JP2004111481A - Rare earth sintered magnet and its manufacturing method - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To improve a coercive force of a rare earth magnet using a quenched alloy as its raw material. <P>SOLUTION: The rare earth sintered magnet has a main phase composed of a compound (R: a rare earth element) having a R<SB>2</SB>Fe<SB>14</SB>B type crystal structure and a grain boundary phase positioned at a grain boundary part of the main phase. The grain boundary phase has new constitution including an amorphous layer part covering the surface of the main phase and a nonmagnetic crystal layer part present in an area sandwiched between amorphous layer parts and suppresses the formation of a reverse magnetic domain. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石および当該磁石用合金粉末、ならびにその製造方法に関する。ここで、Ｒは希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはホウ素であり、本明細書における「希土類」とは、周期表３Ａ族のうち、スカンジウム（Ｓｃ）およびイットリウム（Ｙ）にランタノイドを加えた１７元素の総称を言い、希土類元素Ｒは、この希土類に含まれる少なくとも１種の元素である。
【０００２】
【従来の技術】
希土類焼結磁石は、希土類磁石用合金（原料合金）を粉砕して形成した合金粉末をプレス成形した後、焼結工程および時効熱処理工程を経て作製される。現在、希土類焼結磁石としては、サマリウム・コバルト系磁石と希土類・鉄・ホウ素系磁石の二種類が各分野で広く用いられている。なかでも希土類・鉄・ホウ素系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石」と称する。）は、種々の永久磁石の中で最も高い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。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、Ｒ_２Ｆｅ_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を有している。なお、Ｆｅの一部は、Ｃｏなどの遷移金属元素と置換されていても良いし、Ｂの一部はＣ（炭素）によって置換されていも良い。簡単化のため、このような元素置換が部分的に行われた磁石も、本明細書では「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石」と称することにする。
【０００３】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用の原料合金粉末は、原料合金の粗粉砕を行う第１粉砕工程と、原料合金の微粉砕を行う第２粉砕工程とを含む方法によって作製されることがある。その場合、第１粉砕工程では、水素吸蔵現象を利用し、原料合金を脆化させ、例えば数百μｍ以下のサイズに粗く粉砕した後、第２粉砕工程では、粗粉砕された合金（粗粉砕粉）をジェットミル装置などによって平均粒径が数μｍ程度のサイズに細かく粉砕する。このような粉砕方法は、特許文献１に開示されている。
【０００４】
原料合金自体の作製方法には大きく分けて２種類ある。第１の方法は、原料合金の溶湯を鋳型に入れ、比較的ゆっくりと冷却するインゴット鋳造法である。第２の方法は、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などに接触させることにより急速に冷却し、合金溶湯からインゴット合金よりも薄い凝固合金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である。ストリップキャスト法は、例えば特許文献２に記載されている。
【０００５】
このような急冷法による場合、合金溶湯の平均冷却速度は１０^２℃／秒以上２×１０^４℃／秒以下の範囲にある。従って、本明細書では、合金溶湯を１０^２℃／秒以上２×１０^４℃／秒以下の平均冷却速度で急冷して作製した合金を「急冷合金」と称することとする。ストリップキャスト法などの急冷法によって作製される急冷合金の厚さは、０．０３ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲にある。合金溶湯は冷却ロールの接触した面（ロール接触面）から凝固し、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、上記急冷合金は、短軸方向サイズが０．１μｍ以上１００μｍ以下で長軸方向サイズが５μｍ以上５００μｍ以下のＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶相（以下、「Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相」と略記する場合がある）と、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相の粒界部分に分散して存在するＲリッチ相（希土類元素Ｒの濃度が相対的に高い相）などを含有する微細結晶組織を有するようになる。Ｒリッチ相は希土類元素Ｒの濃度が比較的に高い非磁性相であり、その厚さ（任意断面における粒界相の幅に相当する）は１０μｍ以下である。
【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、相対的に短時間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。また、結晶粒が微細に分散して粒界の面積が広く、Ｒリッチ相は粒界内を薄く広がっているため、Ｒリッチ相の分散性にも優れる。
【０００７】
このような急冷合金を前述の方法で粉砕した後、粉末をプレス装置で圧縮成形し、粉末の成形体を作製する。この成形体を焼結することにより、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石を得ることができる。
【０００８】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末成形体は、例えば１０００〜１１００℃の温度で焼結される。焼結過程は、粉末中に含まれる比較的融点の低いＲリッチ相が液相に変化することで促進される。１０００〜１１００℃という高温領域で焼結が進行することによって焼結体が形成された後、引き続いて焼結体の冷却が行われる。このとき、焼結磁石の特性を高めるには、平均冷却速度を１００℃／分以上に早めることによって、液相化していた粒界相を非晶質化することが行われている。焼結体温度を焼結温度から室温にまで低下させる際に、冷却速度を調節することや付加的な熱処理を行うことは、例えば、特許文献３〜１３に記載されている。
【０００９】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力発現機構はニュークリエーション型であるため、粒界相の状態が保磁力に強く影響する。従来より、焼結直後の平均冷却速度が遅すぎると、粒界相が完全に結晶化してしまい、保磁力が低下することが知られている。すなわち、保磁力の高い焼結磁石を量産するためには、粒界相を完全に非晶質化する必要があり、焼結体を室温レベルにまで冷却する際の平均冷却速度を１００℃／分以上にすることが行われている。
【００１０】
特にＣｏを原料合金に添加した場合は、焼結後の平均冷却速度が遅いと、Ｎｄ（Ｆｅ_１−ｘＣｏ_ｘ）_２などの強磁性化合物（ｘ＝０．５〜０．７）が粒界相中に析出するため、保磁力が低下してしまうことがある。こうして生成された強磁性化合物は、９００℃を超える高温熱処理を加えることによって非磁性化される場合があるが、このような高温熱処理を行えば、焼結体の粒成長が進行するため、結果的に保磁力が低下してしまうことになる。
【００１１】
一方、従来より、磁石特性を改善する目的で、焼結体に対する４００〜５００℃程度の熱処理（時効処理）が行われている。焼結直後における焼結体の粒界には微細な凹凸が存在し、保磁力の向上を妨げているが、このような焼結体に対して４００〜５００℃程度の熱処理を行えば、粒界相と主相の界面がスムーズなものに変化するため、保磁力が向上する。
【００１２】
【特許文献１】
特公平６−６７２８号公報
【特許文献２】
米国特許第５，３８３，９７８号明細書
【特許文献３】
特開昭６０−７７９６１号公報
【特許文献４】
特開昭６０−１８２１０７号公報
【特許文献５】
特開昭６０−１８４６２６号公報
【特許文献６】
特開昭６１−８７８２５号公報
【特許文献７】
特開昭６１−８１６０５号公報
【特許文献８】
特開昭６１−２５２６０４号公報
【特許文献９】
特開昭６１−２６４１３３号公報
【特許文献１０】
特開平１−２３２７０４号公報
【特許文献１１】
特公平２−１６３６８号公報
【特許文献１２】
特許第２７２００４０号明細書
【特許文献１３】
特許第２９４８２２３号明細書
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、急冷合金から作製した粉末の成形体を焼結した場合は、４００〜５００℃程度の熱処理を付加的に行っても保磁力の改善効果は十分ではなく、更に高い保磁力を達成するためには、粒界相の詳細な分析と改質が求められている。
【００１４】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、遷移金属の強磁性化合物が析出しやすい急冷合金を用いながら保磁力の向上した希土類焼結磁石およびその製造方法を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明の希土類焼結磁石は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石であって、前記粒界相は、前記主相の表面を薄く覆う非晶質層部分と、前記非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する非磁性結晶層部分とを含んでいる。
【００１６】
好ましい実施形態では、任意断面において前記非磁性結晶層部分が前記粒界相中に占める面積の割合が２０％以上である。
【００１７】
好ましい実施形態において、前記主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下である。
【００１８】
好ましい実施形態において、前記非磁性結晶層部分は遷移金属元素を含んでいる。
【００１９】
好ましい実施形態において、ＭｎおよびＳｉの含有濃度が１質量％以下に調節されている。
【００２０】
好ましい実施形態において、前記粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。
【００２１】
好ましい実施形態において、原料合金は急冷合金である。
【００２２】
本発明による希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、前記焼結体を温度Ｔ１から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させる工程と、前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２３】
本発明による他の希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、前記焼結体を温度Ｔ１から冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃を下回る温度に低下させる工程と、前記焼結体を加熱することにより、４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３まで前記焼結体の温度を上昇させる工程と、前記焼結体を温度Ｔ３から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を温度Ｔ２にまで低下させる工程と、前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２４】
本発明による更に他の希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する非晶質の粒界相とを有する焼結体を用意する工程と、前記焼結体を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３に加熱した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させ、その温度での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程とを含む。
【００２５】
前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程は、原料合金の溶湯を１０^２℃／秒以上２×１０^４℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することによって急冷合金を作製する工程と、前記急冷合金を粉砕する工程とを包含する。
【００２６】
好ましい実施形態において、前記原料合金の溶湯は、ストリップキャスト法によって冷却される。
【００２７】
好ましい実施形態において、前記急冷合金を粉砕する工程は、水素処理によって前記急冷合金を脆化する工程を含んでいる。
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明者は、急冷合金粉末の成形体を焼結した後に焼結体を冷却する過程を制御すること（制御冷却）によって、従来得られなかった新規な構造を有する粒界相を形成し、それによって保磁力の向上が可能になることを見出し、本発明を想到するに至った。
【００２９】
まず、図１（ａ）から（ｃ）を参照しながら、本発明の基本的な特徴を説明する。
【００３０】
図１（ａ）は、従来の焼結工程における典型的な温度プロファイルを示している。図示する例では、焼結温度Ｔ１が１０８０℃であり、温度Ｔ１での保持時間が６時間である。温度Ｔ１における６時間の熱処理により、粉末成形体は焼結し、焼結体が形成される。この時点での焼結体温度はＴ１であり、粒界部分は液相状態にある。この後、急冷によって焼結体温度はＴ１から急速に低下させられる。このときの平均冷却速度は通常１００℃／分以上、典型的には１５０℃／分程度に設定され、焼結体の粒界相は非晶質化する。図２（ａ）は、非晶質化した粒界相を有する従来の希土類焼結磁石の組織構造を模式的に示す断面図である。
【００３１】
図１（ｂ）は、本発明で採用する焼結および制御冷却の温度プロファイルの一例を示している。本発明では、１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で所定時間の焼結を行った後、温度Ｔ１から５０℃／分以下（好ましくは３０℃／分以下）の平均冷却速度で徐冷し、焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２に低下させる。そして、その温度Ｔ２での熱処理を所定時間行った後、室温レベルにまで冷却する。温度Ｔ２で熱処理後の平均冷却速度は、１００℃／分を超える速度で急速に行ってもよい。
【００３２】
図１（ｂ）に示す例では、温度Ｔ１は１０８０℃、温度Ｔ２は６３０℃であり、温度Ｔ１から温度Ｔ２への冷却に６時間かけている。このときの平均冷却速度は１．２５℃／分である。また、温度Ｔ２での熱処理は１２時間実行している。
【００３３】
急冷合金粉末を焼結した後、このようにゆっくりと冷却することにより、焼結体の粒界部分は、図２（ｂ）に示すような構造を有するものとなる。すなわち、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相の表面を薄く覆う非晶質層部分（厚さ：例えば０．１ｎｍ〜１０ｎｍ）と、非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する結晶層部分（厚さ：例えば１ｎｍ〜１０ｎｍ）とを含む構造（層状構造）を有する粒界相が形成される。非晶質層部分は、希土類元素を相対的に多く含む領域であり、結晶層部分は遷移金属を含む非磁性領域である。上記の非晶質層部分および結晶層部分の厚さは、結晶粒界の三重点近傍を除いた領域における厚さであり、粒界相の平均厚さは、例えば１．２ｎｍ以上３０ｎｍ以下となる。三重点近傍における厚さは、それぞれ、１０００ｎｍに達する場合があり、三重点を考量すると、粒界相全体の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下となる。
【００３４】
焼結後に急冷を行った場合は、図２（ａ）に示すように、粒界相が非晶質化するとともに、例えばＮｄＣｏ_２などの遷移金属の強磁性化合物または強磁性元素が析出する。特に、本発明のように粉末を急冷合金から作製した場合は、遷移金属の強磁性化合物が粒界相中に析出しやすい。ストリップキャスト法などによって作製される急冷合金では、原料合金の溶湯が凝固するまでの時間が短いため、溶湯中に含まれていた遷移金属の分布が完全な平衡状態に達する前に凝固が完了してしまう。その結果、遷移金属が粒界相中に多く存在し、強磁性の化合物を形成しやすくなる。
【００３５】
一方、本発明によれば、急冷合金粉末を用いて焼結体を作製しているにもかかわらず、冷却過程の温度プロファイルを適切に制御することにより、粒界相中に存在する遷移金属を粒界相中央部に位置する非磁性化合物として濃縮することができ、その結果、磁石の保磁力を向上させることができる。特に、本発明では、粒界相の全てが結晶化しておらず、主相の表面を薄い非晶質層が覆っているため、逆磁区の発生が抑えられ、従来の粒界相を備えた焼結磁石よりも高い保磁力が発現すると考えられる。
【００３６】
なお、温度Ｔ１から温度Ｔ２まで焼結体を単調に冷却する変わりに、温度Ｔ１での焼結と温度Ｔ２での熱処理の間に、図１（ｃ）に示すような再過熱処理を行ってもよい。
【００３７】
図１（ｃ）は、本発明で採用する他の焼結工程の熱処理プロファイル例を示している。この例では、焼結後、いったん４００℃を下回る低い温度（典型的には室温レベル）まで焼結体温度を低下させる。このときの平均冷却速度は従来のように１００℃／分を超えてもよい。次に、温度Ｔ２を超える温度Ｔ３（８００℃以上１０００℃以下の範囲に設定される）まで焼結体を再加熱し、所定の時間保持した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で焼結体を冷却（制御冷却）し、焼結体温度をＴ２に低下させ、温度Ｔ２て所定時間保持する。図１（ｃ）の例では、温度Ｔ３は７５０℃であり、温度Ｔ３での保持時間は８時間、温度Ｔ２は６３０℃であり、温度Ｔ２での保持時間は１２時間である。
【００３８】
図１（ｃ）に示す温度プロファイルのうち、再過熱処理を行う前の焼結に関する部分は、図１（ａ）に示す温度プロファイルと同様であるため、焼結後、４００℃を下回る低い温度（典型的には室温レベル）まで焼結体温度を低下させた時点では、焼結体の粒界相の全体が非晶質化しており、従来の焼結体と同様の状態にある。図１（ｃ）の例では、このような焼結体に対して、再加熱処理および制御冷却処理を連続的に行うことにより、粒界相の構成を、上述した構造（非晶質層部分に囲まれた領域に非磁性結晶部分が存在する構造）に変化させることができる。言い換えると、このような再加熱処理を、市場に出回っている焼結磁石に対して行うことにより、その焼結磁石の粒界相の構造を変化させ、本発明の焼結磁石を得ることが可能にある。
【００３９】
８００℃〜１０００℃の再加熱処理を行っている間に焼結体の粒界部分は液相化し、原子が拡散する。そして、その後の徐冷過程で粒界相の中央部に非磁性の結晶部分が成長する。このとき、粒界相中に存在した遷移金属は粒界相中央部の非磁性結晶中に取り込まれるため、保磁力低下の原因となる強磁性化合物は形成されなくなる。更に、その後の温度Ｔ２での熱処理により、強磁性化合物の非磁性化が更に進行し、非磁性化合物が安定化すると考えられる。
【００４０】
このような再加熱処理および制御冷却の過程で生じている現象と同様の現象が、図１（ｂ）に示す熱処理（制御冷却過程）でも生じていると考えられる。両者の間にある相違点は、一度非晶質化した粒界相を液相化するか否かの点にある。
【００４１】
なお、図２（ｂ）に示す粒界相と主相との界面はスムーズではないが、更に、４３０℃以上６００℃以下の範囲での公知の時効処理を行うことにより、主相と粒界相との界面の形状をスムーズにすることが可能である。図２（ｃ）は、時効処理後における粒界相およびその近傍を模式的に示している。このような時効処理によって界面が整合すると、更に保磁力が向上することになる。
【００４２】
以下、図面を参照しながら、本発明の好ましい実施形態を説明する。
【００４３】
［原料合金］
まず、図３に示す単ロール式ストリップキャスター（急冷装置）を用いて、所望の組成を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石用合金の原料合金を用意する。図３の急冷装置は、その内部を真空状態もしくは不活性ガス雰囲気での減圧状態にすることができる急冷室１を有しており、急冷室１の内部には、合金原料を溶解し、合金溶湯２を形成するための溶解炉３と、溶解炉３から供給される合金溶湯２を急冷・凝固させるための冷却ロール５と、溶解炉３から冷却ロール５に合金溶湯３を導くシュート（タンディッシュ）４と、凝固して冷却ロール５から剥離した薄帯状の合金７を回収するための回収容器８とが設けられている。
【００４４】
溶解炉３は、合金原料を溶融することによって作製した溶湯２をシュート４に対して略一定の供給量で供給することができる。この供給量は、溶解炉３を傾ける動作を制御することなどによって、任意に調節することができる。
【００４５】
冷却ロール５は、その外周面が銅などの熱伝導性の良好な材料から形成されており、例えば直径３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が１５ｃｍ〜１００ｃｍの寸法を有する。冷却ロール５の冷却はロール内部に通水することによって行なわれる。冷却ロール５は、不図示の駆動装置によって所定の回転速度で回転することができる。この回転速度を制御することによって、冷却ロール５の周速度を任意に調節することができる。この急冷装置による平均冷却速度は、冷却ロール５の回転速度などを選択することにより、例えば１０^２℃／秒〜２×１０^４℃／秒の範囲で制御可能である。
【００４６】
シュート４の先端部は、冷却ロール５の最頂部とロールの中心とを結ぶ線に対してある程度の角度θを持った位置に配置される。シュート４上に供給された合金溶湯２は、シュート４の先端部から冷却ロール５に供給される。
【００４７】
シュート４は、セラミックス等で構成され、溶解炉３から所定の流量で連続的に供給される合金溶湯２を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、合金溶湯２の流れを整流することができる。
【００４８】
シュート４を用いることによって、冷却ロール５の胴長方向（軸線方向）において、一定幅にわたって略均一な厚さに広げた状態で、合金溶湯２を供給することができる。シュート４は上記機能に加え、冷却ロール５に達する直前の合金溶湯２の温度を調整する機能をも有する。シュート４上における合金溶湯２の温度は、液相線温度よりも１００℃以上高い温度であることが望ましい。合金溶湯２の温度が低すぎると、急冷後の合金特性に悪影響を及ぼす初晶が局所的に核発生し、これが凝固後に残存してしまうことがあるからである。シュート４上での溶湯滞留温度は、溶解炉３からシュート４に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート３自体の熱容量などを調節によって制御することができるが、必要に応じてシュート加熱設備（不図示）を設けても良い。
【００４９】
上記の急冷装置を用いて、例えばＮｄ：３３質量％、Ｄｙ：１．０質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ｂ：１．０質量％、残部Ｆｅおよび不可避不純物（ＭｎおよびＳｉは０．１質量％以下）からなる組成の合金を溶融し、合金溶湯を形成する。この合金溶湯を１３５０℃に保持した後、冷却ロールの表面と接触させ、合金溶湯を急冷し、厚さ約０．１〜５ｍｍのフレーク状合金鋳塊を得た。このときの急冷条件は、ロール周速度約１〜３ｍ／秒、平均冷却速度１０^２〜２×１０^４℃／秒とした。
【００５０】
こうして作製した急冷合金鋳片を、次の水素粉砕前に１〜１０ｍｍの大きさのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば米国特許第５，３８３，９７８号明細書にも開示されている。
【００５１】
［第１粉砕工程］
上記のフレーク状に粗く粉砕された原料合金鋳片を複数の原料パック（例えばステンレス鋼製）に充填し、ラックに搭載する。この後、原料パックが搭載されたラックを水素炉の内部へ挿入する。次に、水素炉の蓋体を閉じて、水素脆化処理（以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を開始する。水素粉砕処理は、例えば図４に示す温度プロファイルに従って実行する。図４の例では、まず真空引き過程Ｉを０．５時間実行した後、水素吸蔵過程ＩＩを２．５時間実行する。水素吸蔵過程ＩＩでは、炉内に水素ガスを供給し、炉内を水素雰囲気にする。そのときの水素圧力は、２００〜４００ｋＰａ程度が好ましい。
【００５２】
続いて、０〜３Ｐａ程度の減圧下で脱水素過程ＩＩＩを５．０時間実行した後、アルゴンガスを炉内に供給しつつ、原料合金の冷却過程ＩＶを５．０時間実行する。
【００５３】
冷却過程ＩＶにおいて炉内の雰囲気温度が比較的に高い段階（例えば、１００℃を超えるとき）では、常温の不活性ガスを水素炉の内部に供給し、冷却する。その後、原料合金温度が比較的低いレベルに低下した段階（例えば、１００℃以下のとき）で、常温よりも低い温度（例えば室温マイナス１０℃程度）に冷却した不活性ガスを水素炉１０内部に供給することが冷却効率の観点から好ましい。アルゴンガスの供給量は、１０〜１００Ｎｍ^３／ｍｉｎ程度にすればよい。
【００５４】
原料合金の温度が２０〜２５℃程度にまで低下したら、ほぼ常温（室温よりも低いが、室温との差が５℃以下の範囲の温度）の不活性ガスを水素炉内部に送風し、原料の温度が常温レベルに達するのを待つことが好ましい。こうすることによって、水素炉の蓋体を開放した際に、炉内部で結露が生じる事態を避けることができる。結露によって炉内部に水分が存在していると、真空引き工程でその水分が凍結・気化するため、真空度を上昇させにくくなり、真空引き過程Ｉに要する時間が長くなってしまうので好ましくない。
【００５５】
水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止され、磁石の磁気特性が向上するからである。次に、粗粉砕された原料合金は複数の原料パックに充填され、ラックに搭載される。
【００５６】
上記水素処理によって、希土類合金は例えば０．１ｍｍ〜数ｍｍ程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は５００μｍ以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をロータリクーラなどの冷却装置によって、より細かく解砕するともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、ロータリクーラなどによる冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。
【００５７】
水素粉砕により作製した粗粉砕粉の表面には、Ｎｄ等の希土類元素が多く露出しており、非常に酸化されやすい状態にある。次の微粉砕工程の前に、ステアリン酸亜鉛を粉砕補助剤として０．０４質量％程度添加する。
【００５８】
［第２粉砕工程］
次に、第１粉砕工程で作製された粗粉砕粉に対してジェットミル装置を用いて微粉砕を実行する。本実施形態では、超微粉除去に適したサイクロン分級機が粉砕機に接続されている。
【００５９】
以下、図５を参照しながら、ジェットミル装置を用いて行う微粉砕工程（第２粉砕工程）を詳細に説明する。
【００６０】
図示されるジェットミル装置１０は、第１粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金（被粉砕物）を供給する原料投入機１２と、原料投入機１２から投入された被粉砕物を粉砕する粉砕機１４と、粉砕機１４で被粉砕物を粉砕して得られた粉体を分級するサイクロン分級機１６と、サイクロン分級機１６によって分級された所定の粒度分布を有する粉末を集める回収タンク１８とを備えている。
【００６１】
原料投入機１２は、被粉砕物を収容する原料タンク２０と、原料タンク２０からの被粉砕物の供給量をコントロールするモータ２２と、モータ２２に接続されたスパイラル状の供給機（スクリューフィーダ）２４とを有している。
【００６２】
粉砕機１４は、縦長の略円筒状の粉砕機本体２６を有しており、粉砕機本体２６の下部には、不活性ガス（例えば窒素）を高速で噴出させるノズルを取り付けるための複数のノズル口２８が設けられている。粉砕機本体２６の側部には、粉砕機本体２６内に被粉砕物を投入するための原料投入パイプ３０が接続されている。
【００６３】
原料投入パイプ３０には、供給する被粉砕物を一旦保持し粉砕機１４内部の圧力を閉じ込めるためのバルブ３２が設けられており、バルブ３２は、一対の上バルブ３２ａと下バルブ３２ｂとを有している。供給機２４と原料投入パイプ３０とはフレキシブルパイプ３４によって連結されている。
【００６４】
粉砕機１４は、粉砕機本体２６の内部上方に設けられた分級ロータ３６と、粉砕機本体２６の外部上方に設けられモータ３８と、粉砕機本体２６の上方に設けられた接続パイプ４０とを有している。モータ３８は分級ロータ３６を駆動し、接続パイプ４０は分級ロータ３６で分級された粉体を粉砕機１４の外部に排出する。
【００６５】
粉砕機１４は、支持部となる複数の脚部４２を備えている。粉砕機１４の外周近傍には基台４４が配設され、粉砕機１４は、脚部４２によって基台４４上に載置される。本実施形態では、粉砕機１４の脚部４２と基台４４との間には、ロードセルなどの重量検出器４６が設けられる。この重量検出器４６からの出力に基づいて、制御部４８はモータ２２の回転数を制御し、それによって被粉砕物の投入量をコントロールすることができる。
【００６６】
サイクロン分級機１６は、分級機本体６４を有し、分級機本体６４の内部には、排気パイプ６６が上方から挿入されている。分級機本体６４の側部には、分級ロータ３６で分級された粉体を導入する導入口６８が設けられ、導入口６８はフレキシブルパイプ７０によって接続パイプ４０と接続されている。分級機本体６４の下部には取出口７２が設けられ、この取出口７２に所望の微粉砕粉末の回収タンク１８が接続されている。
【００６７】
フレキシブルパイプ３４および７０は、樹脂もしくはゴムなどによって構成されたもの、または剛性の高い材料を蛇腹状もしくはコイル状に構成することによって柔軟性を持つように構成されたものであることが好ましい。このような柔軟性のあるパイプ３４および７０を用いると、原料タンク２０、供給機２４、分級機本体６４、および回収タンク１８の重量変化が粉砕機１４の脚部４２には伝達されない。そのため、脚部４２に設けた重量検出器４６によって重量を検出すれば、粉砕機１４内に滞留した被粉砕物の重量やその変化量を正確に検知でき、粉砕機１４内に供給する被粉砕物の量を正確に制御することができる。
【００６８】
次に、上記のジェットミル装置１０による粉砕方法を説明する。
【００６９】
まず、被粉砕物を原料タンク２０に投入する。原料タンク２０内の被粉砕物は、供給機２４によって粉砕機１４へ供給される。このとき、モータ２２の回転数を制御することによって被粉砕物の供給量を調節することができる。供給機２４から供給される被粉砕物は、バルブ３２において一旦堰き止められる。ここで一対の上バルブ３２ａ、下バルブ３２ｂは、交互に開閉動作を行っている。すなわち、上バルブ３２ａが開のとき、下バルブ３２ｂは閉状態となり、上バルブ３２ａが閉状態のとき、下バルブ３２ｂは開状態となる。このように一対のバルブ３２ａ、３２ｂを交互に開閉することによって、粉砕機１４内の圧力が原料投入機１２側に漏れないようにすることができる。その結果、被粉砕物は、上バルブ３２ａが開状態となったときに一対の上バルブ３２ａと下バルブ３２ｂとの間に供給される。そして、次に下バルブ３２ｂが開状態となったときに、原料投入パイプ３０に導かれ、粉砕機１４内に導入されることになる。バルブ３２は制御回路４８とは別のシーケンス回路（図示せず）によって高速に駆動され、被粉砕物が粉砕機１４内に連続的に供給される。
【００７０】
粉砕機１４内に導入された被粉砕物は、ノズル口２８からの不活性ガスの高速噴射によって粉砕機１４内に巻き上げられ、装置内で高速気流とともに旋回する。そして、被粉砕物同士の相互衝突によって細かく粉砕される。
【００７１】
このようにして微粉砕された粉末粒子は上昇気流に乗って分級ロータ３６に導かれ、分級ロータ３６で分級され、粗い粉体は再度粉砕されることになる。一方、所定粒径以下に粉砕された粉体は、接続パイプ４０、フレキシブルパイプ７０を経由して導入口６８からサイクロン分級機１６の分級機本体６４内に導入される。分級ロータ３６を用いることにより、粒度分布のピークを示す粒径よりも粒径の大きな粉末粒子を効率的に除去することができる。最終的に得られる粉末中に粒径１０μｍを超える粗い粉末粒子が多く存在していると、焼結磁石の保磁力が低下してしまうため、分級ロータ３６を用いて粒径１０μｍを超える粉末粒子を低減することが好ましい。本実施形態では、最終的に得られる粉末において、粒径１０μｍを超える粒子の粉末全体の粒子体積の１０％以下に調節している。
【００７２】
分級機本体１６内では、所定粒径以上の相対的な大きな粉末粒子が下部に設置された回収タンク１８に堆積されるが、超微粉は不活性ガス気流とともに排気パイプ６６から外部に排出される。本実施形態では、排気パイプ６６を通じて超微粉を除去し、それによって回収タンク１８で捕集する粉末に占める超微粉（粒径：１．０μｍ以下）の体積比率を低減する。好ましい実施形態において、超微粉（粒径：１．０μｍ以下）の体積比率は１０％以下に調節される。
【００７３】
このようにしてＲリッチな超微粉が取り除かれると、焼結磁石中の希土類元素Ｒが酸素との結合に消費される量を少なくし、磁石特性を向上させることができる。
【００７４】
上述のように本実施形態では、ジェットミル装置（粉砕機１４）の後段に接続する分級機としてブローアップ付きのサイクロン分級機１６を用いている。このようなサイクロン分級機１６によれば、所定粒径以下の超微粉は回収タンク１８に捕集されることなく反転上昇し、パイプ６６から装置外へ排出される。
【００７５】
パイプ６６から装置外へ取り除く微粉の粒径は、サイクロンの各部パラメータを適切に規定し、不活性ガス流の圧力を調整することによって制御することができる。
【００７６】
本実施形態によれば、平均粒径（ＦＳＳＳ粒径）が例えば４．０μｍ以下であり、しかも、粒径１．０μｍ以下の超微粉の体積が粉末全体の体積の１０％以下である合金粉末を得ることができる。
【００７７】
粉砕工程における酸化をできる限り抑制するためには、微粉砕を行う際に用いる高速気流ガス（不活性ガス）中の酸素量を、例えば１０００〜２００００体積ｐｐｍ程度の範囲内に抑えることが好ましく、５０００〜１００００体積ｐｐｍ程度に低く抑えることが更に好ましい。高速気流ガス中の酸素濃度を制御する微粉砕方法は、特公平６−６７２８号公報に記載されている。
【００７８】
上述のように微粉砕時における雰囲気中に含まれる酸素の濃度を制御することによって、微粉砕後における合金粉末の酸素含有量を全体の６０００質量ｐｐｍ以下に調整することが好ましい。希土類合金粉末中の酸素量含有量が６０００質量ｐｐｍを超えて多くなりすぎると、焼結磁石中において非磁性酸化物の占める割合が増加し、最終的な焼結磁石の磁気特性が劣化してしまうからである。
【００７９】
なお、本実施形態では、Ｒリッチな超微粉を適切に除去しているため、微粉砕時の不活性ガス雰囲気中における酸素濃度を調節することによって、粉末の酸素濃度を６０００質量ｐｐｍ以下に制御することが可能であるが、もしもＲリッチ超微粉の除去を実行せずに、超微粉の体積比率が全体の１０％を超えてしまうと、如何に不活性ガス雰囲気中の酸素濃度を低減しても最終的に得られる粉末中の酸素濃度は６０００質量ｐｐｍを超えてしまうことになる。ただし、大気雰囲気で粉末を成形する場合には、成形体の酸化・発熱を抑制するため、粉末に３５００質量ｐｐｍ以上の酸素を含有させることが好ましい。
【００８０】
なお、本実施形態では図５に示す構成を備えたジェットミル装置１０を用いて第２粉砕工程を実行したが、本発明はこれに限定されず、他の構成を備えたジェットミル装置、あるいはその他のタイプの微粉砕装置（例えばアトライタやボールミル粉砕機）を用いてもよい。また、超微粉を除去するための分級機として、サイクロン分級機以外の分級機を用いても良い。
【００８１】
［潤滑剤の添加］
上記の方法で作製した原料合金の粉末に対して、脂肪酸エステルなどを主成分とする液体潤滑剤やバインダを添加する。例えばロッキングミキサーなどの装置を用い、不活性雰囲気中で潤滑剤を例えば０．１５〜５．０質量％添加・混合することが好ましい。脂肪酸エステルとしては、カプロン酸メチル、カプリル酸メチル、ラウリン酸メチルなとが挙げられる。重要な点は、後の工程で潤滑剤が揮発し、除去され得ることにある。また、潤滑剤それ自体が合金粉末と均一に混合しにくい固形状のものである場合は、溶剤で希釈して用いれば良い。溶剤としては、イソパラフィンに代表される石油系溶剤やナフテン系溶剤等を用いることができる。潤滑剤添加のタイミングは任意であり、微粉砕前、微粉砕中、微粉砕後の何れであっても良い。液体潤滑剤は、粉末粒子の表面を被覆し、粒子の酸化防止効果を発揮する。また、液体潤滑剤は、プレスに際して成形体の密度を均一化して粉末粒子間の摩擦を低減し、圧縮性を改善するとともに、配向の乱れを抑制する機能をも発揮する。また、ステアリン酸亜鉛などの固体潤滑剤を用いる場合、微粉砕前に添加し、粉砕時に混合することができる。この混合は、微粉砕後にロッキングミキサーで行ってもよい。
【００８２】
［プレス成形］
次に、公知のプレス装置を用い、上述の方法で作製した磁性粉末を配向磁界中で成形する。本実施形態では、磁界中での配向性を高めるため、プレス圧力を５〜１００ＭＰａ、好ましくは１５〜４０ＭＰａの範囲内に調節する。プレス成形が終了した後、粉末の成形体は下パンチによって押し上げられ、プレス装置の外部へ取り出される。
【００８３】
次に、成形体は、例えばモリブデン材料から形成された焼結用台板に載せられて台板とともに焼結ケースへ搭載される。焼結体を搭載した焼結ケースは焼結炉内に移送され、その炉内で焼結工程を行う。
【００８４】
本実施形態における焼結工程は、バッチ炉や連続炉の何れを用いて行っても良い。本発明の好ましい実施形態では、図１（ｂ）および（ｃ）に示すようなプロファイルで成形体（焼結体）の温度が変化するように焼結炉のヒータや冷却機構を制御する。
【００８５】
なお、図１（ｂ）および（ｃ）に示す温度プロファイルは、本発明で採用しえる一例に過ぎない。温度Ｔ１およびＴ３に保持する時間は、それぞれ、０．５〜１００時間および０．０１〜１００時間の範囲内で適宜決定される。なお、温度Ｔ２での保持時間は、前述の通り、０．０１時間以上１００時間以下の範囲内で設定され、好ましくは、０．５時間以上５０時間以下に設定される。
【００８６】
また、焼結温度Ｔ１に昇温するまでの温度プロファイルは、図１（ｂ）および（ｃ）に示すようなものに限定されず、焼結温度Ｔ１に達する前の温度で所定時間保持するような複数ステップの熱処理を行ってもよい。本発明にとって重要な点は、液相化された粒界相の冷却プロセスを制御することによって図２（ｂ）に示す構造の粒界相を形成することにある。なお、焼結温度Ｔ１における保持時間を短くして主相の粒成長を抑制するため、焼結温度Ｔ１に達する前に８００℃前後の温度で所定時間（例えば０．５〜６時間）だけ脱水素工程を行うことが好ましい。
【００８７】
焼結のための熱処理を行うときの炉内の雰囲気は、成形体の粉末と反応しにくいガス（アルゴンガスなどの不活性ガス）が用いられる。また、雰囲気ガスの圧力は大気圧よりも低く設定されることが好ましく、例えば１７Ｐａ以下に減圧される。
【００８８】
本実施形態の焼結工程の後、最終的に室温レベルまで冷却された焼結体に対しては、その後、切断加工、研磨加工、保護膜堆積などの処理が適宜実施される。
【００８９】
［合金組成］
希土類元素Ｒとして、具体的には、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕの少なくとも一種類の元素を用いることが好ましい。充分な磁化を得るには、希土類元素Ｒのうちの５０原子％以上がＰｒまたはＮｄの何れかまたは両方によって占められることが好ましい。
【００９０】
希土類元素Ｒが８原子％を下回ると、α−Ｆｅ相の析出によって保磁力が低下するおそれがある。また、希土類元素Ｒが１８原子％を超えると、目的とする正方晶Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型化合物以外にＲリッチの第２相が多く析出し、磁化が低下するおそれがある。このため、希土類元素Ｒは、全体の８〜１８原子％の範囲内にあることが好ましい。
【００９１】
磁石特性向上のため、Ｆｅの一部をＣｏで置換しても良い。Ｃｏの添加は、特に急冷合金を用いる場合に粒界相における強磁性化合物の析出を招いて保磁力低下を引き起こしやすいが、本発明によれば、０．５原子％以上のＣｏ添加をした場合でも、強磁性のＣｏ化合物はほとんど形成されず、保磁力の向上が実現する。Ｆｅと置換する遷移金属元素として、Ｃｏ以外に、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｂ、Ｍｏなどの遷移金属元素が用いられ得る。遷移金属元素全体のうち、Ｆｅの占める割合は５０原子％以上であることが好ましい。Ｆｅの割合が５０原子％を下回ると、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型化合物の飽和磁化そのものが減少するからである。
【００９２】
Ｂおよび／またはＣは、正方晶Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を安定的に析出するために必須である（特にＢは必須である）。Ｂおよび／またはＣの添加量が３原子％未満ではＲ_２Ｔ_１７相が析出するため保磁力が低下し、減磁曲線の角型性が著しく損なわれる。また、Ｂおよび／またはＣの添加量が２０原子％を超えると、磁化の小さな第２相が析出してしまう。
【００９３】
粉末の磁気的な異方性をより高めるためには、他の添加元素Ｍを付与してもよい。添加元素Ｍとしては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗからなる群から選択された少なくとも１種類の元素が好適に使用される。このような添加元素Ｍは全く添加されなくても良い。添加する場合は、添加量を３原子％以下にすることが好ましい。添加量が３原子％を超えると、強磁性ではなく第２相が析出して磁化が低下するからである。なお、磁気的に等方性の磁粉を得るには添加元素Ｍは不要だが、固有保磁力を高めるためにＡｌ、Ｃｕ、Ｇａ等を添加してもよい。
【００９４】
［実施例と比較例］
本実施例では、３３質量％のＮｄ、１．０質量％のＤｙ、１．０質量％のＣｏ、１．０質量％のＢ、およびＦｅ（残余）を含有する合金の溶湯をストリップキャスト法で冷却凝固させた。
【００９５】
上記の急冷合金を、前述した粉砕方法によって粉砕し、平均粒径（ＦＳＳＳ粒度）２．８〜４．０μｍ程度の微粉砕粉を作製した。粒度分布の測定は、ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置（品番ＨＥＬＯＳ　Ｐａｒｔｉｃｌｅ　Ｓｉｚｅ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて行った。この粒度分布測定装置は、高速スキャンされるレーザビームが粒子によって遮れたときに透過光量の減少が生じることを利用し、レーザビームが粒子を通過するのに要した時間から粒径を直接的に求めることができる。
【００９６】
次に、これらの粉末に対して、０．３質量％のカプロン酸メチルを石油系溶剤で希釈したものを添加し、混合してから、金型プレス装置によってプレス成形することにより、横２０ｍｍ×縦２０ｍｍ×高さ１０ｍｍのサイズを持つ粉末成形体を作製した。ブレス圧力は約３５ＭＰａとして、成形密度は４．５ｇ／ｃｍ^３とした。プレスに際し、１軸圧縮方向に対して垂直な方向の配向磁界（１．０ＭＡ／ｍ）を印加した。
【００９７】
プレス後、アルゴン雰囲気（圧力：２Ｐａ）中で成形体を焼結した。焼結条件は以下の通りである。
【００９８】
室温から温度Ｔ１（＝１０８０℃）の昇温速度：３℃／分）
温度Ｔ１での保持時間：６時間
温度Ｔ１から温度Ｔ２（＝６３０℃）への冷却速度：１．２５℃／分）
温度Ｔ２での保持時間：１２時間
温度Ｔ２から室温の冷却速度：８０℃／分）
【００９９】
本実施例で得られた焼結磁石の保磁力ｉＨｃは、１２３２ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂｒは１．３５Ｔであった。
【０１００】
次に、比較例として、同じ条件で作製した粉末成形体を用い、以下の熱処理条件で焼結工程を行った。
【０１０１】
室温から温度Ｔ１（＝１０８０℃）の昇温速度：３℃／分）
温度Ｔ１での保持時間：６時間
温度Ｔ１から室温（＝２０℃）の冷却速度：８０℃／分）
時効処理：温度６３０℃で１２時間
【０１０２】
こうして得られた比較例の焼結磁石の保磁力は、ｉＨｃが１１５９ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂｒが１．３５Ｔであった。
【０１０３】
実施例と比較例とを比べると、保磁力は同等だが、実施例では保磁力が約６％向上していることがわかる。
【０１０４】
実施例および比較例の焼結磁石について、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察を行った。図６および図７は、それぞれ、実施例および比較例についてのＴＥＭ写真である。ＴＥＭ写真に示す部位１および３は主相領域を示し、部位２は粒界を示している。図６のＴＥＭ写真からわかるように、実施例の粒界相には、主相に接する側に非晶質層部分（厚さ：０．１ｎｍ〜１０ｎｍ）が存在するとともに、非晶質層部分によって挟まれた領域（粒界相の中央部）に結晶層部分（厚さ：１ｎｍ〜１０ｎｍ）が存在している。これに対して、図７のＴＥＭ写真からわかるように、比較例の粒界相は全体的に非晶質である。この非晶質層部分および結晶層部分の厚さは、結晶粒界の三重点を含まない場合の値であり、三重点近傍では、それぞれ、１０００ｎｍに達する場合がある。
【０１０５】
本実施例のＴＥＭ写真を解析したところ、本発明による希土類焼結磁石の任意断面においては、非磁性結晶層部分が粒界相中に占める面積の割合が２０％以上であり、主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下であった。粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であった。
【０１０６】
なお、本明細書における主相の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｈ０５０１に規定される方法によって測定した値を示している。
【０１０７】
【発明の効果】
本発明によれば、焼結後の熱処理を最適化することにより、粒界相中に存在する遷移金属が非磁性化合物として粒界相中心部で結晶化し、その周囲に非晶質層が形成される。このような構造の粒界相は、逆磁区の発生を抑えるため、保磁力が向上した希土類磁石が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は、従来技術における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフであり、（ｂ）は、本発明の第１の態様における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフであり、（ｃ）は、本発明の第２の態様における焼結工程の温度プロファイルを示すグラフである。各グラフとも、縦軸が温度、横軸が時間を示している。
【図２】（ａ）は、従来の希土類焼結磁石における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図でり、（ｂ）は、本発明の希土類焼結磁石における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図であり、（ｃ）は本発明の焼結磁石の時効処理後における粒界相およびその近傍を模式的に示す断面図ある。
【図３】本発明の実施形態に好適に用いられる単ロール式ストリップキャスターの構成を示す図である。
【図４】本発明における粗粉砕工程で実行する水素粉砕処理の温度プロファイルの一例を示すグラフである。
【図５】本発明における微粉砕工程を行うために好適に用いられるジェットミル装置の構成を示す断面図である。
【図６】本発明の実施例における焼結磁石の断面組織構造を示すＴＥＭ写真である。
【図７】比較例における焼結磁石の断面組織構造を示すＴＥＭ写真である。
【符号の説明】
１　　急冷室
２　　合金溶湯
３　　溶解炉
４　　シュート（タンディッシュ）
５　　冷却ロール
７　　急冷凝固合金
８　　回収容器
１０　　ジェットミル装置
１２　　原料投入機
１４　　粉砕機
１６　　サイクロン分級機
１８　　回収タンク
２０　　原料タンク
２２　　モータ
２４　　供給機（スクリューフィーダ）
２６　　粉砕機本体
２８　　ノズル口
３０　　原料投入パイプ
３２　　バルブ
３２ａ　上バルブ
３２ｂ　下バルブ
３４　　フレキシブルパイプ
３６　　分級ロータ
３８　　モータ
４０　　接続パイプ
４２　　脚部
４４　　基台
４６　　重量検出器
４８　　制御部
６４　　分級機本体
６６　　排気パイプ
６８　　導入口
７０　　フレキシブルパイプ
７２　　取出口[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to an R—Fe—B rare earth magnet, an alloy powder for the magnet, and a method for producing the same. Here, R is a rare earth element, Fe is iron, and B is boron. In the present specification, “rare earth” refers to a group obtained by adding lanthanoid to scandium (Sc) and yttrium (Y) in group 3A of the periodic table. Rare earth element R is a general term for elements, and is at least one element contained in the rare earth element.
[0002]
[Prior art]
The rare-earth sintered magnet is manufactured through a sintering process and an aging heat treatment process after press-forming an alloy powder formed by pulverizing an alloy for a rare-earth magnet (raw material alloy). At present, two types of rare earth sintered magnets, a samarium / cobalt magnet and a rare earth / iron / boron magnet, are widely used in various fields. Among them, rare earth / iron / boron magnets (hereinafter referred to as "R-Fe-B rare earth magnets") exhibit the highest magnetic energy products among various permanent magnets and are relatively inexpensive. Actively used in various electronic devices. R-Fe-B rare earth magnets are ₂ Fe ₁₄ It has a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure, and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase. Note that a part of Fe may be substituted with a transition metal element such as Co, and a part of B may be substituted with C (carbon). For the sake of simplicity, a magnet in which such element substitution is partially performed is also referred to as an “R—Fe—B-based rare earth magnet” in this specification.
[0003]
The raw alloy powder for the R-Fe-B rare earth magnet may be produced by a method including a first pulverizing step of coarsely pulverizing the raw material alloy and a second pulverizing step of finely pulverizing the raw material alloy. . In this case, in the first pulverizing step, the raw material alloy is embrittled by utilizing the hydrogen occlusion phenomenon and is coarsely pulverized to, for example, a size of several hundred μm or less, and then in the second pulverizing step, the coarsely pulverized alloy (coarse pulverized) is used. (Powder) is finely pulverized by a jet mill or the like to a size having an average particle size of about several μm. Such a grinding method is disclosed in Patent Document 1.
[0004]
There are roughly two types of methods for producing the raw material alloy itself. The first method is an ingot casting method in which a melt of a raw material alloy is put into a mold and cooled relatively slowly. The second method is a strip casting method in which a molten alloy is brought into contact with a single roll, a twin roll, a rotating disk, or a rotating cylindrical mold to rapidly cool the alloy and produce a solidified alloy thinner than an ingot alloy from the molten alloy. And a quenching method typified by centrifugal casting. The strip casting method is described in, for example, Patent Document 2.
[0005]
In the case of such a quenching method, the average cooling rate of the molten alloy is 10 ² ℃ / second or more 2 × 10 ⁴ C / sec or less. Therefore, in this specification, the molten alloy is ² ℃ / second or more 2 × 10 ⁴ An alloy produced by quenching at an average cooling rate of not more than ° C / sec is referred to as a "quenched alloy". The thickness of the quenched alloy produced by a quenching method such as a strip casting method is in a range of 0.03 mm or more and 10 mm or less. The molten alloy solidifies from the contact surface of 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 quenched alloy has an R size of 0.1 μm to 100 μm in the short axis direction and 5 μm to 500 μm in the long axis direction. ₂ Fe ₁₄ A crystal phase having a B-type crystal structure (hereinafter referred to as “R ₂ Fe ₁₄ B-type crystal phase ”) and R ₂ Fe ₁₄ It has a fine crystal structure containing an R-rich phase (a phase in which the concentration of the rare earth element R is relatively high) dispersed in the grain boundary portion of the B crystal phase. The R-rich phase is a nonmagnetic phase in which the concentration of the rare earth element R is relatively high, and has a thickness (corresponding to the width of the grain boundary phase in an arbitrary cross section) of 10 μm or less.
[0006]
The quenched alloy is cooled in a relatively short time compared to an alloy (ingot alloy) produced by the conventional ingot casting method (die casting method), so that the structure is refined and the crystal grain size is reduced. Is small. Further, since the crystal grains are finely dispersed and the area of the grain boundary is large, and the R-rich phase is thinly spread in the grain boundary, the dispersibility of the R-rich phase is excellent.
[0007]
After the quenched alloy is pulverized by the above-described method, the powder is compression-molded by a press device to produce a powder compact. By sintering this compact, an R-Fe-B-based rare earth magnet can be obtained.
[0008]
The powder compact of the R-Fe-B-based quenched alloy is sintered, for example, at a temperature of 1000 to 1100C. The sintering process is accelerated by changing the R-rich phase having a relatively low melting point contained in the powder into a liquid phase. After the sintered body is formed by sintering in a high temperature range of 1000 to 1100 ° C., the sintered body is subsequently cooled. At this time, in order to enhance the characteristics of the sintered magnet, the liquid crystallized grain boundary phase is made amorphous by increasing the average cooling rate to 100 ° C./min or more. Adjusting the cooling rate and performing additional heat treatment when lowering the temperature of the sintered body from the sintering temperature to room temperature are described in Patent Documents 3 to 13, for example.
[0009]
Since the coercive force development mechanism of the R—Fe—B based rare earth sintered magnet is a nucleation type, the state of the grain boundary phase strongly affects the coercive force. Conventionally, it has been known that if the average cooling rate immediately after sintering is too low, the grain boundary phase is completely crystallized, and the coercive force is reduced. That is, in order to mass-produce a sintered magnet having a high coercive force, it is necessary to completely amorphize the grain boundary phase, and the average cooling rate for cooling the sintered body to the room temperature level is 100 ° C. / Minutes have been done.
[0010]
In particular, when Co is added to the raw material alloy, if the average cooling rate after sintering is low, Nd (Fe _1-x Co _x ) ₂ Since the ferromagnetic compound (x = 0.5 to 0.7) precipitates in the grain boundary phase, the coercive force may decrease. The ferromagnetic compound thus generated may be demagnetized by applying a high-temperature heat treatment exceeding 900 ° C. However, if such a high-temperature heat treatment is performed, the grain growth of the sintered body proceeds. As a result, the coercive force is reduced.
[0011]
On the other hand, conventionally, a heat treatment (aging treatment) of about 400 to 500 ° C. has been performed on a sintered body for the purpose of improving magnet properties. Fine irregularities are present at the grain boundaries of the sintered body immediately after sintering and hinder the improvement of coercive force. However, if such a sintered body is subjected to a heat treatment at about 400 to 500 ° C., Since the interface between the field phase and the main phase changes to a smooth one, the coercive force is improved.
[0012]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 6-6728
[Patent Document 2]
U.S. Pat. No. 5,383,978
[Patent Document 3]
JP-A-60-77961
[Patent Document 4]
JP-A-60-182107
[Patent Document 5]
JP-A-60-184626
[Patent Document 6]
JP-A-61-87825
[Patent Document 7]
JP-A-61-81605
[Patent Document 8]
JP-A-61-252604
[Patent Document 9]
JP-A-61-264133
[Patent Document 10]
JP-A-1-232704
[Patent Document 11]
Japanese Patent Publication No. 2-16368
[Patent Document 12]
Japanese Patent No. 272040
[Patent Document 13]
Patent No. 2948223
[0013]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the case of sintering a powder compact formed from a quenched alloy, the effect of improving the coercive force is not sufficient even if heat treatment at about 400 to 500 ° C. is additionally performed. Requires detailed analysis and modification of the grain boundary phase.
[0014]
The present invention has been made in view of the above points, and a main object of the present invention is to provide a rare earth sintered magnet having an improved coercive force while using a quenched alloy in which a ferromagnetic compound of a transition metal is easily precipitated, and a method of manufacturing the same. Is to do.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
The rare earth sintered magnet of the present invention has an R ₂ Fe ₁₄ A rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase, wherein the grain boundary phase is It includes an amorphous layer portion that thinly covers the surface of the main phase, and a nonmagnetic crystal layer portion existing in a region sandwiched by the amorphous layer portion.
[0016]
In a preferred embodiment, the ratio of the area occupied by the nonmagnetic crystal layer portion in the grain boundary phase in an arbitrary cross section is 20% or more.
[0017]
In a preferred embodiment, the average particle size of the main phase is from 1.5 μm to 20 μm.
[0018]
In a preferred embodiment, the nonmagnetic crystal layer portion contains a transition metal element.
[0019]
In a preferred embodiment, the concentrations of Mn and Si are adjusted to 1% by mass or less.
[0020]
In a preferred embodiment, the average thickness of the grain boundary phase is 1 nm or more and 100 nm or less.
[0021]
In a preferred embodiment, the source alloy is a quenched alloy.
[0022]
The method for producing a rare-earth sintered magnet according to the present invention comprises the steps of: ₂ Fe ₁₄ A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase, comprising: A step of preparing a powder of a B-based quenched alloy, a step of forming a sintered body by sintering the powder at a temperature T1 of 1000 ° C. or more and 1100 ° C. or less, and 50 ° C./50° C. A temperature of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less by cooling at an average cooling rate of not more than 400 ° C. and a heat treatment of the sintered body at a temperature T 2 of 0.01 hour. For at least 100 hours.
[0023]
Another method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to the present invention is as follows. ₂ Fe ₁₄ A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase, comprising: A step of preparing a powder of a B-based quenched alloy, a step of forming a sintered body by sintering the powder at a temperature T1 of 1000 ° C. or more and 1100 ° C. or less, and cooling the sintered body from the temperature T1. Reducing the temperature of the sintered body to a temperature lower than 400 ° C., and heating the sintered body to a temperature T3 higher than a temperature T2 of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less. Raising the temperature, cooling the sintered body from the temperature T3 at an average cooling rate of 50 ° C./min or less to lower the temperature of the sintered body to the temperature T2, Heat treatment at temperature T2 And a step of performing during the following 100 hours or more .01 hours.
[0024]
Still another method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to the present invention is a method for manufacturing a rare earth ₂ Fe ₁₄ A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase, wherein R ₂ Fe ₁₄ A step of preparing a sintered body having a main phase composed of a compound having a B-type crystal structure and an amorphous grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase; After heating to a temperature T3 higher than a temperature T2 of 900 ° C. or less, the temperature of the sintered body is reduced to a temperature T2 of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less by cooling at an average cooling rate of 50 ° C./min or less. And performing a heat treatment at that temperature for a period of 0.01 to 100 hours.
[0025]
In the step of preparing the R-Fe-B-based quenched alloy powder, the molten raw material alloy ² ℃ / second or more 2 × 10 ⁴ The method includes a step of producing a quenched alloy by cooling at an average cooling rate of not more than ° C./sec, and a step of pulverizing the quenched alloy.
[0026]
In a preferred embodiment, the melt of the raw material alloy is cooled by a strip casting method.
[0027]
In a preferred embodiment, the step of pulverizing the quenched alloy includes a step of embrittlement of the quenched alloy by hydrogen treatment.
[0028]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The present inventor formed a grain boundary phase having a novel structure that could not be obtained by controlling the process of cooling the sintered body after sintering the formed body of the quenched alloy powder (controlled cooling), It has been found that this makes it possible to improve the coercive force, leading to the present invention.
[0029]
First, basic features of the present invention will be described with reference to FIGS.
[0030]
FIG. 1A shows a typical temperature profile in a conventional sintering process. In the illustrated example, the sintering temperature T1 is 1080 ° C., and the holding time at the temperature T1 is 6 hours. By the heat treatment at the temperature T1 for 6 hours, the powder compact sinters to form a sintered body. The sintered body temperature at this point is T1, and the grain boundary portion is in a liquid phase state. Thereafter, the temperature of the sintered body is rapidly decreased from T1 by rapid cooling. The average cooling rate at this time is usually set to 100 ° C./min or more, typically about 150 ° C./min, and the grain boundary phase of the sintered body becomes amorphous. FIG. 2A is a cross-sectional view schematically showing the structure of a conventional rare earth sintered magnet having an amorphized grain boundary phase.
[0031]
FIG. 1 (b) shows an example of a temperature profile of sintering and controlled cooling employed in the present invention. In the present invention, after performing sintering at a temperature T1 of 1000 ° C. or more and 1100 ° C. or less for a predetermined time, the temperature is gradually cooled from the temperature T1 at an average cooling rate of 50 ° C./min or less (preferably 30 ° C./min or less), The temperature of the sintered body is reduced to a temperature T2 of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less. Then, after performing the heat treatment at the temperature T2 for a predetermined time, it is cooled to the room temperature level. The average cooling rate after heat treatment at temperature T2 may be rapid at a rate exceeding 100 ° C./min.
[0032]
In the example shown in FIG. 1B, the temperature T1 is 1080 ° C. and the temperature T2 is 630 ° C., and it takes 6 hours to cool from the temperature T1 to the temperature T2. The average cooling rate at this time is 1.25 ° C./min. The heat treatment at the temperature T2 is performed for 12 hours.
[0033]
By sintering the quenched alloy powder and then slowly cooling, the grain boundary portion of the sintered body has a structure as shown in FIG. 2 (b). That is, R ₂ Fe ₁₄ An amorphous layer portion (thickness: for example, 0.1 nm to 10 nm) that thinly covers the surface of a main phase made of a compound having a B-type crystal structure (R is a rare earth element), and a region sandwiched between the amorphous layer portions A grain boundary phase having a structure (layer structure) including a crystal layer portion (thickness :, for example, 1 nm to 10 nm) existing in the crystal is formed. The amorphous layer portion is a region containing a relatively large amount of rare earth elements, and the crystal layer portion is a non-magnetic region containing a transition metal. The thickness of the amorphous layer portion and the crystal layer portion is a thickness in a region excluding the vicinity of a triple point of a crystal grain boundary, and the average thickness of a grain boundary phase is, for example, 1.2 nm or more and 30 nm or less. Become. The thickness in the vicinity of the triple point may each reach 1000 nm, and when the triple point is considered, the average thickness of the entire grain boundary phase is 1 nm or more and 100 nm or less.
[0034]
When quenching is performed after sintering, as shown in FIG. 2A, the grain boundary phase becomes amorphous and, for example, NdCo ₂ A ferromagnetic compound or a ferromagnetic element of a transition metal such as is deposited. In particular, when the powder is made from a quenched alloy as in the present invention, the transition metal ferromagnetic compound is likely to precipitate in the grain boundary phase. With quenched alloys manufactured by strip casting, etc., the time required for the molten metal of the raw material alloy to solidify is short, so solidification is completed before the distribution of transition metal contained in the molten metal reaches a perfect equilibrium state. Would. As a result, a large amount of transition metal is present in the grain boundary phase, and a ferromagnetic compound is easily formed.
[0035]
On the other hand, according to the present invention, the transition metal present in the grain boundary phase can be reduced by appropriately controlling the temperature profile in the cooling process despite the fact that the sintered body is manufactured using the quenched alloy powder. It can be concentrated as a non-magnetic compound located in the central part of the grain boundary phase, and as a result, the coercive force of the magnet can be improved. In particular, in the present invention, since all of the grain boundary phases are not crystallized and the main phase is covered with a thin amorphous layer, the occurrence of reverse magnetic domains is suppressed, and the conventional grain boundary phase is provided. It is considered that a higher coercive force is exhibited than a sintered magnet.
[0036]
Instead of monotonously cooling the sintered body from the temperature T1 to the temperature T2, a re-superheat treatment as shown in FIG. 1C is performed between the sintering at the temperature T1 and the heat treatment at the temperature T2. Is also good.
[0037]
FIG. 1C shows an example of a heat treatment profile of another sintering step employed in the present invention. In this example, after sintering, the temperature of the sintered body is lowered to a low temperature once lower than 400 ° C. (typically, a room temperature level). The average cooling rate at this time may exceed 100 ° C./min as in the prior art. Next, the sintered body is reheated to a temperature T3 exceeding the temperature T2 (set in a range of 800 ° C. or more and 1000 ° C. or less), held for a predetermined time, and then fired at an average cooling rate of 50 ° C./min or less. The sintered body is cooled (controlled cooling), the temperature of the sintered body is reduced to T2, and the temperature is maintained at T2 for a predetermined time. In the example of FIG. 1C, the temperature T3 is 750 ° C., the holding time at the temperature T3 is 8 hours, the temperature T2 is 630 ° C., and the holding time at the temperature T2 is 12 hours.
[0038]
The portion related to sintering before performing the re-superheat treatment in the temperature profile shown in FIG. 1C is similar to the temperature profile shown in FIG. At the time when the temperature of the sintered body is reduced to (typically, at the room temperature), the entire grain boundary phase of the sintered body has become amorphous, and is in a state similar to a conventional sintered body. In the example of FIG. 1 (c), the structure of the grain boundary phase is changed to the above-described structure (the amorphous layer portion) by continuously performing reheating treatment and controlled cooling treatment on such a sintered body. (A structure in which a non-magnetic crystal portion exists in a region surrounded by a circle). In other words, by performing such a reheating treatment on a sintered magnet on the market, the structure of the grain boundary phase of the sintered magnet can be changed to obtain the sintered magnet of the present invention. It is possible.
[0039]
During the reheating treatment at 800 ° C. to 1000 ° C., the grain boundary portion of the sintered body becomes a liquid phase and atoms are diffused. Then, in the subsequent slow cooling process, a nonmagnetic crystal part grows in the central part of the grain boundary phase. At this time, the transition metal present in the grain boundary phase is taken into the nonmagnetic crystal in the central part of the grain boundary phase, so that a ferromagnetic compound causing a decrease in coercive force is not formed. Further, it is considered that the subsequent heat treatment at the temperature T2 further demagnetizes the ferromagnetic compound and stabilizes the nonmagnetic compound.
[0040]
It is considered that a phenomenon similar to the phenomenon occurring in the process of the reheating treatment and the controlled cooling also occurs in the heat treatment (controlled cooling process) illustrated in FIG. The difference between the two lies in whether or not the grain boundary phase that has been made amorphous once is liquefied.
[0041]
Although the interface between the grain boundary phase and the main phase shown in FIG. 2B is not smooth, the main phase and the grain boundary can be further subjected to a known aging treatment in the range of 430 ° C. to 600 ° C. It is possible to make the shape of the interface with the phase smooth. FIG. 2C schematically shows the grain boundary phase and its vicinity after the aging treatment. If the interfaces are matched by such aging treatment, the coercive force will be further improved.
[0042]
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
[0043]
[Raw material alloy]
First, using a single-roll strip caster (quenching device) shown in FIG. 3, a raw material alloy of an R—Fe—B based magnet alloy having a desired composition is prepared. The quenching apparatus shown in FIG. 3 has a quenching chamber 1 in which the inside can be brought into a vacuum state or a depressurized state in an inert gas atmosphere. A melting furnace 3 for forming the molten metal 2; a cooling roll 5 for rapidly cooling and solidifying the molten alloy 2 supplied from the melting furnace 3; A dish 4 is provided, and a collection container 8 for collecting the ribbon-shaped alloy 7 solidified and peeled from the cooling roll 5 is provided.
[0044]
The melting furnace 3 can supply the molten metal 2 produced by melting the alloy raw material to the chute 4 at a substantially constant supply amount. This supply amount can be arbitrarily adjusted by controlling the operation of tilting the melting furnace 3 or the like.
[0045]
The outer peripheral surface of the cooling roll 5 is formed of a material having good heat conductivity such as copper, and has a size of, for example, a diameter of 30 cm to 100 cm and a width of 15 cm to 100 cm. Cooling of the cooling roll 5 is performed by passing water inside the roll. The cooling roll 5 can be rotated at a predetermined rotation speed by a driving device (not shown). By controlling the rotation speed, the peripheral speed of the cooling roll 5 can be arbitrarily adjusted. The average cooling speed of the quenching device can be set to, for example, 10 by selecting the rotation speed of the cooling roll 5 or the like. ² ° C / sec-2 × 10 ⁴ It can be controlled in the range of ° C / sec.
[0046]
The tip of the chute 4 is disposed at a position having a certain angle θ with respect to a line connecting the top of the cooling roll 5 and the center of the roll. The molten alloy 2 supplied on the chute 4 is supplied to the cooling roll 5 from the tip of the chute 4.
[0047]
The chute 4 is made of ceramics or the like, and temporarily stores the molten alloy 2 continuously supplied at a predetermined flow rate from the melting furnace 3 to delay the flow velocity and rectify the flow of the molten alloy 2. Can be.
[0048]
By using the chute 4, the molten alloy 2 can be supplied in a state of being spread to a substantially uniform thickness over a certain width in the body length direction (axial direction) of the cooling roll 5. The chute 4 has a function of adjusting the temperature of the molten alloy 2 immediately before reaching the cooling roll 5 in addition to the above function. The temperature of the molten alloy 2 on the chute 4 is desirably 100 ° C. or more higher than the liquidus temperature. If the temperature of the molten alloy 2 is too low, primary crystals that adversely affect the alloy properties after quenching are locally generated and may remain after solidification. The temperature of the molten metal staying on the chute 4 can be controlled by adjusting the temperature of the molten metal at the time of pouring from the melting furnace 3 into the chute 4 or the heat capacity of the chute 3 itself. ) May be provided.
[0049]
Using the above quenching apparatus, for example, Nd: 33% by mass, Dy: 1.0% by mass, Co: 1.0% by mass, B: 1.0% by mass, the balance Fe and inevitable impurities (Mn and Si are 0% .1% by mass or less) to form a molten alloy. After keeping the molten alloy at 1350 ° C., it was brought into contact with the surface of a cooling roll to rapidly cool the molten alloy to obtain a flake-like alloy ingot having a thickness of about 0.1 to 5 mm. The quenching conditions at this time were as follows: a roll peripheral speed of about 1 to 3 m / sec, ² ~ 2 × 10 ⁴ ° C / sec.
[0050]
The quenched alloy slab thus produced is pulverized into flakes having a size of 1 to 10 mm before the next hydrogen pulverization. The method for producing a raw material alloy by the strip casting method is also disclosed in, for example, US Pat. No. 5,383,978.
[0051]
[First crushing step]
A plurality of raw material packs (for example, made of stainless steel) are filled with the raw material alloy slab coarsely pulverized in the flake shape and mounted on a rack. Thereafter, the rack on which the raw material pack is mounted is inserted into the hydrogen furnace. Next, the lid of the hydrogen furnace is closed, and a hydrogen embrittlement treatment (hereinafter sometimes referred to as “hydrogen crushing treatment”) step is started. The hydrogen pulverizing process is performed, for example, according to a temperature profile shown in FIG. In the example of FIG. 4, first, the evacuation process I is performed for 0.5 hours, and then the hydrogen storage process II is performed for 2.5 hours. In the hydrogen storage process II, hydrogen gas is supplied into the furnace, and the inside of the furnace is set to a hydrogen atmosphere. The hydrogen pressure at that time is preferably about 200 to 400 kPa.
[0052]
Subsequently, after performing the dehydrogenation process III under a reduced pressure of about 0 to 3 Pa for 5.0 hours, the cooling process IV of the raw material alloy is performed for 5.0 hours while supplying argon gas into the furnace.
[0053]
In the cooling process IV, when the atmosphere temperature in the furnace is relatively high (for example, when the temperature exceeds 100 ° C.), an inert gas at room temperature is supplied into the hydrogen furnace and cooled. Then, at the stage when the temperature of the raw material alloy is lowered to a relatively low level (for example, when the temperature is 100 ° C. or lower), an inert gas cooled to a temperature lower than normal temperature (for example, room temperature minus about 10 ° C.) is introduced into the hydrogen furnace 10. Supplying is preferable from the viewpoint of cooling efficiency. The supply amount of argon gas is 10 to 100 Nm ³ / Min.
[0054]
When the temperature of the raw material alloy is lowered to about 20 to 25 ° C., an inert gas at substantially normal temperature (a temperature lower than room temperature but a difference from room temperature within a range of 5 ° C. or less) is blown into the hydrogen furnace, and the raw material is cooled. It is preferable to wait until the temperature of the mixture reaches the normal temperature level. By doing so, when the lid of the hydrogen furnace is opened, a situation in which dew condensation occurs inside the furnace can be avoided. If moisture is present inside the furnace due to dew condensation, the moisture freezes and evaporates in the evacuation step, which makes it difficult to increase the degree of vacuum and increases the time required for the evacuation step I, which is not preferable.
[0055]
When the coarsely pulverized alloy powder after hydrogen pulverization is taken out of the hydrogen furnace, it is preferable to perform the takeout operation in an inert atmosphere so that the coarsely pulverized powder does not come into contact with the atmosphere. This prevents the coarsely pulverized powder from oxidizing and generating heat, and improves the magnetic properties of the magnet. Next, the coarsely pulverized raw material alloy is filled into a plurality of raw material packs and mounted on a rack.
[0056]
By the above-described hydrogen treatment, the rare earth alloy is pulverized to a size of, for example, about 0.1 mm to several mm, and the average particle size becomes 500 μm or less. After hydrogen pulverization, it is preferable that the embrittled raw material alloy is further finely pulverized and cooled by a cooling device such as a rotary cooler. In the case where the raw material is taken out in a relatively high temperature state, the time of the cooling process using a rotary cooler or the like may be made relatively long.
[0057]
A large amount of rare earth elements such as Nd are exposed on the surface of the coarsely pulverized powder produced by hydrogen pulverization and are in a state of being easily oxidized. Before the next pulverization step, about 0.04% by mass of zinc stearate is added as a pulverization auxiliary.
[0058]
[Second grinding step]
Next, fine pulverization is performed on the coarsely pulverized powder produced in the first pulverization step using a jet mill device. In the present embodiment, a cyclone classifier suitable for ultrafine powder removal is connected to the crusher.
[0059]
Hereinafter, the fine pulverization step (second pulverization step) performed using the jet mill apparatus will be described in detail with reference to FIG.
[0060]
The illustrated jet mill device 10 includes a raw material input device 12 that supplies a rare earth alloy (object to be crushed) coarsely pulverized in the first pulverization step, and a crusher that pulverizes the object to be crushed input from the material input device 12. 14, a cyclone classifier 16 for classifying powder obtained by crushing the material to be crushed by the crusher 14, and a collection tank 18 for collecting powder having a predetermined particle size distribution classified by the cyclone classifier 16. Have.
[0061]
The raw material input device 12 includes a raw material tank 20 for storing the material to be ground, a motor 22 for controlling the supply amount of the material to be ground from the raw material tank 20, and a spiral feeder (screw feeder) connected to the motor 22. 24.
[0062]
The crusher 14 has a vertically long, substantially cylindrical crusher main body 26, and a plurality of nozzles for attaching a nozzle for ejecting an inert gas (for example, nitrogen) at a high speed below the crusher main body 26. A mouth 28 is provided. To the side of the crusher main body 26, a raw material input pipe 30 for charging an object to be crushed into the crusher main body 26 is connected.
[0063]
The raw material input pipe 30 is provided with a valve 32 for temporarily holding the material to be supplied and confining the pressure inside the pulverizer 14, and the valve 32 has a pair of an upper valve 32a and a lower valve 32b. are doing. The feeder 24 and the raw material input pipe 30 are connected by a flexible pipe 34.
[0064]
The crusher 14 includes a classifying rotor 36 provided above the inside of the crusher main body 26, a motor 38 provided above the outside of the crusher main body 26, and a connection pipe 40 provided above the crusher main body 26. Have. The motor 38 drives the classification rotor 36, and the connection pipe 40 discharges the powder classified by the classification rotor 36 to the outside of the crusher 14.
[0065]
The crusher 14 includes a plurality of legs 42 serving as support portions. A base 44 is provided near the outer periphery of the crusher 14, and the crusher 14 is mounted on the base 44 by the legs 42. In the present embodiment, a weight detector 46 such as a load cell is provided between the leg 42 of the crusher 14 and the base 44. Based on the output from the weight detector 46, the control unit 48 controls the number of rotations of the motor 22, and thereby can control the amount of the material to be ground.
[0066]
The cyclone classifier 16 has a classifier main body 64, and an exhaust pipe 66 is inserted into the classifier main body 64 from above. An introduction port 68 for introducing the powder classified by the classification rotor 36 is provided on a side portion of the classifier main body 64, and the introduction port 68 is connected to the connection pipe 40 by a flexible pipe 70. An outlet 72 is provided at a lower portion of the classifier main body 64, and a recovery tank 18 for a desired finely pulverized powder is connected to the outlet 72.
[0067]
The flexible pipes 34 and 70 are preferably made of resin, rubber, or the like, or made to have flexibility by forming a highly rigid material into a bellows shape or a coil shape. When such flexible pipes 34 and 70 are used, the change in weight of the raw material tank 20, the feeder 24, the classifier main body 64, and the recovery tank 18 is not transmitted to the legs 42 of the crusher 14. Therefore, if the weight is detected by the weight detector 46 provided on the leg 42, the weight of the crushed material retained in the crusher 14 and its change amount can be accurately detected, and the crushed material supplied to the crusher 14 is supplied. The quantity of things can be controlled precisely.
[0068]
Next, a pulverizing method using the above-described jet mill device 10 will be described.
[0069]
First, an object to be ground is charged into the raw material tank 20. The material to be crushed in the raw material tank 20 is supplied to the crusher 14 by the supply device 24. At this time, by controlling the number of revolutions of the motor 22, the supply amount of the crushed material can be adjusted. The material to be crushed supplied from the supply device 24 is once blocked by the valve 32. Here, the pair of upper valves 32a and lower valves 32b perform opening and closing operations alternately. That is, when the upper valve 32a is open, the lower valve 32b is closed, and when the upper valve 32a is closed, the lower valve 32b is open. By alternately opening and closing the pair of valves 32a and 32b in this manner, the pressure in the crusher 14 can be prevented from leaking to the raw material input device 12 side. As a result, the object to be ground is supplied between the pair of upper valve 32a and lower valve 32b when the upper valve 32a is opened. Then, when the lower valve 32b is opened next time, it is guided to the raw material charging pipe 30 and introduced into the crusher 14. The valve 32 is driven at a high speed by a sequence circuit (not shown) different from the control circuit 48, and the material to be ground is continuously supplied into the mill 14.
[0070]
The object to be pulverized introduced into the pulverizer 14 is wound up in the pulverizer 14 by the high-speed injection of the inert gas from the nozzle port 28, and swirls with the high-speed airflow in the apparatus. Then, the objects to be ground are finely ground by mutual collision.
[0071]
The finely pulverized powder particles are guided to the classifying rotor 36 by the ascending airflow, are classified by the classifying rotor 36, and the coarse powder is pulverized again. On the other hand, the powder pulverized to a predetermined particle size or less is introduced into the classifier body 64 of the cyclone classifier 16 from the inlet 68 via the connection pipe 40 and the flexible pipe 70. By using the classifying rotor 36, it is possible to efficiently remove powder particles having a particle size larger than the particle size showing the peak of the particle size distribution. If there are many coarse powder particles exceeding 10 μm in the finally obtained powder, the coercive force of the sintered magnet is reduced. Is preferably reduced. In the present embodiment, in the finally obtained powder, the volume of particles having a particle diameter of more than 10 μm is adjusted to 10% or less of the total particle volume of the powder.
[0072]
In the classifier main body 16, relatively large powder particles having a predetermined particle size or more are deposited in a recovery tank 18 provided at a lower portion, and the ultrafine powder is discharged to the outside from an exhaust pipe 66 together with an inert gas stream. . In the present embodiment, the ultrafine powder is removed through the exhaust pipe 66, thereby reducing the volume ratio of the ultrafine powder (particle size: 1.0 μm or less) in the powder collected in the collection tank 18. In a preferred embodiment, the volume ratio of the ultrafine powder (particle size: 1.0 μm or less) is adjusted to 10% or less.
[0073]
When the R-rich ultrafine powder is removed in this manner, the amount of the rare earth element R in the sintered magnet consumed for bonding with oxygen can be reduced, and the magnet properties can be improved.
[0074]
As described above, in the present embodiment, the cyclone classifier 16 with blow-up is used as a classifier connected to the subsequent stage of the jet mill (pulverizer 14). According to such a cyclone classifier 16, the ultrafine powder having a particle diameter equal to or smaller than a predetermined value is inverted and rises without being collected in the collection tank 18, and is discharged from the pipe 66 to the outside of the apparatus.
[0075]
The particle size of the fine powder removed from the pipe 66 to the outside of the apparatus can be controlled by appropriately defining the parameters of each part of the cyclone and adjusting the pressure of the inert gas stream.
[0076]
According to the present embodiment, an alloy powder having an average particle size (FSSS particle size) of, for example, 4.0 μm or less, and the volume of the ultrafine powder having a particle size of 1.0 μm or less is 10% or less of the total volume of the powder. Can be obtained.
[0077]
In order to suppress oxidation in the pulverization step as much as possible, it is preferable to suppress the amount of oxygen in the high-speed airflow gas (inert gas) used when performing the pulverization to, for example, a range of about 1000 to 20000 ppm by volume, More preferably, it is suppressed to be as low as about 5,000 to 10,000 ppm by volume. A pulverizing method for controlling the oxygen concentration in the high-speed airflow gas is described in Japanese Patent Publication No. 6-6728.
[0078]
By controlling the concentration of oxygen contained in the atmosphere at the time of pulverization as described above, it is preferable to adjust the oxygen content of the alloy powder after pulverization to 6000 ppm by mass or less. If the content of oxygen in the rare earth alloy powder exceeds 6000 mass ppm and becomes too large, the proportion of the nonmagnetic oxide in the sintered magnet increases, and the magnetic properties of the final sintered magnet deteriorate. It is because.
[0079]
In this embodiment, since the R-rich ultrafine powder is appropriately removed, the oxygen concentration of the powder is controlled to 6000 mass ppm or less by adjusting the oxygen concentration in an inert gas atmosphere at the time of pulverization. However, if the volume ratio of the ultrafine powder exceeds 10% of the total without performing the removal of the R-rich ultrafine powder, the oxygen concentration in the inert gas atmosphere can be reduced. However, the oxygen concentration in the powder finally obtained will exceed 6000 mass ppm. However, when the powder is molded in an air atmosphere, it is preferable that the powder contains 3500 mass ppm or more of oxygen in order to suppress oxidation and heat generation of the molded body.
[0080]
In the present embodiment, the second crushing step is performed using the jet mill device 10 having the configuration shown in FIG. 5, but the present invention is not limited to this, and the jet mill device having another configuration, or Other types of pulverizers (for example, an attritor or a ball mill) may be used. A classifier other than a cyclone classifier may be used as a classifier for removing ultrafine powder.
[0081]
[Addition of lubricant]
A liquid lubricant or a binder containing a fatty acid ester or the like as a main component is added to the raw material alloy powder produced by the above method. For example, it is preferable to add and mix, for example, 0.15 to 5.0% by mass of a lubricant in an inert atmosphere using a device such as a rocking mixer. Fatty acid esters include methyl caproate, methyl caprylate, and methyl laurate. The important point is that the lubricant can volatilize and be removed in a later step. If the lubricant itself is a solid that is difficult to mix uniformly with the alloy powder, it may be diluted with a solvent before use. As the solvent, a petroleum solvent represented by isoparaffin, a naphthenic solvent, or the like can be used. The timing of adding the lubricant is arbitrary, and may be before, during, or after pulverization. The liquid lubricant coats the surfaces of the powder particles and exerts an antioxidant effect on the particles. The liquid lubricant also has the function of equalizing the density of the compact during pressing, reducing friction between powder particles, improving compressibility, and suppressing orientation disorder. When a solid lubricant such as zinc stearate is used, it can be added before pulverization and mixed during pulverization. This mixing may be performed by a rocking mixer after the pulverization.
[0082]
[Press molding]
Next, using a known press device, the magnetic powder produced by the above method is molded in an orientation magnetic field. In the present embodiment, in order to increase the orientation in a magnetic field, the pressing pressure is adjusted within a range of 5 to 100 MPa, preferably 15 to 40 MPa. After the press molding is completed, the powder compact is pushed up by the lower punch and taken out of the press device.
[0083]
Next, the formed body is placed on a sintering base plate formed of, for example, a molybdenum material, and is mounted on a sintering case together with the base plate. The sintering case on which the sintered body is mounted is transferred into a sintering furnace, where the sintering process is performed.
[0084]
The sintering step in the present embodiment may be performed using either a batch furnace or a continuous furnace. In a preferred embodiment of the present invention, the heater and the cooling mechanism of the sintering furnace are controlled so that the temperature of the formed body (sintered body) changes according to the profiles shown in FIGS. 1B and 1C.
[0085]
Note that the temperature profiles shown in FIGS. 1B and 1C are merely examples that can be adopted in the present invention. The time for maintaining the temperature at T1 and T3 is appropriately determined within the range of 0.5 to 100 hours and 0.01 to 100 hours, respectively. As described above, the holding time at the temperature T2 is set in the range of 0.01 hours to 100 hours, and is preferably set to 0.5 hours to 50 hours.
[0086]
Further, the temperature profile until the temperature is raised to the sintering temperature T1 is not limited to that shown in FIGS. 1B and 1C, and the temperature profile is maintained at a temperature before reaching the sintering temperature T1 for a predetermined time. A plurality of heat treatment steps may be performed. What is important for the present invention is that the grain boundary phase having the structure shown in FIG. 2B is formed by controlling the cooling process of the liquefied grain boundary phase. In order to shorten the holding time at the sintering temperature T1 and suppress the grain growth of the main phase, dehydration is performed at a temperature of about 800 ° C. for a predetermined time (for example, 0.5 to 6 hours) before reaching the sintering temperature T1. Preferably, an elementary step is performed.
[0087]
A gas (an inert gas such as an argon gas) that does not easily react with the powder of the compact is used as the atmosphere in the furnace when performing the heat treatment for sintering. Further, the pressure of the atmospheric gas is preferably set lower than the atmospheric pressure, and is reduced to, for example, 17 Pa or less.
[0088]
After the sintering step of the present embodiment, the sintered body finally cooled to the room temperature level is appropriately subjected to processing such as cutting, polishing, and protection film deposition.
[0089]
[Alloy composition]
Specifically, it is preferable to use at least one of Pr, Nd, Sm, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, and Lu as the rare earth element R. In order to obtain sufficient magnetization, it is preferable that 50 atomic% or more of the rare earth element R is occupied by one or both of Pr and Nd.
[0090]
When the rare earth element R is less than 8 atomic%, the coercive force may be reduced due to the precipitation of the α-Fe phase. If the rare earth element R exceeds 18 atomic%, the desired tetragonal R ₂ Fe ₁₄ In addition to the B-type compound, a large amount of the R-rich second phase may precipitate, and the magnetization may be reduced. For this reason, the rare earth element R is preferably in the range of 8 to 18 atomic% of the whole.
[0091]
A part of Fe may be replaced by Co in order to improve magnet properties. Co addition, particularly when a quenched alloy is used, tends to cause precipitation of a ferromagnetic compound in the grain boundary phase, which tends to cause a decrease in coercive force. However, according to the present invention, when Co is added at 0.5 atomic% or more, However, almost no ferromagnetic Co compound is formed, and an improvement in coercive force is realized. As the transition metal element that replaces Fe, a transition metal element such as Ni, V, Cr, Mn, Cu, Zr, Mb, and Mo can be used in addition to Co. The proportion of Fe in the entire transition metal element is preferably at least 50 atomic%. When the proportion of Fe is less than 50 atomic%, Nd ₂ Fe ₁₄ This is because the saturation magnetization of the B-type compound itself decreases.
[0092]
B and / or C are tetragonal Nd ₂ Fe ₁₄ It is essential for stably depositing the B-type crystal structure (especially B is essential). If the added amount of B and / or C is less than 3 atomic%, R ₂ T ₁₇ Since the phase is precipitated, the coercive force decreases, and the squareness of the demagnetization curve is significantly impaired. On the other hand, if the addition amount of B and / or C exceeds 20 atomic%, a second phase having a small magnetization is precipitated.
[0093]
In order to further increase the magnetic anisotropy of the powder, another additive element M may be added. As the additional element M, at least one element selected from the group consisting of Al, Ti, V, Cr, Ni, Ga, Zr, Nb, Mo, In, Sn, Hf, Ta, and W is preferably used. You. Such an additive element M may not be added at all. When adding, the addition amount is preferably set to 3 atomic% or less. If the addition amount exceeds 3 atomic%, not the ferromagnetism but the second phase will precipitate and the magnetization will decrease. Note that the additive element M is not required to obtain magnetically isotropic magnetic powder, but Al, Cu, Ga, or the like may be added to increase the intrinsic coercive force.
[0094]
[Examples and Comparative Examples]
In this embodiment, a molten alloy containing 33% by mass of Nd, 1.0% by mass of Dy, 1.0% by mass of Co, 1.0% by mass of B, and Fe (residual) is cast by a strip casting method. And solidified by cooling.
[0095]
The quenched alloy was pulverized by the above-mentioned pulverization method to produce a finely pulverized powder having an average particle size (FSSS particle size) of about 2.8 to 4.0 μm. The particle size distribution was measured using a particle size analyzer (product number: HELOS Particle Size Analyzer) manufactured by sympatec. This particle size distribution measurement device uses the fact that the amount of transmitted light decreases when a laser beam scanned at high speed is blocked by particles, and directly calculates the particle size from the time required for the laser beam to pass through the particles. Can be sought.
[0096]
Next, 0.3 mass% of methyl caproate diluted with a petroleum-based solvent was added to these powders, mixed, and then press-molded with a die press to obtain a 20 mm × 20 mm × A powder compact having a size of 20 mm long × 10 mm high was produced. Breath pressure is about 35MPa, molding density is 4.5g / cm ³ And At the time of pressing, an orientation magnetic field (1.0 MA / m) perpendicular to the uniaxial compression direction was applied.
[0097]
After pressing, the compact was sintered in an argon atmosphere (pressure: 2 Pa). The sintering conditions are as follows.
[0098]
(The rate of temperature rise from room temperature to temperature T1 (= 1080 ° C.): 3 ° C./min.)
Holding time at temperature T1: 6 hours
(Cooling rate from temperature T1 to temperature T2 (= 630 ° C.): 1.25 ° C./min)
Holding time at temperature T2: 12 hours
(Cooling rate from room temperature T2 to room temperature: 80 ° C./min)
[0099]
The coercive force iHc of the sintered magnet obtained in this example was 1,232 kA / m, and the residual magnetic flux density Br was 1.35 T.
[0100]
Next, as a comparative example, a sintering step was performed under the following heat treatment conditions using a powder compact produced under the same conditions.
[0101]
(The rate of temperature rise from room temperature to temperature T1 (= 1080 ° C.): 3 ° C./min.)
Holding time at temperature T1: 6 hours
Cooling rate from temperature T1 to room temperature (= 20 ° C.): 80 ° C./min)
Aging treatment: 12 hours at 630 ° C
[0102]
The coercive force of the sintered magnet of the comparative example thus obtained was 1159 kA / m for iHc and 1.35 T for the residual magnetic flux density Br.
[0103]
A comparison between the example and the comparative example shows that the coercive force is equal, but the coercive force is improved by about 6% in the example.
[0104]
The sintered magnets of the examples and comparative examples were observed by a transmission electron microscope (TEM). 6 and 7 are TEM photographs of an example and a comparative example, respectively. The sites 1 and 3 in the TEM photograph show the main phase region, and the site 2 shows the grain boundaries. As can be seen from the TEM photograph in FIG. 6, the grain boundary phase of the example has an amorphous layer portion (thickness: 0.1 nm to 10 nm) on the side in contact with the main phase and an amorphous layer portion. A crystal layer portion (thickness: 1 nm to 10 nm) exists in a region (central portion of the grain boundary phase) sandwiched between the layers. On the other hand, as can be seen from the TEM photograph of FIG. 7, the grain boundary phase of the comparative example is entirely amorphous. The thicknesses of the amorphous layer portion and the crystal layer portion are values when the triple point of the crystal grain boundary is not included, and may reach 1000 nm near the triple point.
[0105]
Analysis of the TEM photograph of this example shows that, in an arbitrary cross section of the rare earth sintered magnet according to the present invention, the proportion of the area occupied by the nonmagnetic crystal layer portion in the grain boundary phase is 20% or more, and the average of the main phase The particle size was 1.5 μm or more and 20 μm or less. The average thickness of the grain boundary phase was 1 nm or more and 100 nm or less.
[0106]
The average crystal grain size of the main phase in the present specification indicates a value measured by a method specified in JIS H0501.
[0107]
【The invention's effect】
According to the present invention, by optimizing the heat treatment after sintering, the transition metal present in the grain boundary phase is crystallized as a non-magnetic compound at the center of the grain boundary phase, and an amorphous layer is formed around it. Is done. The grain boundary phase having such a structure provides a rare-earth magnet having an improved coercive force in order to suppress generation of reverse magnetic domains.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1A is a graph showing a temperature profile of a sintering step in the related art, and FIG. 1B is a graph showing a temperature profile of a sintering step in the first embodiment of the present invention; c) is a graph showing a temperature profile of a sintering step according to the second embodiment of the present invention. In each graph, the vertical axis indicates temperature, and the horizontal axis indicates time.
FIG. 2 (a) is a cross-sectional view schematically showing a grain boundary phase in a conventional rare earth sintered magnet and the vicinity thereof, and FIG. 2 (b) is a grain boundary phase in a rare earth sintered magnet of the present invention and its vicinity. It is sectional drawing which shows the vicinity typically, (c) is sectional drawing which shows typically the grain boundary phase after the aging treatment of the sintered magnet of this invention, and its vicinity.
FIG. 3 is a diagram showing a configuration of a single roll type strip caster suitably used in an embodiment of the present invention.
FIG. 4 is a graph showing an example of a temperature profile of a hydrogen crushing process performed in the coarse crushing step in the present invention.
FIG. 5 is a cross-sectional view showing a configuration of a jet mill device suitably used for performing a fine pulverization step in the present invention.
FIG. 6 is a TEM photograph showing a cross-sectional structure of a sintered magnet in an example of the present invention.
FIG. 7 is a TEM photograph showing a cross-sectional structure of a sintered magnet in a comparative example.
[Explanation of symbols]
1 quenching room
2 molten alloy
3 melting furnace
4 Shoot (Tundish)
5 Cooling roll
7 Rapid solidification alloy
8 Collection container
10 Jet mill equipment
12 Material input machine
14 crusher
16 Cyclone Classifier
18 Collection tank
20 Raw material tank
22 Motor
24 feeder (screw feeder)
26 Crusher body
28 Nozzle port
30 Raw material input pipe
32 valves
32a Upper valve
32b lower valve
34 Flexible Pipe
36 classifier rotor
38 motor
40 Connection pipe
42 legs
44 base
46 Weight detector
48 control unit
64 classifier body
66 exhaust pipe
68 Inlet
70 Flexible pipe
72 Exit

Claims (13)

Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石であって、
前記粒界相は、前記主相の表面を薄く覆う非晶質層部分と、前記非晶質層部分によって挟まれた領域に存在する非磁性結晶層部分とを含んでいる希土類焼結磁石。A rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having an R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase,
The rare earth sintered magnet, wherein the grain boundary phase includes an amorphous layer portion that thinly covers the surface of the main phase, and a nonmagnetic crystal layer portion existing in a region sandwiched between the amorphous layer portions. 任意断面において、前記非磁性結晶層部分が前記粒界相中に占める面積の割合が２０％以上である請求項１に記載の希土類焼結磁石。2. The rare earth sintered magnet according to claim 1, wherein in an arbitrary cross section, a ratio of an area occupied by the nonmagnetic crystal layer portion in the grain boundary phase is 20% or more. 前記主相の平均粒径は、１．５μｍ以上２０μｍ以下である請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。The rare earth sintered magnet according to claim 1, wherein an average particle size of the main phase is 1.5 μm or more and 20 μm or less. 前記非磁性結晶層部分は遷移金属元素を含んでいる請求項１から３のいずれかに記載の希土類焼結磁石。The rare earth sintered magnet according to any one of claims 1 to 3, wherein the nonmagnetic crystal layer portion includes a transition metal element. ＭｎおよびＳｉの含有濃度が、それぞれ、１質量％以下に調節されている請求項１から４のいずれかに記載の希土類焼結磁石。The rare-earth sintered magnet according to any one of claims 1 to 4, wherein the contents of Mn and Si are each adjusted to 1% by mass or less. 前記粒界相の平均厚さは、１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である請求項１から５のいずれかに記載の希土類焼結磁石。The rare earth sintered magnet according to any one of claims 1 to 5, wherein the average thickness of the grain boundary phase is 1 nm or more and 100 nm or less. 原料合金は急冷合金である請求項１から６のいずれかに記載の希土類焼結磁石。The rare-earth sintered magnet according to any one of claims 1 to 6, wherein the raw material alloy is a quenched alloy. Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、
前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、
前記焼結体を温度Ｔ１から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させる工程と、
前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を、０．０１時間以上１００時間以下の間、実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having an R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase,
Preparing a powder of R-Fe-B-based quenched alloy;
Forming a sintered body by sintering the powder at a temperature T1 of 1000 ° C. or more and 1100 ° C. or less;
Cooling the sintered body from the temperature T1 at an average cooling rate of 50 ° C./min or less to lower the temperature of the sintered body to a temperature T2 of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less;
Performing a heat treatment on the sintered body at a temperature T2 for a period of 0.01 hours or more and 100 hours or less;
A method for producing a rare earth sintered magnet comprising: Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程と、
前記粉末を１０００℃以上１１００℃以下の温度Ｔ１で焼結することによって焼結体を形成する工程と、
前記焼結体を温度Ｔ１から冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃を下回る温度に低下させる工程と、
前記焼結体を加熱することにより、４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３まで前記焼結体の温度を上昇させる工程と、
前記焼結体を温度Ｔ３から５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を温度Ｔ２にまで低下させる工程と、
前記焼結体に対する温度Ｔ２での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having an R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase,
Preparing a powder of R-Fe-B-based quenched alloy;
Forming a sintered body by sintering the powder at a temperature T1 of 1000 ° C. or more and 1100 ° C. or less;
Cooling the sintered body from a temperature T1 to lower the temperature of the sintered body to a temperature lower than 400 ° C .;
Heating the sintered body to raise the temperature of the sintered body to a temperature T3 higher than a temperature T2 of 400 ° C. or more and 900 ° C. or less;
Cooling the sintered body from the temperature T3 at an average cooling rate of 50 ° C./min or less to lower the temperature of the sintered body to the temperature T2;
Performing a heat treatment on the sintered body at a temperature T2 for 0.01 to 100 hours;
A method for producing a rare earth sintered magnet comprising: Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物（Ｒは希土類元素）からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する粒界相とを有する希土類焼結磁石の製造方法であって、
Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有する化合物からなる主相と、前記主相の粒界部分に位置する非晶質の粒界相とを有する焼結体を用意する工程と、
前記焼結体を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２よりも高い温度Ｔ３に加熱した後、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、前記焼結体の温度を４００℃以上９００℃以下の温度Ｔ２にまで低下させ、その温度での熱処理を０．０１時間以上１００時間以下の間実行する工程と、
を含む希土類焼結磁石の製造方法。A method for producing a rare earth sintered magnet having a main phase composed of a compound having an R ₂ Fe ₁₄ B type crystal structure (R is a rare earth element) and a grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase,
A step of preparing a sintered body having a main phase composed of a compound having an R ₂ Fe ₁₄ B-type crystal structure and an amorphous grain boundary phase located at a grain boundary portion of the main phase;
After the sintered body is heated to a temperature T3 higher than a temperature T2 of 400 ° C or more and 900 ° C or less, and cooled at an average cooling rate of 50 ° C / minute or less, the temperature of the sintered body is 400 ° C or more and 900 ° C or less. Lowering the temperature to a temperature T2 of not more than 0 ° C. and performing a heat treatment at that temperature for 0.01 to 100 hours.
A method for producing a rare earth sintered magnet comprising: 前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金の粉末を用意する工程は、
原料合金の溶湯を１０^２℃／秒以上２×１０^４℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することによって急冷合金を作製する工程と、
前記急冷合金を粉砕する工程と
を包含する請求項８または９に記載の希土類焼結磁石の製造方法。The step of preparing the R-Fe-B-based quenched alloy powder includes:
Producing a quenched alloy by cooling the melt of the raw material alloy at an average cooling rate of 10 ² ° C / sec or more and 2 × 10 ⁴ ° C / sec or less;
The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 8 or 9, further comprising a step of pulverizing the quenched alloy. 前記原料合金の溶湯は、ストリップキャスト法によって冷却される請求項１１に記載の希土類焼結磁石の製造方法。The method for producing a rare earth sintered magnet according to claim 11, wherein the molten metal of the raw material alloy is cooled by a strip casting method. 前記急冷合金を粉砕する工程は、水素処理によって前記急冷合金を脆化する工程を含んでいる請求項１１または１２に記載の希土類焼結磁石の製造方法。The method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to claim 11 or 12, wherein the step of pulverizing the quenched alloy includes a step of embrittlement of the quenched alloy by hydrogen treatment.

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