャップ等の実施条件により若干変化するため、使用するロール条件に応じて好ましいロール周速度を選定することが好ましい。

急冷方法として単ロール法を用い、急冷合金の厚みを０．０５ｍｍ以上０．２ｍｍ以下の範囲に制御することにより、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を容易に製造することができる。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を用いて、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石を製造する方法の一例を以下に説明する。

急冷合金を、公知の方法によって平均粒径１μm〜１０μmに粉砕する。このような急冷合金の粉末は、粗粉砕工程と微粉砕工程の２種類の粉砕を行うことによって好適に作製され得る。粗粉砕は、水素吸蔵粉砕法や、ディスクミルなどを用いた機械的粉砕法によって行うことができる。また、微粉砕は、ジェットミル粉砕法、ボールミル、アトライターなどの機械的粉砕法によって行うことができる。

上記の粉砕によって得られた微粉砕粉は、公知の成形技術を用いて様々な形状に成形される。成形は、磁場中圧縮成形法を用いて行うことが一般的であるが、パルス配向した後静水圧成形やゴムモールド内で成形する方法を用いて行っても良い。

成形時の給粉の能率、成形密度の均一化、成形時の離型性などを向上させるために、脂肪酸エステルなどの液状潤滑剤やステアリン酸亜鉛などの固状潤滑剤を微粉砕前の粉末および/または微粉砕後の粉末に添加することが好ましい。添加量は、粉末１００重量部に対して０．０１重量部〜５重量部が好ましい。

成形後の成形体は、公知の方法によって焼結することができる。焼結温度は１０００℃〜１１８０℃、焼結時間は１〜６時間程度が好ましい。焼結後の焼結体には、所定の熱処理を施す。熱処理条件は、温度４００℃〜６００℃、時間１〜８時間程度である。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を用い、上記の製造方法を実施することによって、保磁力及び残留磁束密度を向上させた、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

実施例１
２１．３％Ｎｄ−７．０％Ｐｒ−２．７％Ｄｙ−１．０％Ｂ−０．９％Ｃｏ−０．１％Ｃｕ−０．２％Ａｌ−残部Ｆｅ（質量％）組成の合金を溶解、鋳造してインゴットを作製した。次にこのインゴットを先端部に３ｍｍ径のノズルを有する石英製るつぼに投入して、アルゴン雰囲気中で高周波溶解して１４５０℃の溶湯となし、その溶湯を表１に示すロール周速度で回転する急冷ロールのロール面に２．５ｋｇ／ｍｉｎの出湯速度で噴出させて、薄板状のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を作製した。なお、急冷ロールには冷却装置を付設した２３５ｍｍ径のロールを用いた。

得られた薄板状の急冷合金の厚みの測定結果を表１に示す。また、得られた急冷合金の冷却面と放冷面のそれぞれを（株）リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ２４００により、ＣｕＫα線を用いてθ−２θ法によるＸ線回折測定を行い、測定結果から（００６）と（４１０）との強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}を求めた。その結果を表１に示す。なお、表中、試料番号横に＊印を付したものは比較例である。

また、得られた急冷合金のうち、ロール周速度２ｍ／ｓで急冷した厚み０．１８ｍｍの急冷合金（試料番号２）と、ロール周速度１ｍ／ｓで急冷した厚み０．３８ｍｍの急冷合金（試料番号１）のＸ線回折測定の結果を図１〜図４に示す。図１は試料番号２の冷却面、図２は試料番号２の放冷面、図３は試料番号１の冷却面、図４は試料番号１の放冷面の測定結果である。図中、黒丸印が（００６）の強度Ｉ_{（００６）}、黒三角印が（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}を示す。なお、図１〜図４は、測定結果のうち最も高い強度を示すピークを１００％として、各ピークの強度を示したものである。

さらに、上記試料番号２と試料番号１の急冷合金の、冷却面と放冷面のそれぞれの組織観察、並びに断面の組織観察を行った。その結果を図５〜図１０に示す。図５が試料番号２の冷却面、図６は試料番号２の放冷面、図７は試料番号１の冷却面、図８は試料番号１の放冷面の組織写真であり、図９は試料番号２の断面、図１０は試料番号１の断面の組織写真である。図９及び図１０では上側が放冷面、下側が冷却面を示す。

次に上記の急冷合金を水素吸蔵粉砕法により粗粉砕を行い、得られた粗粉砕粉に０．０５％のステアリン酸亜鉛を添加、混合した後、ジェットミル粉砕法により微粉砕を行った。得られた微粉砕粉の粒径は、気流分散法によるレーザー回折法でＤ５０が４〜５μｍであった。得られた微粉砕粉を０．８ＭＡ／ｍの静磁界中、加圧力９８Ｍｐａで成形した後、成形体を真空中、１０４０℃の温度で４時間焼結した。その後、５００℃２時間の時効処理を行った。得られた焼結磁石の磁気特性の測定結果を表１に示す。

表１から明らかなように、ロール周速度が２ｍ／ｓ〜４ｍ／ｓで急冷された厚み０．０９ｍｍ〜０．１８ｍｍの本発明による試料番号２及び３の急冷合金は、Ｘ線回折ピークの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が、冷却面、放冷面ともに０．２以下となっており、それらの急冷合金を用いた焼結磁石の磁気特性は、高い残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪを有している。

一方、ロール周速度が１ｍ／ｓと遅く、合金厚みが厚い比較例の試料番号１では、放冷面における強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２を超えており、その合金を用いた焼結磁石は、上記の冷却面、放冷面ともに０．２以下を満足する合金から製造した本発明による焼結磁石に比べ、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪともに劣っている。また、ロール周速度が１０ｍ／ｓと速く、合金厚みが薄い比較例の試料番号４では、冷却面における強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２を超えており、その合金を用いた焼結磁石は、上記の冷却面、放冷面ともに０．２以下を満足する合金から製造した本発明の焼結磁石に比べ、残留磁束密度Ｂｒが著しく低下している。

以上の結果から、急冷方法として単ロール法を用いた場合、ロール周速度は２ｍ／ｓ〜４ｍ／ｓが好ましく、得られる急冷合金の厚みは０．０５ｍｍ以上０．２ｍｍ以下の範囲に制御することが好ましいことが分かる。

また、図１に示す通り、本発明による試料番号２の冷却面におけるＸ線回折の測定結果では、２θの２９．２°近傍、４４．５°近傍、６０．６°近傍に、それぞれＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面を示す（００４）、（００６）、（００８）の大きなピークが認められ、中でも４４．５°近傍の（００６）が最も大きな強度を示す。図２に示す放冷面では若干Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面以外を示すピークが現れるものの、冷却面と同様にＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面を示す（００４）、（００６）、（００８）の大きなピークが認められ、（００６）が最も大きな強度を示す。

一方、比較例となる試料番号１においては、図３に示す冷却面では試料番号２と同様なピークが現れているが、図４に示す放冷面ではＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面を示す（００４）、（００６）、（００８）の各ピークが著しく小さくなり、代わって、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面以外を示すピークが大きくなり、特に、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相のメインピークを示す（４１０）の強度が極端に大きくなっている。すなわち、試料番号１の放冷面においては、冷却面（放冷面）に対して垂直な方向にｃ軸が配向しておらず、そのため、表１に示す通り、得られる焼結磁石の磁気特性が試料番号２の本発明による焼結磁石に比べ劣っている。

さらに、図５及び図６に示す通り、本発明による試料番号２の冷却面及び放冷面においては、核発生点を起点とした放射状組織が大部分を占めていることが分かる。これに対して、図７及び図８に示す比較例である試料番号１の冷却面及び放冷面においては、冷却面では核発生点を起点とした放射状組織が大部分を占めているものの、放冷面では明確な放射状組織を観察することができない。

また、図９に示す通り、本発明による試料番号２の断面は、微細なデンドライトが大部分を占め、冷却面とほぼ平行な方向に並んでいるものが多く存在する。このため、冷却面、放冷面及び冷却面から放冷面までの領域にある冷却面に平行な面におけるＸ線回折パターンにおける（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下となり、冷却面に対して垂直な方向にｃ軸が配向するものと考えられる。

また、図９から明らかなように、本発明による急冷合金は、極めて微細な組織を有しており、Ｒリッチ相（図中黒色の部分）も均一かつ微細に分散されていることが分かる。この急冷合金を用いて焼結磁石を製造することにより、焼結磁石中においてもＲリッチ相を均一かつ微細に分散させることができ、焼結磁石の保磁力を向上させることができる。

一方、図１０に示す通り、比較例である試料番号１の断面は、冷却面から放冷面に伸びる柱状結晶が大部分を占めている。このような組織においては、ｃ軸は冷却面に対して平行な方向に配向することとなる。

以上の結果から、本発明による試料番号２のように、ロール周速度２ｍ／ｓ〜４ｍ／ｓで急冷され、厚みが０．０５ｍｍ以上０．２ｍｍ以下の範囲に制御された急冷合金は、冷却面と放冷面の各面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、冷却面、放冷面及び冷却面から放冷面までの領域にある冷却面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下となり、冷却面に対して垂直な方向にｃ軸が配向するものとなる。そしてこの急冷合金を用いて焼結磁石を製造することにより、高い保磁力ＨｃＪと高い残留磁束密度Ｂｒを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石が得られる。

一方、比較例である試料番号１のように、ロール周速度が遅く、合金厚みが厚い急冷合金では、放冷面において核発生点を起点とした放射状組織が見られず、放冷面における強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２を大きく超え、冷却面に対して平行な方向にｃ軸が配向することとなる。そしてこの急冷合金を用いた焼結磁石は、上記試料番号２による焼結磁石より、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊともに劣ることとなる。

実施例２
実施例１によって得られた本発明による試料番号２の急冷合金に対して、冷却面側と放冷面側からそれぞれ所定量研削し、その研削毎に実施例１と同様な方法によって研削加工面のＸ線回折測定を行った。測定結果を図１１に示す。

また、実施例１によって得られた比較例である試料番号１の急冷合金に対して、冷却面側から所定量研削し、その研削毎に実施例１と同様な方法によって研削加工面のＸ線回折測定を行った。測定結果を図１２に示す。

図１１に示す通り、本発明による試料番号２の急冷合金では、冷却面、放冷面、冷却面から放冷面までの領域にある冷却面に平行な面のいずれの面においても、Ｘ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下となる。これは、上述した実施例１の通り、合金断面の大部分においてｃ軸の方向が揃っていることによると考えられる。

一方、図１２に示す通り、比較例である試料番号１の急冷合金では、冷却面からの深さが０．０５ｍｍを超えると、強度比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が著しく大きくなり、０．２をはるかに超えてしまう。これは、冷却面から離れて行くにしたがって、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相のｃ面を示す（００４）、（００６）、（００８）の強度が小さくなっていき、それに代わってＲ_２Ｔ_１４Ｂ相のメインピークを示す（４１０）の強度が大きくなっているためである。

以上の結果から、試料番号２のように、ロール周速度２ｍ／ｓ〜４ｍ／ｓで急冷され、厚みが０．０５ｍｍ以上０．２ｍｍ以下の範囲に制御された急冷合金は、冷却面と放冷面のみならず、冷却面から放冷面までの領域にある冷却面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下となっていることが分かる。

本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金は、Ｒリッチ相が均一かつ微細に分散された組織を有し、粉砕性に優れ、かつ配向度を高めることができるため、高磁気特性が要求されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金として最適である。

本発明による急冷合金の冷却面のＸ線回折測定結果を示す図である。本発明による急冷合金の放冷面のＸ線回折測定結果を示す図である。比較例による急冷合金の冷却面のＸ線回折測定結果を示す図である。比較例による急冷合金の放冷面のＸ線回折測定結果を示す図である。本発明による急冷合金の冷却面の組織写真を示す図である。本発明による急冷合金の放冷面の組織写真を示す図である。比較例による急冷合金の冷却面の組織写真を示す図である。比較例による急冷合金の放冷面の組織写真を示す図である。本発明による急冷合金の断面の組織写真を示す図である。比較例による急冷合金の断面の組織写真を示す図である。本発明による急冷合金の研削量とＸ線回折強度比との関係を示す図である。比較例による急冷合金の研削量とＸ線回折強度比との関係を示す図である。

Claims

合金溶湯を急冷してなる薄板状のＲ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素）系焼結永久磁石用急冷合金であって、薄板状急冷合金の両主面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、前記両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ_{（４１０）}と（００６）の強度Ｉ_{（００６）}の比Ｉ_{（４１０）}／Ｉ_{（００６）}が０．２以下であり、前記両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向していることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金。
厚みが０．０５ｍｍ以上、０．２ｍｍ以下である請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金。
急冷方法が単ロール法である請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金。
合金溶湯を急冷してなる薄板状のＲ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種、Ｂはほう素）系焼結永久磁石用急冷合金であって、薄板状急冷合金の両主面に核発生点を起点とした放射状組織を有し、前記両主面及び一方主面から他方主面までの領域にある前記両主面に平行な面におけるＸ線回折パターンの（４１０）の強度Ｉ _{（４１０）} と（００６）の強度Ｉ _{（００６）} の比Ｉ _{（４１０）} ／Ｉ _{（００６）} が０．２以下であり、前記両主面に対して垂直な方向にｃ軸が配向しているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石用急冷合金を準備する工程と、
前記急冷合金を粉砕し、個々の粉末内の磁化容易軸が揃っている粉末を作製する工程と、
前記粉末を成形し成形体を作製する工程と、
前記成形体を焼結する工程と、
を含む製造工程にて作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結永久磁石。