JP6946905B2 - Diffusion source - Google Patents
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Description
本発明はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる拡散源に関する。 The present invention relates to a diffusion source used in the manufacture of RTB-based sintered magnets.
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｂは硼素である）は永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車用（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品などに使用されている。 R-TB-based sintered magnets (R is at least one of the rare earth elements and always contains Nd. T is Fe or Fe and Co and B is boron) are the highest among permanent magnets. Known as a high-performance magnet, it is used in various motors such as voice coil motors (VCM) for hard disk drives, motors for electric vehicles (EV, HV, PHV, etc.), motors for industrial equipment, and home appliances.
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特性の根幹をなしている。 R-T-B based sintered magnet is mainly composed of a main phase consisting of R 2 T 14 B compound, and the grain boundary phase located in the grain boundary of the main phase. The main phase, R 2 T 14 B compound, is a ferromagnetic material with high saturation magnetization and anisotropic magnetic field, and forms the basis of the characteristics of R-TB based sintered magnets.
高温では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力ＨｃＪ（以下、単に「ＨｃＪ」という場合がある）が低下するため、不可逆熱減磁が起こる。そのため、特に電気自動車用モータに使用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、高いＨｃＪを有することが要求されている。 At high temperatures, the coercive force H cJ (hereinafter, may be simply referred to as "H cJ ") of the RTB-based sintered magnet decreases, so that irreversible thermal demagnetization occurs. Therefore, in particular, the RTB -based sintered magnet used in a motor for an electric vehicle is required to have a high HcJ.
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物中のＲに含まれる軽希土類元素ＲＬ（例えば、ＮｄやＰｒ）の一部を重希土類元素ＲＨ（例えば、ＤｙやＴｂ）で置換すると、ＨｃＪが向上することが知られている。ＲＨの置換量の増加に伴い、ＨｃＪは向上する。 In the R-TB based sintered magnet, a part of the light rare earth element RL (for example, Nd or Pr) contained in R in the R 2 T 14 B compound is used as the heavy rare earth element RH (for example, Dy or Tb). Substitution is known to improve H cJ. As the amount of RH substituted increases, H cJ improves.
しかし、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物中のＲＬをＲＨで置換すると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨｃＪが向上する一方、残留磁束密度Ｂｒ（以下、単に「Ｂｒ」という場合がある）が低下する。また、特にＤｙなどのＲＨは、資源存在量が少ないうえ、産出地が限定されているなどの理由から、供給が安定しておらず、価格が大きく変動するなどの問題を有している。そのため、近年、ＲＨをできるだけ使用することなく、ＨｃＪを向上させることが求められている。 However, substitution with RH to RL in R 2 T 14 B compound, while improving H cJ of the R-T-B-based sintered magnet, the remanence B r (hereinafter, simply referred to as "B r" is There is) decreases. In particular, RH such as Dy has a problem that the supply is not stable and the price fluctuates greatly because the abundance of resources is small and the production area is limited. Therefore, in recent years, it has been required to improve H cJ without using RH as much as possible.
特許文献１には、Ｄｙの含有量を抑制しつつ保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が開示されている。この焼結磁石の組成は、一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べてＢ量が相対的に少ない特定の範囲に限定され、かつ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有している。その結果、粒界にＲ２Ｔ１７相が生成され、このＲ２Ｔ１７相から粒界に形成される遷移金属リッチ相（Ｒ６Ｔ１３Ｍ）の体積比率が増加することにより、ＨｃＪが向上する。 Patent Document 1 discloses an RTB-based rare earth sintered magnet having a high coercive force while suppressing the Dy content. The composition of this sintered magnet is limited to a specific range in which the amount of B is relatively small as compared with the generally used RTB-based alloy, and is selected from Al, Ga, and Cu1. It contains more than one kind of metal element M. As a result, an R 2 T 17 phase is generated at the grain boundary, and the volume ratio of the transition metal rich phase (R 6 T 13 M) formed at the grain boundary from this R 2 T 17 phase increases, so that H cJ Is improved.
特許文献１に開示されているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では、Ｄｙの含有量を低減しつつ高いＨｃＪが得られるものの、Ｂｒが大幅に低下するという問題があった。また、近年、電気自動車用モータ等の用途において更に高いＨｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。 The R-T-B rare earth sintered magnets disclosed in Patent Document 1, although a high H cJ is obtained while reducing the content of Dy, there is a problem that B r is greatly reduced. Further, in recent years, RTB -based sintered magnets having a higher HcJ have been demanded for applications such as motors for electric vehicles.
本開示の拡散源は、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末であって、前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末は、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成されており、前記粒子の断面は円形である。 The diffusion source of the present disclosure is a powder of a Pr-Ga alloy, and the powder of the Pr-Ga alloy is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm, and the cross section of the particles is It is circular.
ある実施形態において、前記Ｐｒ−Ｇａ合金のＮｄ含有量は不可避的不純物含有量以下である。 In certain embodiments, the Nd content of the Pr-Ga alloy is less than or equal to the unavoidable impurity content.
本開示の実施形態係る、組織が改質されたＰｒ及びＧａを含む拡散源とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とを処理容器内に配置し拡散工程を行うことにより、Ｐｒ−Ｇａ合金粉末の均一化された組織を持つ粒子からＰｒ及びＧａを拡散させる。これにより、高いＢｒとＨｃＪを得ることができる。また、拡散にともなう磁気特性のばらつきを抑制し、磁気特性のばらつきに起因するＢｒ及びＨｃＪの低下を抑制できる。 The Pr-Ga alloy according to the embodiment of the present disclosure is obtained by arranging a diffusion source containing Pr and Ga having a modified structure and an RTB-based sintered magnet material in a processing container and performing a diffusion step. Pr and Ga are diffused from the particles having a homogenized structure of the powder. Thus, it is possible to obtain a high B r and H cJ. Further, to suppress variations in the magnetic properties due to diffusion, it is possible to suppress the deterioration of the B r and H cJ due to variations in the magnetic properties.
本開示による拡散源の例示的な実施形態は、
(１)Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末である。
(２)前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末は、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成されている。
(３)前記粒子の断面は円形である。
An exemplary embodiment of a diffusion source according to the present disclosure
(1) Pr-Ga alloy powder.
(2) The Pr-Ga alloy powder is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm.
(3) The cross section of the particles is circular.
拡散源が、平均結晶粒径３μｍ超の金属間化合物の粒子から構成されているため、特性のばらつきを抑制しつつＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨｃＪを向上させることが可能になる。 Since the diffusion source is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm, it is possible to improve the HcJ of the RTB-based sintered magnet while suppressing variations in characteristics. ..
本開示において、拡散源は、アトマイズ法によって作製された粉末である。そのため、拡散源を構成する粉末の粒子の断面は円形である。 In the present disclosure, the diffusion source is a powder produced by the atomization method. Therefore, the cross section of the powder particles constituting the diffusion source is circular.
以下、本開示の実施形態を説明する。なお、必要以上に詳細な説明は省略する場合がある。たとえば、既によく知られた事項の詳細説明や実質的に同一の構成に対する重複説明を省略する場合がある。これは、以下の説明が不必要に冗長になるのを避け、当業者の理解を容易にするためである。本発明者らは、当業者が本開示を十分に理解するために添付図面及び以下の説明を提供する。これらによって特許請求の範囲に記載の主題を限定することを意図するものではない。 Hereinafter, embodiments of the present disclosure will be described. In addition, more detailed explanation than necessary may be omitted. For example, detailed explanations of already well-known matters and duplicate explanations for substantially the same configuration may be omitted. This is to avoid unnecessary redundancy of the following description and to facilitate the understanding of those skilled in the art. The inventors provide the accompanying drawings and the following description to allow those skilled in the art to fully understand the present disclosure. These are not intended to limit the subject matter described in the claims.
＜拡散源＞
［Ｐｒ−Ｇａ合金］
Ｐｒ−Ｇａ合金のＰｒは、Ｐｒ−Ｇａ合金の全体の６５〜９７質量％である。このＰｒの３０質量％以下をＮｄで置換することができ、Ｐｒの２０質量％以下をＤｙ及び／又はＴｂで置換することができる。ＧａはＰｒ−Ｇａ合金全体の３質量％〜３５質量％であり、Ｇａの５０質量％以下をＣｕで置換することができる。Ｐｒ−Ｇａ合金は、不可避的不純物を含んでいても良い。なお、本発明における「Ｐｒの３０％以下をＮｄで置換することができ」とは、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒの含有量（質量％）を１００％とし、そのうち３０％をＮｄで置換できることを意味する。例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒが７０質量％（Ｇａが３０質量％）であれば、Ｎｄを２１質量％まで置換することができる。すなわち、Ｐｒが４９質量％、Ｎｄが２１質量％となる。Ｄｙ、Ｔｂ、Ｃｕの場合も同様である。
<Diffusion source>
[Pr-Ga alloy]
Pr of the Pr-Ga alloy is 65 to 97% by mass of the whole of the Pr-Ga alloy. 30% by mass or less of this Pr can be replaced with Nd, and 20% by mass or less of Pr can be replaced with Dy and / or Tb. Ga is 3% by mass to 35% by mass of the entire Pr-Ga alloy, and 50% by mass or less of Ga can be replaced with Cu. The Pr-Ga alloy may contain unavoidable impurities. In the present invention, "30% or less of Pr can be replaced with Nd" means that the content (mass%) of Pr in the Pr-Ga alloy can be 100%, of which 30% can be replaced with Nd. Means. For example, if Pr in the Pr-Ga alloy is 70% by mass (Ga is 30% by mass), Nd can be replaced up to 21% by mass. That is, Pr is 49% by mass and Nd is 21% by mass. The same applies to Dy, Tb, and Cu.
Ｐｒ及びＧａを上記範囲内としたＰｒ−Ｇａ合金の粉末をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して後述する拡散工程を行うことにより、Ｇａを、粒界を通じて磁石内部の奥深くまで拡散させることができる。Ｐｒは、Ｎｄ、Ｄｙ及び／又はＴｂと置換することができるが、それぞれの置換量が上記範囲を超えるとＰｒが少なすぎるため、高いＢｒと高いＨｃＪを得ることができない。好ましくは、前記Ｐｒ−Ｇａ合金のＮｄ含有量は不可避的不純物含有量以下（およそ１質量％以下）である。Ｇａは、５０％以下をＣｕで置換することができるが、Ｃｕの置換量が５０％を超えるとＨｃＪが低下する可能性がある。 By performing the diffusion step described later on the RTB-based sintered magnet material with the Pr-Ga alloy powder having Pr and Ga within the above range, Ga is diffused deep inside the magnet through the grain boundaries. Can be made to. Pr is, Nd, may be replaced with Dy and / or Tb, for each of the substitution amount is too small, Pr exceeds the above range, it is impossible to obtain a high B r and high H cJ. Preferably, the Nd content of the Pr-Ga alloy is less than or equal to the unavoidable impurity content (approximately 1% by mass or less). Ga can be replaced with Cu in an amount of 50% or less, but if the amount of Cu substitution exceeds 50%, H cJ may decrease.
［Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末］
本開示において、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末は、アトマイズ法によって作製されている。アトマイズ法によって作製された粉末は「アトマイズ粉末(atomized powder)」と呼ばれることがある。
[Pr-Ga alloy powder]
In the present disclosure, the Pr-Ga alloy powder is produced by the atomizing method. The powder produced by the atomizing method is sometimes referred to as "atomized powder".
アトマイズ法は、溶湯噴霧法とも呼ばれる粉末作製方法の１種であり、ガスアトマイズ法、プラズマアトマイズ法などの公知のアトマイズ法を含む。例えばガスアトマイズ法によれば、金属又は合金を溶解炉で溶融して溶湯を形成し、その溶湯を窒素又はアルゴンなどの不活性ガス雰囲気中に噴霧して凝固させる。噴霧された溶湯は、微細な液滴として飛散するため、高速度で冷却されて凝固する。作製される粉末粒子は、それぞれ、球形の形状を持つため、粉砕を行う必要はない。アトマイズ法によって作製される粉末粒子のサイズは、たとえば１０μｍ〜２００μｍ（例えば、篩いにより確認する）の範囲に分布する。また、アトマイズ法によって作製されることによりＰｒ−Ｇａ合金の粉末（拡散源）における粒子の断面は円形である。本開示における「粒子の断面は円形である」とは、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末（拡散源）における粒子の断面を観察すると、円形であることをいう。さらに本開示における円形とは真円度の平均値が０．８０〜１．００の範囲であることをいう。本開示における真円度とは、対象となる図形（アトマイズ粉の粉末粒子）の（４π×面積）を（周囲の長さの２乗）で割った値である。これらの計算を１０回行い（１０個の粉末粒子を調べ）、その平均値を求めることで真円度の平均値を求め、真円度の平均値が０．８０〜１．００の範囲にあるかどうか確認する。本開示における真円度は、円は１．００であり、形状が細長くなるにつれ値が小さくなる。 The atomizing method is one of the powder producing methods also called the molten metal spraying method, and includes known atomizing methods such as a gas atomizing method and a plasma atomizing method. For example, according to the gas atomization method, a metal or alloy is melted in a melting furnace to form a molten metal, and the molten metal is sprayed into an atmosphere of an inert gas such as nitrogen or argon to solidify. Since the sprayed molten metal scatters as fine droplets, it is cooled at a high speed and solidifies. Since each of the powder particles produced has a spherical shape, it is not necessary to pulverize the powder particles. The size of the powder particles produced by the atomizing method is distributed in the range of, for example, 10 μm to 200 μm (for example, confirmed by sieving). Further, since it is produced by the atomizing method, the cross section of the particles in the powder (diffusion source) of the Pr-Ga alloy is circular. The phrase "the cross section of the particles is circular" in the present disclosure means that the cross section of the particles in the powder (diffusion source) of the Pr-Ga alloy is circular when observed. Further, the circular shape in the present disclosure means that the average value of roundness is in the range of 0.80 to 1.00. The roundness in the present disclosure is a value obtained by dividing (4π × area) of a target figure (powder particles of atomized powder) by (square of the perimeter). Perform these calculations 10 times (examine 10 powder particles) and obtain the average value to obtain the average value of roundness, and the average value of roundness is in the range of 0.80 to 1.00. Check if there is. The roundness in the present disclosure is 1.00 for a circle, and the value becomes smaller as the shape becomes elongated.
アトマイズ法によれば、噴霧される合金溶湯の液滴が小さく、各液滴の重量に対する表面積が相対的に大きいため、冷却速度が高くなる。そのため、形成される粉末粒子は、非晶質又は微結晶質である。 According to the atomizing method, the droplets of the molten alloy to be sprayed are small, and the surface area is relatively large with respect to the weight of each droplet, so that the cooling rate is high. Therefore, the powder particles formed are amorphous or microcrystalline.
Ｐｒ−Ｇａ合金の溶湯を、アトマイズ法によって急冷凝固する場合、冷却速度を厳密に制御することは難しい。このため、粉末粒子ごとに組織の構造がばらつきやすい。例えば、粉末粒子内に生成される微小な結晶粒のサイズが粒子ごとに大きく変化し得る。具体的には、平均結晶粒径が１μｍの粒子が形成されたり、平均結晶粒径が３μｍの粒子が形成されたりする。このような組織の構造および平均結晶粒径のばらつきが生じると、後述する拡散工程において、粒子を構成する相の溶融温度、およびＰｒ及びＧａを拡散源として供給するレートにばらつきが生じる。このようなばらつきは、最終的に磁石特性のばらつきを招来する。その結果、高いＢｒと高いＨｃＪを有さないＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる場合がある。 When the molten metal of Pr-Ga alloy is rapidly cooled and solidified by the atomization method, it is difficult to strictly control the cooling rate. Therefore, the structure of the structure tends to vary from powder particle to powder particle. For example, the size of minute crystal grains generated in powder particles can vary greatly from particle to particle. Specifically, particles having an average crystal grain size of 1 μm are formed, or particles having an average crystal grain size of 3 μm are formed. When such a variation in the structure of the structure and the average crystal grain size occurs, the melting temperature of the phases constituting the particles and the rate of supplying Pr and Ga as a diffusion source vary in the diffusion step described later. Such variations ultimately lead to variations in magnet characteristics. As a result, there is a case where the R-T-B based sintered magnet having no high B r and high H cJ obtained.
このような課題を解決するため、本開示の実施形態では、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末（拡散源）は、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成する。これにより、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末を構成する粉末粒子の結晶性を改質し、均一性に優れた拡散源を得ることができる。そして、前記拡散源を用いることにより拡散工程における磁気特性のばらつきを抑制することができる。ここで金属間化合物相とは、拡散源を構成する粉末粒子内における金属間化合物の結晶粒全体のことをいう。拡散源を構成する粉末粒子内における金属間化合物が複数種類ある場合は、一番含有量の多い金属間化合物の結晶粒全体のことをいう。また、拡散源を構成するＰｒ−Ｇａ合金の粉末における全てが、平均結晶粒径３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成されている必要は必ずしもない。拡散源（Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末全体）の８０体積％以上は、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成されていれば本開示の効果を得ることができる。 In order to solve such a problem, in the embodiment of the present disclosure, the powder (diffusion source) of the Pr-Ga alloy is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm. As a result, the crystallinity of the powder particles constituting the powder of the Pr-Ga alloy can be modified, and a diffusion source having excellent uniformity can be obtained. Then, by using the diffusion source, it is possible to suppress variations in magnetic characteristics in the diffusion step. Here, the intermetallic compound phase refers to the entire crystal grain of the intermetallic compound in the powder particles constituting the diffusion source. When there are a plurality of types of intermetallic compounds in the powder particles constituting the diffusion source, it means the entire crystal grains of the intermetallic compound having the highest content. Further, it is not always necessary that all of the Pr-Ga alloy powder constituting the diffusion source is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm. The effects of the present disclosure can be obtained if 80% by volume or more of the diffusion source (the entire powder of Pr-Ga alloy) is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm.
このような構成にするためには、例えば以下に説明する熱処理を行う。
以下に説明する熱処理を行う。
In order to obtain such a configuration, for example, the heat treatment described below is performed.
The heat treatment described below is performed.
［合金粉末の熱処理］
本開示のある実施形態では、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末に対して、前記合金の粉末の融点よりも２５０℃低い温度以上、融点以下の温度で熱処理を行う。
[Heat treatment of alloy powder]
In one embodiment of the present disclosure, the Pr-Ga alloy powder is heat-treated at a temperature 250 ° C. lower or lower than the melting point of the alloy powder.
この熱処理により拡散源を構成するＰｒ−Ｇａ合金の粉末は、平均結晶粒径が３μｍを超える粒子から構成される。例えば熱処理の時間は３０分以上１０時間以下であり得る。 The powder of Pr-Ga alloy constituting the diffusion source by this heat treatment is composed of particles having an average crystal grain size of more than 3 μm. For example, the heat treatment time can be 30 minutes or more and 10 hours or less.
Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末に対する熱処理温度がＰｒ−Ｇａ合金の粉末の融点より２５０℃低い温度未満であると、温度が低すぎるため合金の粉末を構成する粉末粒子における金属間化合物の平均結晶粒径が３μｍ以下となり、結晶性が改質しない可能性があり、融点を超えると粉末どうしが溶着して拡散処理を効率よくできない可能性がある。好ましくは、拡散源を構成する粉末粒子の平均粒径は３．５μｍ以上２０μｍ以下である。 If the heat treatment temperature for the Pr-Ga alloy powder is less than 250 ° C. lower than the melting point of the Pr-Ga alloy powder, the temperature is too low and the average crystal grain size of the intermetallic compound in the powder particles constituting the alloy powder is too low. Is 3 μm or less, and there is a possibility that the crystallinity is not modified, and if it exceeds the melting point, the powders may be welded to each other and the diffusion treatment may not be efficient. Preferably, the average particle size of the powder particles constituting the diffusion source is 3.5 μm or more and 20 μm or less.
この熱処理は、炉内の雰囲気を調整することにより、熱処理後の拡散源における酸素含有量を０．５質量％以上４．０質量％以下にすることが好ましい。アトマイズ粉末を構成する合金粒子の表面の全体を意図的に酸化させることにより、粉末粒子と大気との接触時間や湿度の差異などによって生じ得る粒子ごとの特性ばらつきを低減することができ、拡散工程における磁気特性のばらつきを更に低減することができる。また、大気中の酸素と接して発火する可能性が低減する。このため、拡散源の品質管理が容易になる。 In this heat treatment, it is preferable that the oxygen content in the diffusion source after the heat treatment is 0.5% by mass or more and 4.0% by mass or less by adjusting the atmosphere in the furnace. By intentionally oxidizing the entire surface of the alloy particles constituting the atomized powder, it is possible to reduce the characteristic variation for each particle that may occur due to the difference in contact time and humidity between the powder particle and the atmosphere, and the diffusion step. It is possible to further reduce the variation in magnetic characteristics in. It also reduces the possibility of ignition in contact with oxygen in the atmosphere. Therefore, quality control of the diffusion source becomes easy.
拡散源は、実施形態において、粉末の状態にある。粉末状態にある拡散源の粒度は篩わけすることによって調整され得る。また、篩わけで排除される粉末が１０質量％以内であれば、その影響は少ないので、篩わけせずに用いてもよい。 The diffusion source is in the powder state in the embodiment. The particle size of the diffusion source in powder form can be adjusted by sieving. Further, if the amount of powder excluded by sieving is within 10% by mass, the effect is small, so that the powder may be used without sieving.
また、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成される拡散源を得るには、上述した熱処理以外の方法を用いてもよい。例えば、アトマイズ法で得られた合金粉末に対する冷却条件や保持温度時間等を調整することにより、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子を得てもよい。 Further, in order to obtain a diffusion source composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm, a method other than the above-mentioned heat treatment may be used. For example, particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm may be obtained by adjusting the cooling conditions, holding temperature, and the like for the alloy powder obtained by the atomizing method.
本開示の実施形態に係る拡散源の使用方法について説明する。使用方法には以下の工程が含まれる。
１．Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を用意する工程
２．拡散源を用意する工程
３．拡散工程
A method of using the diffusion source according to the embodiment of the present disclosure will be described. The usage method includes the following steps.
1. 1. Step of preparing RTB-based sintered magnet material 2. Step of preparing a diffusion source 3. Diffusion process
１．Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を用意する工程
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材としては、公知の磁石を使用することができる。
1. 1. Step of Preparing R-TB-based Sintered Magnet Material As the R-TB-based sintered magnet material, a known magnet can be used.
好ましくは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は以下の組成を有する。
Ｒ：２７．５〜３５．０質量％（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む）、
Ｂ：０．８０〜０．９９質量％、
Ｇａ：０〜０．８質量％、
Ｍ：０〜２質量％（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）及び不可避的不純物、
を含有し、下記不等式（１）を満足する。
［Ｔ］／５５．８５＞１４［Ｂ］／１０．８ （１）
ここで、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量であり、［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量である。
この不等式を満足するということは、Ｂの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ化合物の化学量論組成比よりも少ない、すなわち、主相（Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物）形成に使われるＴ量に対して相対的にＢ量が少ないことを意味している。
Preferably, the RTB-based sintered magnet material has the following composition.
R: 27.5 to 35.0% by mass (R is at least one of the rare earth elements and always contains Nd),
B: 0.80 to 0.99% by mass,
Ga: 0 to 0.8% by mass,
M: 0 to 2% by mass (M is at least one of Cu, Al, Nb, and Zr),
Remaining T (T is Fe or Fe and Co) and unavoidable impurities,
, And satisfies the following inequality (1).
[T] /55.85> 14 [B] /10.8 (1)
Here, [T] is the content of T represented by mass%, and [B] is the content of B represented by mass%.
The fact that satisfies this inequality, the content of B is less than the stoichiometric ratio of the R 2 T 14 B compound, i.e., the main phase (R 2 T 14 B compound) T amount used for formation to This means that the amount of B is relatively small.
このような組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材と本開示の拡散源とを処理容器内に配置し、後述する拡散工程を行うことにより、さらに高いＢｒと高いＨｃＪを得ることが可能となる。 Such composition of the R-T-B based sintered diffusion source magnet materials and the present disclosure is arranged in the processing vessel, by performing later-described diffusion process, to obtain a higher B r and high H cJ Is possible.
２．拡散源を用意する工程
上述した拡散源を用意する。拡散源については説明済みのため説明を省略する。
2. Step of preparing the diffusion source The above-mentioned diffusion source is prepared. Since the diffusion source has already been explained, the description thereof will be omitted.
３．拡散工程
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及び拡散源を処理容器内に配置し、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及び前記拡散源を真空又は不活性ガス雰囲気中、６００℃超９５０℃以下の温度で加熱することにより、前記拡散源に含まれるＰｒ及びＧａを前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面から内部に拡散させる。これにより、拡散源からＰｒやＧａを含む液相が生成し、その液相がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材中の粒界を経由して焼結素材表面から内部に拡散導入される。これにより、Ｐｒと共にＧａを、粒界を通じてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の奥深くまで拡散させることができる。熱処理の温度が６００℃以下であると、ＰｒやＧａを含む液相量が少なすぎて高いＨｃＪを得ることが出来ない可能性があり、９５０℃を超えるとＨｃＪが低下する可能性がある。また、好ましくは、拡散工程（６００℃超９５０℃以下）が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を拡散工程にて実施した温度から５℃／分以上の冷却速度で３００℃まで冷却した方が好ましい。より高いＨｃＪを得ることができる。さらに好ましくは、３００℃までの冷却速度は１５℃／分以上である。
3. 3. Diffusion step The RTB-based sintered magnet material and diffusion source are placed in a processing container, and the RTB-based sintered magnet material and the diffusion source are placed at a temperature of more than 600 ° C. in a vacuum or an inert gas atmosphere. By heating at a temperature of 950 ° C. or lower, Pr and Ga contained in the diffusion source are diffused from the surface of the RTB-based sintered magnet material to the inside. As a result, a liquid phase containing Pr and Ga is generated from the diffusion source, and the liquid phase is diffused and introduced from the surface of the sintered material to the inside via the grain boundaries in the RTB-based sintered magnet material. .. As a result, Ga together with Pr can be diffused deep into the RTB-based sintered magnet material through the grain boundaries. If the heat treatment temperature is 600 ° C. or lower, the amount of the liquid phase containing Pr and Ga may be too small to obtain a high H cJ, and if it exceeds 950 ° C., the H cJ may decrease. be. Further, preferably, the RTB-based sintered magnet subjected to the diffusion step (more than 600 ° C. and 950 ° C. or lower) is cooled to 300 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./min or more from the temperature performed in the diffusion step. It is preferable to do this. Higher H cJ can be obtained. More preferably, the cooling rate up to 300 ° C. is 15 ° C./min or higher.
拡散工程は、まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及び拡散源を処理容器内に配置する。このとき、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材と拡散源とは、処理容器内で接触することが好ましい。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面を拡散源（粉末層）で覆い、拡散工程を行うことができる。例えば、拡散源を分散媒中に分散させたスラリーをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に塗布した後、分散媒を蒸発させて拡散源とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とを接触させてもよい。なお、分散媒として、アルコール（エタノール等）、アルデヒド及びケトンを例示できる。さらに、例えば、流動浸漬法を用いることにより、粘着剤が塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に粉末状の拡散源を付着させる方法、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に粉末状の拡散源を振り掛ける方法、などがあげられる。また、拡散源を収容した処理容器に振動、搖動、回転を与えたり、処理容器内で拡散源の粉末を流動させてもよい。 In the diffusion step, first, the RTB-based sintered magnet material and the diffusion source are arranged in the processing container. At this time, it is preferable that the RTB-based sintered magnet material and the diffusion source come into contact with each other in the processing container. For example, the surface of the RTB-based sintered magnet material can be covered with a diffusion source (powder layer) to perform a diffusion step. For example, after applying a slurry in which a diffusion source is dispersed in a dispersion medium to the surface of an RTB-based sintered magnet material, the dispersion medium is evaporated to form a diffusion source and an RTB-based sintered magnet material. May be brought into contact. Examples of the dispersion medium include alcohol (ethanol and the like), aldehydes and ketones. Further, for example, a method of adhering a powdery diffusion source to an RTB-based sintered magnet material coated with an adhesive by using a fluidized immersion method, for an RTB-based sintered magnet material. Examples include a method of sprinkling a powdery diffusion source. Further, the processing container containing the diffusion source may be subjected to vibration, sway, or rotation, or the powder of the diffusion source may be made to flow in the processing container.
図１Ａは、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法で使用され得るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の一部を模式的に示す断面図である。図面には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の上面１００ａ、及び側面１００ｂ、１００ｃが示されている。本開示の製造方法に用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の形状及びサイズは、図示されているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の形状及びサイズに限定されない。図示されているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の上面１００ａ、及び側面１００ｂ、１００ｃは平坦であるが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の表面は凹凸又は段差を有していても良いし、湾曲していてもよい。
FIG. 1A is a cross-sectional view schematically showing a part of an RTB-based
図１Ｂは、拡散源を構成する粉末粒子３０が表面に位置する状態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の一部を模式的に示す断面図である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の表面に位置する拡散源を構成している粉末粒子３０は、不図示の粘着層を介して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の表面に付着してもよい。そのような粘着層は、たとえば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の表面に塗布されて形成され得る。粘着層を利用すれば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の向きを変えることなく、法線方向が異なる複数の領域（例えば上面１００ａと側面１００ｂ）に対して拡散源の粉末を一つの塗布工程で簡単に付着させることができる。
FIG. 1B is a cross-sectional view schematically showing a part of the RTB-based
使用可能な粘着剤としては、ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、ＰＶＢ（ポリビニルブチラール）、ＰＶＰ（ポリビニルピロリドン）などがあげられる。粘着剤が水系の粘着剤の場合、塗布の前にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を予備的に加熱してもよい。予備加熱の目的は余分な溶媒を除去し粘着力をコントロールすること、及び、均一に粘着剤を付着させることである。加熱温度は６０〜１００℃が好ましい。揮発性の高い有機溶媒系の粘着剤の場合はこの工程は省略してもよい。 Examples of the adhesive that can be used include PVA (polyvinyl alcohol), PVB (polyvinyl butyral), and PVP (polyvinylpyrrolidone). When the pressure-sensitive adhesive is a water-based pressure-sensitive adhesive, the RTB-based sintered magnet may be preheated before coating. The purpose of preheating is to remove excess solvent to control the adhesive strength and to evenly adhere the adhesive. The heating temperature is preferably 60 to 100 ° C. This step may be omitted in the case of a highly volatile organic solvent-based pressure-sensitive adhesive.
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に粘着剤を塗布する方法は、どのようなものでも良い。塗布の具体例としては、スプレー法、浸漬法、ディスペンサーによる塗布などがあげられる。 Any method may be used for applying the adhesive to the surface of the RTB-based sintered magnet material. Specific examples of coating include a spray method, a dipping method, and coating with a dispenser.
ある好ましい態様では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面全体（全面）に粘着剤が塗布されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面全体ではなく、一部に付着させてもよい。特にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の厚さが薄い（例えば２ｍｍ程度）場合は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面のうち、一番面積の広い一つの表面に拡散源の粉末を付着させるだけで磁石全体にＰｒ及びＧａを拡散させることができ、ＨｃＪを向上させることができる場合がある。 In one preferred embodiment, the adhesive is applied to the entire surface (entire surface) of the RTB-based sintered magnet material. It may be attached to a part of the surface of the RTB-based sintered magnet material instead of the entire surface. In particular, when the thickness of the RTB-based sintered magnet material is thin (for example, about 2 mm), the diffusion source is on one surface having the largest area among the surfaces of the RTB-based sintered magnet material. Pr and Ga can be diffused over the entire magnet simply by adhering the powder of the above, and HcJ may be improved.
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００の表面に接触している拡散源を構成する粉末粒子は、前述したように、均一性に優れた組織を有している。このため、後述する拡散のための加熱を行うと、拡散源に含まれるＰｒ及びＧａをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面から内部に無駄なく効率的に拡散することができる。
As described above, the powder particles constituting the diffusion source in contact with the surface of the RTB-based
拡散源の磁石表面上への塗布量は、拡散源のＧａの量がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１００質量％に対して、例えば０．1〜１．０質量％（好ましくは、０．１〜０．５質量％）の範囲内になるように設定され得る。 The amount of the diffusion source coated on the magnet surface is, for example, 0.1 to 1.0% by mass (preferably 0) with respect to 100% by mass of the RTB-based sintered magnet in which the amount of Ga of the diffusion source is 100% by mass. It can be set to be in the range of 1 to 0.5% by mass).
なお、拡散源に含まれるＰｒ及びＧａの量は、粉末粒子のＰｒ及びＧａの濃度だけでなく、拡散源を構成する粉末粒子の粒度にも依存する。従って、Ｐｒ及びＧａの濃度を一定にしたまま、拡散源を構成する粉末粒子の粒度を調整することによっても拡散されるＰｒ及びＧａの量を調整することが可能である。 The amount of Pr and Ga contained in the diffusion source depends not only on the concentration of Pr and Ga of the powder particles but also on the particle size of the powder particles constituting the diffusion source. Therefore, it is possible to adjust the amount of Pr and Ga to be diffused by adjusting the particle size of the powder particles constituting the diffusion source while keeping the concentrations of Pr and Ga constant.
拡散工程の後に更に、真空又は不活性ガス雰囲気中、前記拡散工程で実施した温度よりも低い温度で且つ、４５０℃以上７５０℃以下の温度で第二の熱処理を実施してもよい。拡散工程と、第二の熱処理を実施する工程との間に、他の工程、例えば冷却工程、拡散源とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とが混合した状態からＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を取り出す工程などが実行され得る。 After the diffusion step, the second heat treatment may be further carried out in a vacuum or an inert gas atmosphere at a temperature lower than the temperature carried out in the diffusion step and at a temperature of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Between the diffusion step and the step of performing the second heat treatment, another step, for example, a cooling step, a state in which the diffusion source and the RTB-based sintered magnet material are mixed, and then the RTB-based A step of taking out the sintered magnet material can be performed.
実験例１
［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の準備］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材がおよそ表１のＮｏ．Ａ−１及びＡ−２に示す組成となるように各元素の原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０４質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粉砕粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（原料合金粉末）を得た。前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。得られた成形体を、真空中、１０６０℃以上１０９０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３ 以上であった。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表１に示す。なお、表１における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。以下表２、表４も同様である。また、本発明の不等式（１）を満足する場合は「○」と、満足しない場合は「×」と記載した。なお、表１の各組成を合計しても１００質量％にはならない。これは、表１に挙げた成分以外の成分（例えばＯ（酸素）やＮ（窒素）など）が存在するためである。
Experimental Example 1
[Preparation of RTB-based sintered magnet material]
The RTB-based sintered magnet material is No. 1 in Table 1. The raw materials of each element were weighed so as to have the compositions shown in A-1 and A-2, and an alloy was prepared by a strip casting method. Each of the obtained alloys was coarsely pulverized by a hydrogen pulverization method to obtain a coarsely pulverized powder. Next, to the obtained coarsely pulverized powder, 0.04% by mass of zinc stearate was added as a lubricant to 100% by mass of the coarsely pulverized powder and mixed, and then using an airflow type pulverizer (jet mill device). , Dry pulverization in a nitrogen stream to obtain a finely pulverized powder (raw material alloy powder) having a pulverized particle size D 50 of 4 μm. Zinc stearate as a lubricant was added to the finely ground powder in an amount of 0.05% by mass based on 100% by mass of the finely ground powder, mixed, and then molded in a magnetic field to obtain a molded product. As the molding apparatus, a so-called right-angled magnetic field forming apparatus (transverse magnetic field forming apparatus) in which the magnetic field application direction and the pressurizing direction are orthogonal to each other was used. The obtained molded body was sintered in vacuum at 1060 ° C. or higher and 1090 ° C. or lower (select a temperature at which sufficient densification occurs by sintering for each sample) for 4 hours to obtain an RTB-based sintered magnet material. Obtained. The density of the obtained RTB-based sintered magnet material was 7.5 Mg / m 3 or more. Table 1 shows the results of the components of the obtained RTB-based sintered magnet material. Each component in Table 1 was measured using high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP-OES). The same applies to Tables 2 and 4 below. Further, when the inequality (1) of the present invention is satisfied, it is described as "○", and when it is not satisfied, it is described as "x". The total composition of Table 1 does not reach 100% by mass. This is because there are components other than those listed in Table 1 (for example, O (oxygen), N (nitrogen), etc.).
［拡散源を得る工程］
表２に示すＮｏ．ａ−１のＰｒ−Ｇａ合金の粉末をアトマイズ法により作製して用意した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の粉末の粒度は１０６μｍ以下（篩いにより確認）であった。次に前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末に対して、５００℃（Ｎｏ．ａ−１のＰｒ−Ｇａ合金の融点である５８０℃よりも８０℃低い温度）で２時間の熱処理を行うことにより、前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末から拡散源を得た。
[Step to obtain diffusion source]
No. shown in Table 2. A powder of Pr-Ga alloy of a-1 was prepared by an atomizing method. The particle size of the obtained Pr-Ga alloy powder was 106 μm or less (confirmed by sieving). Next, the powder of the Pr-Ga alloy is heat-treated at 500 ° C. (a temperature 80 ° C. lower than the melting point of the Pr-Ga alloy of No. a-1 at 580 ° C.) for 2 hours. A diffusion source was obtained from the powder of Pr-Ga alloy.
［拡散工程］
表１のＮｏ．Ａ−１及びＡ−２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を切断、研削加工し、７．４ｍｍ×７．４ｍｍ×７．４ｍｍの立方体とした。次に、Ｎｏ．Ａ−１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、配向方向に垂直な面（二面）にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材１００質量部に対して前記拡散源を３質量部（一面あたり１．５質量部）散布した。その後、５０Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、９００で４時間加熱する拡散工程を行った。さらに拡散工程後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石及びＮｏ．Ａ−２（拡散工程を行わなかったＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材）に対して、５０Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、５００℃で３時間の第二の熱処理を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．１及び２）を作製した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｏ．１に対して、Ｐｒ−Ｇａ合金の濃化部を除去するため表面研削盤を用いて各サンプルの全面を０．２ｍｍずつ切削加工し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体状のサンプルを得た。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｏ．２に対しても同様の切削加工を施し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体状のサンプルを得た。得られたＮｏ．１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（拡散源を用いてＰｒやＧａを拡散させたサンプル）の組成を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定したところ、Ｎｏ．２（Ｎｏ．２は、拡散源を用いていないため、Ｎｏ．Ａ−２と同じ組成）の組成と同等であった。
[Diffusion process]
No. in Table 1 The RTB-based sintered magnet materials of A-1 and A-2 were cut and ground to obtain a cube of 7.4 mm × 7.4 mm × 7.4 mm. Next, No. In the RTB-based sintered magnet material of A-1, the diffusion source is 3 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the R-TB-based sintered magnet material on the surfaces (two surfaces) perpendicular to the orientation direction. (1.5 parts by mass per surface) was sprayed. Then, a diffusion step of heating at 900 for 4 hours was performed in reduced pressure argon controlled at 50 Pa. Further, after the diffusion step, the RTB-based sintered magnet and No. A-2 (RTB-based sintered magnet material that was not subjected to the diffusion step) was subjected to a second heat treatment at 500 ° C. for 3 hours in reduced pressure argon controlled at 50 Pa, and RT- B-based sintered magnets (No. 1 and 2) were produced. No. of the obtained RTB-based sintered magnet. In order to remove the concentrated portion of the Pr-Ga alloy, the entire surface of each sample was machined by 0.2 mm using a surface grinding machine, and a cube of 7.0 mm × 7.0 mm × 7.0 mm was formed. I got a sample of. No. of RTB-based sintered magnet The same cutting process was performed on No. 2 to obtain a cubic sample of 7.0 mm × 7.0 mm × 7.0 mm. The obtained No. The composition of the RTB-based sintered magnet (a sample in which Pr and Ga were diffused using a diffusion source) of No. 1 was measured using high frequency inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP-OES). , No. The composition of No. 2 (No. 2 had the same composition as No. A-2 because no diffusion source was used) was equivalent to that of No. 2.
［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−ＨトレーサによってＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表３に示す。
[Sample evaluation]
The obtained sample was measured B r and H cJ by B-H tracer. The measurement results are shown in Table 3.
上述したようにＮｏ．１と２はほぼ同じ組成にも係らず、表３に示す通り本発明の実施形態（Ｎｏ．１）の方が高いＢｒと高いＨｃＪが得られている。 As mentioned above, No. 1 and 2 despite the almost same composition, high B r and high H cJ towards as shown in Table 3 embodiment of the present invention (No.1) is obtained.
実験例２
実験例１と同様にして、質量比でＮｄ：２４．０％、Ｐｒ：７．０％、Ｂ：０．８６％、Ｃｕ：０．１％、Ａｌ：０．１％、Ｇａ：０．２％、Ｃｏ：０．８％、Ｆｅ：６７．０％の組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を作製した（不等式（１）は満足している）。前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の寸法は、厚さ５．０ｍｍ×幅７．５ｍｍ×長さ３５ｍｍであった。
Experimental Example 2
In the same manner as in Experimental Example 1, Nd: 24.0%, Pr: 7.0%, B: 0.86%, Cu: 0.1%, Al: 0.1%, Ga: 0. An RTB-based sintered magnet material having a composition of 2%, Co: 0.8%, and Fe: 67.0% was produced (the inequality formula (1) is satisfied). The dimensions of the RTB-based sintered magnet material were 5.0 mm in thickness × 7.5 mm in width × 35 mm in length.
次に、表４に示す組成のＰｒ−Ｇａ合金の粉末をアトマイズ法により作製して用意した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の粉末の粒度は１０６μｍ以下（篩いにより確認）であった。次に、前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末に対して、表４に示す条件（温度及び時間）で熱処理する（但し、Ｎｏ．３は熱処理なし）ことにより、前記合金の粉末から拡散源（Ｎｏ．３〜１７）を得た。また、得られた拡散源における金属間化合物相の平均結晶粒径を以下の方法により測定した。まず、拡散源を構成する粉末粒子の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察しコントラストから相別し、各相の組成をエネルギー分散Ｘ線分光（ＥＤＸ）を用いて分析し金属間化合物相を特定した。次に画像解析ソフト（Scandium）を用いて、一番面積比率の高い金属間化合物相を一番含有量の高い金属間化合物相とし、当該金属間化合物相の結晶粒径を求めた。具体的には金属間化合物相における結晶粒の数及び結晶粒の全面積を画像解析ソフト（Scandium）を用いて求め、求めた結晶粒の全面積を結晶粒の数で割ることにより平均面積を求めた。そして数式１により得られた平均面積から結晶粒径Ｄを求めた。 Next, a powder of Pr-Ga alloy having the composition shown in Table 4 was prepared by an atomizing method and prepared. The particle size of the obtained Pr-Ga alloy powder was 106 μm or less (confirmed by sieving). Next, the powder of the Pr-Ga alloy is heat-treated under the conditions (temperature and time) shown in Table 4 (however, No. 3 is not heat-treated), so that the powder of the alloy is subjected to a diffusion source (No. 3). 3 to 17) were obtained. In addition, the average crystal grain size of the intermetallic compound phase in the obtained diffusion source was measured by the following method. First, the cross section of the powder particles constituting the diffusion source is observed with a scanning electron microscope (SEM) and distinguished from the contrast, and the composition of each phase is analyzed using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) to obtain an intermetallic compound phase. Identified. Next, using image analysis software (Scandium), the intermetallic compound phase having the highest area ratio was designated as the intermetallic compound phase having the highest content, and the crystal grain size of the intermetallic compound phase was determined. Specifically, the number of crystal grains and the total area of crystal grains in the intermetallic compound phase are obtained using image analysis software (Scandium), and the average area is calculated by dividing the total area of the obtained crystal grains by the number of crystal grains. I asked. Then, the crystal particle size D was obtained from the average area obtained by Equation 1.
ここで、Ｄは結晶粒径、Ｓは平均面積である。 Here, D is the crystal grain size and S is the average area.
これらの作業を５回行い（５個の粉末粒子を調べ）、その平均値を求めることで拡散源における金属間化合物相の平均結晶粒径を求めた。結果を表４の平均結晶粒径に示す。なお、Ｎｏ．３は拡散源に熱処理を行っていないため、金属間化合物相の結晶粒径が小さすぎて（１μｍ以下の微小な結晶粒）測定することができなかった。また、実験例１で使用した拡散源についても同様にして平均結晶粒径を求めた所、平均結晶粒径は４．５μｍであり、本開示の範囲内であった。 These operations were performed 5 times (5 powder particles were examined), and the average value was obtained to determine the average crystal grain size of the intermetallic compound phase at the diffusion source. The results are shown in the average crystal grain size in Table 4. In addition, No. In No. 3, since the diffusion source was not heat-treated, the crystal grain size of the intermetallic compound phase was too small (fine crystal grains of 1 μm or less) and could not be measured. Further, when the average crystal particle size of the diffusion source used in Experimental Example 1 was obtained in the same manner, the average crystal particle size was 4.5 μm, which was within the scope of the present disclosure.
次に拡散源を構成する粉末粒子が円形であるかどうか確認した。拡散源を構成する粉末粒子の断面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、画像解析ソフト（Scandium）を用いて（粉末粒子）の（４π×面積）を（周囲の長さの２乗）で割った値を求めた。これらの計算を１０回行い（１０個の粉末粒子を調べ）、その平均値を求めることにより真円度の平均値を求めた。Ｎｏ．３〜Ｎｏ．１７における真円度の平均値は０．９０〜１．００であり、粒子の断面は円形（０．８０〜１．００の範囲内）であることを確認した。また、実験例１で使用した拡散源についても同様にして真円度の平均値を求めた所、真円度の平均値は０．９８であり、本開示の範囲内であった。 Next, it was confirmed whether the powder particles constituting the diffusion source were circular. Observe the cross section of the powder particles constituting the diffusion source with a scanning electron microscope (SEM), and use image analysis software (Scandium) to measure (4π x area) of (powder particles) with (square of the surrounding length). The divided value was calculated. These calculations were performed 10 times (10 powder particles were examined), and the average value was obtained to obtain the average value of roundness. No. 3 to No. It was confirmed that the average value of roundness in No. 17 was 0.99 to 1.00, and the cross section of the particles was circular (within the range of 0.80 to 1.00). Further, when the average value of roundness was obtained in the same manner for the diffusion source used in Experimental Example 1, the average value of roundness was 0.98, which was within the scope of the present disclosure.
次に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に粘着剤を塗布した。塗布方法は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材をホットプレート上で６０℃に加熱後、スプレー法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材全面に粘着剤を塗布した。粘着剤としてＰＶＰ（ポリビニルピロリドン）を用いた。 Next, an adhesive was applied to the RTB-based sintered magnet material. As a coating method, the RTB-based sintered magnet material was heated to 60 ° C. on a hot plate, and then an adhesive was applied to the entire surface of the RTB-based sintered magnet material by a spray method. PVP (polyvinylpyrrolidone) was used as the pressure-sensitive adhesive.
次に、粘着剤を塗布したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して、表４のＮｏ．３〜１７の拡散源を付着させた。拡散源を付着させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は、拡散源の種類ごと（Ｎｏ．３〜１７ごと）に５０個づつ準備した。付着方法は、容器に拡散源（合金粉末）を広げ、粘着剤を塗布したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を常温まで降温させた後、容器内で拡散源をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材全面にまぶすように付着させた。 Next, with respect to the RTB-based sintered magnet material coated with the adhesive, No. 3 to 17 diffusion sources were attached. 50 RTB-based sintered magnet materials to which the diffusion source was attached were prepared for each type of diffusion source (every No. 3 to 17). The method of attachment is to spread the diffusion source (alloy powder) in the container, cool the RTB-based sintered magnet material coated with the adhesive to room temperature, and then set the diffusion source in the container to the RTB-based. It was attached to the entire surface of the sintered magnet material so as to be sprinkled.
次に、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及び拡散源を処理容器内に配置し、９００℃で８時間加熱することにより、前記拡散源に含まれるＰｒ及びＧａを前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面から内部に拡散する拡散工程を行った。拡散後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の中央部分から厚さ４．５ｍｍ×幅７．０ｍｍ×長さ７．０ｍｍの立方体を切り出し、拡散源の種類ごと（Ｎｏ．３〜１７ごと）に１０個づつＢ−Ｈトレーサにより保磁力を測定し、得られた保磁力の最大値から保磁力の最小値を差し引いた値を磁気特性ばらつき（△ＨｃＪ）として求めた。△ＨｃＪの値を表４に示す。 Next, the RTB-based sintered magnet material and the diffusion source are placed in the processing container and heated at 900 ° C. for 8 hours to remove Pr and Ga contained in the diffusion source from the RT-. A diffusion step of diffusing from the surface of the B-based sintered magnet material to the inside was performed. A cubic body having a thickness of 4.5 mm, a width of 7.0 mm, and a length of 7.0 mm is cut out from the central portion of the RTB-based sintered magnet after diffusion, and is used for each type of diffusion source (every No. 3 to 17). The coercive force was measured by 10 BH tracers, and the value obtained by subtracting the minimum value of the coercive force from the maximum value of the obtained coercive force was obtained as the magnetic characteristic variation ( ΔH cJ ). The values of ΔH cJ are shown in Table 4.
表４に示すように、Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末に熱処理をしていないＮｏ．３（比較例）及び熱処理温度が本開示の範囲外であるＮｏ．９（比較例）と比べ本発明例（Ｎｏ．４〜８、Ｎｏ．１０〜１７）は、いずれも△ＨｃＪが半分程度であり拡散工程における磁気特性のばらつきが抑制されている。 As shown in Table 4, the Pr-Ga alloy powder was not heat-treated. No. 3 (Comparative Example) and the heat treatment temperature are outside the scope of the present disclosure. Compared with No. 9 (Comparative Example), in each of the examples of the present invention (No. 4 to 8 and No. 10 to 17), ΔH cJ is about half, and the variation in magnetic characteristics in the diffusion step is suppressed.
本発明によれば、高残留磁束密度、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製することができる。本発明の焼結磁石は、高温下に晒されるハイブリッド車搭載用モータ等の各種モータや家電製品等に好適である。 According to the present invention, an RTB-based sintered magnet having a high residual magnetic flux density and a high holding magnetic force can be manufactured. The sintered magnet of the present invention is suitable for various motors such as hybrid vehicle mounting motors exposed to high temperatures, home appliances, and the like.
３０ 拡散源を構成する粉末粒子
１００ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材
１００ａ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の上面
１００ｂ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の側面
１００ｃ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の側面
30 Powder particles constituting the
Claims (2)
前記Ｐｒ−Ｇａ合金の粉末は、平均結晶粒径が３μｍを超える金属間化合物の粒子から構成されており、
前記粒子の断面は円形である、拡散源。 Pr-Ga alloy powder
The Pr-Ga alloy powder is composed of particles of an intermetallic compound having an average crystal grain size of more than 3 μm.
A diffusion source in which the cross section of the particles is circular.
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