特許 6828623 Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金

(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】6828623

(24)【登録日】2021年1月25日

(45)【発行日】2021年2月10日

(54)【発明の名称】Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金

(51)【国際特許分類】

   H01F 1/057 20060101AFI20210128BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20210128BHJP

   B22F 3/00 20210101ALI20210128BHJP

   B22F 1/00 20060101ALN20210128BHJP

【ＦＩ】

   H01F1/057 170

   C22C38/00 303D

   B22F3/00 F

   !B22F1/00 Y

【請求項の数】4

【全頁数】12

(21)【出願番号】特願2017-133619(P2017-133619)

(22)【出願日】2017年7月7日

(65)【公開番号】特開2019-16707(P2019-16707A)

(43)【公開日】2019年1月31日

【審査請求日】2020年2月28日

(73)【特許権者】

【識別番号】000003067

【氏名又は名称】ＴＤＫ株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100106909

【弁理士】

【氏名又は名称】棚井 澄雄

(74)【代理人】

【識別番号】100163496

【弁理士】

【氏名又は名称】荒 則彦

(74)【代理人】

【識別番号】100188558

【弁理士】

【氏名又は名称】飯田 雅人

(74)【代理人】

【識別番号】100169694

【弁理士】

【氏名又は名称】荻野 彰広

(72)【発明者】

【氏名】阪口 隼也

【審査官】 秋山 直人

(56)【参考文献】

【文献】 特表２０１７−５０８２６９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１６−１８４７３７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−０４５８２８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２６４８７５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０５−０１７８５３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２００７／１１９３９３（ＷＯ，Ａ１）

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含み、
Ｒを１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、
Ｂを４．５原子％以上、５．５原子％未満、
Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、
Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、
Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、
Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、
Ｔおよび不可避不純物が残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

【請求項2】

前記Ｒが、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

【請求項3】

希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含み、
Ｒを１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、
Ｂを４．５原子％以上、５．５原子％未満、
Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、
Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、
Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、
Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、
Ｔおよび不可避不純物が残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。

【請求項4】

前記Ｒが、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有することを特徴とする請求項３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に関する。

【背景技術】

【0002】

従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する場合がある）は、ハードディスクドライブのボイスコイルモーター、ハイブリッド自動車や電気自動車のエンジン用モーターなどのモーターに使用されている。自動車用モーターに用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、高温に曝されるため、高い保磁力（Ｈｃｊ）および角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が要求される。
従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石としては、特許文献１〜４に記載のものがある。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0003】

【特許文献1】特許第５５７２６７３号公報

【特許文献2】特開２０１６−１６９４３８号公報

【特許文献3】特表２０１７−５０８２６９号公報

【特許文献4】特開２０１５−１１９１３０号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0004】

しかしながら、従来、重希土類の含有量を削減するためにＧａを含むとともに、Ｂ含有量を削減した十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が不十分であった。このため、より一層Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を高くすることが要求されている。

【0005】

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を提供することを課題とする。
また、本発明は、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を提供することを課題とする。

【課題を解決するための手段】

【0006】

本発明者らは、上記課題を解決するために、以下に示すように、鋭意検討した。
すなわち、Ｂ含有量が４．５原子％以上、５．５原子％未満であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に着目し、その角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を向上させるべく、検討した。
その結果、Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下含み、かつＧｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下含むことにより、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られることを見出し、本発明を想到した。
すなわち、本発明は以下の事項に関する。

【0007】

（１）希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含み、
Ｒを１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、
Ｂを４．５原子％以上、５．５原子％未満、
Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、
Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、
Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、
Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、
Ｔおよび不可避不純物が残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

【0008】

（２）前記Ｒが、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有することを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

【0009】

（３）希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含み、
Ｒを１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、
Ｂを４．５原子％以上、５．５原子％未満、
Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、
Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、
Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、
Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、
Ｔおよび不可避不純物が残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。

【0010】

（４）前記Ｒが、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有することを特徴とする（３）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。

【発明の効果】

【0011】

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有する。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を用いることにより、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【0012】

【図1】合金Ｂ、合金Ｉから作製したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の第２熱処理温度と角形性の関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0013】

以下、本発明の一実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石およびＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金について詳細に説明する。本発明は、以下に説明する一実施形態に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。

【0014】

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金」
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金」と略記する場合がある。）は、希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含む。

【0015】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、Ｒ（希土類元素）を１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、Ｂを４.５原子％以上、５．５原子％未満、Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、Ｔ（遷移金属）および不可避不純物が残部である。

【0016】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＲ（希土類元素）の含有量は１３．５原子％以上、１７．０原子％未満である。Ｒの含有量が１３．５原子％以上であると、保磁力の十分に高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。また、Ｒの含有量が１７．０原子％未満であると、残留磁化の十分に高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｒの含有量は、１４．０〜１６．５原子％であることが好ましい。

【0017】

Ｒ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これらの希土類元素の中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒが好ましく用いられる。Ｒは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。
Ｒ（希土類元素）は、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有するものであってもよい。Ｒが、ＤｙとＴｂの一方または両方を含有する場合、より保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。しかし、ＤｙおよびＴｂは、資源が偏在していて産出量が限られるため、含有量を抑制することが好ましい。このため、Ｄｙ含有量は、０．００原子％以上、２．５０原子％以下であることが好ましく、Ｔｂ含有量は、０．００原子％以上、２．５０原子％以下であることが好ましい。

【0018】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＢ（ホウ素）含有量は４.５原子％以上、５．５原子％未満である。Ｂの含有量が４.５原子％以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中におけるＲ_２Ｔ_１７相の析出が抑制され、良好な保磁力および角形性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｂが５．５原子％未満であると、より高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｂの含有量は、４．８〜５．５原子％であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＢは、一部をＣまたはＮで置換できる。

【0019】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、下記（式１）を満たすことが好ましい。
０．２７≦Ｂ／Ｒ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、Ｒは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

【0020】

上記（式１）で示されるＢ／Ｒは０．２７〜０．４０であることが好ましく、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得るために、０．２９〜０．３８であることがさらに好ましい。
Ｂ含有量が４．５原子％以上、５．５原子％未満であってＢ／Ｒが（式１）で示される範囲であると、これを用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相の分布が均一となる。また、相対的にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中におけるＢ含有量が少なくなり、Ｒ（希土類元素）とＴ（遷移金属）の含有量が多くなる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において、後述するＲ−Ｔ−Ｍ相の生成がＭにより効果的に促進される。ここで、Ｍは合金に含まれるＲ、Ｔ、Ｂ以外の元素で構成される。よって、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が、十分にＲ−Ｔ−Ｍ相の生成された高い保磁力を有するものになると推定される。

【0021】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＧｅは０．００原子％超、０．４５原子％以下である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中にＧｅとＧａがともに含まれると、高い保磁力（Ｈｃｊ）を維持したまま高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。それは、以下に示す理由によるものであると推定される。
Ｇａを含みＢを削減したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、磁性相である主相間に生成されたＲ−Ｔ−Ｍ相によって、主相間の磁気的な結合が弱められることで、保磁力の増加がもたらされる。しかし、このＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、主相間の磁気的な結合が弱いため、磁化反転が部分的に進行する。このことが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性の低下をもたらしていた。
これに対し、Ｇａを含みＢを削減したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石にＧｅを添加すると、保磁力を維持したままで角形性を改善できることが確認できた。これは、Ｇｅを添加することにより主相間の磁気的相互作用が変化したためであると推定される。
しかし、Ｇｅの含有量が０．４５原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が低下する。このため、Ｇｅの含有量は０．４５原子％以下とする。Ｇｅの含有量は、０．０１〜０．４０原子％であることが好ましい。

【0022】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＡｌの含有量は０．０５原子％以上、１．５０原子％である。Ａｌの含有量が０．１０原子％以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に、Ｒ−Ｔ−Ｍ相の生成が十分に促進される。Ａｌの含有量は、０．１０原子％以上であることが好ましい。Ａｌの含有量が１．５０原子％以下であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）および最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）が良好となる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、Ａｌの含有量は、１．００原子％以下であることが好ましい。

【0023】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＧａの含有量は０．０５原子％以上、１．４０原子％以下である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金にＧａが含まれると、Ｒ_２Ｔ_１７相の生成が抑制され、Ｒ_２Ｔ_１７相が生成することによる保磁力および角形性の低下を防止できる。また、ＧａがＧｅとともに含まれると、保磁力（Ｈｃｊ）を維持したまま高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。また、Ｇａの含有量が０．１０原子％以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に、Ｒ−Ｔ−Ｍ相の生成が十分に促進される。Ｇａの含有量は、０．１０原子％以上であることが好ましい。Ｇａの含有量が１．４０原子％以下であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）および最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）が良好となる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、Ｇａの含有量は、１．３５原子％以下であることが好ましい。

【0024】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれるＣｕの含有量は０．０３原子％以上、０．３０原子％未満である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金にＣｕが０．０３原子％以上含まれると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結が容易となる。Ｃｕの含有量は、０．０５原子％以上であることが好ましい。Ｃｕの含有量が０．３０原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化（Ｂｒ）が良好となる。Ｃｕの含有量は、０．２８原子％未満であることが好ましい。

【0025】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金に含まれる遷移金属Ｔは、Ｆｅを主成分とする。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、種々の３〜１１族元素を用いることができる。Ｆｅ以外の遷移金属として具体的には、例えば、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｎｂなどが挙げられる。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金のＴがＺｒ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合、保磁力および角形性がより高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。ＴがＺｒ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合、Ｚｒの含有量は０．０１５〜０．１０原子％であることが好ましく、Ｔｉの含有量は０．０１５〜０．１０原子％であることが好ましい。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金のＴがＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）及び耐食性が改善されるため好ましい。ＴがＣｏを含む場合、Ｃｏの含有量は０．３０〜３．００原子％であることが好ましい。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金のＴがＮｂ、Ｚｒ、Ｔｉのいずれか一種以上を含む場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結時に主相の粒成長が抑制されたものとなるため、好ましい。

【0026】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中には、不純物が含まれている場合がある。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中に不純物として含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、焼結工程において、これら元素と希土類元素Ｒとが結合して希土類元素Ｒが消費される。このため、焼結工程後に熱処理を行う場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中の希土類元素Ｒのうち、熱処理時にＲ−Ｔ−Ｍ相の原料として利用される希土類元素Ｒの量が少なくなる。その結果、熱処理によって生成するＲ−Ｔ−Ｍ相の生成量が少なくなり、熱処理によるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が得られにくくなる。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は２原子％以下であることが好ましい。

【0027】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、必要に応じて、上記Ｒと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、上記Ｔおよび不可避不純物の他に、これらとは別の元素を含んでいてもよい。

【0028】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。

【0029】

（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金の製造方法）
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を製造するには、まず、ＳＣ（ストリップキャスト）法により、Ａｒ雰囲気中で１４５０℃程度の温度で所定の組成を有する合金溶湯を、銅ロールに溶湯を注いで鋳造合金薄片を製造する。
その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕することによってＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金が得られる。

【0030】

鋳造合金薄片を水素解砕法により解砕する方法としては、例えば、以下に示す方法が挙げられる。まず、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させ、３００℃程度の温度の水素中で熱処理する。その後、熱処理炉内を減圧して鋳造合金における主相の格子間に入り込んだ水素を脱気する。その後、５００℃程度の温度で熱処理して、鋳造合金の粒界相中の希土類元素と結合した水素を除去する。水素の吸蔵された鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。

【0031】

水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、ジェットミルなどが用いられる。具体的には、水素解砕された鋳造合金薄片をジェットミル粉砕機に入れ、例えば０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度１〜４．５μｍに微粉砕して粉末とする。粉末の平均粒度を小さくした方が、焼結磁石の保磁力が向上する。しかし、粒度をあまり小さくすると、粉末表面が酸化されやすくなり、逆に保磁力が低下してしまう。

【0032】

なお、本実施形態においては、ＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を製造する場合について説明した。しかし、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金の製造方法は、ＳＣ法を用いる製造方法に限定されない。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。

【0033】

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石」
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を成形して焼結した焼結体である。したがって、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と同様に、希土類元素であるＲと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴおよび不可避不純物を含む。

【0034】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ（希土類元素）を１３．５原子％以上、１７．０原子％未満、Ｂを４.５原子％以上、５．５原子％未満、Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下、Ａｌを０．０５原子％以上、１．５０原子％以下、Ｇａを０．０５原子％以上、１．４０原子％以下、Ｃｕを０．０３原子％以上、０．３０原子％未満含み、Ｔ（遷移金属）および不可避不純物が残部である。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中のＲは、Ｄｙを０．００原子％以上、３．００原子％以下と、Ｔｂを０．００原子％以上、３．００原子％以下のうち、一方または両方を含有していてもよい。

【0035】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、必要に応じて、上記Ｒと、Ｂと、Ｇｅと、Ａｌと、Ｇａと、Ｃｕと、上記Ｔおよび不可避不純物の他に、これらとは別の元素を含んでいてもよい。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる各成分の限定理由と好ましい含有量の範囲は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と同じである。

【0036】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。粒界相は、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ相よりもＲの濃度が低く遷移金属元素の濃度が高いＲ−Ｔ−Ｍ相とを有している。Ｒリッチ相は、希土類元素の合計原子濃度が５０原子％以上のものである。Ｒ−Ｔ−Ｍ相は、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であり、Ｇａを含む。
Ｇａを含みＢを削減したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、磁性相である主相間に生成されたＲ−Ｔ−Ｍ相によって、主相間の磁気的な結合が弱められることで、保磁力の増加がもたらされる。しかし、このＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、主相間の磁気的な結合が弱いため、磁化反転が部分的に進行する。このことが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性の低下をもたらしていた。
これに対し、Ｇａを含みＢを削減したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石にＧｅを添加すると、保磁力を維持したままで角形性を改善できることが確認できた。これは、Ｇｅを添加することにより主相間の磁気的相互作用が変化したためであると推定される。

【0037】

Ｒ−Ｔ−Ｍ相中のＦｅの原子濃度は、５０〜７０原子％であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｍ相中のＦｅの原子濃度が５０原子％以上であると、粒界相中にＲ−Ｔ−Ｍ相が含まれていることによる保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が、より顕著となる。また、Ｒ−Ｔ−Ｍ相のＦｅの原子濃度が７０原子％以下であると、Ｒ_２Ｔ_１７相あるいはＦｅが析出してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁気特性に悪影響を及ぼすことを防止できる。

【0038】

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
次に、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法を説明する。
まず、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金の粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機などを用いてプレス成形し、成形体とする。
次に、成形体を真空中で焼結し、焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石）とする。成形体を焼結する焼結温度は、８００℃〜１２００℃であることが好ましく、より好ましくは９００℃〜１１００℃である。

【0039】

本実施形態では、焼結後に得られた焼結体に４００℃〜９５０℃で熱処理を行うことが好ましい。熱処理を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｍ相がより一層多く含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中となり、より一層保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。
本実施形態では、上記（式１）を満たすことによってＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金中にＲ_２Ｔ_１７相が生成されている。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金を焼結した後の熱処理において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲ−Ｔ−Ｍ相の原料として使用されると推測される。

【0040】

焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の熱処理は、１回だけでもよいし２回以上であってもよい。
例えば、焼結後の熱処理を１回だけ行う場合には、４５０℃〜５５０℃で熱処理を行うことが好ましい。また、焼結後の熱処理を２回行う場合には、６００℃〜９５０℃の温度と、４５０℃〜５５０℃の温度との２段階の温度で熱処理を行うことが好ましい。
２段階の温度で熱処理を行う場合、以下に示すように、Ｒ−Ｔ−Ｍ相の生成が促進され、より保磁力の優れたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られると推定される。
すなわち、２段階の温度で熱処理を行う場合、１回目の６００〜９５０℃の熱処理において、Ｒリッチ相が液相となって主相の周囲に回り込む。このことによって、２回目の４００〜５５０℃の熱処理において、Ｒリッチ相とＲ_２Ｔ_１７相とＭとの反応が促進され、Ｒ−Ｔ−Ｍ相の生成が促進される。

【0041】

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、０．００原子％超、０．４５原子％以下のＧｅと、０．０５原子％以上、１．４０原子％以下のＧａとを含むため、ＧｅとＧａとの相乗効果により、高い保磁力（Ｈｃｊ）を維持したまま高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有する。
したがって、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有する。

【0042】

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用磁石として用いる場合、２０ｋＯｅ以上であることが好ましい。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）は、高いほど好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）は、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用磁石として用いる場合、０．９０以上であることが好ましい。

【実施例】

【0043】

「実施例１〜７、比較例１〜３」
Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄（純度９９％ｗｔ以上）、Ｇｅ（純度９９ｗｔ％以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）を、表１に示す合金Ａ〜Ｊの合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。表１における「Ｒ」は希土類元素の合計含有量（原子％）であり、「ｂａｌ．」は残部である。

【0044】

【表1】

【0045】

その後、アルミナるつぼを高周波真空誘導炉内に設置して、炉内をＡｒで置換した。そして、高周波真空誘導炉内を１４５０℃まで加熱し、合金を溶融させて合金溶湯とした。その後、水冷銅ロールに合金溶湯を注ぎ、ＳＣ（ストリップキャスト）法により鋳造し、鋳造合金とした。鋳造は、水冷銅ロールの周速度を１．０ｍ／秒、合金溶湯の平均厚みを０．３ｍｍ程度とし、Ａｒ雰囲気中で行った。その後、鋳造合金を破砕して鋳造合金薄片を得た。

【0046】

次に、鋳造合金薄片を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、鋳造合金薄片を室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を、３００℃の水素中で熱処理した。その後、熱処理炉内を減圧して、鋳造合金における主相の格子間の水素を脱気した。さらに、５００℃まで加熱する熱処理を行って、鋳造合金の粒界相中の水素を放出除去し、室温まで冷却する方法により解砕した。
次に、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度（ｄ５０）４．５μｍに微粉砕し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。

【0047】

次に、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成形して成形体とした。
その後、成形体をカーボン製のトレイに入れて熱処理炉内に配置し、０．０１Ｐａまで減圧した。そして、有機物の除去を目的として５００℃で熱処理し、水素化物の分解を目的として８００℃で熱処理した。その後、焼結を目的として１０００〜１１００℃で熱処理を行って焼結体とし、９００℃で１時間の第１熱処理と、５００℃で１時間の第２熱処理とを行って実施例１〜７、比較例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。
表２に、実施例１〜７、比較例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に使用した合金の種類を示す。

【0048】

その後、得られた実施例１〜７、比較例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、パルス型ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を表２に示す。

【0049】

【表2】

【0050】

表２において「Ｂｒ」とは残留磁化であり、「Ｈｃｊ」とは保磁力である。「Ｈｋ／Ｈｃｊ」はＢｒが９０％となる磁場ＨｋとＨｃｊとの比に基づく角形性である。これらの磁気特性の値は、それぞれ３個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を測定して得た値の算術平均値である。

【0051】

表２に示すように、Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下含む合金Ａ〜Ｇを用いた実施例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、十分な保磁力（Ｈｃｊ）を有し、かつ高い角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を有するものであった。
また、Ｄｙを含む合金Ｄ〜Ｇを用いた実施例４〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを含まない実施例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石よりも、高い保磁力（Ｈｃｊ）を有するものであった。

【0052】

これに対し、Ｇｅを含まない合金Ｈ、Ｉを用いた比較例１、２のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、実施例１〜７と比較して、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が低かった。また、Ｇｅ含有量が０．４５原子％超である合金Ｊを用いた比較例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石も、実施例１〜７と比較して、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が低かった。

【0053】

また、第２熱処理の温度を４８０℃、５２０℃、４５０℃のいずれかとしたこと以外は、実施例２および比較例２と同様にして合金Ｂを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と、合金Ｉを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。
得られた合金Ｂを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と、合金Ｉを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石について、実施例１と同様にして「Ｈｋ／Ｈｃｊ」角形性を測定した。その結果を図１に示す。また、第２熱処理の温度が５００℃である実施例２および比較例３の結果も併せて図１に示す。

【0054】

図１に示すように、Ｇｅを０．００原子％超、０．４５原子％以下含む合金Ｂを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、Ｇｅを含まない合金Ｉを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、第２熱処理の温度に関わらず、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）が高かった。

【図1】