特許 6798546 Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6798546

(24)【登録日】2020年11月24日

(45)【発行日】2020年12月9日

(54)【発明の名称】Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法

(51)【国際特許分類】

   H01F 41/02 20060101AFI20201130BHJP

   H01F 1/057 20060101ALI20201130BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20201130BHJP

   C22C 33/02 20060101ALI20201130BHJP

   B22F 1/00 20060101ALI20201130BHJP

【ＦＩ】

   H01F41/02 G

   H01F1/057 170

   C22C38/00 303D

   C22C33/02 J

   B22F1/00 Y

【請求項の数】3

【全頁数】12

(21)【出願番号】特願2018-505902(P2018-505902)

(86)(22)【出願日】2017年3月10日

(86)【国際出願番号】JP2017009794

(87)【国際公開番号】WO2017159576

(87)【国際公開日】20170921

【審査請求日】2019年9月6日

(31)【優先権主張番号】特願2016-54153(P2016-54153)

(32)【優先日】2016年3月17日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000005083

【氏名又は名称】日立金属株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100145403

【弁理士】

【氏名又は名称】山尾 憲人

(74)【代理人】

【識別番号】100206140

【弁理士】

【氏名又は名称】大釜 典子

(72)【発明者】

【氏名】石井 倫太郎

(72)【発明者】

【氏名】佐藤 鉄兵

(72)【発明者】

【氏名】國吉 太

【審査官】 鈴木 孝章

(56)【参考文献】

【文献】 国際公開第２０１５／１４７０５３（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００４−３０３９０９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｈ０１Ｆ ４１／０２

Ｈ０１Ｆ １／０５７

Ｂ２２Ｆ １／００

Ｃ２２Ｃ ３３／０２

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｂ２２Ｆ ３／００

Ｂ２２Ｆ ３／２４

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｒ：２８．５〜３３．０質量％（Ｒは希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８７０〜０．８９９質量％、
Ｇａ：０．２〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．１〜０．３質量％、
Ａｌ：０．０５〜０．５０質量％、を含有し、
残部がＴ（ＴはＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

粒径Ｄ_５０および粒径Ｄ_９９が下記式（２）および（３）を満足する合金粉末を準備する工程と、
３．８μｍ≦Ｄ_５０≦５．５μｍ （２）
Ｄ_９９≦１０μｍ （３）
前記合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、
前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
を含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

【請求項2】

前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＣｕが０．２〜０．３質量％である、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

【請求項3】

前記粒径Ｄ_５０および粒径Ｄ_９９がさらに下記式（４）および（５）を満足する、請求項１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
３．８μｍ≦Ｄ_５０≦４．５μｍ （４）
Ｄ_９９≦９μｍ （５）

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本開示は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

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、ＮｄおよびＰｒの少なくとも一種を含む、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種でありＦｅを必ず含む）は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する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おり、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られている。

【0003】

このため、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（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶ）用モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品など多種多様な用途に用いられている。

【0004】

このように用途が広がるにつれ、例えば電気自動車用モータは、１００℃〜１６０℃のような高温下に曝される場合があり、高温下においても安定した動作が要求されている。

【0005】

しかし、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温になると保磁力Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こるという問題がある。電気自動車用モータにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が使用される場合、高温下での使用によりＨ_ｃＪが低下し、モータの安定した動作が得られない恐れがある。そのため、室温において高いＨ_ｃＪを有し、かつ高温においても高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。

【0006】

従来、室温におけるＨ_ｃＪ向上のために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に重希土類元素ＲＨ（主としてＤｙ）を添加していたが、残留磁束密度Ｂ_ｒ（以下、単に「Ｂ_ｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。さらに、Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定であり、また価格が大きく変動することがあるなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素ＲＨをできるだけ使用せずにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを向上させる技術が求められている。

【0007】

このような技術として、例えば特許文献１は、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ａｌ、ＧａおよびＣｕのうちから選ばれる１種以上である金属元素Ｍを含有させることによりＲ_２Ｔ_１７相を生成させ、該Ｒ_２Ｔ_１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることを開示している。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】国際公開第２０１３／００８７５６号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

しかし、特許文献１に記載されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＨ_ｃＪが向上しているものの、近年の要求を満足するには不十分である。

【0010】

そこで本発明の実施形態は、高い保磁力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を目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0011】

本発明の態様１は、Ｒ：２８．５〜３３．０質量％（Ｒは希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、Ｂ：０．８５０〜０．９１０質量％、Ｇａ：０．２〜０．７質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０５〜０．５０質量％、を含有し、残部がＴ（ＴはＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

粒径Ｄ_５０および粒径Ｄ_９９が下記式（２）および（３）を満足する合金粉末を準備する工程と、前記合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、を含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

３．８μｍ≦Ｄ_５０≦５．５μｍ （２）
Ｄ_９９≦１０μｍ （３）

【0012】

本発明の態様２は、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢが０．８７０〜０．９１０質量％である、態様１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である

【0013】

本発明の態様３は、前記粒径Ｄ_５０および粒径Ｄ_９９がさらに下記式（４）および（５）を満足する、態様１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
３．８μｍ≦Ｄ_５０≦４．５μｍ （４）
Ｄ_９９≦９μｍ （５）

【発明の効果】

【0014】

本発明の実施形態によれば、高い保磁力Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造できる方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0015】

【図1】図１は、実施例における、保磁力の向上幅ΔＨ_ｃＪとＢ量との関係を表す図である。

【発明を実施するための形態】

【0016】

以下に示す実施形態は、本発明の技術思想を具体化するためのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を例示するものであって、本発明を以下に限定するものではない。

【0017】

本発明者らは鋭意検討した結果、本発明の実施形態に記載するような特定の組成範囲、特に極めて狭い特定範囲のＢ含有量を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造において、分級機等を用いて比較的大きな粒径を有する微粉末を取り除くことによって、合金粉末の粒度分布を調整することで、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを大幅に上昇できることを見出した。

【0018】

従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造においても比較的大きな粒径を有する微粉末を取り除くことは行われてきた。しかし、後述する実施例に示す通り、本発明の特定の組成範囲外では最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪの向上幅が小さい。さらに比較的大きな粒径を有する微粉末を取り除くためには粉砕時間を長くしなければならず、粉砕能率が低下し、その結果、量産効率の悪化を招く。すなわち、従来は量産効率の悪化を招くにしてはＨ_ｃＪの向上幅が小さすぎるため、実際の量産では積極的に行われることは無かった。

【0019】

しかし、本発明者らは、後述するように、本発明の実施形態の特定の組成範囲（特にＢ含有量が０．８５０〜０．９１０質量％）であるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造において、平均粒径Ｄ_５０が３．８μｍ以上５．５μｍ以下、かつＤ_９９が１０μｍ以下（好ましくは、平均粒径Ｄ_５０が３．８μｍ以上４．５μｍ以下、かつＤ_９９が９μｍ以下）となるように原料合金粉末を調整し、このような合金粉末を成形、焼結および熱処理することにより得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粉砕時間が長くなることによる量産効率の悪化を招いたとしても積極的に行うことができるほど、大幅にＨ_ｃＪが向上することを見出し、本発明に至ったものである。
以下に本発明の実施形態に係る製造方法について詳述する。

【0020】

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石］
まず、本発明の実施形態に係る製造方法により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について説明する。

【0021】

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は、
Ｒ：２８．５〜３３．０質量％（Ｒは希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８５０〜０．９１０質量％、
Ｇａ：０．２〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％、
Ａｌ：０．０５〜０．５０質量％、を含有し、
残部がＴ（ＴはＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足する。

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である。）

【0022】

上記組成により、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なくするとともに、Ｇａ等を含有させているので、二粒子粒界にＲ−Ｔ−Ｇａ相が生成して、高いＨ_ｃＪを得ることができる。ここで、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相とは、代表的にはＮｄ_６Ｆｅ_１３Ｇａ化合物である。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する。また、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、その状態によっては、Ｒ_６Ｔ_１３−δＧａ_１＋δ化合物（δは典型的には２以下）になっている場合がある。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＣｕ、Ａｌが比較的多く含有される場合、Ｒ_６Ｔ_１３−δ（Ｇａ_{１−ｘ−ｙ}Ｃｕ_ｘＡｌ_ｙ）_１＋δになっている場合がある。
以下に、各組成について詳述する。

【0023】

（Ｒ：２８．５〜３３．０質量％）
Ｒは、希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む。Ｒの含有量は、２８．５〜３３．０質量％である。Ｒが２８．５質量％未満であると焼結時の緻密化が困難となるおそれがあり、３３．０質量％を超えると主相比率が低下して高いＢ_ｒを得られないおそれがある。Ｒの含有量は、好ましくは２９．５〜３２．５質量％である。Ｒがこのような範囲であれば、より高いＢ_ｒを得ることができる。

【0024】

（Ｂ：０．８５０〜０．９１０質量％）
Ｂの含有量は、０．８５０〜０．９１０質量％である。本発明の実施形態では特にＢの含有量がこのような狭い範囲であれば、後述する合金粉末を得る工程において、合金粉末の粒度Ｄ_５０およびＤ_９９が本発明の実施形態で規定する所定の範囲になるように管理することで、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを大幅に向上することができる。Ｂの含有量が０．８５０質量％未満及び０．９１０質量％を超えると、高いＨ_ｃＪ向上効果を得ることができない。好ましくは、Ｂの含有量は、０．８７０〜０．９１０質量％である。より高いＨ_ｃＪ向上効果が得られる。

【0025】

さらに、Ｂの含有量は下記式（１）を満たす。

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）

式（１）を満足することにより、Ｂの含有量が一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも少なくなる。一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相以外に軟磁性相であるＲ_２Ｔ_１７相が生成しないように、［Ｔ］／５５．８５（Ｆｅの原子量）は１４［Ｂ］／１０．８（Ｂの原子量）よりも少ない組成となっている（［Ｔ］は、質量％で示すＴの含有量である）。本発明の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と異なり、［Ｔ］／５５．８５が１４［Ｂ］／１０．８よりも多くなるように式（１）で規定している。なお、本発明の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＴの主成分はＦｅであるため、Ｆｅの原子量を用いた。

【0026】

（Ｇａ：０．２〜０．７質量％）
Ｇａの含有量は、０．２〜０．７質量％である。Ｇａが０．２質量％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて、Ｒ_２Ｔ_１７相を消失させることができず、高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、０．７質量％を超えると不要なＧａが存在することになり、主相比率が低下してＢ_ｒが低下するおそれがある。

【0027】

（Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｃｕの含有量は、０．０５〜０．５０質量％である。Ｃｕが０．０５質量％未満であると高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、０．５０質量％を超えると焼結性が悪化して高いＨ_ｃＪが得られないおそれがある。

【0028】

（Ａｌ：０．０５〜０．５０質量％）
Ａｌの含有量は、０．０５〜０．５０質量％である。Ａｌを含有することによりＨ_ｃＪを向上させることができる。Ａｌは通常、製造工程で不可避的不純物として０．０５質量％以上含有されるが、不可避的不純物で含有される量と意図的に添加した量の合計で０．５質量％以下含有してもよい。

【0029】

（残部：Ｔおよび不可避的不純物）
残部はＴおよび不可避的不純物である。ここでＴはＦｅとＣｏであり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである。Ｃｏを含有することにより耐食性を向上させることができるが、Ｃｏの置換量がＦｅの１０質量％を超えると、高いＢ_ｒが得られないおそれがある。
さらに、本発明の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどに通常含有される不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中の不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、少量（０．１質量％程度）のＶ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。

【0030】

以下に、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の詳細を説明する。

【0031】

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法］
上述した組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を説明する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、合金粉末を得る工程、成形工程、焼結工程、熱処理工程を有する。
以下、各工程について説明する。

【0032】

（１）合金粉末を得る工程
この工程において、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同じ組成を有し、粒径Ｄ_５０が３．８μｍ以上５．５μｍ以下であり、かつ粒径Ｄ_９９が１０μｍ以下の合金粉末を得る。粒径Ｄ_５０およびＤ_９９がこのような範囲であり、また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成となるように調整した合金粉末を用いることにより、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高い保磁力Ｈ_ｃＪを有することができる。

【0033】

このような合金粉末は、例えば次のように得ることができる。
上述したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成となるように各元素の金属または合金（溶解原料）を準備し、ストリップキャスティング法等によりフレーク状の原料合金を作製する。次に、前記フレーク状の原料合金から合金粉末を作製する。得られたフレーク状の原料合金を水素粉砕し、例えば１．０ｍｍ以下の粗粉砕粉を得る。次に、粗粉砕粉を不活性ガス中でジェットミル等により微粉砕し、分級機を用いて、粒径の大きな微粉砕粉を取り除き、粒径Ｄ_５０が３．８μｍ以上５．５μｍ以下であり、かつ粒径Ｄ_９９が１０μｍ以下の微粉砕粉（合金粉末）を得る。このような粒度分布を有する合金粉末を用いて上述した組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造することにより、高い保磁力Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。合金粉末は、粒径Ｄ_５０が３．８μｍ以上４．５μｍ以下であり、かつＤ_９９が９μｍ以下であることがより好ましい。このような範囲であれば、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪをより向上することができる。

【0034】

合金粉末は、１種類の合金粉末（単合金粉末）を用いてもよいし、２種類以上の合金粉末を混合することにより合金粉末（混合合金粉末）を得る、いわゆる２合金法を用いてもよく、公知の方法などを用いて本発明の実施形態の組成となるように合金粉末を作製すればよい。なお、ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として公知の潤滑剤を添加してもよい。

【0035】

上述のように、本実施形態に係る合金粉末は特定の範囲の粒径Ｄ_５０およびＤ_９９を有するが、粒径Ｄ_５０およびＤ_９９は、気流分散式レーザー回折法（ＪＩＳ Ｚ ８８２５：２０１３年改訂版に準拠する）により測定することができる。すなわち、本明細書において、Ｄ_５０は、小粒径側からの積算粒度分布（体積基準）が５０％となる粒径（メジアン径）を意味し、Ｄ_９９は、小粒径側からの積算粒度分布（体積基準）が９９％となる粒径を意味する。
なお本発明の実施形態におけるＤ_５０とＤ_９９は、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」において
分散圧：４ｂａｒ
測定レンジ：Ｒ２
計算モード：ＨＲＬＤ
の条件にて測定されたＤ_５０とＤ_９９のことを示す。

【0036】

（２）成形工程
得られた合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内に該合金粉末を分散させたスラリーを注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。

【0037】

（３）焼結工程
成形体を焼結することにより焼結体（焼結磁石）を得る。成形体の焼結は既知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は、真空雰囲気中または雰囲気ガス中で行うことが好ましい。雰囲気ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。

【0038】

（４）熱処理工程
得られた焼結磁石に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは既知の条件を用いることができる。例えば、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）のみでの熱処理（一段熱処理）をしてもよく、あるいは比較的高い温度（７００℃以上焼結温度以下（例えば１０５０℃以下））で熱処理を行った後比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）で熱処理（二段熱処理）をしてもよい。好ましい条件は、７３０℃以上１０２０℃以下で５分から５００分程度の熱処理を施し、冷却後（室温まで冷却後、または４４０℃以上５５０℃以下まで冷却後）、さらに４４０℃以上５５０℃以下で５分から５００分程度熱処理をすることが挙げられる。熱処理雰囲気は、真空雰囲気あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）で行うことが好ましい。

【0039】

最終的な製品形状にするなどの目的で、得られた焼結磁石に研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、既知の表面処理であってもよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗料などの表面処理を行うことができる。

【実施例】

【0040】

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。

【0041】

・実施例１
表１の試料Ｎｏ．１〜２７に示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成と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。前記粗粉砕粉を、以下に説明するＡ〜Ｃのいずれかの条件で、それぞれジェットミルにより微粉砕を行った（但し、条件Ｃで微粉砕を行ったのは試料Ｎｏ．１３のみ）。

【0042】

（条件Ａ）
条件Ａは、ジェットミルへの原料供給量を２００ｇ／分、分級ロータ回転数を４５００ｒｐｍにして微粉砕を行った。粉砕時間は約１０分であった。条件Ａは通常の粉砕条件であり、狙い値は粒径Ｄ_５０：４μｍ、粒径Ｄ_９９：１２μｍである。尚、前記Ｄ_５０及び前記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、小粒径側からの積算粒度分布（体積基準）が５０％となる粒径及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及びＤ_９９は、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」を用いて、分散圧：４ｂａｒ、測定レンジ：Ｒ２、計算モード：ＨＲＬＤの条件にて測定した。

【0043】

（条件Ｂ）
条件Ｂは、ジェットミルへの原料供給量を５０ｇ／分、分級ロータ回転数を５５００ｒｐｍにして微粉砕を行った。粉砕時間は約４０分であった。条件Ｂは、本発明の実施形態の粒径（Ｄ_５０及びＤ_９９）を得るために行うものであり、狙い値は粒径Ｄ_５０：４μｍ、粒径Ｄ_９９：９．５μｍである。条件Ｃは、ジェットミルへの原料供給量を５０ｇ／分、分級ロータ回転数を６０００ｒｐｍにして微粉砕を行った。粉砕時間は約４０分であった。

【0044】

（条件Ｃ）
条件Ｃは、本発明の実施形態の好ましい粒径（Ｄ_５０及びＤ_９９）を得るために行うものであり、狙い値は粒径Ｄ_５０：４μｍ、粒径Ｄ_９９：８．５μｍである。

【0045】

各条件で微粉砕して得られた微粉砕粉の粒径（Ｄ_５０及びＤ_９９）の実測値を表２及び表３に示す。表２の「条件Ａ」には、試料Ｎｏ．１〜２７を条件Ａで微粉砕して得られた微粉砕粉の粒径の実測値が示されている。表２の「条件Ｂ」には、試料Ｎｏ．１〜２７を条件Ｂで微粉砕して得られた微粉砕粉の粒径の実測値が示されている。表３の「条件Ａ」には、試料Ｎｏ．１３を条件Ａで微粉砕して得られた粒径の実測値が示されている。表３の「条件Ｃ」には、試料Ｎｏ．１３を条件Ｃで微粉砕して得られた粒径の実測値が示されている。

【0046】

得られた微粉砕粉（合金粉末）に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量部に対して０．０５質量部添加、混合した後、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、真空中で組成に応じて１０３０〜１０７０℃で４時間焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。さらに焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対し、８００℃で２時間保持した後室温まで急冷し、次いで５００℃で２時間保持した後室温まで冷却する熱処理を施した。

【0047】

得られた焼結磁石の成分を求めるために、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｆｅの含有量をＩＣＰ発光分光分析法により測定した。さらに、Ｏ（酸素量）はガス融解−赤外線吸収法、Ｎ（窒素量）はガス融解−熱伝導法、Ｃ（炭素量）は燃焼−赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定した。結果を表１に示す。

【0048】

熱処理後の焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表２及び表３に示す。
なお、表２および表３の備考欄に記載された「本発明例」とは、本発明の実施形態に規定する要件を満たす実施例であることを意味する。

【0049】

表２の「条件Ａ」には、表１の試料Ｎｏ．１〜２７の組成を有する合金を条件Ａで微粉砕し、得られた微粉砕粉を焼結、熱処理して得られた焼結磁石の特性値が示されている。表２の「条件Ｂ」には、表１の試料Ｎｏ．１〜２７の組成を有する合金を条件Ｂで微粉砕し、得られた微粉砕粉を焼結、熱処理して得られた焼結磁石の特性値（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪの値）が示されている。また、表２の「条件Ｂ−条件Ａ」には、微粉砕の条件を条件Ａから条件Ｂに変更したことによる焼結磁石のＨ_ｃＪの向上幅（ΔＨ_ｃＪ）を示されている。つまり、表２におけるΔＨ_ｃＪは、微粉砕粉を条件Ａまたは条件Ｂで作製することにより得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＨ_ｃＪの差（条件Ｂを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪの値から条件Ａを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪの値を引いたもの）である。

【0050】

表３の「条件Ａ」には、表１の試料Ｎｏ．１３の組成を有する合金を条件Ａで微粉砕し、得られた微粉砕粉を焼結、熱処理して得られた焼結磁石の特性値が示されている。表３の「条件Ｃ」には、表１の試料Ｎｏ．１３の組成を有する合金を条件Ｃで微粉砕し、得られた微粉砕粉を焼結、熱処理して得られた焼結磁石の特性値が示されている。表３の「条件Ｃ−条件Ａ」には、微粉砕の条件を条件Ａから条件Ｃに変更したことによる焼結磁石のＨ_ｃＪの向上幅（ΔＨ_ｃＪ）が示されている。つまり、表３におけるΔＨ_ｃＪは、微粉砕粉を条件Ａまたは条件Ｃで作製することにより得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＨ_ｃＪの差（条件Ｃを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪの値から条件Ａを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪの値を引いたもの）である。

【0051】

【表1】

【0052】

【表2】

【0053】

【表3】

【0054】

表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜２７のいずれの焼結磁石も、使用する微粉砕粉（合金粉末）の粒径Ｄ_５０及び粒径Ｄ_９９を本発明の実施形態の粒径（条件Ｂで作製した微粉砕粉）にすることにより、通常の粒径（条件Ａで作製）の場合と比べて、Ｂ_ｒの低下なしにＨ_ｃＪが向上（ΔＨ_ｃＪが０を超えている）している。しかし、本発明の実施形態の組成を満たしていない試料Ｎｏ．１５〜２６の比較例は、焼結磁石のＨ_ｃＪの向上幅（ΔＨ_ｃＪ）が３６〜５７ｋＡ／ｍと十分ではなかった。これ対し、本発明の実施形態の組成範囲（試料Ｎｏ．１〜１４及び２７）であると、ΔＨ_ｃＪが８７〜１０１ｋＡ／ｍとなり、比較例の約１．５〜２．５倍と大幅に向上した。このように、本発明の実施形態の組成を満たすことにより、高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪが得られている。上述したように、条件Ａ（通常の粒度）から条件Ｂ（本発明の実施形態の粒度）にすることにより、粉砕時間が１０分から４０分と長くなる。よって、本発明の実施形態の組成を満たしていない場合はＨ_ｃＪの向上幅が小さいため、本発明の実施形態の粒度で粉砕は行わない。しかし、本発明の実施形態の組成範囲であると大幅にＨ_ｃＪが向上するので、粉砕時間が長くなったとしても行う価値が十分にある。

【0055】

ここで、表１に示すＢ量と、表２および３に示した保磁力の向上幅ΔＨ_ｃＪとの関係を図１に示す。図１は、縦軸に本発明例及び比較例のΔＨ_ｃＪを、横軸にＢ量を示したものである。図１における四角のプロット（■）が本発明例であり、三角のプロット（▲）が比較例である。図１に示すように、Ｂ量が０．８５０〜０．９１０質量％と極めて狭い範囲において高いΔＨ_ｃＪが得られていることが分かる。また、Ｂ量が０．８７０〜０．９１０質量％の方がさらに高い（９０ｋＡ／ｍ以上）ΔＨ_ｃＪが得られている。

【0056】

また、表３に示すように、微粉砕粉（合金粉末）における粒径Ｄ_５０及び粒径Ｄ_９９が本発明の実施形態の好ましい範囲（３．８μｍ≦Ｄ_５０≦４．５μｍ及びＤ_９９≦９μｍ）であると、Ｂ_ｒの低下なしにΔＨ_ｃＪが１７３ｋＡ／ｍと、さらに高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪが得られている。

【0057】

本出願は、出願日が２０１６年３月１７日である日本国特許出願、特願第２０１６−０５４１５３号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６−０５４１５３号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

【図1】