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WO2014157451A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石 Download PDF

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WO2014157451A1
WO2014157451A1 PCT/JP2014/058741 JP2014058741W WO2014157451A1 WO 2014157451 A1 WO2014157451 A1 WO 2014157451A1 JP 2014058741 W JP2014058741 W JP 2014058741W WO 2014157451 A1 WO2014157451 A1 WO 2014157451A1
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WO
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mass
phase
sintered magnet
less
based sintered
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Ceased
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PCT/JP2014/058741
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English (en)
French (fr)
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國吉　太
倫太郎 石井
西内　武司
川田　常宏
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Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
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Publication date
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Priority to EP14776191.0A priority patent/EP2985768B8/en
Priority to ES14776191T priority patent/ES2749754T3/es
Priority to US14/780,860 priority patent/US20160042848A1/en
Publication of WO2014157451A1 publication Critical patent/WO2014157451A1/ja
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based sintered magnet.
  • An R—T—B system sintered magnet having an Nd 2 Fe 14 B type compound as a main phase (R is at least one of rare earth elements and always contains Nd, T is a transition metal element and always contains Fe) It is known as the most powerful magnet among permanent magnets, and is used in various motors for hybrid vehicles, electric vehicles, and home appliances.
  • the RTB -based sintered magnet has a reduced coercive force H cJ (hereinafter sometimes simply referred to as “H cJ ”) at high temperatures, causing irreversible thermal demagnetization. Therefore, especially when used for a hybrid vehicle or an electric vehicle motor, it is required to maintain a high HcJ even at high temperatures.
  • H cJ coercive force
  • Dy has problems such as unstable supply and price fluctuations due to the limited production area. Therefore, there is a need for a technique for improving the HcJ of an RTB -based sintered magnet without using a heavy rare earth element such as Dy as much as possible.
  • Patent Document 1 discloses that an R 2 T 17 phase is obtained by lowering the B concentration compared to a normal RTB-based alloy and containing one or more metal elements M selected from Al, Ga, and Cu. And ensuring a sufficient volume fraction of the transition metal rich phase (R 6 T 13 M) produced using the R 2 T 17 phase as a raw material, while suppressing the Dy content, It is described that a high RTB system rare earth sintered magnet can be obtained.
  • Patent Document 1 has a problem in that since the B concentration is significantly reduced as compared with the conventional art, the abundance ratio of the main phase is reduced, and Br is significantly reduced. Further, although HcJ is improved, it is insufficient to satisfy recent requirements.
  • the present invention has been made to solve the above problems, without the use of Dy, and an object thereof is to provide a R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ .
  • Aspect 1 of the present invention comprises a Nd 2 Fe 14 B type compound as a main phase, the main phase, a first grain boundary existing between two main phases, and a second phase existing between three or more main phases.
  • An RTB-based sintered magnet having a grain boundary, R: 29.0 mass% or more and 31.5 mass% or less (R is Nd and / or Pr), B: 0.86 mass% or more and 0.90 mass% or less, Ga: 0.4 mass% or more and 0.6 mass% or less, Al: 0.5% by mass or less (including 0% by mass),
  • An RTB-based sintered magnet is characterized in that the balance consists of T (T is a transition metal element and necessarily contains Fe) and inevitable impurities.
  • Cu 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less
  • An RTB-based sintered magnet characterized by further including:
  • Aspect 3 of the present invention is the aspect 1 or 2, wherein B: 0.87 mass% or more and 0.89 mass% or less, This is an RTB-based sintered magnet.
  • Aspect 4 of the present invention is the aspect 4 according to any one of the aspects 1 to 3, wherein at the first grain boundary, R: 70% by mass to 95% by mass, Ga: 5% by mass to 30% by mass, Fe: 20% by mass
  • An RTB-based sintered magnet characterized in that an R—Ga phase containing not more than 1% (including 0) exists.
  • Aspect 5 of the present invention is the aspect 2 or the aspect 3 that cites the aspect 2, wherein R: 70% by mass to 95% by mass, Ga: 5% by mass to 30% by mass, Fe: And R—Ga phase containing 20% by mass or less (including 0) and R—Ga—Cu phase in which part of Ga in the R—Ga phase is substituted with Cu. -B-based sintered magnet.
  • Aspect 6 of the present invention is characterized in that in any one of Aspects 1 to 5, the RTB is characterized by including a first grain boundary in which no RT—Ga phase composed of R 6 Fe 13 Ga 1 is present. It is a system sintered magnet.
  • the present invention without the use of Dy, it is possible to provide a R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ.
  • Sample No. of Example 14 is a photograph showing the results of observation of the structure by 14 FE-TEM. It is the photograph which expanded the part enclosed with the dotted line of FIG.
  • Sample No. of Example 2 is a photograph showing the results of a structure observation by FE-TEM. It is the photograph which expanded the part enclosed with the dotted line of FIG.
  • the present inventors have optimized the contents of R, B, and Ga as shown in the first aspect or the second aspect of the present invention, for example.
  • Dy it found that R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ are obtained.
  • the first grain boundary existing between the two main phases (hereinafter, sometimes referred to as “two-grain grain boundary”) contains Cu.
  • the R—Ga phase is present, and when Cu is contained, the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase are found to be present. It was found that the first grain boundary that does not exist is included.
  • the R—Ga phase or the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase are present at the first grain boundary, and the first grain boundary not containing the RT—Ga phase is included. Accordingly, without using Dy, the mechanism of high B r and high H cJ are obtained, there is also still unclear.
  • the mechanism considered by the present inventors based on the knowledge obtained so far will be described below. It should be noted that the following description of the mechanism is not intended to limit the technical scope of the present invention.
  • R-T-B based sintered magnet can be improved B r by increasing the existence ratio of Nd 2 Fe 14 B type compound as the main phase.
  • the R amount, the T amount, and the B amount may be brought close to the stoichiometric ratio of the Nd 2 Fe 14 B type compound, but the Nd 2 Fe 14 B type
  • the amount of B for forming the compound is lower than the stoichiometric ratio, a soft magnetic R 2 T 17 phase is precipitated at the grain boundary, and H cJ is rapidly decreased.
  • Ga contained in the magnet composition, an RT-Ga phase is generated instead of the R 2 T 17 phase, and a decrease in H cJ can be suppressed.
  • the decrease in H cJ due to the generation of the R—T—Ga phase is due to the absence of the R 2 T 17 phase that causes a rapid decrease in H cJ and the generated R—T—Ga phase being magnetic.
  • the RT-Ga phase has some magnetism, and the grain boundaries, particularly the two-grain grain boundaries responsible for HcJ , have been assumed. It was found that the presence of a large amount of RT-Ga phase hinders the improvement of HcJ .
  • an R—Ga phase is generated when Cu is not contained, and an R—Ga phase and an R—Ga—Cu phase are produced when Cu is contained. I understood.
  • the H cJ can be further improved. It was assumed that it was possible. Further, in order to suppress the formation of R-T-Ga phase, as a result of suppressing the formation of R 2 T 17 phase, since the existence ratio of the B content is main phase is the amount that does not decrease significantly, the B r It was assumed that the decrease could be suppressed. However, if the generation of the R—T—Ga phase is excessively suppressed, the R—Ga phase or the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase cannot be generated.
  • R—Ga phase or R—Ga phase and R—Ga—Cu phase can be produced while suppressing the production of R—T—Ga phase as much as possible.
  • An RTB-based sintered magnet includes: R: 29.0 mass% or more and 31.5 mass% or less (R is Nd and / or Pr), B: 0.86 mass% or more and 0.90 mass% or less, Ga: 0.4 mass% or more and 0.6 mass% or less, Al: 0.5% by mass or less (including 0% by mass),
  • T is a transition metal element and necessarily contains Fe
  • R 29.0 mass% or more and 31.5 mass% or less (R is Nd and / or Pr), B: 0.86 mass% or more and 0.90 mass% or less, Ga: 0.4 mass% or more and 0.6 mass% or less, Cu: 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less, Al: 0.5% by mass or less (including 0% by mass),
  • T is a transition metal element and necessarily contains Fe
  • R amount, B quantity by combining such an extent that the Ga amount the each be an effect that high B r and high H cJ are obtained. If any of R amount, B amount, and Ga amount is out of the above range, the generation of the RTB Ga phase is suppressed too much, and in the entire RTB system sintered magnet, the R— Ga phase or R—Ga phase and R—Ga—Cu phase can no longer be generated, or conversely, there are fewer two grain boundaries where no RT—Ga phase exists (two particles where RT—Ga phase exists) grain boundaries is dominant and will) not be obtained a high B r and high H cJ.
  • R is Nd and / or Pr. Content of R shall be 29.0 mass% or more and 31.5 mass% or less. Content of B shall be 0.86 mass% or more and 0.90 mass% or less. The content of B is preferably 0.87% by mass or more and 0.89% by mass or less. The Ga content is 0.4 mass% or more and 0.6 mass% or less.
  • the balance T is a transition metal element and necessarily contains Fe. Examples of transition metal elements other than Fe include Co. However, if the substitution amount of Co exceeds 10%, Br is lowered, which is not preferable. Further, a small amount of V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, or the like may be contained.
  • Cu may be contained in an amount of 0.05% by mass or more and 0.20% by mass or less.
  • an R—Ga—Cu phase is generated together with the R—Ga phase at the grain boundary.
  • HcJ is further improved as compared with the case of only the R—Ga phase.
  • the Cu content is preferably 0.08% by mass or more and 0.15% by mass or less.
  • R—T—Ga phase means R: 15 mass% or more and 65 mass% or less (preferably R: 40 mass% or more and 65 mass% or less), T: 20 mass% or more and 80 mass% or less, Ga: 2% by mass or more and 20% by mass or less (R: 40% by mass or more and 65% by mass or less, T: 20% by mass or more and 55% by mass or less, Ga: 2% by mass or more and 15% by mass or less
  • R—T—Ga phase means R: 15 mass% or more and 65 mass% or less (preferably R: 40 mass% or more and 65 mass% or less), T: 20 mass% or more and 80 mass% or less, Ga: 2% by mass or more and 20% by mass or less (R: 40% by mass or more and 65% by mass or less, T: 20% by mass or more and 55% by mass or less, Ga: 2% by mass or more and 15% by mass or less
  • an R 6 Fe 13 Ga 1 compound More specifically, the RT-Ga phase means R: 15% by mass to 65% by mass (
  • the R—T—Ga phase may contain elements other than R, T, and Ga described above. As such other elements, for example, one or more elements selected from Al and Cu may be included.
  • the R—Ga phase may include R: 70% by mass or more and 95% by mass or less, Ga: 5% by mass or more and 30% by mass or less, Fe: 20% by mass or less (including 0), For example R 3 Ga 1 compounds. More specifically, the R—Ga phase includes R: 70 mass% to 95 mass%, Ga: 5 mass% to 30 mass%, and Fe: 20 mass% (including 0). if, overall, made of R 3 Ga 1 compound, or may include a R 3 Ga 1 compound. Further, the R—Ga—Cu phase may be one in which a part of Ga in the R—Ga phase is substituted with Cu, and examples thereof include R 3 (Ga, Cu) 1 compounds. More specifically, the R—Ga—Cu phase is entirely composed of an R 3 (Ga, Cu) 1 compound if a part of Ga in the R—Ga phase is substituted with Cu. Or an R 3 (Ga, Cu) 1 compound.
  • the manufacturing method of the RTB-based sintered magnet includes a process of obtaining alloy powder, a forming process, a sintering process, and a heat treatment process. Hereinafter, each step will be described.
  • Step of obtaining alloy powder A metal or alloy of each element is prepared so as to have the above-described composition, and a flaky alloy is produced using the strip casting method or the like.
  • the obtained flaky alloy is hydrogen crushed so that the size of the coarsely pulverized powder is 1.0 mm or less, for example.
  • the coarsely pulverized powder is finely pulverized by a jet mill or the like, so that, for example, finely pulverized powder (alloy powder) having a particle diameter D50 (value obtained by a laser diffraction method by an air flow dispersion method (median diameter)) of 3 to 7 ⁇ m.
  • a known lubricant may be used as an auxiliary agent for the coarsely pulverized powder before jet mill pulverization and the alloy powder during and after jet mill pulverization.
  • Forming step Using the obtained alloy powder, forming in a magnetic field is performed to obtain a formed body.
  • a dry alloy method in which a dry alloy powder is inserted into a mold cavity and molded while applying a magnetic field, a slurry in which the alloy powder is dispersed in the mold cavity is injected, Any known forming method in a magnetic field may be used, including a wet forming method of forming while discharging the slurry dispersion medium.
  • a sintered magnet is obtained by sintering a molded object.
  • a known method can be used for sintering the molded body.
  • the atmosphere gas is preferably an inert gas such as helium or argon.
  • the obtained sintered magnet may be subjected to machining such as grinding in order to adjust the magnet dimensions. In that case, the heat treatment may be performed before or after machining. Furthermore, you may surface-treat to the obtained sintered magnet.
  • the surface treatment may be a known surface treatment, and for example, a surface treatment such as Al vapor deposition, electric Ni plating, or resin coating can be performed.
  • the sintered magnet composition is blended so as to have the compositions shown in Table 1, and the raw materials thereof was melted and cast by a strip casting method to obtain a flaky alloy having a thickness of 0.2 to 0.4 mm.
  • the obtained flaky alloy was hydrogen embrittled in a hydrogen-pressurized atmosphere, and then subjected to dehydrogenation treatment by heating and cooling to 550 ° C. in vacuum to obtain coarsely pulverized powder.
  • the obtained coarsely pulverized powder was mixed with an airflow type pulverizer (jet mill device). Then, dry pulverization was performed in a nitrogen stream to obtain finely pulverized powder (alloy powder) having a particle diameter D50 (median diameter) of 4 ⁇ m. The oxygen concentration in the nitrogen gas during pulverization was controlled to 50 ppm or less.
  • the particle size D50 is a value obtained by a laser diffraction method using an airflow dispersion method.
  • the obtained alloy powder was mixed with a dispersion medium to prepare a slurry.
  • Normaldodecane was used as a solvent, and methyl caprylate was mixed as a lubricant.
  • the concentration of the slurry was 70% by mass of the alloy powder and 30% by mass of the dispersion medium, and the lubricant was 0.16% by mass with respect to 100% by mass of the alloy powder.
  • the slurry was molded in a magnetic field to obtain a molded body.
  • the magnetic field during molding was a static magnetic field of 0.8 MA / m, and the applied pressure was 5 MPa.
  • molding apparatus transverse magnetic field shaping
  • the obtained molded body was sintered in vacuum at 1020 ° C. for 4 hours to obtain a sintered magnet.
  • the density of the sintered magnet was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the obtained sintered body was held at 800 ° C. for 2 hours and then cooled to room temperature, and then held at 500 ° C. for 2 hours and then cooled to room temperature.
  • vertical 7 mm, transverse 7 mm, to prepare a sample having a thickness of 7 mm were measured B r and H cJ of the sample by B-H tracer. The measurement results are shown in Table 1.
  • the R-T-B based sintered magnet is obtained is found to have a high B r and high H cJ. Further, by containing 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less of Cu (sample No. 20 to 22), H cJ is further improved as compared with the case of not containing Cu (sample No. 19). I understand that. Further, B is the fact that the near 0.88 mass% is most excellent in B r and H cJ, B amount is considered preferable 0.89 mass% or more 0.87% by mass.
  • FIGS. 1 and FIG. 14 are photographs showing the result of the structure observation
  • FIGS. It is a photograph which shows the structure
  • 2 is an enlarged photograph of a portion surrounded by a dotted line in FIG. 1
  • FIG. 4 is an enlarged photograph of a portion surrounded by a dotted line in FIG.
  • composition analysis by EDS was performed on points A to F in FIGS. The results are shown in Table 2.
  • a point A is a second grain boundary (grain boundary multiple point) existing between three or more main phases, and a part surrounded by a dotted line exists between two main phases and two main phases.
  • a first grain boundary two-grain grain boundary
  • point B is a two-grain grain boundary
  • point C is a main phase (Nd 2 Fe 14 B type compound).
  • point D is a grain boundary multiple point, the part surrounded by a dotted line shows two main phases and a two-grain grain boundary, and as shown in FIG.
  • the boundary, point F is the main phase.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present invention can be suitably used for a hybrid vehicle or electric vehicle motor.

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Abstract

　Ｄｙを使用せずに、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供する。　Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物を主相とし、前記主相と、二つの主相間に存在する第一の粒界と、三つ以上の主相間に存在する第二の粒界とを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、Ｒ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下、Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下、Ａｌ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、残部Ｔおよび不可避的不純物からなるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に関する。
　Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）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、ハイブリッド自動車用、電気自動車用や家電製品用の各種モータ等に使用されている。
　しかし、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力ＨｃＪ（以下、単に「ＨｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こる。そのため、特にハイブリッド自動車用や電気自動車用モータに使用される場合、高温下でも高いＨｃＪを維持することが要求されている。
　従来、ＨｃＪ向上のために、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に重希土類元素（主としてＤｙ）が多量に添加されていたが、残留磁束密度Ｂｒ（以下、単に「Ｂｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。そのため、近年、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の表面から内部に重希土類元素を拡散させて主相結晶粒の外殻部に重希土類元素を濃化してＢｒの低下を抑制しつつ、高いＨｃＪを得る方法が採られている。
　Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定であったり、価格が変動するなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素をできるだけ使用せずにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪを向上させる技術が求められている。
　特許文献１には、通常のＲ－Ｔ－Ｂ系合金よりもＢ濃度を低くするとともにＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有させることによりＲ２Ｔ１７相を生成させ、該Ｒ２Ｔ１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ６Ｔ１３Ｍ）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石が得られることが記載されている。
国際公開第２０１３／００８７５６号
　しかし、特許文献１は、Ｂ濃度を従来よりも大幅に低下させているため、主相の存在比率が低くなり、Ｂｒが大幅に低下するという問題があった。また、ＨｃＪは向上しているものの、近年の要求を満足するには不十分である。
　本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、Ｄｙを使用せずに、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。
　本発明の態様１は、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物を主相とし、前記主相と、二つの主相間に存在する第一の粒界と、三つ以上の主相間に存在する第二の粒界とを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、
Ｒ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下（ＲはＮｄおよび／またはＰｒ）、
Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、
Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下、
Ａｌ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
残部がＴ（Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）および不可避的不純物からなることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明の態様２は、態様１において、
　Ｃｕ：０．０５質量％以上０．２０質量％以下、
をさらに含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明の態様３は、態様１または２において、
　Ｂ：０．８７質量％以上０．８９質量％以下、
であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明の態様４は、態様１～３のいずれかにおいて、前記第一の粒界に、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むＲ－Ｇａ相が存在することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明の態様５は、態様２または態様２を引用する態様３において、前記第一の粒界に、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むＲ－Ｇａ相および前記Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明の態様６は、態様１～５のいずれかにおいて、Ｒ６Ｆｅ１３Ｇａ１からなるＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界を含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である。
　本発明により、Ｄｙを使用せずに、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供することができる。
実施例の試料Ｎｏ．１４のＦＥ－ＴＥＭによる組織観察結果を示す写真である。 図１の点線で囲んだ部分を拡大した写真である。 実施例の試料Ｎｏ．２のＦＥ－ＴＥＭによる組織観察結果を示す写真である。 図３の点線で囲んだ部分を拡大した写真である。
　本発明者らは、上記問題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、例えば、前記本発明の態様１または態様２に示すように、Ｒ、Ｂ、Ｇａの含有量を最適化することにより、Ｄｙを使用しなくても、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られることを見出した。そして、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を解析した結果、二つの主相間に存在する第一の粒界（以下、「二粒子粒界」と記載する場合がある）に、Ｃｕを含有しない場合はＲ－Ｇａ相が、Ｃｕを含有する場合はＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在することを知見し、さらに、詳細に解析した結果、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界が含まれていることを知見した。
　第一の粒界にＲ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在すること、さらには、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界が含まれていることにより、Ｄｙを使用しなくても、高いＢｒと高いＨｃＪが得られるメカニズムについては、未だ不明な点もある。現在までに得られている知見を基に本発明者らが考えるメカニズムについて以下に説明する。以下のメカニズムについての説明は本発明の技術的範囲を制限することを目的とするものではないことに留意されたい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、主相であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めることによりＢｒを向上させることができる。Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めるためには、Ｒ量、Ｔ量、Ｂ量をＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物の化学量論比に近づければよいが、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物を形成するためのＢ量が化学量論比を下回ると、粒界に軟磁性のＲ２Ｔ１７相が析出しＨｃＪが急激に低下する。しかし、磁石組成にＧａが含有されていると、Ｒ２Ｔ１７相の代わりにＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成され、ＨｃＪの低下を抑制することができる。
　当初、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成によりＨｃＪの低下が抑制されるのは、ＨｃＪの急激な低下を招くＲ２Ｔ１７相がなくなるとともに、生成されたＲ－Ｔ－Ｇａ相が磁性を有していないかあるいは磁性が極めて弱いからであると想定していたが、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相も若干の磁性を有しており、粒界、特にＨｃＪを担う二粒子粒界にＲ－Ｔ－Ｇａ相が多く存在すると、ＨｃＪ向上の妨げになっていることが分かった。また、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成とともに、Ｃｕを含有しない場合はＲ－Ｇａ相が生成され、Ｃｕを含有する場合はＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成されていることが分かった。
　そこで、二粒子粒界において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えつつ、Ｒ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることができれば、さらにＨｃＪを向上させることができると想定した。また、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制するために、Ｒ２Ｔ１７相の生成を抑制した結果、Ｂ量は主相の存在比率が大きく低下しない程度の量となるため、Ｂｒの低下も抑制できると想定した。しかしながら、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制し過ぎると、Ｒ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成することができない。そこで、Ｒ量とＢ量とを適切な範囲にすることによってＲ２Ｔ１７相の析出量を調整するとともに、Ｇａ量をＲ２Ｔ１７相の析出量に応じた最適な範囲にすることによって、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えつつ、Ｒ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることができ、その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体において二粒子粒界にＲ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在し、さらに、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない二粒子粒界が多く存在するという組織を得ることができると考えられる。これによって、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相によるＨｃＪ向上の妨げが低減され、かつ、主相の存在比率の低下が抑制されるため、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができると考えられる。
［Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成］
　本発明の１つの実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、
　Ｒ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下（ＲはＮｄおよび／またはＰｒ）、
　Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下、
　Ａｌ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
残部Ｔ（Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）および不可避的不純物からなる。
　あるいは、
　Ｒ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下（ＲはＮｄおよび／またはＰｒ）、
　Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、
　Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下、
　Ｃｕ：０．０５質量％以上０．２０質量％以下、
　Ａｌ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
残部Ｔ（Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）および不可避的不純物からなる。
　本発明は、Ｒ量、Ｂ量、Ｇａ量をそれぞれ前記のような範囲で組み合わせることにより、高いＢｒと高いＨｃＪが得られるという効果を奏することができる。Ｒ量、Ｂ量、Ｇａ量のいずれかが上記範囲からはずれると、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成が抑制され過ぎ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体において、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相あるいはＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成されなくなったり、逆にＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない二粒子粒界が少なくなり（Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在する二粒子粒界が支配的となり）、高いＢｒと高いＨｃＪが得られなくなる。
　ＲはＮｄおよび／またはＰｒである。Ｒの含有量は２９．０質量％以上３１．５質量％以下とする。Ｂの含有量は０．８６質量％以上０．９０質量％以下とする。Ｂの含有量は好ましくは０．８７質量％以上０．８９質量％以下である。Ｇａの含有量は０．４質量％以上０．６質量％以下とする。残部Ｔは遷移金属元素であり、Ｆｅを必ず含む。Ｆｅ以外の遷移金属元素としてはＣｏが挙げられる。ただし、Ｃｏの置換量が１０％を超えるとＢｒが低下するため好ましくない。さらに少量のＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどを含有してもよい。
　前記各元素に加え、Ｃｕを０．０５質量％以上０．２０質量％以下含有させてもよい。Ｃｕを含有させることで、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相とともにＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成される。Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成により、Ｒ－Ｇａ相のみの場合に比べてＨｃＪがさらに向上する。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０８質量％以上０．１５質量％以下である。さらに、通常含有される程度のＡｌを含有してもよい。公知の効果を奏する範囲として、０．５質量％以下（０質量％を含む）、好ましくは０．３質量％以下とする。
　本発明において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相とは、Ｒ：１５質量％以上６５質量％以下（好ましくは、Ｒ：４０質量％以上６５質量％以下）、Ｔ：２０質量％以上８０質量％以下、Ｇａ：２質量％以上２０質量％以下（Ｒ：４０質量％以上６５質量％以下の場合、Ｔ：２０質量％以上５５質量％以下であってよく、Ｇａ：２質量％以上１５質量％以下であってよい）を含むものであってよく、例えばＲ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物が挙げられる。より詳細に言えば、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相とは、Ｒ：１５質量％以上６５質量％以下（好ましくは、Ｒ：４０質量％以上６５質量％以下）、Ｔ：２０質量％以上８０質量％以下、Ｇａ：２質量％以上２０質量％以下（Ｒ：４０質量％以上６５質量％以下の場合、Ｔ：２０質量％以上５５質量％以下であってよく、Ｇａ：２質量％以上１５質量％以下であってよい）を含むものであれば、全体が、Ｒ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物からなる、またはＲ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物を含むものであってもよい。なお、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相は、前述のＲ、ＴおよびＧａ以外の他の元素を含んでもよい。このような他の元素として、例えばＡｌおよびＣｕ等から選択される１つ以上の元素を含んでもよい。また、Ｒ－Ｇａ相とは、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むものであってよく、例えばＲ３Ｇａ１化合物が挙げられる。より詳細に言えば、Ｒ－Ｇａ相とは、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むものであれば、全体が、Ｒ３Ｇａ１化合物からなる、またはＲ３Ｇａ１化合物を含むものであってもよい。さらに、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相とは、前記Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたものであってよく、例えばＲ３（Ｇａ，Ｃｕ）１化合物が挙げられる。より詳細に言えば、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相とは、前記Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたものであれば、全体が、Ｒ３（Ｇａ，Ｃｕ）１化合物からなる、またはＲ３（Ｇａ，Ｃｕ）１化合物を含むものであってもよい。
［Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法］
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法の一例を説明する。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、合金粉末を得る工程、成形工程、焼結工程、熱処理工程を有する。以下、各工程について説明する。
（１）合金粉末を得る工程
　前記組成となるようにそれぞれの元素の金属または合金を準備し、これらをストリップキャスティング法等を用いてフレーク状の合金を製造する。得られたフレーク状の合金を水素粉砕し、粗粉砕粉のサイズを例えば１．０ｍｍ以下とする。次に、粗粉砕粉をジェットミル等により微粉砕することで、例えば粒径Ｄ５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られた値（メジアン径））が３～７μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得る。なお、ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として公知の潤滑剤を使用してもよい。
（２）成形工程
　得られた合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内に該合金粉末を分散させたスラリーを注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。
（３）焼結工程
　成形体を焼結することにより焼結磁石を得る。成形体の焼結は既知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中または雰囲気ガス中で行うことが好ましい。雰囲気ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。
（４）熱処理工程
　得られた焼結磁石に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは公知の条件を採用することができる。得られた焼結磁石に磁石寸法の調整のため、研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、公知の表面処理で良く、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗装などの表面処理を行うことができる。
　本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
　純度９９．５質量％以上のＮｄ、電解鉄、電解Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａおよびフェロボロン合金を用いて、焼結磁石の組成が表１に示す各組成となるように配合し、それらの原料を溶解してストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２～０．４ｍｍのフレーク状の合金を得た。得られたフレーク状の合金に水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０°Ｃまで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、粗粉砕粉１００質量％に対して、潤滑剤として０．０４質量％のステアリン酸亜鉛を添加、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、粒径Ｄ５０（メジアン径）が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度は５０ｐｐｍ以下に制御した。また、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた値である。
　得られた合金粉末を分散媒と混合しスラリーを作製した。溶媒にはノルマルドデカンを用い、潤滑剤としてカプリル酸メチルを混合した。スラリーの濃度は合金粉末７０質量％、分散媒３０質量％とし、潤滑剤は合金粉末１００質量％に対して０．１６質量％とした。前記スラリーを磁界中で成形して成形体を得た。成形時の磁界は０．８ＭＡ／ｍの静磁界で、加圧力は５ＭＰａとした。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、１０２０°Ｃで４時間焼結し、焼結磁石を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。得られた焼結体に、８００°Ｃで２時間保持した後室温まで冷却し、次いで５００°Ｃで２時間保持した後室温まで冷却する熱処理を施した。熱処理後の焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明らかなように、Ｎｄ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下、Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲にすることによって、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られることが分かる。また、Ｃｕを０．０５質量％以上０．２０質量％以下含有することにより（試料Ｎｏ．２０～２２）、Ｃｕを含有しない場合（試料Ｎｏ．１９）に比べ、ＨｃＪがさらに向上していることが分かる。さらに、Ｂは０．８８質量％近傍が最もＢｒおよびＨｃＪに優れていることから、Ｂ量は０．８７質量％以上０．８９質量％以下が好ましいと考えられる。
　表１における試料Ｎｏ．１４（本発明例）と試料Ｎｏ．２（比較例）について、ＦＥ－ＴＥＭ（電界放射型透過電子顕微鏡）による組織観察を行った。その結果を図１～図４に示す。図１と図２が試料Ｎｏ．１４（本発明例）の組織観察結果を示す写真であり、図３と図４が試料Ｎｏ．２（比較例）の組織観察結果を示す写真である。図２は図１の点線で囲んだ部分を拡大した写真であり、図４は図３の点線で囲んだ部分を拡大した写真である。また、図１～図４におけるＡ～Ｆの点について、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）による組成分析を行った。その結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図１において、点Ａの部分は三つ以上の主相間に存在する第二の粒界（粒界多重点）であり、点線で囲んだ部分は二つの主相と二つの主相間に存在する第一の粒界（二粒子粒界）とを示しており、図２の通り、点Ｂが二粒子粒界、点Ｃが主相（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物）である。また、図３において、点Ｄの部分は粒界多重点であり、点線で囲んだ部分は二つの主相と二粒子粒界とを示しており、図４の通り、点Ｅが二粒子粒界、点Ｆが主相である。
　表２に示す結果から、本発明例である試料Ｎｏ．１４において、点Ａ（粒界多重点）にはＲ－Ｔ－Ｇａ相（Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物）が存在しており、点Ｂ（二粒子粒界）にはＲ－Ｇａ相（Ｎｄ３Ｇａ１化合物）が存在しており、点Ｃは主相であることが分かる。すなわち、本発明によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、第一の粒界にＲ－Ｇａ相が存在していることが分かる。また、点ＢのＦｅの含有量が２０％以下であることから考えて、点ＢにはＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在していない、つまり、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界が含まれていることが分かる。
　また、表２に示す結果から、比較例である試料Ｎｏ．２において、点Ｄ（粒界多重点）にはＲ－Ｇａ相（Ｎｄ３Ｇａ１化合物）が存在しており、点Ｅ（二粒子粒界）にはＲ－Ｔ－Ｇａ相（Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物）が存在しており、点Ｃは主相であることが分かる。すなわち、比較例によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、第一の粒界にＲ－Ｇａ相が存在しておらず、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が存在していることが分かる。試料Ｎｏ．１４のＢｒは１．３５Ｔ、ＨｃＪは１６５０ｋＡ／ｍであり、試料Ｎｏ．２のＢｒは１．３６Ｔ、ＨｃＪは８９０ｋＡ／ｍである。すなわち、本発明によれば、Ｂ量が主相の存在比率を大きく低下させてない程度の量であるため、Ｂｒの低下が抑制され、高いＢｒが得られているとともに、ＨｃＪ向上の妨げになっているＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界が含まれているため、高いＨｃＪが得られていると考えられる。
　本発明によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、ハイブリッド自動車用や電気自動車用モータに好適に利用することができる。
　本出願は、出願日が２０１３年３月２９日である日本国特許出願、特願第２０１３－０７１８３４号を基礎出願とする優先権主張と伴う。特願第２０１３－０７１８３４号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  1. 　Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物を主相とし、前記主相と、二つの主相間に存在する第一の粒界と、三つ以上の主相間に存在する第二の粒界とを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、
    Ｒ：２９．０質量％以上３１．５質量％以下（ＲはＮｄおよび／またはＰｒ）、
    Ｂ：０．８６質量％以上０．９０質量％以下、
    Ｇａ：０．４質量％以上０．６質量％以下、
    Ａｌ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
    残部がＴ（Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）および不可避的不純物からなることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  2. 　Ｃｕ：０．０５質量％以上０．２０質量％以下、
    をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  3. 　Ｂ：０．８７質量％以上０．８９質量％以下
    であることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 　前記第一の粒界に、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むＲ－Ｇａ相が存在することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  5. 　前記第一の粒界に、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むＲ－Ｇａ相および前記Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在することを特徴とする請求項２または請求項２を引用する請求項３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  6. 　Ｒ６Ｆｅ１３Ｇａ１からなるＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在しない第一の粒界を含むことを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
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