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WO2006001355A1 - 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石用原料合金粉末及び希土類焼結磁石の製造方法 - Google Patents

希土類焼結磁石、希土類焼結磁石用原料合金粉末及び希土類焼結磁石の製造方法 Download PDF

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WO2006001355A1
WO2006001355A1 PCT/JP2005/011577 JP2005011577W WO2006001355A1 WO 2006001355 A1 WO2006001355 A1 WO 2006001355A1 JP 2005011577 W JP2005011577 W JP 2005011577W WO 2006001355 A1 WO2006001355 A1 WO 2006001355A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rare earth
sintered magnet
lubricant
earth sintered
particle size
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/011577
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yasushi Enokido
Atsushi Sakamoto
Chikara Ishizaka
Takeshi Masuda
Masaaki Imura
Original Assignee
Tdk Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2005048589A external-priority patent/JP2006233267A/ja
Priority claimed from JP2005048588A external-priority patent/JP2006237212A/ja
Application filed by Tdk Corporation filed Critical Tdk Corporation
Priority to EP05753342A priority Critical patent/EP1760734A1/en
Priority to CN2005800123405A priority patent/CN1947208B/zh
Priority to US11/568,823 priority patent/US20070221296A1/en
Publication of WO2006001355A1 publication Critical patent/WO2006001355A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
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    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
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    • H01F41/0266—Moulding; Pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered

Definitions

  • Rare earth sintered magnet raw material alloy powder for rare earth sintered magnet, and method for producing rare earth sintered magnet
  • the present invention relates to a rare earth sintered magnet typified by an Nd—Fe—B system, and more particularly to a rare earth sintered magnet having both high magnetic properties and high mechanical strength.
  • Rare earth sintered magnets typified by Nd—Fe—B based anisotropic sintered magnets are widely used as high performance magnets.
  • Various methods for adding a lubricant to a raw material alloy powder have been proposed as a method for improving the orientation of the raw material alloy powder with respect to a magnetic field.
  • Patent Document 1 adds a lubricant during fine pulverization.
  • Patent Document 2 proposes the use of a liquid lubricant obtained by dispersing a saturated or unsaturated fatty acid ester and an acid salt such as boric acid ester in a petroleum solvent or an alcohol solvent. .
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 2915560
  • Patent Document 2 JP-A-8-111308
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 7-240329
  • the lubricant may cause a reduction in the force magnetic characteristics, particularly the coercive force, which is effective for improving the orientation during molding in a magnetic field, and in addition, the mechanical strength may be reduced.
  • the present invention has been made on the basis of such a technical problem, and a rare earth element capable of obtaining a high residual magnetic flux density without causing a reduction in coercive force and mechanical strength even when a predetermined amount of lubricant is used. It is an object to provide a sintered magnet.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention is based on the above investigation, and the carbon content specified by mass spectrometry is 500 to 1500 ppm, and the cv (Coefficient of the carbon content in the fracture surface is obtained. Variation is characterized by a value of 200 or less.
  • the cv value of the carbon amount is 200 or less, and the carbon dispersion state is excellent.
  • Rare earth sintered magnets are difficult to obtain by simply adding a lubricant.
  • a lubricant is dispersed in a solvent, the particles of the lubricant are agglomerated and the agglomerated state cannot be solved even after fine pulverization. It is difficult to obtain a high carbon dispersion state with a cv value of carbon of 200 or less in the state of a sintered earth magnet.
  • the cv value of the carbon content is preferably 150 or less, and more preferably 130 or less.
  • the carbon content is preferably 700 to 1300 ppm, more preferably 800 to 1200 ppm! /.
  • Rare earth sintered magnets applied to the present invention include R Fe B compounds (R is Y, La, Ce, P
  • R, Fe, B sintered magnet containing as main phase one or more of r, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu) .
  • This rare earth sintered magnet can have the characteristics that the bending strength is 350 MPa or more, the residual magnetic flux density (Br) is 13 kG or more, and the coercive force (Hcj) is 18 kOe or more.
  • the lubricant is usually added when the raw alloy of the rare earth sintered magnet is finely pulverized, and the surface of the finely pulverized powder is coated by this fine pulverization. If the coating state can be made uniform, the orientation in the molding in the magnetic field can be secured with a smaller amount of lubricant. In addition, since the finely pulverized powder having a uniform coating state of the lubricant can reduce the amount of the lubricant, the reduction of the coercive force due to the remaining lubricant (carbon) is suppressed, and the rare earth sintering of the present invention is performed. It is effective for manufacturing a magnet.
  • the present inventors examined the state of lubricant coating in the finely pulverized powder and the magnetic characteristics of the rare earth sintered magnet produced using this finely pulverized powder.
  • the coating state of the lubricant can be specified by the concentration distribution of carbon (C) on the surface of the finely pulverized powder, and by setting the carbon to a predetermined concentration distribution, the residual magnetic flux can be suppressed while suppressing the decrease in coercive force.
  • C carbon
  • the present invention is a raw material alloy powder for a rare earth sintered magnet to be formed in a magnetic field, the carbon amount specified by mass spectrometry is 1200 ppm or less, and EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) Carbon material specified by the above X-ray intensity X-ray intensity Cmax and CminZCmin is 15 or less.
  • the carbon content specified by mass spectrometry is preferably lOOOppm or less and CmaxZCmin is preferably 10 or less in order to obtain a high residual magnetic flux density and coercive force.
  • the reason why carbon is detected as described above is that the surface of the raw material alloy powder is coated with a lubricant composed of an organic compound.
  • the lower the Cmax ⁇ CCmin of this lubricant is, 15 or less, or even 10 or 5 or less, it indicates that the lubricant is uniformly coated on the surface of the raw material alloy powder.
  • the method for producing a rare earth sintered magnet using the raw material alloy powder for rare earth sintered magnet of the present invention has a carbon content specified by mass spectrometry of 1200 ppm or less and specified by EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
  • the characteristic of the carbon to be produced When the maximum value of X-ray X-ray intensity is C max and the minimum value is Cmin, the raw material alloy powder with CmaxZCmin of 15 or less is pressed in a magnetic field to produce a compact. And a step of sintering the compact.
  • the raw material alloy powder having the carbon amount and CmaxZCmin as described above can be obtained by pulverization in a state where lubricant particles having a particle diameter of 425 ⁇ m or less are added.
  • the lubricant particles can be obtained by pulverizing a solid lubricant.
  • This raw alloy powder is also R Fe B
  • R is preferably one or more of Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu) .
  • the use of a lubricant having a fine particle diameter is a simple and effective technique for obtaining a high carbon dispersion state. Therefore, in the present invention, it is recommended that the particle size of the lubricant be 425 m or less. That is, the present invention includes a step of pulverizing a raw material alloy with a lubricant particle having a particle size of 425 m or less added to obtain a pulverized powder, a magnetic field applied to the pulverized powder, and pressure forming. A step of obtaining a molded body by the step of, and a step of sintering the molded body. A method for producing a rare earth sintered magnet is provided.
  • the raw material alloy can be pulverized by introducing lubricant particles together with the raw material alloy into an airflow pulverizer.
  • the average particle size of the pulverized powder is preferably 2.5 to: LO / z m.
  • Lubricant particles having a particle size force of 25 / ⁇ ⁇ or less can be obtained by freezing a solid lubricant and then pulverizing it.
  • the particle size of the lubricant particles is preferably 1.5 times or less than the particle size of the raw material alloy to be pulverized.
  • lubricant particles of the present invention can be composed of a single substance, the general formula R 2 -CON
  • n 1-4 are C H or C H.
  • R is H, C H or C H.
  • M is metal.
  • n is an integer. N 2n + l n 2n-l 5 n 2n + l n 2n-l
  • the present invention provides a step of pulverizing a lubricant to obtain lubricant particles having a particle size not more than 1.5 times the particle size of the raw material alloy, and adding and pulverizing the lubricant particles to the raw material alloy to obtain a pulverized powder.
  • a rare earth sintered magnet comprising: a step of obtaining a molded body by applying a magnetic field to the pulverized powder and press-molding; and a step of sintering the molded body. Provide a method.
  • the form in which the lubricant particles are composed of the compound A and the compound B can independently constitute the invention. Accordingly, the present invention provides the general formula R 2 -CONH or
  • n is an integer. N 2n-l 5 n 2n + l n 2n-l
  • a method for producing a rare earth sintered magnet comprising a step of applying a magnetic field to a metal alloy powder and press-molding to obtain a compact and a step of sintering the compact.
  • R and R are preferably represented by C H (n is 7 or more and 21 or less).
  • compound A examples include at least one compound selected from the group consisting of stearic acid amide, ethylenebisstearic acid amide, behenic acid amide, and force prillic acid amide.
  • compound B which is preferably R-repeat H (n is 10 or more) of compound B, is, for example,
  • At least one compound selected from the group consisting of stearic acid, glyceryl monostearate, zinc stearate and stearyl alcohol At least one compound selected from the group consisting of stearic acid, glyceryl monostearate, zinc stearate and stearyl alcohol.
  • the lubricant in the present invention may be one containing a fatty acid amide, a fatty acid and Z or stearyl alcohol.
  • n is an integer.
  • Compound D is a compound represented by, for example, R 2 -CONH-R 2 -OCO-R (where R and R are hydrocarbons).
  • R of compound D is C H (n
  • a rare earth sintered magnet having a high carbon dispersion state can be obtained. Therefore, the orientation without increasing the use of the lubricant, which is the cause of carbon, increases, and as a result, a rare earth sintered magnet having a high residual magnetic flux density (Br) can be obtained. Based on this premise, the rare earth sintered magnet of the present invention can ensure coercive force (HcJ) and mechanical strength.
  • the raw material alloy powder whose surface is uniformly coated with carbon that is, more uniformly coated with the lubricant
  • high orientation can be achieved with a small amount of lubricant.
  • a small amount of lubricant can be used in this way, the coercive force is prevented from lowering and effective in securing mechanical strength.
  • the use of raw material alloy powder coated with a lubricant more uniformly is also effective for improving the strength of the compact.
  • the present invention can be applied to, for example, rare earth sintered magnets, particularly R—Fe—B based sintered magnets.
  • This R—Fe—B based sintered magnet contains 25 to 37 wt% of rare earth element (R).
  • R in the present invention has a concept including Y, and therefore 1 of Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu. It is selected from species or two or more species. If the amount of R is less than 25wt%, the R Fe B compound that will be the main phase of the R-Fe-B sintered magnet
  • Coercive flux density decreases.
  • R reacts with oxygen, and the amount of oxygen contained increases, resulting in a decrease in the R-rich phase that is effective in generating coercivity, leading to a decrease in coercivity. Therefore, the amount of R is 25-37wt%.
  • a preferable amount of R is 28 to 35 wt%, and a more preferable amount of R is 29 to 33 wt%.
  • the R-Fe-B based sintered magnet contains 0.5 to 4.5 wt% of boron (B).
  • B boron
  • a preferable amount of B is 0.5 to 1.5 wt%, and a more preferable amount of B is 0.8 to 1.2 wt%.
  • This R-Fe-B sintered magnet contains 2. Owt% or less of Co (not including 0), preferably 0.1 to 1. Owt%, more preferably 0.3 to 0.7 wt%. can do. Co forms a phase similar to Fe, but is effective in improving the Curie temperature and the corrosion resistance of the grain boundary phase.
  • the R-Fe-B sintered magnet may contain one or two of A1 and Cu in a range of 0.02 to 0.6 wt%. Inclusion of one or two of A1 and Cu within this range makes it possible to increase the coercive force, corrosion resistance, and temperature characteristics of the resulting R-Fe-B sintered magnet.
  • A1 a preferable amount of A1 is 0.03 to 0.3 wt%, and a more preferable amount of A1 is 0.05 to 0.25 wt%.
  • the preferable amount of Cu is 0.15 wt% or less (not including 0), and the more preferable amount of Cu is 0.03 to 0.12 wt%.
  • this R—Fe—B based sintered magnet allows the inclusion of other elements.
  • elements such as Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, and Ge can be appropriately contained.
  • impurity elements such as oxygen and nitrogen as much as possible.
  • the amount of oxygen that impairs magnetic properties is preferably 5000 ppm or less, and more preferably 3000 ppm or less. When the amount of oxygen is large, the rare earth oxide phase, which is a non-magnetic component, increases, and this is a force that lowers the magnetic properties.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention has a carbon content specified by mass spectrometry of 500 to 1500 ppm.
  • the amount of carbon depends on the amount of calorie added to the lubricant. From this point of view, it is suggested that if the amount of carbon is less than 500 ppm, the amount of lubricant added will be insufficient, and it will be difficult to impart the desired residual magnetic flux density (Br) to the rare earth sintered magnet. . On the other hand, when the carbon content exceeds 1500 ppm, the coercive force (HcJ) decreases. Therefore, in the present invention, the carbon content is set to 500 to 1500 ppm. A preferable carbon amount is 700 to 130 Oppm, and a more preferable carbon amount is 800 to 1200 ppm.
  • the rare earth sintered magnet of the present invention has a cv value of carbon content of 200 or less at its fracture surface.
  • the cv value of the carbon content indicates the dispersion state of carbon in the sintered body.
  • a rare earth sintered magnet having high coercive force and mechanical strength can be obtained by specifying the dispersion state of carbon.
  • the cv value of the carbon content can be 150 or less, and further 130 or less.
  • the present invention is not limited to the R—Fe—B based sintered magnet as described above, but can be applied to other rare earth sintered magnets.
  • the present invention can be applied to an R—Co based sintered magnet.
  • the R—Co based sintered magnet contains R, one or more elements selected from Fe, Ni, Mn and Cr, and Co. In this case, it preferably further contains one or more elements selected from Cu or Nb, Zr, Ta, Hf, Ti and V, and particularly preferably Cu and Nb, Zr, Ta, Hf, Ti and V. Contains one or more selected elements.
  • an intermetallic compound of Sm and Co preferably an Sm Co intermetallic compound, is the main phase, and the grain boundary is mainly composed of SmCo. There is a subphase.
  • the specific composition may be selected as appropriate according to the production method and required magnetic properties, but for example, R: 20 to 30 wt%, especially about 22 to 28 wt%, Fe, Ni, Mn and Cr Above: l ⁇ 35wt%, 1 or more of Nb, Zr, Ta, Hf, Ti and V: 0-6wt%, especially about 0.5-4wt%, Cu: 0 ⁇ : LOwt%, especially 1 ⁇ : About LOwt%, Co: the balance is preferred.
  • the method for producing a rare earth sintered magnet according to the present invention will be described in the order of steps.
  • the part related to the addition of the lubricant is a characteristic part for obtaining the rare earth sintered magnet of the present invention.
  • the raw material alloy can be produced by a strip casting method or other known melting methods in a vacuum or an inert gas, preferably an argon atmosphere.
  • a molten metal obtained by melting a raw metal in a non-acidic atmosphere such as an argon gas atmosphere is jetted onto the surface of a rotating roll.
  • the melt rapidly cooled by the roll is rapidly solidified in a thin plate or flake form.
  • This rapidly solidified alloy has a homogeneous structure with a crystal grain size of 1 to 50 m.
  • the raw material alloy can be obtained not only by the strip casting method but also by a melting method such as high frequency induction melting. In order to prevent segregation after dissolution, for example, it can be solidified by pouring into a water-cooled copper plate.
  • An alloy obtained by the reduction diffusion method can also be used as a raw material alloy.
  • the raw material alloy is subjected to a pulverization step.
  • the pulverization step includes a coarse pulverization step and a fine pulverization step.
  • the raw material alloy is coarsely pulverized to a particle size of about several hundred m to obtain a coarsely pulverized powder (raw material alloy).
  • the state of coarse pulverization is sometimes referred to as a raw material alloy for convenience, and the state after fine pulverization is sometimes referred to as a raw material alloy powder.
  • Coarse grinding Is preferably carried out in an inert gas atmosphere using a stamp mill, jaw crusher, brown mill or the like.
  • coarse pulverization Prior to coarse pulverization, it is effective to perform pulverization by allowing hydrogen to be stored in the raw material alloy and then releasing it.
  • the hydrogen release treatment is performed for the purpose of reducing hydrogen as an impurity as a rare earth sintered magnet.
  • Hydrogen storage is performed at room temperature to 200 ° C. for 30 minutes or longer, preferably 1 hour or longer, and the hydrogen release treatment may be performed at 350 to 650 ° C. in a vacuum or argon gas flow. Note that the hydrogen storage process and hydrogen release process are not essential.
  • This hydrogen pulverization can be regarded as coarse pulverization, and mechanical coarse pulverization can be omitted.
  • a lubricant is added for the purpose of improving the grindability in the fine grinding step and improving the orientation by molding in a magnetic field.
  • the lubricant include fatty acids or fatty acid derivatives, such as stearic acid-based oleic acid-based zinc stearate, calcium stearate, stearic acid amide, and oleic acid amide.
  • the lubricant is represented by the general formula R-CONH or R-CONH-R-HNCO-R.
  • n 2n + l n 2n-l 5 is preferred to contain H, C H or C H)! /.
  • the compound A is a compound having an amide group such as a fatty acid amide or a compound having an amide bond such as a fatty acid bisamide.
  • R and R have 7 to 21 carbon atoms
  • Specific examples of such compound A include stearic acid amide (C H —CONH), ethylene bis stearic acid amide (C H —CONH
  • only one type of compound A may be used as the compound A, but a plurality of compounds may be used in combination.
  • the compound B is, for example, a fatty acid compound or alcohol, and specifically includes higher fatty acids having 10 or more carbon atoms, higher fatty acid esters, higher fatty acid metal salts, higher alcohols, and the like.
  • compound B is a compound in which R is a hydrocarbon having 17 and 18 carbon atoms.
  • Specific examples of preferred compounds include stearic acid (CH — COOH) and monostearate
  • Acid and glyceryl monostearate are more preferred, with stearic acid being particularly preferred.
  • compound B only one kind of compound may be used, but a plurality of compounds may be used.
  • the mixing ratio of compound A and compound B is adjusted as appropriate. However, in order to increase the strength of the molded body, which will be described later, and to increase the magnetic properties of the sintered magnet, the mixing ratio is 9: 1 to 1: 2. It is preferable to mix so as to be more preferably 9: 1 to 1: 1, particularly preferably about 1: 1. When compound A and compound B are mixed in an approximate 1: 1 ratio, the total amount of lubricant added is preferably 0.075-0.1%.
  • compound D in which compound A and compound B are bonded via a hydrocarbon may be used as a lubricant.
  • a compound having an amide bond and an ester bond can be mentioned, and is a compound represented by R 1 -CONH-R 2 -OCO-R (R and R are hydrocarbons).
  • R is a compound represented by C H (n is 12 or more and 17 or less).
  • the lubricant has a particle size of 425 ⁇ m or less, preferably 400 m or less, more preferably 300 m or less, and even more preferably 100 m.
  • the following may be used.
  • a lubricant having such a particle size it is possible to obtain a raw material alloy powder having a uniform carbon surface, that is, a more uniformly coated lubricant.
  • a rare earth sintered magnet having a low carbon content cv value, in other words, a good carbon dispersion state.
  • the particle size of the lubricant is too small, the following problems may occur. That is, when fine pulverization is performed with an airflow pulverizer, the lubricant is discharged out of the system together with the airflow, and a large amount of lubricant needs to be added to obtain a desired effect. In addition, clogging of the filter of the airflow crusher is promoted, which hinders stable crushing work. Furthermore, considerable cost is required to obtain a lubricant having a small particle size. Considering the above, the lubricant The particle size is preferably 5 ⁇ m or more.
  • the lubricant have the above particle diameter, it is preferable to grind the lubricant and classify it with a sieve or the like.
  • the lubricant is frozen using, for example, liquid nitrogen, and pulverized with a pulverization mill or the like in that state.
  • the addition amount of the lubricant is preferably increased as much as possible in order to improve the grindability and orientation, but it should be reduced as much as possible from the viewpoint of coercive force, compact strength and sintered strength. Is preferred. Therefore, the amount of lubricant added is preferably 0.01-1 Owt%, more preferably 0.02-0.5 wt%. A more preferred amount of lubricant is from 0.05 to 0.0%.
  • the lubricant may be mixed for about 5 to 30 minutes using, for example, a Nauta mixer.
  • the lubricant it is preferable to use a lubricant (pulverizer particles) that has been previously pulverized to reduce the particle size (lubricant particles), but considering the relationship with the particle size of the coarsely pulverized powder (raw material alloy) It is preferable to do.
  • the particle size of the lubricant particles should be 1.5 times the particle size of the coarsely pulverized powder (particle size ratio (lubricant particle size Z coarsely pulverized powder particle size) is 1.5) or less.
  • particle size ratio lubricant particle size Z coarsely pulverized powder particle size
  • the particle size of the lubricant particles is 1.0 times (particle size ratio is 1.0) or less, more preferably 0.7 times (particle size ratio is 0.7) or less that of the coarsely pulverized powder. is there.
  • the particle size of the coarsely pulverized powder is about 100 to 1000 m
  • the particle size of the lubricant particles is 150 m or less to 1500 ⁇ m or less, preferably 100 ⁇ m or less to 1000 ⁇ m or less, more preferably Is 70 ⁇ m or less to 700 ⁇ m or less.
  • the lubricant particles may be formed by any method.
  • lubricant particles having a desired particle diameter can be obtained by a spray drying method or the like.
  • the lubricant may be frozen and solidified using liquid nitrogen, and the lubricant particles having a desired particle diameter may be obtained by pulverizing the lubricant in a pulverizing mill or the like in that state.
  • the lubricant particles may be classified with a sieve or the like after the lubricant is pulverized in order to obtain the above particle diameter.
  • An air-flow type pulverizer is mainly used for fine pulverization.
  • a finely pulverized powder having an average particle size of 2.5 to 10 m, preferably 3 to 5 m ( Raw material alloy powder, pulverized powder) are obtained.
  • the airflow pulverizer generates a high-speed gas flow by opening a high-pressure inert gas through a narrow nozzle, and this high-speed gas flow accelerates the coarsely pulverized powder. This is a method of crushing by generating a collision or a collision with a target or a container wall.
  • the timing of mixing the two kinds of alloys is not limited, but when the low R alloy and the high R alloy are separately pulverized in the pulverization step, the pulverized low alloy is reduced.
  • R alloy powder and high R alloy powder are mixed in a nitrogen atmosphere.
  • the mixing ratio of low R alloy powder and high R alloy powder should be about 80: 20-97: 3 by weight. The mixing ratio when grinding low R alloy and high R alloy together is the same.
  • the raw material alloy powder for a rare earth sintered magnet of the present invention that has undergone fine pulverization has a carbon content specified by mass spectrometry of 1200 ppm or less.
  • carbon is derived from the lubricant, and the amount of carbon reflects the amount of lubricant added. If the amount of carbon exceeds 1200 ppm, even if the coating condition of the lubricant is uniform, the amount becomes too large, and the decrease in coercive force cannot be ignored. Therefore, the present invention sets the carbon content to 1200 ppm or less.
  • Preferred ⁇ The carbon content is lOOOppm or less, more preferably! /, And the carbon content is 900ppm or less.
  • the raw material alloy powder for rare earth sintered magnet of the present invention has carbon characteristics specified by EPMA.
  • CmaxZCmin is 15 or less, where Cmax is the maximum value of X-ray intensity of X-ray and Cmin is the minimum value.
  • CmaxZCmin indicates the dispersion of carbon in each particle constituting the raw material alloy powder. The smaller this value, the more uniform the carbon concentration on the surface of the raw material alloy powder, in other words, the lubricant is uniformly coated. Indicates that When CmaxZCmin exceeds 15, there is a difference in the amount of lubricant coated for each particle constituting the raw material alloy powder, and it is possible to obtain orientation as an effect of the desired lubricant without increasing the amount added. Can not ,.
  • CmaxZCmin is 10 or less, and more preferred CmaxZCmin is 5 or less.
  • CmaxZCmin is obtained by obtaining the X-ray intensity of the characteristic X-rays of carbon for 50 particles of raw material alloy powder, specifically, finely pulverized and arbitrarily extracted from the powder. It shall be obtained from the value. The same applies to the embodiments described later.
  • the raw material alloy powder for rare earth sintered magnet of the present invention carbon is detected as described above because the surface of the raw material alloy powder is coated with a lubricant composed of an organic compound. It is. As will be described later, this lubricant is added as a particulate solid lubricant when it is finely pulverized, but is consumed by repeated collisions with the raw material alloy powder during the fine pulverization process, and is applied to the surface of the raw material alloy powder. To be covered. The Cmax / Cmin of the lubricant is 15 or less, 10 or 5 or less, indicating that the lubricant is uniformly coated on the surface of the raw material alloy powder. Such a uniform lubricant coating state can be obtained by making the added granular solid lubricant fine.
  • the present invention does not exclude the use of other techniques for obtaining a fine lubricant.
  • the lubricant is refined in the state of a liquefied lubricant, or a fine lubricant prepared by a vapor phase method is used, or the lubricant is mixed, for example, near the melting point of the lubricant ( It is possible to adopt a method such as a melting point of 10 ° C.
  • the finely pulverized powder mixed with the lubricant is filled in a mold cavity and subjected to molding in a magnetic field.
  • the molding pressure in the magnetic field molding may be in the range of 30 to 300 MPa.
  • the molding pressure may be constant from the beginning to the end of molding, may be gradually increased or decreased, or may vary irregularly. The lower the molding pressure, the better the orientation, but if the molding pressure is too low, the strength of the molded body will be insufficient and handling problems will occur, so considering this point, select the molding pressure from the above range. .
  • the final relative density of the compact obtained by molding in a magnetic field is usually 50-60%.
  • the applied magnetic field may be about 12 to 20 kOe. Further, the applied magnetic field is not limited to a static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field. In addition, a static magnetic field and a pulsed magnetic field can be used together.
  • a molded body obtained by molding in a magnetic field is subjected to heat treatment for removing the lubricant. This is to prevent a decrease in magnetic properties due to carbon residue.
  • This treatment is preferably performed in the temperature raising process in the subsequent sintering, which is preferably performed in a hydrogen atmosphere. Even if this lubricant removal treatment is performed, it is difficult to completely eliminate carbon on an industrial production scale. For this reason, carbon remains as rare earth carbide in the rare earth sintered magnet.
  • the compact is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere.
  • the sintering temperature must be adjusted according to various conditions such as composition, grinding method, difference in average particle size and particle size distribution. However, it may be sintered at 1000 to 1200 ° C for about 1 to 10 hours in a vacuum.
  • the obtained sintered body can be subjected to an aging treatment.
  • This process is an important process for controlling the coercive force. 750 to 1 000 when performing aging treatment in two stages. C, 500-700. Holding force for a predetermined time at C S is effective. 750-1000.
  • the heat treatment at C is performed after sintering, the coercive force increases, so it is particularly effective in the mixing method.
  • aging treatment at 500 to 700 ° C is recommended when aging treatment is performed in one stage.
  • Example 1 Since the influence of the particle size of the lubricant added in the pulverization step was examined, the result is shown as Example 1.
  • the composition of the raw material alloy is 24.5 wt% Nd-6. Owt% Pr- l. 8 wt% Dy-0. 5 wt% Co -0.2 wt% Al-0. 07 wt% Cu- l. Owt% B— Fe. bal.
  • the raw material metal or alloy was blended so as to have the above composition, and the raw material alloy thin plate was melted and fabricated by the strip casting method.
  • the obtained raw material alloy sheet was pulverized with hydrogen, and then mechanically coarsely pulverized with a brown mill to obtain coarsely pulverized powder.
  • Oleic acid amide was added as a lubricant to the coarsely pulverized powder.
  • a finely pulverized powder was obtained using an airflow type pulverizer.
  • lubricants having different particle diameters were prepared for the fine grinding.
  • a lubricant commercially available (Nippon Seika Co., Ltd.-Eutron (trade name) (NEUTRON)) oleic acid amide was used, and this lubricant was frozen using liquid nitrogen and then pulverized by a pulverizing mill. .
  • the pulverized lubricant was classified with a sieve to obtain the following seven types of lubricant.
  • Fig. 1 (a) is a photograph showing a lubricant with a particle size of 25 ⁇ m or more
  • Fig. 1 (b) is a photograph showing a lubricant with a particle size of less than 100 m.
  • the lubricant thus prepared was added to the coarsely pulverized powder, and pulverized by the airflow pulverizer under the same fine pulverization conditions (pulverization gas pressure 7 kg / cm 2 , charging rate 40 g / min).
  • the amount of the lubricant added to the coarsely pulverized powder was set to three types: 0.03, 0.06, and 0.1 wt%.
  • the particle size of the finely pulverized powder obtained by fine pulverization is 4.40 as shown in the column of particle size adjustment in FIG.
  • a finely pulverized powder was prepared by adjusting the fine pulverization conditions so as to be at least / zm and less than 4.90 / zm.
  • Figure 3 shows the relationship between the amount of lubricant added and the particle size of finely pulverized powder (D50: same pulverization conditions).
  • D50 same pulverization conditions
  • the particle size of the lubricant is less than 45 m, the particle size of the lubricant is less than 100 m, and the particle size of the finely pulverized powder is equivalent.
  • Sarako when the lubricant particle size is less than 2 / z m
  • the finely pulverized powder produced by adjusting the fine pulverization conditions was molded in a magnetic field. Specifically, molding was performed at a pressure of 137 MPa in a magnetic field of 15 kOe to obtain a molded body of 20 mm ⁇ 18 mm ⁇ 6 mm.
  • the magnetic field direction is a direction perpendicular to the pressing direction.
  • the strength of the obtained molded body was measured by a three-point bending test.
  • a compact is formed using finely pulverized powder having a particle size (D50) of 4.40 / zm or more and less than 4.90 / zm, Its strength was measured. Specific measurement conditions are described in Example 5 described later. The results are shown in Fig. 2, and the relationship between the amount of lubricant added and the strength of the compact is shown in Fig. 4.
  • the strength of the molded body decreased. Since the lubricant has lubricity, it has the characteristic of lowering the strength of the molded product. As a result, it was confirmed that the strength was lowered when the dispersion of the lubricant was improved.
  • a molded body formed in the same manner as above was fired at 1030 ° C for 4 hours, and a sintered body was obtained.
  • the carbon content of the sintered body was measured.
  • Fig. 2 shows the results
  • Fig. 5 shows the relationship between the amount of carbon added to the lubricant and the amount of carbon. As shown in Fig. 5, the finer the particle size of the lubricant, the smaller the amount of carbon that remains, especially when the particle size of the lubricant is less than 2 m.
  • the obtained sintered body was aged (conditions: 900 ° CX for 1 hour, 540 ° CX for 1 hour) to obtain a sintered magnet, and then the residual magnetic flux density (Br) of the sintered magnet was obtained.
  • Figure 2 shows the results
  • Figure 6 shows the relationship between the amount of lubricant added and the residual magnetic flux density (Br).
  • the residual magnetic flux density (Br) improved as the particle size of the lubricant became finer and as more lubricant was added. This is because the finer the particle size of the lubricant and the more lubricant, the better the dispersion of the lubricant and the easier the magnetic orientation.
  • the effect decreases when the particle size of the lubricant is less than 2 m. Therefore, the particle size of the lubricant is preferably 5 m or more.
  • FIG. 7 shows the relationship between the strength of the compact in FIG. 4 and the residual magnetic flux density (Br) in FIG. 6. As shown in FIG. However, it was confirmed that it has both higher residual magnetic flux density (Br) and compact strength. In other words, when it was desired to satisfy the residual magnetic flux density (Br), it became clear that if a finer lubricant was used, the amount added could be reduced, resulting in higher molded body strength. .
  • Example 2 shows the results obtained by examining the raw material alloy (coarse pulverized powder) used for fine pulverization and the particle size of the lubricant.
  • the composition of the raw material alloy is 24.5 wt% Pr-6. Owt% Dy- l. 8 wt% Co— 0.5 wt% Al -0.2 wt% Cu-0. 07 wt% B- l. Owt% Fe.
  • the alloy sheet was melted and fabricated.
  • the obtained raw material alloy thin plate was hydrogen pulverized and then mechanically coarsely pulverized with brown mill to obtain coarsely pulverized powder.
  • the coarsely pulverized powder had a flat plate shape, a thickness of about 100 to 300 ⁇ m, and a size (length) of about 100 to 1000 ⁇ m. This was classified into 200 ⁇ m or more and less than 500 ⁇ m and 500 ⁇ m or more and less than 800 ⁇ m.
  • oleic acid amide was frozen in liquid nitrogen as a lubricant and pulverized using a pulverizing mill.
  • the obtained lubricant (lubricant particles) was classified by sieving.
  • the classified coarsely pulverized powder and the classified lubricant were finely pulverized in the combinations shown in FIG.
  • the amount of lubricant added is 0.1 lwt% each.
  • An airflow type pulverizer was used for fine pulverization, and fine pulverization was performed in a high-pressure nitrogen gas atmosphere at a pulverization gas pressure of 7 kgZcm 2 and an input speed of 40 gZmin.
  • the particle size distribution of the obtained finely pulverized powder was measured to determine the particle size (D50). The results are shown in Fig. 8.
  • the particle size is 20 ⁇ m or more and less than 100 ⁇ m, 200 ⁇ m or more and less than 500 ⁇ m, 500 ⁇ m or more and less than 800 ⁇ m, 800 ⁇ m or more and less than 1000 ⁇ m.
  • a finely pulverized powder was obtained.
  • the amount of lubricant added in each classification was set to 0.02 wt%, 0.06 wt% or 0.1%.
  • each particle size was defined as the particle size with the center value of the range of particle sizes by classification. For example, 20 ⁇ : 60 m if LOO / zm, The particle size was determined to be 350 ⁇ m for 200 to 500 ⁇ m. Further, as a comparative example, a finely pulverized powder was prepared in the same manner as in the example except that a coarsely pulverized lubricant and a coarsely pulverized coarsely pulverized powder were used.
  • the finely pulverized powders thus obtained were each molded in a magnetic field. Specifically, molding was performed at a pressure of 137 MPa in a magnetic field of 15 kOe to obtain a 20 mm ⁇ 18 mm ⁇ 6 mm developed body.
  • the magnetic field direction is a direction perpendicular to the pressing direction.
  • the strength of the obtained molded body was measured by a three-point bending test. Although the strength of the compact varies depending on the particle size, in this example, the particle size of the finely pulverized powder is kept within the predetermined range (4.40 ⁇ ⁇ ⁇ 50 ⁇ 4.60 m) as described above. Therefore, it is easy to compare the strength of the compacts. Specific measurement conditions for the strength of the compact are described in Example 5 described later.
  • the obtained molded body was fired at 1030 ° C for 4 hours to obtain a sintered body.
  • the obtained sintered body was subjected to an aging treatment (conditions: 900 ° CX for 1 hour, 540 ° CX for 1 hour) to obtain a sintered magnet, and the residual magnetic flux density (Br) of this sintered magnet was changed to B —Measured with an H tracer.
  • FIG. 10 shows Example A (particle size ratio 1.20) in which the particle size of the coarsely pulverized powder shown in FIG. 9 is less than 100 m, and Comparative Examples B to E (particle size ratio: 7.00, 13 The relationship between the strength of the green compact and the residual magnetic flux density (Br) is shown in a graph.
  • the graph shows the relationship between the strength of the compact and the residual magnetic flux density (Br) (ratio: 1.86, 2.57, no grinding).
  • Figure 12 shows a comparison with Examples ⁇ to ⁇ (particle size ratios: 0.09, 0.54, 1.00, 1.38) in which the particle size of the coarsely pulverized powder shown in Fig. 9 is 500 to 800 ⁇ m.
  • Example The graph shows the relationship between the strength of the green compact (without grinding) and the residual magnetic flux density (Br).
  • FIG. 13 shows examples P to S (particle size ratios: 0.06, 0.37, 0.68, 0.95) in which the particle size of the coarsely pulverized powder shown in FIG.
  • the residual magnetic flux density (Br) tended to increase as the particle size of the coarsely pulverized powder increased. This was particularly noticeable in examples where the particle size ratio was 1.5 or less. This seems to be because the grinding time was long in order to make the finely pulverized powders have the same particle size, and the lubricant was well dispersed accordingly.
  • the pulverization property of the raw material alloy in the pulverization process and the orientation property of the raw material powder in the forming process in the magnetic field can be improved.
  • the strength of the compact and the residual magnetic flux of the finally obtained sintered magnet It is possible to increase the density (Br). In other words, it has been found that it is possible to obtain the same compact strength or residual magnetic flux density (Br) as before with a smaller amount of lubricant than before.
  • a plurality of types of lubricants having different particle sizes were prepared for the fine pulverization.
  • the lubricant commercially available (Nippon Seika Co., Ltd.-Eutron) oleic acid amide was used, and the lubricant was frozen using liquid nitrogen and then pulverized by a pulverizing mill. The pulverized lubricant was classified with a sieve to obtain the following three types of lubricants.
  • the addition amount of the lubricant to the coarsely pulverized powder was set to 0.01 to 0.17 wt%.
  • the obtained sintered body was subjected to an aging treatment (conditions: 900 ° CX for 1 hour, 540 ° CX for 1 hour) to obtain a rare earth sintered magnet.
  • the carbon content (mass analysis) and the cv value of carbon content (hereinafter simply referred to as cv value) were measured.
  • the measurement conditions for the cv value are as follows.
  • the cv value is obtained by dividing the standard deviation of the carbon content measured under the following conditions by the average value of the carbon content.
  • the coercive force (HcJ) and residual magnetic flux density (Br) are applied to the B—H tracer. More measured.
  • the bending strength was measured.
  • FIG. 14 shows the measurement results.
  • Fig. 15 shows a graph showing the relationship between cv value and bending strength
  • Fig. 16 shows a graph showing the relationship between carbon content and bending strength
  • Fig. 17 shows a graph showing the relationship between carbon content and coercive force (HcJ).
  • Figure 18 shows a graph showing the relationship between carbon content and residual magnetic flux density (Br).
  • FIG. 14 shows the particle size ((1) to (3)) and the amount of addition of the lubricant used.
  • the sample was broken in the atmosphere, mounted in a sample holder, and the sample was tilted by 30 degrees and rotated by Ar (3 kVAr ions) while rotating.
  • the auger used was ULVAC'PHI 680-type FE-Auger.
  • the analysis conditions were acceleration voltage: 10 kV, irradiation current: ⁇ , and mapping was 1500 times field of view (256 x 256 pixels).
  • a bending strength of the rare earth sintered magnet is affected by the cv value rather than the carbon content. According to the present invention, a bending strength of 350 MPa or more, and further a bending strength of 360 MPa or more can be obtained.
  • the residual magnetic flux density (Br) increases and the coercive force (HcJ) tends to decrease.
  • the coercive force (HcJ) decreases when the residual magnetic flux density (Br) is low and the carbon content exceeds 1500 ppm.
  • a residual magnetic flux density (Br) of 13 kG or more, further 13.3 kG or more, a coercive force of 18 kOe or more, or 18.2 kOe or more ( Hcj) magnetic properties can be provided.
  • a plurality of types of lubricants having different particle diameters were prepared for the fine grinding.
  • a lubricant commercially available (Nippon Seika Co., Ltd.-Eutron) oleic acid amide was used. After freezing this lubricant in liquid nitrogen, the lubricant was pulverized in a pulverizing mill and sieved. Lubricants having various particle sizes shown in Table 1 were obtained. The amount of lubricant added is also shown in FIG.
  • CmaxZCmin The finely pulverized powder obtained was measured for carbon content (mass analysis) and CmaxZCmin.
  • Figure 19 shows the results.
  • the measurement conditions of CmaxZCmin are as follows. Characteristics of force carbon X-ray intensity of X-rays is provided as a count value by the following FE—EPMA (Field Emission Electron Probe Micro Analyzer: Field Emission EPMA). The Therefore, C maxZCmin is given as a ratio between the maximum value and the minimum value of the carbon (C) count value. Also, the carbon (C) count value was obtained by extracting 50 particles of each finely divided powder force and measuring each particle to obtain CmaxZ Cmin.
  • the obtained sintered body was then subjected to an aging treatment (conditions: 900 ° C. X 1 hour, 540 ° C. X 1 hour) to obtain a rare earth sintered magnet.
  • an aging treatment conditions: 900 ° C. X 1 hour, 540 ° C. X 1 hour
  • residual magnetic flux density (Br) and coercive force (HcJ) were measured with a BH tracer. The result is shown in FIG.
  • the rare earth sintered magnets of Sample Nos. 1 to 4 manufactured using finely pulverized powder having CmaxZCmin within the scope of the present invention have a residual magnetic flux density of 13.25 kG or more ( Br) and a coercive force (HcJ) of 18kOe or more.
  • the rare earth sintered magnets of Samples Nos. 5 and 6 manufactured using finely pulverized powder having a CmaxZCmin of around 20 are higher in residual magnetic flux than the rare earth sintered magnets of Samples Nos. 1 to 4.
  • Sample No. 5 rare earth sintered magnet also has a low coercivity (HcJ). This is because the rare earth sintered magnet of Sample No. 5 was present because the added lubricant was prejudice in the finely pulverized powder, and the rare earth carbide in the rare earth sintered magnet was prayed.
  • the rare earth sintered magnet of Sample No. 7 has a low CmaxZCmin of 1.69, but a low coercive force (HcJ). This is because the amount of lubricant added at the time of pulverization is large and the amount of carbon (C) after pulverization is large.
  • the residual magnetic flux density (Br) and coercive force (HcJ) of the rare earth sintered magnet can be increased.
  • the composition of the raw material alloy was Nd24.5 wt%, Pr6. Owt%, Dyl. 8 wt%, CoO. 5 wt%, AlO. 2 wt%, CuO. 07 wt%, Bl. Owt%, and the balance Fe.
  • a raw material metal or alloy was blended so as to have the above composition, and a raw material alloy thin plate was melted and fabricated by a strip casting method.
  • the obtained powder was molded in a magnetic field to obtain a molded body having a predetermined shape.
  • the raw material alloy powder was formed at a forming pressure of 147 MPa in a magnetic field of 15 kOe.
  • the magnetic field direction is perpendicular to the press direction.
  • Two types of compacts were obtained: 20 mm x 18 mm x 6.5 mm and 20 mm x 18 mm x 13 mm. Then, using the former molded body, the bending strength was measured by the following method as the strength of the molded body.
  • the bending strength measurement was performed according to Japanese Industrial Standard JIS R 1601. Specifically, as shown in FIG. 21, a 20 mm ⁇ 18 mm ⁇ 6.5 mmff-shaped development body 11 is placed on two round bar-shaped supports 12 and 13, and the center on the molded body 11 is placed. A round bar-shaped support 14 was placed at the position to measure the load. The direction in which the bending pressure was applied was the pressing direction. The radius of the round bar-shaped supports 12, 13, 14 was 3 mm, the distance between the fulcrums was 10 mm, and the load point moving speed was 0.5 mmZ. The longitudinal direction of the molded body 11 and the support 14 were arranged so as to be parallel to each other. Measurement was performed with 10 samples.
  • a residual magnetic flux density (Br) was evaluated using a molded body having a shape of 20 mm X 18 mm X 13 mm as an evaluation sample.
  • the compact was sintered at 1030 ° C for 4 hours, and then subjected to an aging treatment (conditions: 900 ° C for 1 hour, 530 ° C for 1 hour).
  • the surface of the obtained sintered body was ground to obtain a rectangular parallelepiped sample. This sample was evaluated for residual magnetic flux density (Br) using a BH tracer.
  • a sample was prepared in the same manner as above except that only one of compound A or compound B (single addition) was added as a lubricant.
  • a sintered magnet was obtained and the strength and residual magnetic flux density (Br) were evaluated. The results are shown in Fig. 20.
  • the mixing ratio of compound A and compound B is preferably 9: 1 to 1: 2 on a weight basis. Further, since Br as high as 13.25 kG can be obtained, the more preferable range of the mixing ratio of Compound A and Compound B is 9: 1 to 1: 1, and particularly preferable is about 1: 1.
  • a sample was prepared in the same manner as above except that the mixing ratio of stearic acid amide of compound A and stearic acid of compound B was 1: 1 and the addition amount was as shown in FIG. A molded body and a sintered magnet were obtained, and the strength and residual magnetic flux density (Br) were evaluated. The results are shown in FIG.
  • the stearic acid amide of Compound A and the stearic acid of Compound B having the particle diameters shown in Fig. 24 were used, and the mixing ratio of stearic amide and stearic acid was 1: 1. Set the total amount to 0. A compact and a sintered magnet were obtained, and the strength and residual magnetic flux density (Br) were evaluated. The results are shown in Fig. 24.
  • the strength of the compact is 1. It turns out that it becomes 10 or more. Accordingly, it was confirmed that the residual magnetic flux density (Br) and the strength of the compact can be particularly increased by setting the particle size (average particle size) of the lubricant to 1000 / zm or less.
  • a more preferable range of the particle size of the lubricant is 800 ⁇ m or less, and a particularly preferable range is approximately 500 ⁇ m or less.
  • a sample was prepared in the same manner as in Example 1 except that 0.1 wt% of stearoid ethyl stearate was added as a lubricant to be added to the raw material alloy coarse powder, and a molded body and a sintered magnet were obtained and evaluated. I went. The obtained results are shown in FIG.
  • FIG. 1 is a photograph showing lubricant particles in Example 1, wherein (a) is a lubricant particle having a particle size of 425 ⁇ m or more, and (b) is a lubricant particle having a particle size of less than 100 ⁇ m. It is a photograph.
  • FIG. 2 is a chart showing lubricant particles, particle size of finely pulverized powder, and compact strength in Example 1.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the amount of lubricant added and the particle size of finely divided powder when the particle size of lubricant particles is changed in Example 1.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of added lubricant and the strength of the molded body when the particle size of the lubricant particles is changed in Example 1.
  • 5] A graph showing the relationship between the amount of lubricant added and the amount of sintered carbon when the particle size of lubricant particles is changed in Example 1.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the strength of the compact and the residual magnetic flux density (Br) when the particle size of the lubricant particles is changed for the coarsely pulverized powder having a particle size of less than 100 m in Example 2. It is.
  • FIG. 11 shows the relationship between the strength of the compact and the residual magnetic flux density (Br) when the particle size of the lubricant particles is changed for the coarsely pulverized powder having a particle size of 200 to 500 m in Example 2. It is a graph.
  • FIG. 12 shows the relationship between the strength of the compact and the residual magnetic flux density (Br) when the particle size of the lubricant particles is changed for the coarsely pulverized powder having a particle size of 500 to 800 m in Example 2. It is a graph.
  • Example 2 the strength of the compact and the residual magnetic flux density (Br) of the coarsely pulverized powder having a particle size of 800-: L 100 m when the particle size of the lubricant particles was changed. It is a graph showing the relationship.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between the cv value of carbon content and bending strength in Example 3.
  • FIG. 20 is a chart showing the measurement results of lubricant, residual magnetic flux density (Br), and compact strength used in Example 5.
  • FIG. 21 is a view showing a method for measuring the bending strength in Example 5.
  • FIG. 22 is a chart showing the measurement results of residual magnetic flux density (Br) and molded body strength when the compounding ratio of compound A and compound B is changed in Example 5.
  • FIG. 23 is a chart showing the measurement results of residual magnetic flux density (Br) and compact strength when the amount of compound A and compound B added is changed in Example 5.
  • FIG. 24 is a chart showing measurement results of residual magnetic flux density (Br) and compact strength when the particle diameter of the lubricant is changed in Example 5.
  • FIG. 25 is a chart showing the measurement results of residual magnetic flux density (Br) and compact strength when Compound D (stearoid ethyl stearate) was used as a lubricant in Example 5.

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Abstract

　保磁力及び機械的強度の低下を招くことなく、高い残留磁束密度を得ることのできる希土類焼結磁石を提供する。 　質量分析により特定される炭素量が５００～１５００ｐｐｍの焼結体からなり、その破断面における炭素量のｃｖ値が２００以下である希土類焼結磁石により上記課題を解決することができる。この希土類焼結磁石は、質量分析により特定される炭素量が１２００ｐｐｍ以下であり、かつＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）により特定される炭素の特性Ｘ線のＸ線強度の最大値をＣｍａｘ、最小値をＣｍｉｎとすると、Ｃｍａｘ／Ｃｍｉｎが１５以下である原料合金粉末を磁場中で加圧成形して成形体を作製する工程と、成形体を焼結する工程とを経ることにより製造することができる。

Description

希土類焼結磁石、希土類焼結磁石用原料合金粉末及び希土類焼結磁 石の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、 Nd— Fe— B系に代表される希土類焼結磁石に関し、特に、磁気特性 及び機械的強度がともに高い希土類焼結磁石に関する。
背景技術
[0002] Nd— Fe— B系異方性焼結磁石に代表される希土類焼結磁石は高性能な磁石とし て広く使用されている。希土類焼結磁石の残留磁束密度を向上させるためには、磁 場中成形の際の配向性を向上させることが重要である。配向性が高くなれば、角形 性が向上し、着磁率も改善される。磁場に対する原料合金粉末の配向性を向上させ るための手法として、原料合金粉末に潤滑剤を添加する方法が種々提案されて ヽる 例えば、特許文献 1には、潤滑剤を微粉砕時に添加することにより、原料合金粉末 に対する潤滑剤の分散性を高めることにより配向性を向上できることが報告されてい る。また、特許文献 2には、飽和あるいは不飽和脂肪酸エステル、並びに酸性塩とし てほう酸エステル等を石油系溶剤やアルコール系の溶剤に分散させた液状ィ匕潤滑 剤を用いることが提案されて 、る。
[0003] 特許文献 1 :特許第 2915560号公報
特許文献 2：特開平 8 - 111308号公報
[0004] 粉砕工程における原料合金の粉砕性の向上、磁場中成形工程における原料合金 粉末の配向性向上のためには、潤滑剤の添加量を増やすのが好ましい。しかしなが ら、添加する潤滑剤の量が増えると、得られる希土類焼結磁石の磁気特性が低下す る。つまり、潤滑剤は焼結の過程で除去されるものの、その一部は残留して、主に希 土類炭化物として希土類焼結磁石の内部に存在する。この希土類炭化物が希土類 焼結磁石の保磁力の低下要因となる。また、この希土類炭化物が偏析すると、破断 の基点となり、機械的強度の低下要因となる。 また、成形体中に潤滑剤の凝集粒子が残っていると、焼結後、焼結体にこの凝集 粒子に起因する空隙が形成されてしまう。これは、特許文献 2のように溶剤に分散さ れた潤滑剤を用いる場合も同様である。さらに、添加した潤滑剤により、成形体の強 度が低下する。そして、成形体に剥がれや亀裂が発生し、所望寸法精度の焼結体を 得ることが困難であることも知られている (例えば、特許文献 3参照)。
[0005] 特許文献 3 :特開平 7— 240329号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] 以上のように、潤滑剤は磁場中成形時の配向性向上にとって有効である力 磁気 特性、特に保磁力の低下、加えて機械的強度の低下を招くおそれがある。特に、高 い配向性を得るために、潤滑剤の添加量を多くすると、この傾向が顕著となる。 本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、所定量の潤滑剤を用 いても、保磁力及び機械的強度の低下を招くことなぐ高い残留磁束密度を得ること のできる希土類焼結磁石の提供を課題とする。
課題を解決するための手段
[0007] 潤滑剤に起因する希土類炭化物の希土類焼結磁石における存在形態を種々検討 したところ、興味深い現象を発見した。すなわち、原料合金の微粉砕時に添加される 潤滑剤の量が同じであっても、得られる希土類焼結磁石の磁気特性、特に残留磁束 密度及び機械的強度に明らかな差異がある場合がある。そして、この残留磁束密度 及び機械的強度に差異がある希土類焼結磁石を解析したところ、希土類炭化物の 存在形態が相違していた。つまり、残留磁束密度及び機械的強度の高い希土類焼 結磁石は希土類炭化物の分散状態が優れることが判明した。このように希土類焼結 磁石における希土類炭化物の分散状態を制御することにより、保磁力及び機械的強 度の低下を招くことなく高い残留磁束密度を得ることができるのである。
[0008] 本発明の希土類焼結磁石は、以上の検討に基づいており、質量分析により特定さ れる炭素量が 500〜 1500ppmの焼結体力らなり、その破断面における炭素量の cv (Coefficient of Variation：変動係数)値が 200以下であることを特徴とする。
本発明者等の検討によると、炭素量の cv値が 200以下と炭素の分散状態に優れた 希土類焼結磁石は、単純に潤滑剤を添加しただけで得ることは困難である。例えば 、特許文献 2のように、潤滑剤を溶媒に分散して用いたとしても、潤滑剤の粒子同士 が凝集してしまい、微粉砕を経てもその凝集状態を解くことができないために、希土 類焼結磁石の状態での炭素量の cv値が 200以下という高い炭素の分散状態を得る ことは困難である。本発明者等が試行錯誤した結果では、粒径の微細な潤滑剤を用 いることが、高い炭素の分散状態を得るための簡易かつ有効な手法である。この手 法を採用することにより、炭素量の cv値が 200以下という分散状態の希土類焼結磁 石の製造を容易にした。なお、前述したように、希土類焼結磁石において炭素は専ら 希土類炭化物として存在するため、炭素の分散状態は希土類炭化物の分散状態と 等価である。
[0009] 本発明の希土類焼結磁石において、炭素量の cv値は 150以下とすることが好まし く、 130以下とすることがさらに好ましい。また、含有される炭素量は 700〜1300pp mとすることが好ましく、 800〜 1200ppmとすることがより好まし!/、。
本発明に適用される希土類焼結磁石としては、 R Fe B化合物 (Rは Y、 La、 Ce、 P
2 14
r、 Nd、 Sm、 Eu、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb及び Luの 1種又は 2種以上）を主 相として含む R—Fe— B系焼結磁石であることが好ましい。そして、この希土類焼結 磁石の場合、抗折強度が 350MPa以上、残留磁束密度 (Br)が 13kG以上、保磁力 (Hcj)が 18kOe以上という特性を備えることができる。
[0010] ところで潤滑剤は、通常、希土類焼結磁石の原料合金を微粉砕する際に添加され 、この微粉砕により微粉砕粉末の表面を被覆する。この被覆状態を均一にすることが できれば、より少な 、量の潤滑剤で磁場中成形における配向性を確保することがで きる。しかも、このように潤滑剤が均一な被覆状態を有する微粉砕粉末は、潤滑剤の 量を低減できるため、潤滑剤 (炭素）の残留による保磁力の低減を抑制し、本発明の 希土類焼結磁石を製造するのに有効である。そこで、本発明者等は、微粉砕粉末に おける潤滑剤の被覆状態と、この微粉砕粉末を用いて製造された希土類焼結磁石 の磁気特性を検討した。その結果、潤滑剤の被覆状態は、微粉砕粉末表面の炭素（ C)の濃度分布により特定することができ、炭素を所定の濃度分布とすることにより、 保磁力の低下を抑制しつつ残留磁束密度の高い磁気特性に優れた希土類焼結磁 石を得ることができることを見出した。
[0011] すなわち本発明は、磁場中成形に供される希土類焼結磁石用原料合金粉末であ つて、質量分析により特定される炭素量が 1200ppm以下であり、かつ EPMA (Elect ron Probe Micro Analyzer)により特定される炭素の特性 X線の X線強度の最大値を Cmax、最小値を Cminとすると、 CmaxZCminが 15以下である希土類焼結磁石用 原料合金粉末をも提供する。
本発明の原料合金粉末において、質量分析により特定される炭素量は lOOOppm 以下、 CmaxZCminは 10以下であることが、高い残留磁束密度及び保磁力を得る 上で好ましい。
[0012] 本発明において、以上のように炭素が検出されるのは、原料合金粉末の表面に、 有機化合物からなる潤滑剤が被覆されているためである。そして、この潤滑剤の Cma xZCminが 15以下、さらには 10又は 5以下と低い値になるほど、潤滑剤が原料合金 粉末の表面に均一に被覆されて 、ることを示して 、る。
[0013] 本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末を用いる希土類焼結磁石の製造方法 は、質量分析により特定される炭素量が 1200ppm以下であり、かつ EPMA (Electro n Probe Micro Analyzer)により特定される炭素の特性 X線の X線強度の最大値を C max,最小値を Cminとすると、 CmaxZCminが 15以下である原料合金粉末を磁場 中で加圧成形して成形体を作製する工程と、成形体を焼結する工程と、を備える。
[0014] 以上のような炭素量、 CmaxZCminを有する原料合金粉末は、 425 μ m以下の粒 径を有する潤滑剤粒子が添加された状態で粉砕して得ることができる。この潤滑剤粒 子は、固体潤滑剤を粉砕して得ることができる。この原料合金粉末も、 R Fe Bィ匕合
2 14 物（Rは Y、 La、 Ce、 Pr、 Nd、 Sm、 Eu、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb及び Luの 1 種又は 2種以上）を含むものであることが好ま 、。
[0015] 前述したように、粒径の微細な潤滑剤を用いることが、高い炭素の分散状態を得る ための簡易かつ有効な手法である。そこで本発明では、潤滑剤の粒径を 425 m以 下とすることを推奨する。すなわち本発明は、 425 m以下の粒径を有した潤滑剤粒 子を添加した状態で原料合金を粉砕し、粉砕粉を得る工程と、粉砕粉に磁場を印加 し、かつ加圧成形することにより成形体を得る工程と、 成形体を焼結する工程と、を 備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法を提供する。
[0016] 本発明においては、原料合金とともに潤滑剤粒子を気流式粉砕機に投入し、原料 合金を粉砕することができる。この粉砕粉の平均粒径は 2. 5〜： LO /z mであることが好 ましい。
粒径力 25 /ζ πι以下の潤滑剤粒子は、固体状の潤滑剤を冷凍した後、粉砕して得 ることがでさる。
この潤滑剤粒子の粒径は、粉砕に供される原料合金の粒径の 1. 5倍以下であること が好ましい。
本発明の潤滑剤粒子は単一の物質で構成することができるが、一般式 R -CON
1
Hまたは R -CONH-R -HNCO-Rで示されるィ匕合物 Aと、 R— OCO— R、
2 1 3 2 4 5
R OH、 (R -COO) Mからなる群のうちいずれ力 1種で示される化合物 B (R
4 4 n 1〜4 は C H または C H 。 Rは H、 C H または C H 。 Mは金属。 nは整数。）との n 2n+l n 2n-l 5 n 2n+l n 2n-l
混合物とすることちでさる。
[0017] 潤滑剤粒子の粒径が、粉砕に供される原料合金の粒径の 1. 5倍以下であることは 、独立して発明を構成することができる要素である。したがって本発明は、潤滑剤を 粉砕し、原料合金の粒径の 1. 5倍以下の粒径を有する潤滑剤粒子を得る工程と、潤 滑剤粒子を原料合金に添加して粉砕し、粉砕粉を得る工程と、粉砕粉に磁場を印加 し、かつ加圧成形することにより成形体を得る工程と、成形体を焼結する工程と、を備 えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法を提供する。
[0018] さらに、潤滑剤粒子が上記化合物 A及び上記化合物 Bから構成される形態も、独立 して発明を構成することができる。したがって本発明は、一般式 R -CONHまたは
1 2
R -CONH-R -HNCO-Rで示されるィ匕合物 Aと、 R—OCO—R、 R—OH、
1 3 2 4 5 4
(R -COO) Mからなる群のうちいずれ力 1種で示される化合物 B (R は C H ま
4 n 1〜4 n 2n+l たは C H 。 Rは H、 C H または C H 。 Mは金属。 nは整数。）が添カ卩された原 n 2n-l 5 n 2n+l n 2n-l
料合金粉末に磁場を印加し、かつ加圧成形することにより成形体を得る工程と、成形 体を焼結する工程と、を備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法を提供 する。
[0019] ここでィ匕合物 Aは、 R、 Rが C H (nが 7以上 21以下）で表されることが好ましい。
1 2 n 2n+l 化合物 Aとしては例えば、ステアリン酸アミド、エチレンビスステアリン酸アミド、ベヘン 酸アミドおよび力プリル酸アミドからなる群より選ばれる少なくとも 1種の化合物が挙げ られる。
またィ匕合物 Bの Rはじ H (nが 10以上）であることが好ましぐ化合物 Bは例えば
4 n 2n+l
、ステアリン酸、モノステアリン酸グリセリン、ステアリン酸亜鉛およびステアリルアルコ 一ルカ なる群より選ばれる少なくとも 1種の化合物が挙げられる。
上記から、本発明における潤滑剤は、脂肪酸アミドと、脂肪酸および Zまたはステ ァリルアルコールとを含むもの、とすることもできる。
[0020] また本発明の希土類焼結磁石の製造方法にぉ 、て、一般式 R -CONHまたは R
1 2
-CONH-R -HNCO-Rで示される化合物 Aと、 R— OCO— R、 R— OH、 (
1 3 2 4 5 4
R -COO) Mからなる群のうちいずれ力 1種で示される化合物 B (R は C H ま
4 n 1〜4 n 2n+l たは C H 。I^¾H、C H または C H 。 Mは金属。 nは整数。）とが炭化水素を n 2n-l 5 n 2n+l n 2n-l
介して結合した化合物 Dを含む潤滑剤を用いることも好ましい。化合物 Dは、例えば R -CONH-R -OCO-R (R、 Rは炭化水素）で示される化合物であり、具体
6 7 6 6 7
的にはステアロイドェチルステアレートが挙げられる。また化合物 Dの Rは C H (n
6 n 2n+l 力 S12以上 17以下）で表されるものであってもよい。
発明の効果
[0021] 以上説明したように、本発明によれば、炭素の分散状態の高い希土類焼結磁石を 得ることができる。したがって、炭素の存在原因である潤滑剤の使用を増加させること なぐ配向性が高ぐその結果として高い残留磁束密度 (Br)の希土類焼結磁石を得 ることができる。このことを前提として、本発明の希土類焼結磁石は、保磁力（HcJ)及 び機械的強度を確保することができる。
以上の本発明による希土類焼結磁石を得る上で、表面に炭素が均一、つまり潤滑 剤がより均一に被覆されている原料合金粉末を用いることにより、少量の潤滑剤の使 用で高い配向性を確保することができる。そして、このように少量の潤滑剤の使用で 済むため、保磁力の低下が抑制されるとともに、機械的強度確保に有効である。また 、潤滑剤がより均一に被覆されている原料合金粉末を用いることは、成形体の強度 向上にも有効である。 発明を実施するための最良の形態
[0022] 本発明は、例えば、希土類焼結磁石、特に R— Fe— B系焼結磁石に適用すること ができる。
この R— Fe— B系焼結磁石は、希土類元素（R)を 25〜37wt%含有する。ここで、 本発明における Rは Yを含む概念を有しており、したがって Y、 La、 Ce、 Pr、 Nd、 Sm 、 Eu、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb及び Luの 1種又は 2種以上から選択される。 Rの量が 25wt%未満であると、 R— Fe— B系焼結磁石の主相となる R Fe B化合物
2 14 の生成が十分ではなく軟磁性を持つ a—Feなどが析出し、保磁力が著しく低下する 。一方、 Rが 37wt%を超えると主相である R Fe B化合物の体積比率が低下し、残
2 14
留磁束密度が低下する。また Rが酸素と反応し、含有する酸素量が増え、これに伴い 保磁力発生に有効な Rリッチ相が減少し、保磁力の低下を招く。したがって、 Rの量 は 25〜37wt%とする。好ましい Rの量は 28〜35wt%、さらに好ましい Rの量は 29 〜33wt%である。
[0023] また、この R— Fe— B系焼結磁石は、ホウ素（B)を 0. 5〜4. 5wt%含有する。 Bが 0. 5wt%未満の場合には高い保磁力を得ることができない。一方で、 Bが 4. 5wt% を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、 Bの上限を 4. 5wt%と する。好ましい Bの量は 0. 5〜1. 5wt%、さらに好ましい Bの量は 0. 8〜1. 2wt%で ある。
この R—Fe— B系焼結磁石は、 Coを 2. Owt%以下（0を含まず）、好ましくは 0. 1 〜1. Owt%、さらに好ましくは、 0. 3〜0. 7wt%含有することができる。 Coは Feと同 様の相を形成するが、キュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。
[0024] また、この R—Fe— B系焼結磁石は、 A1及び Cuの 1種又は 2種を 0. 02〜0. 6wt %の範囲で含有することができる。この範囲で A1及び Cuの 1種又は 2種を含有させる ことにより、得られる R—Fe— B系焼結磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の 改善が可能となる。 A1を添加する場合において、好ましい A1の量は 0. 03-0. 3wt %、さらに好ましい A1の量は、 0. 05〜0. 25wt%である。また、 Cuを添カ卩する場合 において、好ましい Cuの量は 0. 15wt%以下（0を含まず）、さらに好ましい Cuの量 は 0. 03〜0. 12wt%である。 さらに、この R— Fe— B系焼結磁石は、他の元素の含有を許容する。例えば、 Zr、 Ti、 Bi、 Sn、 Ga、 Nb、 Ta、 Si、 V、 Ag、 Ge等の元素を適宜含有させることができる。 一方で、酸素、窒素等の不純物元素を極力低減することが好ましい。特に磁気特性 を害する酸素は、その量を 5000ppm以下、さらには 3000ppm以下とすることが好ま しい。酸素量が多いと非磁性成分である希土類酸ィ匕物相が増大して、磁気特性を低 下させる力 である。
[0025] 本発明の希土類焼結磁石は、質量分析により特定される炭素量を 500〜1500pp mとする。
前述したように、炭素は潤滑剤に起因するところが大きぐ炭素量は潤滑剤の添カロ 量に左右される。この観点から、炭素量が 500ppm未満では潤滑剤の添カ卩量が不足 して ヽることを示唆し、希土類焼結磁石に所望する残留磁束密度 (Br)を付与するこ とが困難となる。一方で、炭素量が 1500ppmを超えると、保磁力（HcJ)が低下する。 そこで本発明では、炭素量を 500〜1500ppmとする。好ましい炭素量は 700〜130 Oppm、さら【こ好まし!/ヽ炭素量 ίま 800〜1200ppmである。
[0026] さらに本発明の希土類焼結磁石は、その破断面における炭素量の cv値が 200以 下である。炭素量の cv値は、焼結体中における炭素の分散状態を示している。 cv値 力 S小さいほど、炭素が焼結体内において均一に分散していることを示す。本発明で は、炭素の分散状態を特定することにより、保磁力及び機械的強度の高い希土類焼 結磁石を得ることを可能とする。本発明では、炭素量の cv値を 150以下、さらに 130 以下とすることができる。
[0027] 本発明は、上記したような R— Fe— B系焼結磁石に限らず、他の希土類焼結磁石 に適用することも可能である。例えば、 R— Co系焼結磁石に本発明を適用することも できる。
R— Co系焼結磁石は、 Rと、 Fe、 Ni、 Mn及び Crから選ばれる 1種以上の元素と、 Coとを含有する。この場合、好ましくはさらに Cu又は、 Nb、 Zr、 Ta、 Hf、 Ti及び Vか ら選ばれる 1種以上の元素を含有し、特に好ましくは Cuと、 Nb、 Zr、 Ta、 Hf、 Ti及び V力 選ばれる 1種以上の元素とを含有する。これらのうち特に、 Smと Coとの金属間 化合物、好ましくは Sm Co 金属間化合物を主相とし、粒界には SmCo系を主体と する副相が存在する。具体的組成は、製造方法や要求される磁気特性等に応じて 適宜選択すればよいが、例えば、 R: 20〜30wt%、特に 22〜28wt%程度、 Fe、 Ni 、 Mn及び Crの 1種以上： l〜35wt%程度、 Nb、 Zr、 Ta、 Hf、 Ti及び Vの 1種以上： 0〜6wt%、特に 0. 5〜4wt%程度、 Cu: 0〜： LOwt%、特に 1〜： LOwt%程度、 Co : 残部の組成が好ましい。
以上、 R—Fe— B系焼結磁石、 R— Co系焼結磁石について言及した力 本発明は 他の希土類焼結磁石への適用を妨げるものではない。
[0028] 以下、本発明による希土類焼結磁石の製造方法を工程順に説明する。なお、以下 の工程の中では、潤滑剤の添加〖こ関する部分が本発明の希土類焼結磁石を得るた めの特徴部分である。
原料合金は、真空又は不活性ガス、好ましくはアルゴン雰囲気中でストリップキャス ト法、その他公知の溶解法により作製することができる。ストリップキャスト法は、原料 金属をアルゴンガス雰囲気などの非酸ィヒ性雰囲気中で溶解して得た溶湯を回転す るロールの表面に噴出させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板又は薄片 (鱗片）状 に急冷凝固される。この急冷凝固された合金は、結晶粒径が 1〜50 mの均質な組 織を有している。原料合金は、ストリップキャスト法に限らず、高周波誘導溶解等の溶 解法によって得ることができる。なお、溶解後の偏析を防止するため、例えば水冷銅 板に傾注して凝固させることができる。また、還元拡散法によって得られた合金を原 料合金として用いることもできる。
R—Fe— B系焼結磁石を得る場合、 R Fe B化合物を主体とする合金 (低 R合金）
2 14
と、低 R合金より Rを多く含む合金 (高 R合金）とを用いる所謂混合法を本発明に適用 することちでさる。
[0029] 原料合金は粉砕工程に供される。混合法による場合には、低 R合金及び高 R合金 は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある まず、粗粉砕工程では、原料合金を、粒径数百 m程度になるまで粗粉砕し、粗 粉砕粉末 (原料合金)を得る。なお、本発明において、粗粉砕された状態までを、便 宜上、原料合金と称し、微粉砕後の状態を原料合金粉末と称することがある。粗粉砕 は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中に て行うことが好ましい。粗粉砕に先立って、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出さ せることにより粉砕を行うことが効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石とし て不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。水素吸蔵は室温から 20 0°Cで 30分以上、好ましくは 1時間以上行い、水素放出処理は、真空中またはアル ゴンガスフローにて、 350〜650°Cで行えばよい。なお、水素吸蔵処理、水素放出処 理は必須の処理ではない。この水素粉砕を粗粉砕と位置付けて、機械的な粗粉砕を 省略することちできる。
[0030] 粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。
このとき、微粉砕工程における粉砕性の向上及び磁場中成形による配向性向上を 目的として、潤滑剤を添加する。この潤滑剤としては、脂肪酸又は脂肪酸の誘導体、 例えばステアリン酸系ゃォレイン酸系であるステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシゥ ム、ステアリン酸アミド、ォレイン酸アミド等がある。
[0031] 潤滑剤としては、一般式 R -CONHまたは R— CONH— R— HNCO— Rで示
1 2 1 3 2 される化合物 Aと、 R -OCO-R、 R—OH、（R -COO) M (Mは金属、 nは整数
4 5 4 4 n
)力 なる群のうちいずれ力 1種で示される化合物 B (R は C H または C H 。R
1〜4 n 2n+l n 2n-l 5 は H、 C H または C H で表される）を含むことが好まし！/、。
n 2n+l n 2n-l
[0032] 化合物 Aとは、例えば脂肪酸アミドのようにアミド基を有する化合物もしくは脂肪酸 ビスアミドのようにアミド結合を有する化合物である。 R、 Rは炭素数 7以上 21以下の
1 2
直鎖状飽和炭化水素であることが好まし 、。このような化合物 Aの具体例としてステ アリン酸アミド（C H —CONH )、エチレンビスステアリン酸アミド（C H -CONH
17 35 2 17 35
— (CH ) -NHCO-C H )、ベヘン酸アミド（C H — CONH )および力プリル
2 2 17 35 21 43 2 酸アミド（C H — CONH )を挙げることができ、この中でもステアリン酸アミドが特に
7 15 2
好ましい。本発明において化合物 Aは 1種類のみの化合物を用いてもよいが、複数 の化合物を組み合わせて用いるものであってもよ 、。
[0033] 化合物 Bとは、例えば脂肪酸ィ匕合物やアルコールであり、具体的には炭素数が 10 以上の高級脂肪酸、高級脂肪酸エステル、高級脂肪酸金属塩、高級アルコール等 が挙げられる。この中でも化合物 Bは、 Rが炭素数 17および 18の炭化水素である化 合物が好ましぐ具体例としてステアリン酸 (C H — COOH)、モノステアリン酸ダリ
17 35
セリン（C H —COO— C H O )、ステアリン酸亜鉛（（C H —COO)— Zn2+)およ
17 35 3 7 2 17 35 2 びステアリルアルコール（C H —O— H)を挙げることができる。この中でもステアリ
18 37
ン酸とモノステアリン酸グリセリンがさらに好ましく、特に好まし 、のはステアリン酸であ る。化合物 Bとしては 1種類のみの化合物を用いてもよいが、複数の化合物を用いて ちょい。
[0034] 化合物 Aと化合物 Bの混合比率は適宜調節されるが、後述する成形体の強度を高 め、焼結磁石の磁気特性を高くするために重量ベースで 9： 1〜 1： 2となるように混合 することが好ましぐさらに好ましくは 9 : 1〜1： 1、特に好ましくはほぼ 1： 1である。なお 、化合物 Aと化合物 Bがほぼ 1： 1で混合される場合、潤滑剤の添加量は合計で 0. 0 75-0. 1 ％とすることが好ましい。
[0035] さらにこの他、化合物 A、化合物 Bが炭化水素を介して結合したィ匕合物 Dを潤滑剤 としてもよい。例えば、アミド結合とエステル結合を有する化合物を挙げることができ、 R -CONH-R -OCO-R (R、 Rは炭化水素）で示される化合物である。具体
6 7 6 6 7
的には Rが C H (nが 12以上 17以下）で表される化合物であり、この中でも Rの炭
6 n 2n+l
素数が 17のステアリン酸力もなるステアロイドェチルステアレート（C H CONH (C
17 35
H ) OCOC H )を挙げることができる。
2 2 17 35
[0036] 粗粉砕粉末の粒径が 100〜 1000 μ mである場合、潤滑剤は、その粒径が 425 μ m以下、好ましくは 400 m以下、より好ましくは 300 m以下、さらに好ましくは 100 m以下のものを用いるのが良い。このような粒径の潤滑剤を用いることにより、表面 に炭素が均一、つまり潤滑剤がより均一に被覆されている原料合金粉末を得ることが できる。そして、このような原料合金粉末を用いることにより、炭素量の cv値の低い、 換言すれば炭素の分散状態のよい希土類焼結磁石を得ることができる。
[0037] ただし、潤滑剤の粒径が小さすぎると、以下のような不具合が懸念される。すなわち 、微粉砕を気流式粉砕機で行うと、潤滑剤が気流とともに系外に排出され、所望の効 果を得るためには多量の潤滑剤を添加する必要がある。また、気流式粉砕機のフィ ルタの目詰まりが助長され、安定した粉砕作業を行う支障となる。さらに、粒径の小さ な潤滑剤を得るためには、相当のコストが必要となる。以上を考慮すると、潤滑剤の 粒径は、 5 μ m以上であることが好ましい。
[0038] 潤滑剤を、上記粒径とするには、潤滑剤を粉砕し、篩等で分級するのが好ましい。
潤滑剤を粉砕するには、潤滑剤を、例えば液体窒素を用いて冷凍し、その状態のま ま、粉砕ミル等で粉砕するのが好ましい。
潤滑剤の添加量は、粉砕性及び配向性を向上させるという点力 すれば、なるべく 多くするのが好ましいが、保磁力、成形体強度及び焼結体強度の観点からすれば、 なるべく少なくするのが好ましい。したがって、潤滑剤の添加量は、 0. 01-1. Owt %、さらには 0. 02-0. 5wt%とするのが好ましい。より好ましい潤滑剤の量は、 0. 0 5〜0. ^％である。潤滑剤の混合は、例えばナウターミキサー等により 5〜30分間 ほど行う程度でよい。
[0039] 潤滑剤は、潤滑剤が予め粉砕されて粒径が小さくされたもの (潤滑剤粒子)を用い るのが好ま 、が、粗粉砕粉末 (原料合金)の粒径との関係を考慮することが好まし い。具体的には潤滑剤粒子の粒径が粗粉砕粉末の粒径の 1. 5倍 (粒径比 (潤滑剤 の粒径 Z粗粉砕粉末の粒径）が 1. 5)以下となることが好ま U、。さらに好ましくは潤 滑剤粒子の粒径は粗粉砕粉末の粒径の 1. 0倍 (粒径比が 1. 0)以下、より好ましくは 0. 7倍 (粒径比が 0. 7)以下である。例えば、粗粉砕粉末の粒径が 100〜 1000 m で程度であれば、潤滑剤粒子の粒径は、 150 m以下〜 1500 μ m以下、好ましく は 100 μ m以下〜 1000 μ m以下、さらに好ましくは 70 μ m以下〜 700 μ m以下で ある。
潤滑剤粒子は、いかなる方法で形成しても良い。例えば、スプレードライ法等で所 望の粒径の潤滑剤粒子を得ることができる。また、液体窒素を用いて潤滑剤を冷凍し て凝固させ、その状態のまま、粉砕ミル等で潤滑剤を粉砕することで、所望の粒径の 潤滑剤粒子を得ても良い。また潤滑剤粒子を、上記粒径とするために潤滑剤の粉砕 後、篩等で分級してもよい。
[0040] さて、微粉砕には主に気流式粉砕機が用いられ、粗粉砕粉末を微粉砕することで、 平均粒径 2. 5〜10 m、好ましくは 3〜5 mの微粉砕粉末 (原料合金粉末、粉砕 粉)を得る。気流式粉砕機は、高圧の不活性ガスを狭いノズルより開放して高速のガ ス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の 衝突やターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。この気 流式粉砕機による微粉砕の過程で、微粉砕粉末は潤滑剤との衝突を繰り返すため、 その表面は潤滑剤で被覆される。潤滑剤は、このようにして微粉砕過程で消費される
[0041] 混合法による場合、 2種の合金の混合のタイミングは限定されるものではないが、微 粉砕工程において低 R合金及び高 R合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕され た低 R合金粉末及び高 R合金粉末を窒素雰囲気中で混合する。低 R合金粉末及び 高 R合金粉末の混合比率は、重量比で 80： 20-97： 3程度とすればよ ヽ。低 R合金 及び高 R合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。
[0042] 微粉砕を経た本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末は、質量分析により特定 される炭素量が 1200ppm以下である。前述したように、炭素は潤滑剤に起因するも のであり、炭素量は添加される潤滑剤の量を反映している。炭素量が 1200ppmを超 えると、潤滑剤の被覆状態が均一であっても、その量が多くなりすぎて、保磁力の低 下を無視することができない。そこで本発明は炭素量を 1200ppm以下とする。好ま し ヽ炭素量は lOOOppm以下、さらに好まし!/、炭素量は 900ppm以下である。
[0043] 本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末は、 EPMAにより特定される炭素の特 性 X線の X線強度の最大値を Cmax、最小値を Cminとすると、 CmaxZCminが 15 以下である。 CmaxZCminは、原料合金粉末を構成する各粒子における炭素のば らっきを示しており、この値が小さいほど原料合金粉末表面における炭素濃度が均 一、換言すれば潤滑剤が均一に被覆されていることを示す。 CmaxZCminが 15を 超えると、原料合金粉末を構成する粒子毎に被覆される潤滑剤の量に差異があり、 添加量を多くしな 、と所望する潤滑剤の効果としての配向性を得ることができな 、。 好ましい CmaxZCminは 10以下、さらに好ましい CmaxZCminは 5以下である。な お、本発明における CmaxZCminは、原料合金粉末、具体的には微粉砕され粉末 から任意に抽出された 50個の粒子について炭素の特性 X線の X線強度を求め、そ の最大値、最小値から求めるものとする。後述する実施例においても同様である。
[0044] 本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末において、以上のように炭素が検出さ れるのは、原料合金粉末の表面に有機化合物からなる潤滑剤が被覆されて ヽるため である。この潤滑剤は、後述するように微粉砕される際に粒子状の固体潤滑剤として 添加されるが、微粉砕の過程で原料合金粉末と衝突を繰り返すことにより消費され、 原料合金粉末の表面に被覆されるに至る。そして、潤滑剤の Cmax/Cminが 15以 下、さらには 10又は 5以下ということは、潤滑剤が原料合金粉末の表面に均一に被 覆されていることを示している。このような均一な潤滑剤の被覆状態は、添加される粒 子状の固体潤滑剤を微細なものとすることにより得ることができる。
[0045] なお、本発明にお ヽて、微細な潤滑剤を得るために他の手法を採用することを排 除しない。例えば、特許文献 2に示すように、液状化された潤滑剤の状態で微細化 する、気相法で作製された微細な潤滑剤を用いる、あるいは潤滑剤の混合を例えば 潤滑剤の融点近傍 (融点 10°C)で行う等の手段を採用することができる。
[0046] 次に、潤滑剤と混合された微粉砕粉末は、金型キヤビティに充填され、磁場中成形 に供される。
磁場中成形における成形圧力は 30〜300MPaの範囲とすればよい。成形圧力は 成形開始から終了まで一定であってもよぐ漸増又は漸減してもよぐあるいは不規 則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎ ると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上 記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密 度は、通常、 50〜60%である。
また、印加する磁場は、 12〜20kOe程度とすればよい。また、印加する磁場は静 磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場 を併用することちできる。
[0047] 磁場中成形により得られた成形体には、潤滑剤を除去するための熱処理が施され る。炭素残留による磁気特性低下を防止するためである。この処理は水素雰囲気中 で行うのが好ましぐ後続の焼結における昇温過程で行うことが好ましい。この潤滑剤 除去処理を施しても、炭素を完全に排除することは工業生産的な規模では困難であ り、そのために希土類焼結磁石の中に炭素が希土類炭化物として残留する。
[0048] 脱潤滑剤処理後、成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度 は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要が あるが、真空中で、 1000〜1200°Cで 1〜10時間程度焼結すればよい。
[0049] さて、焼結後には、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保 磁力を制御する重要な工程である。時効処理を 2段に分けて行う場合には、 750〜1 000。C、 500〜700。Cでの所定時間の保持力 S有効である。 750〜1000。Cでの熱処 理を焼結後に行うと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。ま た、 500〜700°Cの熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を 1段で行う場 合には、 500〜700°Cの時効処理を施すとよい。
実施例 1
[0050] 微粉砕工程で添加する潤滑剤の粒径の影響を調べたのでその結果を実施例 1とし て示す。
原料合金の組成は、 24. 5wt%Nd-6. Owt%Pr- l. 8wt%Dy-0. 5wt%Co -0. 2wt%Al-0. 07wt%Cu- l. Owt%B— Fe. balとした。原料となる金属ある いは合金を前記組成となるように配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を 溶解、铸造した。得られた原料合金薄板を水素粉砕した後、ブラウンミルにて機械的 粗粉砕を行い、粗粉砕粉末を得た。
この粗粉砕粉末に、潤滑剤として、ォレイン酸アミドを添加した。次いで、気流式粉 砕機を使用して微粉砕粉末を得た。
[0051] 微粉砕に際して添加する潤滑剤は、粒径の異なる複数種を用意した。潤滑剤として 、市販（日本精化株式会社製-ユートロン (商品名）（NEUTRON) )のォレイン酸ァ ミドを用い、この潤滑剤を、液体窒素を用いて冷凍した後、粉砕ミルにて粉砕した。粉 砕した潤滑剤を篩により分級し、以下の 7種類の潤滑剤を得た。
(1)粒径 m未満
(2)粒径 45 /z m未満
(3)粒径 100 /z m未満、
(4)粒径 100 μ m以上 150 μ m未満
(5)粒径 150 μ m以上 300 μ m未満
(6)粒径 300 μ m以上 425 μ m未満
(7)粒径 425 /z m以上 このようにして分級された潤滑剤の写真を図 1に示す。図 1 (a)は粒径力 25 μ m以 上の潤滑剤、図 1 (b)は粒径が 100 m未満の潤滑剤を示す写真である。
このようにして作製された潤滑剤を、粗粉砕粉末に添加し、気流式粉砕機により同 じ微粉砕条件 (粉砕ガス圧 7kg/cm2、投入速度 40g/min)で粉砕した。得られた 微粉砕粉末の粒径 (D50 =累積体積比率が 50%になる粒径、以下同様)を図 2の同 粉砕条件の欄に示す。ここで、潤滑剤の粗粉砕粉末に対する添加量は、 0. 03、 0. 06、 0. lwt%の 3通りとした。
[0052] また、（1)から（7)のそれぞれの潤滑剤において、微粉砕により得られた微粉砕粉 末の粒径が、図 2の粒径調整の欄に示すように、 4. 40 /z m以上 4. 90 /z m未満とな るよう、微粉砕条件を調整した微粉砕粉末も作製した。
図 3に潤滑剤の添加量と微粉砕粉末の粒径 (D50 :同粉砕条件)の関係を示す。図 3に示すように、粒径が 100 m未満までは、潤滑剤の粒径が細かいほど、微粉砕粉 末の粒径が小さくなる傾向にある。これは粉砕効率が向上したことを意味している。 すなわち、微粉砕される際に添加された潤滑剤は微粉砕の過程で原料合金粉末と 衝突を繰り返すことにより消費され、原料合金粉末の表面に被覆されるに至るが、潤 滑剤の粒径が細かいほど微粉砕粉末における潤滑剤の分散状態が良くなるのであ る。ただし、潤滑剤の粒径が 45 m未満になると、潤滑剤の粒径が 100 m未満と 微粉砕粉末の粒径が同等レベルとなる。さら〖こ、潤滑剤の粒径が 2 /z m未満になると
、潤滑剤が微細すぎて系外に排出されるために粉砕効果を十分に得ることができず 、潤滑剤の粒径が 425 μ m未満の場合と同等の微粉砕粉末の粒径しか得られな 、。
[0053] 続いて、微粉砕条件を調整して作製した微粉砕粉末を磁場中成形した。具体的に は、 15kOeの磁場中で 137MPaの圧力で成形を行い、 20mm X 18mm X 6mmの 成形体を得た。磁場方向はプレス方向と垂直な方向である。
得られた成形体の強度を 3点曲げ試験により測定した。なおここで、成形体強度は 粒子径に依存性があるため、粒径 (D50)を 4. 40 /z m以上 4. 90 /z m未満に揃えた 微粉砕粉末を用いて成形体を形成し、その強度を測定した。具体的な測定条件は、 後述する実施例 5に記載してある。その結果を図 2に示すとともに、潤滑剤添加量と 成形体の強度の関係を図 4に示す。 [0054] 図 4に示すように、潤滑剤の粒径が細力 、ほど、また、潤滑剤を多く入れるほど、成 形体強度は低下した。潤滑剤は潤滑性があるため、成形体強度を下げてしまうという 特徴があり、その結果潤滑剤の分散が良くなると強度は低下することが確認された。
[0055] さらに、上記と同様にして形成した成形体を 1030°Cで 4時間焼成し、焼結体を得た 焼結体の炭素量を測定した。図 2にその結果を示すとともに、図 5に潤滑剤の添カロ 量と炭素量の関係を示す。図 5に示すように、潤滑剤の粒径が細かいほど、残留する 炭素の量が少なくなる傾向にあり、特に潤滑剤の粒径が 2 m未満になるとその傾向 が顕著となる。
[0056] また、得られた焼結体を時効処理 (条件： 900°C X 1時間、 540°C X 1時間）し、焼 結磁石を得た後、この焼結磁石の残留磁束密度 (Br)を B—Hトレーサにより測定し た。図 2にその結果を示すとともに、潤滑剤添加量と残留磁束密度 (Br)の関係を図 6 に示す。図 6に示すように、潤滑剤の粒径が細かいほど、また、潤滑剤を多く入れる ほど、残留磁束密度 (Br)が向上した。これは、潤滑剤の粒径が細かいほど、また、潤 滑剤を多く入れるほど、潤滑剤の分散が良くなり、磁気配向が容易になることによる。 ただし、潤滑剤の粒径が 2 m未満になるとその効果は減少する。したがって、潤滑 剤の粒径は、 5 m以上とすることが好ましい。
[0057] 図 7は、図 4の成形体強度と、図 6の残留磁束密度 (Br)との関係を示すものである 図 7に示すように、より細かい粒径の潤滑剤を用いた方が、より高い残留磁束密度（ Br)と成形体強度を併せ持つことが確認された。つまり、残留磁束密度 (Br)を満足し たいとき、より細かい潤滑剤を使えばその添加量をより少なくすることができ、その結 果、より高い成形体強度が得られることが明らかとなった。
実施例 2
[0058] 次に、微粉砕に供される原料合金 (粗粉砕粉末)と潤滑剤の粒径にっ 、て調べた 結果を実施例 2として示す。
原料合金の組成を、 24. 5wt%Pr-6. Owt%Dy- l. 8wt%Co— 0. 5wt%Al -0. 2wt%Cu-0. 07wt%B- l. Owt%Fe. balとし、ストリップキャスト法により原 料合金薄板を溶解、铸造した。得られた原料合金薄板を水素粉砕した後、ブラウンミ ルにて機械的粗粉砕を行い、粗粉砕粉末を得た。粗粉砕粉末は平板形状をしており 、厚みは 100〜300 μ m程度、大きさ（長さ）は 100〜1000 μ m程度であった。これ を箭ぃ分けより、 200 μ m以上 500 μ m未満、 500 μ m以上 800 μ m未満に分級し た。
また、潤滑剤としてォレイン酸アミドを液体窒素にて冷凍し、粉砕ミルを用いて粉砕 した。得られた潤滑剤 (潤滑剤粒子)を篩 ヽ分けにより分級した。
[0059] 分級された粗粉砕粉末と分級された潤滑剤をそれぞれ図 8に示す組み合わせで微 粉砕した。潤滑剤の添加量はそれぞれ 0. lwt%である。微粉砕には気流式粉砕機 を使用し、高圧窒素ガス雰囲気中で粉砕ガス圧 7kgZcm2、投入速度 40gZminで 微粉砕し、微粉砕粉末を得た。得られた微粉砕粉末の粒度分布を測定して粒径 (D5 0)を求めた。その結果を図 8に示す。
[0060] 図 8からわかるように、潤滑剤の粒径が細力ゝ ヽほど粉砕効率が向上し、微粉砕粉末 の粒径 (D50)が小さくなつた。このように、粒径の細かい潤滑剤は分散性が良くなり 、その結果、粉砕効率が向上したと考えられる。
[0061] 次に、上記と同様にして粒径が 20 μ m以上 100 μ m未満、 200 μ m以上 500 μ m 未満、 500 μ m以上 800 μ m未満、 800 μ m以上 1000 μ m未満に分級された？閏滑 剤と、 100 μ m未満、 200 μ m以上 500 μ m未満、 500 μ m以上 800 μ m未満、 800 μ m以上 1100 m未満に分級された粗粉砕粉末を用意し、それぞれを図 9に示す ように組み合わせて微粉砕粉末を得た。それぞれの分級における潤滑剤の添加量 は 0. 02wt%、 0. 06wt%又は 0. 1 ％とした。また、微粉砕粉末の粉砕効率は潤 滑剤の粒径及び添加量によって変わるため、上記方法と同様にして微粉砕処理をす る際、それぞれにおいて粉砕時間を調整し、最終的に得られる微粉砕粉末の粒径（ D50)を、 4. 40 μ m< D50<4. 60 μ mに調整した。なお、粒径の大きな粗粉砕粉 末を粉砕する方が、粉砕に時間がカゝかる傾向があった。得られた実施例の潤滑剤の 粒径と、粗粉砕粉末の粒径とから算出される粒径比 (潤滑剤の粒径,粗粉砕粉末の 粒径)を図 9に示す。なお、粒径比の算出において、それぞれの粒径は、分級による 粒径の範囲の中心値をもって粒径とした。例えば、 20〜： LOO /z mであれば 60 m、 200〜500 μ mであれば 350 μ m、というように粒径を定めた。 さらに、比較例とし て、粉砕されて ヽな ヽ潤滑剤及び分級されて ヽな 、粗粉砕粉末を用いた以外は実 施例と同様にして微粉砕粉末を用意した。
[0062] このようにして得られた微粉砕粉末を各々磁場中成形した。具体的には、 15kOe の磁場中で 137MPaの圧力で成形を行い、 20mm X 18mm X 6mmの成开体を得 た。磁場方向はプレス方向と垂直な方向である。
得られた成形体の強度を 3点曲げ試験により測定した。成形体強度は粒子径に依 存して変化するが、本実施例では微粉砕粉末の粒径は上記の通り所定の範囲内（4 . 40 ^ πι< ϋ50<4. 60 m)に納めているため、成形体強度を比較し易いものとな つている。成形体強度の具体的な測定条件は、後述する実施例 5に記載してある。
[0063] さらに、得られた成形体を 1030°Cで 4時間焼成し、焼結体を得た。そして、得られ た焼結体に時効処理 (条件： 900°C X 1時間、 540°C X 1時間）を施し、焼結磁石を 得た後、この焼結磁石の残留磁束密度 (Br)を B—Hトレーサにより測定した。
[0064] 図 10に、図 9に示す粗粉砕粉末の粒径が 100 m未満の実施例 A (粒径比 1. 20 )と、比較例 B〜E (粒径比： 7. 00、 13. 00、 18. 00、粉砕なし)の成形体強度と残留 磁束密度 (Br)の関係をグラフで示す。
図 11〖こ、図 9に示す粗粉砕粉末の粒径が 200〜500 /ζ πιの実施例 F、 G (粒径比 0 . 17、 1. 00)と、比較例 H〜J (粒径比： 1. 86、 2. 57、粉砕なし)の成形体強度と残 留磁束密度 (Br)の関係をグラフで示す。
図 12に、図 9に示す粗粉砕粉末の粒径が 500〜800 μ mの実施例 Κ〜Ν (粒径比 : 0. 09、 0. 54、 1. 00、 1. 38)と、比較例 Ο (粉砕なし)の成形体強度と残留磁束密 度 (Br)の関係をグラフで示す。
図 13に、図 9に示す粗粉砕粉末の粒径が 800〜： L 100 μ mの実施例 P〜S (粒径 比： 0. 06、 0. 37、 0. 68、 0. 95)と、比較例 T (粉砕なし)の成形体強度と残留磁束 密度 (Br)の関係をグラフで示す。
図 10〜図 13において、残留磁束密度 (Br)が低い方力も高い方に向力つて、潤滑 剤の添力卩量を順に 0. 02wt%、 0. 06wt%、 0. lwt%とした場合の結果を示してい る。また図中のキャプションでは、数字は粒径比 (潤滑剤の粒径 Z粗粉砕粉末の粒 径)を示して 、る。図中に示される「original」は粉砕されて 、な 、潤滑剤及び分級さ れて 、な 、粗粉砕粉末を用いた場合の結果を示して 、る。
[0065] 図 10〜図 13からわ力るように、粗粉砕粉末の粒径を変化させずに添加量を変化さ せた場合には、潤滑剤の添加量が多い方が潤滑剤の分散が良くなり、粒子の配向が し易くなる結果、残留磁束密度 (Br)が向上した。また、この場合、粒子同士の結合が 弱くなるために成形強度は低下する傾向がある。また、図 10〜図 13の実施例を図毎 に比較するとわ力るように、潤滑剤の粒径が細かいほど潤滑剤の分散が良くなり、磁 気配向が容易になって残留磁束密度 (Br)が向上した。
さらに図 10〜図 13を比較するとわ力るように、粗粉砕粉末の粒径が大きいものほど 、残留磁束密度 (Br)が大きくなる傾向が見られた。特に、粒径比が 1. 5以下の実施 例で顕著であった。これは、微粉砕粉末の粒径を揃えるために粉砕時間が長くかか つており、その分、潤滑剤がよく分散されたためと思われる。
[0066] ところで焼結磁石としては、製造工程においては成形体強度が高ぐ且つ焼結磁 石としては残留磁束密度 (Br)が高 、方が望ましく、図 10〜図 13の各グラフにお ヽ て、プロットが右上に存在するほど高性能な焼結磁石となる。図 10〜図 13に示すよう に、粒度の細かい潤滑剤を用い、粒径比の小さな焼結磁石ほど高性能であることが 分かる。また、図 10〜図 13の比較例からわ力るように、粗粉砕粉末の粒径より大きな 粒径を有し、粒径比が大きな潤滑剤を用いた場合、図中の「original」で示される、 粉砕されて 、な 、潤滑剤及び分級されて 、な 、粗粉砕粉末を用いた場合の結果と 大きくは変わらな力つた。
[0067] 以上のように、細かい粒径の潤滑剤として、特に粒径比が 1. 5以下となるように潤 滑剤の粒径を調整することにより、優れた成形体の強度と残留磁束密度 (Br)が得ら れ、さらに粒径比が 1. 0以下、特に 0. 7以下になると、残留磁束密度 (Br)や成形体 の強度が顕著に改善された。一方、比較例のように潤滑剤の粒径が大きく粒径比が 大きいと分散しづらぐ粗粉砕粉末同士を潤滑させる効果が充分に得られな力つた。 このことより、微粉砕工程で、特に粒径比が 1. 5以下である潤滑剤を添加することで 、粉砕工程における原料合金の粉砕性、及び磁場中成形工程における原料粉の配 向性を確保したうえで、成形体の強度、及び最終的に得られる焼結磁石の残留磁束 密度 (Br)を高いものとすることが可能となる。言い換えれば、従来よりも少ない量の 潤滑剤で、従来と同等の成形体強度、あるいは残留磁束密度 (Br)を得ることが可能 となることが判明した。
実施例 3
[0068] 以下の要領で R— Fe— B系焼結磁石を製造した。
24. 5wt%Nd-6. Owt%Pr- l. 8wt%Dy-0. 5wt%Co— 0. 2wt%Al-0. 07wt%Cu- l . Owt%B-Fe. balの組成となるように、原料金属あるいは合金を配 合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、铸造した。得られた原料合金 薄板を水素粉砕した後、ブラウンミルにて機械的粗粉砕を行い、粗粉砕粉末を得た。 この粗粉砕粉末に、潤滑剤として、ォレイン酸アミドを添加した。次いで、気流式粉 砕機を使用して微粉砕粉末を得た。
[0069] 微粉砕に際して添加する潤滑剤は、粒径の異なる複数種を用意した。潤滑剤として 、市販（日本精化株式会社製-ユートロン)のォレイン酸アミドを用い、この潤滑剤を、 液体窒素を用いて冷凍した後、粉砕ミルにて粉砕した。粉砕した潤滑剤を篩により分 級し、以下の 3種類の潤滑剤を得た。
(1)粒径 100 /z m未満
(2)粒径 300 μ m以上 425 μ m未満
(3)粒径 425 /z m以上
ここで、潤滑剤の粗粉砕粉末に対する添加量は、 0. 01〜0. 17wt%とした。
[0070] 続いて、これら潤滑剤を用いて作製した微粉砕粉末を磁場中成形した。具体的に は、 15kOeの磁場中で 137MPaの圧力で成形を行って成形体を得た。磁場方向は プレス方向と垂直な方向である。この成形体を 1030°Cで 4時間焼成し、焼結体を得 た。
そして、得られた焼結体に時効処理 (条件： 900°C X 1時間、 540°C X 1時間）を施 し、希土類焼結磁石を得た。この希土類焼結磁石について、炭素量 (質量分析)及 び炭素量の cv値（以下、単に cv値）を測定した。 cv値の測定条件は以下の通りであ るが、 cv値は下記条件で測定された炭素量の標準偏差を炭素量の平均値で割った 値として求められる。また、保磁力（HcJ)及び残留磁束密度 (Br)を B— Hトレーサに より測定した。さらに、抗折強度を測定した。抗折強度の測定条件は以下の通りであ る。以上の測定結果を図 14に示す。また、 cv値と抗折強度の関係を示すグラフを図 15に、炭素量と抗折強度の関係を示すグラフを図 16に、炭素量と保磁力 (HcJ)の 関係を示すグラフを図 17に、炭素量と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフを図 1 8に示す。なお、図 14には、用いた潤滑剤の粒径（（1)〜（3) )、添加量を記載してい る。
[0071] < cv値測定条件 >
焼結体の配向方向を含む面で破断した後、ォージェ電子分光分析装置 (以下、ォ 一ジェ）内でサンプリング、分析した。
サンプリングは、試料を大気中で破断し、試料ホルダーに装着し、ォージェにて、 試料を 30度傾斜し、回転しながら Arエッチング（3kVArイオン)した。
用いたォージェは、 ULVAC'PHI製 680型 FE— Augerである。
分析条件は、加速電圧： 10kV、照射電流： ΙΟηΑとし、マッピングは 1500倍視野（ 256 X 256画素）とした。
[0072] <抗折強度測定条件 >
4点曲げ法 (JIS R1601に準ずる）により、以下の条件とした。
試験片形状: 40 X 10 X 5mm (5mm方向が配向方向）
支点間距離： 30mm
荷重間距離： 10mm
クロスへッド速度： 0. 5mm/ min
[0073] 図 14〜図 16に示すように、希土類焼結磁石の抗折強度は、炭素量よりも cv値の影 響を受けることがわかる。本発明によれば、 350MPa以上の抗折強度、さらには 360 MPa以上の抗折強度を得ることができる。
また、図 14、図 17及び図 18に示すように、炭素量が多くなると残留磁束密度 (Br) が高くなり、保磁力（HcJ)は低くなる傾向にある。特に、炭素量が 500ppm未満では 残留磁束密度 (Br)が低ぐ炭素量が 1500ppmを超えると保磁力（HcJ)が低くなる。 本発明によれば、 350MPa以上の抗折強度を有しながら、 13kG以上、さらには 13 . 3kG以上の残留磁束密度（Br)、 18kOe以上、さらには 18. 2kOe以上の保磁力（ Hcj)の磁気特性を備えることができる。
以上の結果より、高い残留磁束密度 (Br)及び保磁力（Hcj)を有し、かつ機械的強 度の強 、希土類焼結磁石を得るためには、焼結体中の cv値を制御すべきことがわ かる。
実施例 4
[0074] 以下の要領で R— Fe— B系焼結磁石を製造した。
24. 5wt%Nd- 6. Owt%Pr- l . 8wt%Dy-0. 5wt%Co— 0. 2wt%Al-0. 07wt%Cu- l . Owt%B-Fe. balの組成となるように、原料金属あるいは合金を配 合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、铸造した。得られた原料合金 薄板を水素粉砕した後、ブラウンミルにて機械的粗粉砕を行い、粗粉砕粉末を得た。 この粗粉砕粉末に、潤滑剤として、ォレイン酸アミドを添加した。次いで、気流式粉 砕機を使用し、高圧窒素ガス雰囲気中で微粉砕を行い、微粉砕粉末を得た。
[0075] 微粉砕に際して添加する潤滑剤は、粒径の異なる複数種を用意した。潤滑剤として 、市販（日本精化株式会社製-ユートロン)のォレイン酸アミドを用い、この潤滑剤を、 液体窒素を用いて冷凍した後、粉砕ミルにて粉砕し、篩い分けすることにより図 19に 示す種々の粒径を有する潤滑剤を得た。また、潤滑剤の添加量も図 19に示す。
[0076] 得られた微粉砕粉末につ!ヽて炭素量 (質量分析)及び CmaxZCminを求めた。そ の結果を図 19に示す。なお、 CmaxZCminの測定条件は以下の通りである力 炭 素の特性 X線の X線強度は、下記の FE— EPMA (Field Emission Electron Probe Mi cro Analyzer :電界放出型 EPMA)によりカウント値として提供される。したがって、 C maxZCminは、炭素（C)カウント値の最大値と最小値の比として与えられる。また、 炭素 (C)カウント値は、各微粉砕粉末力も 50個の粒子を抽出し、各粒子について測 定し、 CmaxZ Cmin 求めた。
使用機器：日本電子 (株)製 FE-EPMA JXA- 8500F
測定条件 加速電圧： 8. OkV
照射電流： 3. 0 X 10— 8A
計測時間： 70ms
分光器： LDE (Layered Dispersion Element ;多層膜分光素子） [0077] 続いて、これら潤滑剤を用いて作製した微粉砕粉末を磁場中成形した。具体的に は、 15kOeの磁場中で 137MPaの圧力で成形を行って成形体を得た。この成形体 を 1030°Cで 4時間焼成し、焼結体を得た。
そして、得られた焼結体に時効処理 (条件： 900°C X 1時間、 540°C X 1時間）を施 し、希土類焼結磁石を得た。この希土類焼結磁石について、残留磁束密度 (Br)及 び保磁力（HcJ)を B—Hトレーサにより測定した。その結果を図 19に示す。
[0078] 図 19に示すように、 CmaxZCminが本発明の範囲にある微粉砕粉末を用いて製 造された試料 No. 1〜4の希土類焼結磁石は、 13. 25kG以上の残留磁束密度（Br )及び 18kOe以上の保磁力（HcJ)を得ている。これに対して、 CmaxZCminが 20 近傍と高い微粉砕粉末を用いて製造された試料 No. 5、 6の希土類焼結磁石は、試 料 No. 1〜4の希土類焼結磁石に比べて残留磁束密度 (Br)が低い。これは、試料 No. 5、 6の希土類焼結磁石に用いられた微粉砕粉末における潤滑剤の分散状態 が悪ぐ添加された量の潤滑剤に対応する配向性が得られないためである。また試 料 No. 5の希土類焼結磁石は保磁力（HcJ)も低い。これは、試料 No. 5の希土類焼 結磁石は、添加された潤滑剤が微粉砕粉末に偏祈して存在し、希土類焼結磁石中 の希土類炭化物が偏祈したためと解される。
試料 No. 7の希土類焼結磁石は、 CmaxZCminが 1. 69と低いものの、保磁力（ HcJ)は低い。これは、微粉砕時に添加された潤滑剤の量が多ぐ微粉砕後の炭素（ C)量が多いためと解される。
以上のように、微粉砕粉末の炭素量及び CmaxZCminを特定することにより、希 土類焼結磁石の残留磁束密度 (Br)及び保磁力（HcJ)を高 、値にできる。
実施例 5
[0079] 以下の要領で R— Fe— B系焼結磁石を製造した。
原料合金の組成は、 Nd24. 5wt%、 Pr6. Owt%、 Dyl. 8wt%、 CoO. 5wt%、 AlO. 2wt%、 CuO. 07wt%、 Bl. Owt%、残部 Feとした。原料となる金属又は合金 を前記組成となるように配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄板を溶解、铸造 した。
[0080] 得られた原料合金薄板を水素粉砕した後、ブラウンミルにて機械的粗粉砕を行 、、 粗粉砕粉末を得る。粗粉砕粉末に潤滑剤 (粉砕助剤)として、図 20に示す化合物 A と化合物 Bをそれぞれ 0.05 ％づつ添加した。次いで、気流式粉砕機を使用して高 圧窒素ガス雰囲気中で平均粒径 D50=4. 1 μ mとなるように微粉砕を行い、原料合 金粉末を得た。
[0081] 得られた粉体を磁場中成形し、所定の形状の成形体を得た。磁場中成形では、原 料合金粉末を 15kOeの磁場中において、成形圧 147MPaで成形した。磁場方向は プレス方向と垂直な方向である。成形体の寸法は、 20mmX 18mm X 6. 5mmと 20 mm X 18mm X 13mmとの 2種類を得た。そして前者の成形体を用い、成形体の強 度として抗折強度を以下の方法で測定した。
[0082] 抗折強度測定は、日本工業規格 JIS R 1601に準じて行った。具体的には、図 2 1に示すように、 20mmX 18mm X 6. 5mmff 状の成开体 11を丸棒状の 2本の支持 具 12, 13の上に載置し、成形体 11上の中央位置に丸棒状の支持具 14を配置して 荷重をカ卩えた。抗折圧を加える方向はプレス方向とした。丸棒状の支持具 12, 13, 1 4の半径は 3mm、支点間距離は 10mm、荷重点移動速度は 0. 5mmZ分とした。成 形体 11の長手方向と支持具 14とを互いに平行となるように配置した。サンプル数 n は 10個で測定を行った。
[0083] さらに評価試料として 20mm X 18mmX 13mm形状の成形体を用いて残留磁束 密度 (Br)を評価した。この成形体を 1030°Cで 4時間焼結した後に、時効処理 (条件 ： 900°C X 1時間、 530°Cで X 1時間）を行った。得られた焼結体表面を研削し直方 体の試料とした。この試料を、 BHトレーサを用いて残留磁束密度 (Br)を評価した。
[0084] さらに比較として、図 20に示すように、潤滑剤として化合物 Aまたは化合物 Bの一方 のみ（単独添加）を 0. ^％添加した以外は上記と同様にして試料を作製し、成形 体と焼結磁石を得て、強度および残留磁束密度 (Br)の評価を行った。その結果を 図 20に示す。
[0085] 図 20に示すように、化合物 Aのみを添カ卩した場合、成形体強度は 1. 05MPa以上 であった力 Brは 13. 2kGを下回り、化合物 Bのみを添カ卩した場合、 Brは 13. 2kG を上回ったが成形体強度が 0. 9MPaを下回った。すなわち、化合物 Aのみを添カロし た場合には、高い成形体強度を得ることができるものの残留磁束密度 (Br)が低ぐ 化合物 Bのみを添加した場合には、高 、時期特性が得られるものの成形体強度が低 くなつた。
これに対し、化合物 A、化合物 Bの双方を複合添加した場合、 Brは 13. 2kGを上 回り、成形体強度も 1. 05MPaを上回った。すなわち、化合物 A、化合物 Bを複合添 加することで、高 ヽ成形体強度と高 ヽ残留磁束密度 (Br)を兼ね備えることができるこ とが確認された。しカゝも、得られる成形体強度、残留磁束密度 (Br)は、化合物 Aを単 独添加した場合の成形体強度、化合物 Bを単独添加した場合の残留磁束密度 (Br) と同等以上であることがわかる。
[0086] 潤滑剤として、化合物 Aのステアリン酸アミドと化合物 Bのステアリン酸の混合比率 を図 22に示す割合で混合し、合計 0.
Figure imgf000028_0001
に添加した以外は上記と同様 にして試料を作製し、成形体と焼結磁石を得て、強度および残留磁束密度 (Br)の評 価を行った。結果を図 22に示す。
[0087] 図 22に示すように、化合物 Bの配合比が 75%以上となると、成形体強度が 1. 05 MPaを下回る。したがって、化合物 Aと化合物 Bの混合比率は重量ベースで 9 : 1〜1 : 2となるように混合するのが好ましいと言える。また、 13. 25kGという高い Brが得ら れることから、化合物 Aと化合物 Bの混合比率のさらに好ましい範囲は、 9 : 1〜1 : 1、 特に好ましいのはほぼ 1： 1である。
[0088] 潤滑剤として、化合物 Aのステアリン酸アミドと化合物 Bのステアリン酸の混合比率 を 1： 1とし、添加量を図 23に示す量として添加した以外は上記と同様にして試料を 作製し、成形体と焼結磁石を得て、強度および残留磁束密度 (Br)の評価を行った。 結果を図 23に示す。
[0089] 図 23に示すように、化合物 Aと化合物 Bがほぼ 1： 1で混合される場合、潤滑剤の添 加量が合計で 0. 075-0. lwt%の範囲で、 Brが 13. 2kG以上であり、かつ成形体 強度が 1. 05MPaとなることがわかる。これにより、化合物 Aと化合物 Bがほぼ 1 : 1で 混合される場合、潤滑剤の添加量は合計で 0. 075-0. lwt%とすることが好ましい と言える。
[0090] 潤滑剤として、化合物 Aのステアリン酸アミドと化合物 Bのステアリン酸の粒径を図 2 4に示す粒径のものを用い、ステアリン酸アミドとステアリン酸の混合比率を 1： 1、合 計添加量を 0.
Figure imgf000029_0001
成形体 と焼結磁石を得て、強度および残留磁束密度 (Br)の評価を行った。結果を図 24〖こ 示す。
[0091] 図 24に示すように、潤滑剤の粒径が 1000 μ m以下であれば Brが 13. 25kG以上 となり、また潤滑剤の粒径が 100 m以上であれば成形体強度が 1. 10以上となるこ とがわかる。したがって、潤滑剤の粒径 (平均粒径)を 1000 /z m以下とすることで、残 留磁束密度 (Br)、成形体強度ともに特に高めることができることが確認された。潤滑 剤の粒径のさらに好ましい範囲は 800 μ m以下、特に好ましい範囲はほぼ 500 μ m 以下である。
[0092] 原料合金粗粉に添加する潤滑剤としてステアロイドェチルステアレートを 0. lwt% 添加した以外は実施例 1と同様に試料を作製して成形体と焼結磁石を得て評価を行 つた。得られた結果を図 25に示す。
[0093] 図 25に示すように、ステアロイドェチルステアレートを添カ卩した場合においても、ィ匕 合物 A、 Bを複合添加した場合と同様、 Brが 13. 2kG以上であり、かつ成形体強度 が 1. 05MPaとなることが確認された。
[0094] このように、微粉砕工程にぉ ヽて原料合金に潤滑剤を添加することで、粉砕工程に おける原料合金の粉砕性や磁場中成形工程における粉砕粉の配向性を確保しつつ
、成形体の強度が高ぐさらに最終的に得られる焼結磁石の残留磁束密度 (Br)が高 いものを得ることができた。
図面の簡単な説明
[0095] [図 1]実施例 1における潤滑剤粒子を示す写真であり、 (a)は粒径 425 μ m以上の潤 滑剤粒子、 (b)は粒径 100 μ m未満の潤滑剤粒子の写真である。
[図 2]実施例 1における潤滑剤粒子、微粉砕粉末の粒径、成形体強度を示す図表で ある。
[図 3]実施例 1において潤滑剤粒子の粒径を変化させたときの、潤滑剤添加量と微粉 砕粉末の粒径の関係を示すグラフである。
[図 4]実施例 1において、潤滑剤粒子の粒径を変化させたときの、潤滑剤添加量と成 形体強度の関係を示すグラフである。 圆 5]実施例 1において、潤滑剤粒子の粒径を変化させたときの、潤滑剤添加量と焼 結体炭素量の関係を示すグラフである。
圆 6]実施例 1において、潤滑剤粒子の粒径を変化させたときの、潤滑剤添加量と残 留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフである。
圆 7]実施例 1において、潤滑剤粒子の粒径を変化させたときの、残留磁束密度 (Br) と成形体強度の関係を示すグラフである。
圆 8]実施例 2における潤滑剤粒子、微粉砕粉末の粒径を示す図表である。
圆 9]実施例 2における潤滑剤の粒径と、粗粉砕粉末の粒径とから算出される粒径比
(潤滑剤の粒径 Z粗粉砕粉末の粒径)を示す図表である。
[図 10]実施例 2において、粒径が 100 m未満の粗粉砕粉末の対し、潤滑剤粒子の 粒径を変化させたときの、成形体強度と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフであ る。
[図 11]実施例 2において、粒径が 200〜500 mの粗粉砕粉末に対し、潤滑剤粒子 の粒径を変化させたときの、成形体強度と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフで ある。
[図 12]実施例 2において、粒径が 500〜800 mの粗粉砕粉末に対し、潤滑剤粒子 の粒径を変化させたときの、成形体強度と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフで ある。
[図 13]実施例 2において、粒径が 800〜： L 100 mの粗粉砕粉末に対し、潤滑剤粒 子の粒径を変化させたときの、成形体強度と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフ である。
圆 14]実施例 3における炭素量 (質量分析)、炭素量の cv値、保磁力 (HcJ)及び残 留磁束密度 (Br)の測定結果を示す図表である。
[図 15]実施例 3における炭素量の cv値と抗折強度の関係を示すグラフである。
圆 16]実施例 3における炭素量と抗折強度の関係を示すグラフである。
圆 17]実施例 3における炭素量と保磁力（HcJ)の関係を示すグラフである。
圆 18]実施例 3における炭素量と残留磁束密度 (Br)の関係を示すグラフである。
[図 19]実施例 4における炭素量、 CmaxZCmin、保磁力（HcJ)及び残留磁束密度（ Br)の測定結果を示す図表である。
[図 20]実施例 5に使用した潤滑剤、残留磁束密度 (Br)及び成形体強度の測定結果 を示す図表である。
[図 21]実施例 5における抗折強度の測定方法を示す図である。
[図 22]実施例 5において、化合物 A及びィ匕合物 Bの配合比率を変えたときの残留磁 束密度 (Br)及び成形体強度の測定結果を示す図表である。
[図 23]実施例 5において、化合物 A及びィ匕合物 Bの添加量を変えたときの残留磁束 密度 (Br)及び成形体強度の測定結果を示す図表である。
[図 24]実施例 5にお ヽて、潤滑剤の粒径を変えたときの残留磁束密度 (Br)及び成形 体強度の測定結果を示す図表である。
[図 25]実施例 5において、化合物 D (ステアロイドェチルステアレート）を潤滑剤として 用いたときの残留磁束密度 (Br)及び成形体強度の測定結果を示す図表である。

Claims

請求の範囲
[1] 質量分析により特定される炭素量が 500〜1500ppmの焼結体力もなり、その破断 面における炭素量の cv値が 200以下であることを特徴とする希土類焼結磁石。
[2] 前記炭素量の cv値が 150以下であることを特徴とする請求項 1に記載の希土類焼 結磁石。
[3] 前記炭素量の cv値が 130以下であることを特徴とする請求項 1に記載の希土類焼 結磁石。
[4] 前記炭素量が 700〜1300ppmであることを特徴とする請求項 1に記載の希土類焼 結磁石。
[5] 前記炭素量が 800〜1200ppmであることを特徴とする請求項 1に記載の希土類焼 結磁石。
[6] 前記希土類焼結磁石が、 R Fe B化合物（Rは Y、 La、 Ce、 Pr、 Nd、 Sm、 Eu、 Gd
2 14
、 Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb及び Luの 1種又は 2種以上）を含む R—Fe— B系焼結 磁石であることを特徴とする請求項 1に記載の希土類焼結磁石。
[7] 抗折強度が 350MPa以上、
残留磁束密度 (Br)が 13kG以上、
保磁力（HcJ)が 18kOe以上であることを特徴とする請求項 6に記載の希土類焼結 磁石。
[8] 磁場中成形に供される希土類焼結磁石用原料合金粉末であって、
質量分析により特定される炭素量が 1200ppm以下であり、かつ
EPMA (Electron Probe Micro Analyzer)により特定される炭素の特性 X線の X線強 度の最大値を Cmax、最小値を Cminとすると、 CmaxZCminが 15以下であることを 特徴とする希土類焼結磁石用原料合金粉末。
[9] 質量分析により特定される炭素量が 1200ppm以下であり、かつ
EPMA (Electron Probe Micro Analyzer)により特定される炭素の特性 X線の X線強 度の最大値を Cmax、最小値を Cminとすると、 CmaxZCminが 15以下である原料 合金粉末を磁場中で加圧成形して成形体を作製する工程と、
前記成形体を焼結する工程と、 を備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
[10] 前記原料合金粉末は、質量分析により特定される炭素量が lOOOppm以下、
前記 CmaxZCminが 10以下であることを特徴とする請求項 9に記載の希土類焼 結磁石の製造方法。
[11] 前記原料合金粉末の表面に、有機化合物からなる潤滑剤が被覆されていることを 特徴とする請求項 9に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[12] 前記原料合金粉末は、 425 μ m以下の粒径を有する潤滑剤粒子が添加された状 態で粉砕して得られるものであることを特徴とする請求項 9に記載の希土類焼結磁石 の製造方法。
[13] 前記潤滑剤粒子は、固体潤滑剤を粉砕して得られるものであることを特徴とする請 求項 9に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[14] 前記原料合金粉末は、 R Fe B化合物（Rは Y、 La、 Ce、 Pr、 Nd、 Sm、 Eu、 Gd、
2 14
Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb及び Luの 1種又は 2種以上）を含むことを特徴とする請 求項 9に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[15] 425 μ m以下の粒径を有した潤滑剤粒子を添加した状態で原料合金を粉砕し、粉 砕粉を得る工程と、
前記粉砕粉に磁場を印加し、かつ加圧成形することにより成形体を得る工程と、 前記成形体を焼結する工程と、
を備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
[16] 前記原料合金とともに前記潤滑剤粒子を気流式粉砕機に投入し、前記原料合金を 粉砕することを特徴とする請求項 15に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[17] 前記粉砕粉の平均粒径が 2. 5〜10 μ mであることを特徴とする請求項 15に記載 の希土類焼結磁石の製造方法。
[18] 前記潤滑剤粒子は、固体状の潤滑剤を冷凍した後、粉砕して得られたものであるこ とを特徴とする請求項 15に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[19] 前記潤滑剤粒子の粒径は、前記原料合金の粒径の 1. 5倍以下であることを特徴と する請求項 15に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
[20] 前記潤滑剤粒子は、一般式 R -CONHまたは R -CONH-R— HNCO— R で示される化合物 Aと、 R -OCO-R、 R -OH, (R -COO) Mからなる群のうち
4 5 4 4 n
いずれか一種で示される化合物 B (R は C H または C H 。I^¾H、C H ま
1〜4 n 2n+l n 2n- 1 5 n 2n+l たは C H 。 Mは金属。 nは整数。）を含むことを特徴とする請求項 15に記載の希土 n 2n-l
類焼結磁石の製造方法。
[21] 潤滑剤を粉砕し、原料合金の粒径の 1. 5倍以下の粒径を有する潤滑剤粒子を得 る工程と、
前記潤滑剤粒子を前記原料合金に添加して粉砕し、粉砕粉を得る工程と、 前記粉砕粉に磁場を印加し、かつ加圧成形することにより成形体を得る工程と、 前記成形体を焼結する工程と、
を備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
[22] 一般式 R -CONHまたは R— CONH— R— HNCO— Rで示される化合物 Aと
1 2 1 3 2
、 R -OCO-R、 R— OH、 (R -COO) Mからなる群のうちいずれか一種で示さ
4 5 4 4 n
れる化合物 B (R は C H または C H 。I^¾H、C H または C H 。 Mは金
1〜4 n 2n+l n 2n- 1 5 n 2n+l n 2n- 1 属。 nは整数。）が添加された原料合金粉末に磁場を印加し、かつ加圧成形すること により成形体を得る工程と、
前記成形体を焼結する工程とを備えることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方 法。
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