(57)【要約】【課題】一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅが形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる製造方法を提供する。【解決手段】希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯１を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロール１３０の表面に溶湯１を注いで急冷凝固することで薄帯の合金材１０を作製する急冷凝固工程とを備える。急冷凝固工程において、溶湯１に対してパルス磁場を印加する。パルス磁場の強度が３Ｔ以上２０Ｔ以下、印加時間が０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下、印加回数が２０回／秒以上５００回／秒以下である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、
冷却した回転ロールの表面に前記溶湯を注いで急冷凝固することで薄帯の合金材を作製する急冷凝固工程とを備え、
前記急冷凝固工程において、前記溶湯に対して以下のパルス磁場を印加する希土類−鉄系合金材の製造方法。
磁場強度を３Ｔ以上２０Ｔ以下
磁場印加時間を０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下
磁場印加回数を２０回／秒以上５００回／秒以下
【請求項２】
前記パルス磁場の印加方向が、前記薄帯の幅方向に沿った方向である請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
【請求項３】
前記回転ロールの材質が、非磁性金属又はその合金で構成されている請求項１または請求項２に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
【請求項４】
前記希土類元素が、Ｓｍである請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
【請求項５】
請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄系合金材。
【請求項６】
前記希土類−鉄系合金材の平均結晶粒径が、０．０５μｍ以上２μｍ以下である請求項５に記載の希土類−鉄系合金材。
【請求項７】
前記希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均断面積が、０．０８μｍ２以上５μｍ２以下である請求項５または請求項６に記載の希土類−鉄系合金材。
【請求項８】
請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法。
【請求項９】
請求項８に記載の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄−窒素系合金材。
【請求項１０】
請求項９に記載の希土類−鉄−窒素系合金材を着磁した希土類磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類−鉄系合金材の製造方法、希土類−鉄系合金材、希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法、希土類−鉄−窒素系合金材、及び希土類磁石に関する。特に、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
モータや発電機などに利用される永久磁石には、希土類磁石（代表的には、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ磁石）が広く利用されている。希土類磁石の製造方法として、例えば、特許文献１には、Ｎｄ、Ｆｅ、及びＢからなる溶融金属（溶湯）を回転している冷却ロールに吹き付けて急冷凝固させた薄帯を粉砕した後、焼結することが開示されている。この溶湯を急冷凝固する際、溶湯には超電導電磁石を利用して５０ｋＯｅの磁場が印加される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開昭６２−１２４７０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上述のように、急冷凝固時に溶湯に対して磁場を印加すれば、一軸結晶磁気異方性を有する薄帯が得られ易く、磁気特性に優れる磁石を製造し易いと考えられる。しかし、急冷凝固された薄帯の結晶組織中にα−Ｆｅ相が存在することがある。このα−Ｆｅ相が多く形成されれば、理想的な化学量論比の結晶相の比率を低減させ、その薄帯を原料として磁石を製造した場合、磁石の磁気特性を劣化させる。そのため、α−Ｆｅ相の形成を抑制して、理想的な化学量論比の結晶相の比率を更に増加させる技術の開発が望まれている。
【０００５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、その目的の一つは、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる製造方法を提供することにある。
【０００６】
本発明のもう一つの目的は、上記希土類−鉄系合金材を提供することにある。
【０００７】
本発明の別の目的は、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材を製造できる製造方法を提供することにある。
【０００８】
本発明の他の目的は、上記希土類−鉄−窒素系合金材を提供することにある。
【０００９】
本発明の更に異なる目的は、上記希土類−鉄−窒素系合金材を含む希土類磁石を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの表面に前記溶湯を注いで急冷凝固することで薄帯の合金材を作製する急冷凝固工程とを備える。急冷凝固工程において、溶湯に対してパルス磁場を印加する。パルス磁場の強度が３Ｔ以上２０Ｔ以下、印加時間が０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下、印加回数が２０回／秒以上５００回／秒以下である。
【００１１】
本発明の希土類−鉄系合金材は、上記希土類−鉄系合金材の製造方法により得られる。
【００１２】
本発明の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、上記希土類−鉄系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える。
【００１３】
本発明の希土類−鉄−窒素系合金材は、上記希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により得られる。
【００１４】
本発明の希土類磁石は、上記本発明の希土類−鉄−窒素系合金材を着磁したものである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法は、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる。
【００１６】
本発明の希土類−鉄系合金材は、一軸結晶磁気異方性を有し、α−Ｆｅ相が形成され難い。
【００１７】
本発明の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材を製造し易い。
【００１８】
本発明の希土類−鉄−窒素系合金材は、理想的な化学量論比又はそれに近似する組成の結晶相を有する。
【００１９】
本発明の希土類磁石は、磁気特性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】実施形態で使用した製造装置の概略構成図である。
【図２】パルス磁場の印加時間、及び印加回数を説明する説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
《本発明の実施形態の説明》
本発明者らは、希土類−鉄系合金材の結晶組織中にα−Ｆｅ相が形成される原因を鋭意検討した。その結果、α−Ｆｅ相の生成要因として、磁場の印加条件が挙げられることを解明した。即ち、急冷凝固時に溶湯に強度の高い磁場を一定時間連続的に印加すれば、薄帯の結晶組織中にα−Ｆｅ相が形成され易くなると共に、結晶粒が粗大化するとの知見を得た。そして、印加する磁場を間欠的なパルス磁場とすると共に、特定の磁場印加条件とすることで、α−Ｆｅ相が形成され難いとの知見も得た。本発明は、これらの知見に基づくものである。最初に本発明の実施形態の内容を列記して説明する。
【００２２】
（１）実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの表面に前記溶湯を注いで急冷凝固することで薄帯の合金材を作製する急冷凝固工程とを備える。急冷凝固工程において、溶湯に対してパルス磁場を印加する。パルス磁場の強度が３Ｔ以上２０Ｔ以下、印加時間が０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下、印加回数が２０回／秒以上５００回／秒以下である。
【００２３】
溶湯を急冷凝固する際、印加する磁場をパルス磁場とすることで、溶湯に対して一定時間均一な磁場が印加されず、α−Ｆｅ相が形成され難い。特に、パルス磁場の強度を３Ｔ以上、印加時間を０．１μｓ／パルス以上、印加回数を２０回／秒以上とすることで、一軸結晶磁気異方性を得易い。パルス磁場の強度を２０Ｔ以下、印加時間を１００μｓ／パルス以下、印加回数を５００回／秒以下とすることで、α−Ｆｅ相の形成を抑制できる。従って、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる。
【００２４】
（２）上記希土類−鉄系合金材の製造方法の一形態として、パルス磁場の印加方向が、薄帯の幅方向に沿った方向であることが挙げられる。
【００２５】
上記の構成によれば、特定の面を一方向に配向させ易く、一軸結晶磁気異方性を有する希土類−鉄系合金材を得易い。
【００２６】
（３）上記希土類−鉄系合金材の製造方法の一形態として、回転ロールの材質が、非磁性金属又はその合金で構成されることが挙げられる。
【００２７】
上記の構成によれば、磁場を印加した際に回転ロールと薄帯とが磁気的作用により互いが引き寄せ合うことを防止でき、凝固した薄帯が回転ロールから剥がれ易くできる。また、磁場の印加の有無により回転ロールの速度が影響を受けず、冷却速度を制御し易いため均質な組成で厚みの均一な希土類−鉄系合金材を製造できる。
【００２８】
（４）上記希土類−鉄系合金材の製造方法の一形態として、希土類元素が、Ｓｍであることが挙げられる。
【００２９】
上記の構成によれば、磁気特性に優れる磁石が得られる希土類−鉄系合金材を製造できる。
【００３０】
（５）実施形態に係る希土類−鉄系合金材は、上記希土類−鉄系合金材の製造方法により得られる。
【００３１】
上記の構成によれば、希土類−鉄系合金材は一軸結晶磁気異方性を有し、α−Ｆｅ相が形成され難い。そのため、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材を得易い。
【００３２】
（６）上記希土類−鉄系合金材の一形態として、希土類−鉄系合金材の平均結晶粒径が、０．０５μｍ以上２μｍ以下であることが挙げられる。
【００３３】
上記の構成によれば、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材が得られ易い。上記平均結晶粒径を０．０５μｍ以上とすることで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比よりも多くなることを抑制できる。上記平均結晶粒径を２μｍ以下とすることで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比よりも少なくなることを抑制できる。
【００３４】
（７）上記希土類−鉄系合金材の一形態として、希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均断面積が、０．０８μｍ２以上５μｍ２以下であることが挙げられる。
【００３５】
上記の構成によれば、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材が得られ易い。上記平均断面積を０．０８μｍ２以上とすることで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比よりも多くなることを抑制できる。上記平均断面積を５μｍ２以下とすることで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比よりも少なくなることを抑制できる。
【００３６】
（８）実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、上記希土類−鉄系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える。
【００３７】
上記の構成によれば、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材に窒化処理を施すため、理想的な化学量論比の結晶を有する希土類−鉄−窒素系合金材を製造できる。
【００３８】
（９）実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材は、上記希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により得られる。
【００３９】
上記の構成によれば、希土類−鉄−窒素系合金材は理想的な化学量論比の結晶相を有する。そのため、磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。
【００４０】
（１０）実施形態に係る希土類磁石は、上記希土類−鉄−窒素系合金材を着磁したものである。
【００４１】
上記の構成によれば、理想的な化学量論比の結晶相の上記希土類−鉄−窒素系合金材を用いるため、磁石の磁気特性に優れる。
【００４２】
《本発明の実施形態の詳細》
本発明の実施形態の詳細を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【００４３】
〔希土類−鉄系合金材の製造方法〕
実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの上に溶湯を注いで急冷凝固することで薄帯の合金材を作製する急冷凝固工程とを備える。この希土類−鉄系合金材の製造方法の主たる特徴とするところは、急冷凝固工程において、溶湯に対して特定のパルス磁場を印加する点にある。まず、実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法に利用する製造装置の一例を図１を参照して説明し、続いて製造方法の各工程を説明する。
【００４４】
［製造装置］
図１に示す製造装置１００は、溶解炉１１０と、タンディッシュ１２０と、回転ロール１３０と、磁場印加用磁石１４０とを備える。
【００４５】
（溶解炉）
溶解炉１１０は、希土類元素の粉末と鉄の粉末とを含む原料粉末を溶解して溶湯１を作製する。溶解炉１１０には、原料粉末を充填する坩堝と、坩堝の外周に巻回され、高周波電流を流して原料粉末を誘導加熱して溶解するためのコイル（図示略）とを備える高周波溶解炉を使用する。この誘導加熱により溶湯１の温度を所定の温度に制御する。
【００４６】
（タンディッシュ）
タンディッシュ１２０は、溶湯１を一時的に貯留し、溶湯１を回転ロール１３０に注ぐ部材である。タンディッシュ１２０は、回転ロール１３０の表面に溶湯１を注ぐ量を制御するノズル１２１を備える。ノズル１２１の大きさを適宜調節することにより、形成される希土類−鉄系合金材１０の幅や厚さを調整できる。
【００４７】
（回転ロール）
回転ロール１３０は、冷却されており、タンディッシュ１２０のノズル１２１から溶湯１が注がれて溶湯１を急冷凝固して薄帯の希土類−鉄系合金材１０を作製する。回転ロール１３０の冷却は、例えば、回転ロール１３０の内部に冷却水を流通させることで行うことができる。
【００４８】
回転ロール１３０の材質は、非磁性金属又はその合金で構成することが好ましい。そうすれば、後述する磁場印加用磁石１４０により磁場が印加された際、回転ロール１３０と溶湯１とが磁気的作用により互いが引き寄せ合うことを防止でき、凝固した希土類−鉄系合金材１０が回転ロール１３０から剥がれ易くできる。また、磁場の印加の有無により回転ロール１３０の速度が影響を受けず、冷却速度を制御し易いため均質な組成で厚みの均一な希土類−鉄系合金材１０を製造できる。具体的な材質としては、Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｃｕ（銅）、及びその合金などが挙げられる。タングステンは、磁場を印加しても凝固した希土類−鉄系合金材１０が回転ロール１３０から剥がれ易くて回転ロール１３０の速度に影響が生じ難い上に、適度な熱伝導率を備える。銅は、特に熱伝導率が高く、冷却速度を制御し易い。
【００４９】
回転ロール１３０の周速は、溶湯１に所望の磁場が印加できるように適宜調整すればよく、例えば、０．５ｍ／ｓ以上１５ｍ／ｓ以下程度とすることが挙げられる。回転ロール１３０の幅は、作製する薄帯の幅に応じて適宜選択すればよい。例えば、１３０ｍｍ以上２６０ｍｍ以下程度とすることが挙げられる。回転ロール１３０の直径は、回転ロール１３０の周速、溶湯１の供給量、或いは、溶湯１の冷却速度などに応じて適宜調整すればよい。例えば、１５０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下程度とすることが挙げられる。
【００５０】
（磁場印加用磁石）
磁場印加用磁石１４０は、回転ロール１３０表面の溶湯１にパルス磁場を印加する。磁場印加用磁石１４０の配置箇所は、溶湯１に対する磁場印加方向に応じて適宜選択できる。溶湯１に対する磁場印加方向は、溶湯（薄帯）の長手方向（回転ロール１３０の接線方向）、又は溶湯（薄帯）の幅方向（回転ロール１３０の幅方向）とすることが挙げられる。磁場印加方向を溶湯の幅方向とすれば、磁場印加方向を溶湯の厚さ方向とする場合に比べて、薄帯に微小なうねりが形成されることを抑制できる。そのため、このうねりの発生に伴い冷却速度が後述する所定速度よりも遅くなることを抑制でき、α−Ｆｅ相やＳｍＦｅ３相などの形成を抑制できる。ここでは、図１の二点鎖線矢印に示すように、磁場印加方向が溶湯１の幅方向となるように、磁場印加用磁石１４０を回転ロール１３０の幅方向の互いに対向する位置に設けている。
【００５１】
磁場印加用磁石１４０には、超電導コイルを備える超電導磁石を用いることができる。特に、超電導コイルが高温超電導コイルであることが好ましい。高温超電導コイルとすれば、後述する印加条件のパルス磁場を印加し易い。具体的な印加条件は後述する製造工程で説明する。
【００５２】
このような製造装置１００を用いて、希土類−鉄系合金材１０を製造する。
【００５３】
［製造工程］
（溶湯準備工程）
溶解炉１１０内で希土類元素の粉末と鉄の粉末とを含む原料粉末を溶解して所定の組成の溶湯１を作製する。希土類元素としては、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、ランタノイド、及びアクチノイドから選択される１種以上の元素が挙げられ、中でもＮｄ又はＳｍを含むことが好ましい。希土類元素としてＮｄを含む場合、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃ系合金などの溶湯が挙げられ、希土類元素としてＳｍを含む場合、Ｓｍ−Ｆｅ系合金、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｔｉ系合金、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金などの溶湯が挙げられる。
【００５４】
溶湯１の温度は、含まれる希土類元素に応じて適宜選択すればよいが、例えば、Ｎｄを含む場合、１３００℃以上１５００℃以下とすることが好ましく、Ｓｍを含む場合、１４８０℃以上１６００℃以下とすることが好ましい。溶湯１の温度をそれぞれ１３００℃以上、１４８０℃以上とすることで、急冷凝固した際、α−Ｆｅ相の形成を抑制し易い。溶湯１の温度を１５００℃以下、１６００℃以下とすることで、希土類元素が揮発することを抑制でき、急冷凝固して合金材を作製した際、理想的な化学量論比の結晶相を形成し易い。結晶相の理想的な化学量論比は、後述する希土類−鉄系合金材で説明する。溶湯準備工程で溶湯１を作製する際の雰囲気は、Ａｒなどの不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気（真空：１０−３Ｐａ以下）とすることが挙げられる。このような雰囲気とすることで、溶湯１の酸化を抑制できる。
【００５５】
（急冷凝固工程）
溶湯１をノズル１２１から冷却した回転ロール１３０の表面に注いで急冷凝固することで薄帯の希土類−鉄系合金材１０を作製する。急冷凝固する際に、磁場印加用磁石１４０により溶湯１に対してパルス磁場を印加する。溶湯１を急冷凝固する際、印加する磁場をパルス磁場とすることで、溶湯１に対して一定時間均一な磁場が印加されず、α−Ｆｅ相が形成され難い。急冷凝固する際とは、溶湯１が回転ロール１３０表面に接触してから溶湯１が凝固するまでの間を言う。
【００５６】
パルス磁場の印加条件は、強度を３Ｔ以上２０Ｔ以下、印加時間を０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下、印加回数を２０回／秒以上５００回／秒以下とする。パルス磁場の強度を３Ｔ以上、印加時間を０．１μｓ／パルス以上、印加回数を２０回／秒以上とすることで、一軸結晶磁気異方性を得易い。パルス磁場の強度を２０Ｔ以下、印加時間を１００μｓ／パルス以下、印加回数を５００回／秒以下とすることで、α−Ｆｅ相の形成を抑制できる。従って、一軸結晶磁気異方性を有しつつ、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材１０を製造できる。
【００５７】
磁場の印加時間及び印加回数を図２を参照して説明する。図２は、横軸が時間、縦軸が磁場強度である。印加時間ｔは、磁場強度が所定値ｙ２に達してからその所定値ｙ２未満に下がり始めるまでのｘ２〜ｘ３の間の時間であり、所定の磁場強度を維持している時間を言う。即ち、磁場強度が初期値ｙ１（ここではｙ１＝０）から所定値ｙ２に達するまでのｘ１〜ｘ２の間の立ち上がり時間と、所定値ｙ２から初期値ｙ１に下がるまでのｘ３〜ｘ４の間の立ち下がり時間は含まない。印加回数は、磁場強度の立ち上がり始めのｘ１から、次の磁場強度の立ち上がり始めのｘ５までのｘ１〜ｘ５を１周期とし、１秒当たりにおけるその周期数とする。
【００５８】
溶湯１の冷却速度は、５００℃／ｓ以上とすることが挙げられ、特に、７００℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度を５００℃／ｓ以上、特に７００℃／ｓ以上とすることで、α−Ｆｅ相が形成され難くできると共に、結晶組織を微細かつ均一にし易い。冷却速度の上限は、１０００℃／ｓ程度とすることが挙げられる。
【００５９】
急冷凝固工程の雰囲気は、上述の溶湯準備工程と同様、Ａｒなどの不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気（真空：１０−３Ｐａ以下）とすることが挙げられる。このような雰囲気とすることで、溶湯１（希土類−鉄系合金材１０）の酸化を抑制できる。
【００６０】
〔作用効果〕
上述した希土類−鉄系合金材の製造方法によれば、一軸結晶磁気配向性を有し、α−Ｆｅ相が形成され難い希土類−鉄系合金材を製造できる。溶湯を急冷凝固する際、印加する磁場を特定の印加条件のパルス磁場とすることで、配向方向を一方向とすると共に、溶湯に対して一定時間均一な磁場が印加されず、α−Ｆｅ相の形成を抑制できるからである。
【００６１】
〔希土類−鉄系合金材〕
希土類−鉄系合金材は、α−Ｆｅ相が存在せず、理想的な化学量論比の結晶相を備える。この結晶相の理想的な化学量論比とは、希土類元素がＮｄの場合、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｎｄ２（Ｃｏ１Ｆｅ１３）Ｂ、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｃなどが挙げられ、希土類元素がＳｍの場合、Ｓｍ２Ｆｅ１７、Ｓｍ１（Ｔｉ１Ｆｅ１１）、Ｓｍ１（Ｍｎ１Ｆｅ１１）などが挙げられる。なお、「α−Ｆｅ相が存在せず」とは、株式会社リガク製のＸ線回折装置（ＳｍａｒｔＬａｂ）を用いた結晶相の成分分析による検出限界未満であることを意味する。
【００６２】
希土類−鉄系合金材における希土類元素の含有量は、Ｎｄの場合、２５質量％以上３５質量％以下とすることが好ましく、Ｓｍの場合、２５質量％以上２６．５質量以下とすることが好ましい。Ｎｄの含有量を２５質量％以上、Ｓｍの含有量を２５質量％以上とすることで、それぞれ上述の理想的な化学量論比の結晶相とすることができ、磁気特性に優れる磁石が得られる。Ｎｄの含有量を３５質量％以下、Ｓｍの含有量を２６．５質量％以下とすることで、余分な希土類元素が残存することを抑制でき、磁石の磁気特性の低下を抑制できる。
【００６３】
希土類元素がＳｍの場合、結晶相の平均粒径は、０．０５μｍ以上２μｍ以下とすることが好ましく、上記結晶相の平均断面積は、０．０８μｍ２以上５μｍ２以下とすることが好ましい。そうすれば、希土類−鉄系合金材に後述する窒化処理を施した際、理想的な化学量論比の結晶相を有する希土類−鉄−窒素系合金材を得易い。結晶相の平均粒径を０．０５μｍ以上、平均断面積を０．０８μｍ２以上することで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比の結晶相よりも多くなることを抑制できる。そして、結晶相の平均粒径を２μｍ以下、平均断面積を５μｍ２以下とすることで、窒化した際、窒素が理想的な化学量論比の結晶相よりも少なくなることを抑制できるからである。希土類−鉄−窒素系合金材の結晶相の理想的な化学量論比は後述する。これら結晶相の平均結晶粒径及び平均断面積を満たす希土類−鉄系合金材は、上述の急冷凝固工程で上述の条件のパルス磁場を印加して製造することで得られる。
【００６４】
結晶相の平均結晶粒径及び平均断面積の測定はいずれも、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）で断面の画像を取得し、市販の外像解析ソフトを用いて解析することで行える。ここでは、結晶相（例、Ｓｍ２Ｆｅ１７相）の平均結晶粒径及び平均断面積は面積計量法により算出した値とする。具体的には、画像上に少なくとも５０個以上の結晶相が含まれるように長方形を描き、その長方形内に存在する結晶相の総面積Ａ及び結晶相の数ＮＡを求め、結晶相面積Ａを結晶相数ＮＡで除した値（Ａ／ＮＡ）を結晶相の平均断面積ａとする。そして、結晶相の平均断面積ａの平方根（√ａ）を結晶相の平均結晶粒径ｄとする。
【００６５】
希土類−鉄系合金材の結晶方位は、一方向（ここでは、薄帯の幅方向に沿った方向）に配向している。例えば、結晶相の組成がＳｍ２Ｆｅ１７の場合は、（２２０）面が薄帯の幅方向に配向している。この結晶方位の測定は、合金材の断面をＸ線回折により分析することで行える。この希土類−鉄系合金材の構造特性（例えば、結晶相の配向方向）は、後述する窒化処理後も実質的に維持される。
【００６６】
〔希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法〕
（窒化工程）
上記希土類−鉄系合金材の希土類元素をＳｍとする場合、上記希土類−鉄系合金材に対して窒化処理を施すことで、希土類−鉄−窒素系合金材が得られる。窒化処理は、薄帯の上記希土類−鉄系合金材に対して施してもよいし、薄帯の上記希土類−鉄系合金材を適宜粉砕した粉末の希土類−鉄系合金材に対して施してもよい。また、この粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製し、この粉末成形体に対して施してもよい。
【００６７】
窒化処理条件は、公知の処理条件を適用することができ、例えば、雰囲気：窒素を含む雰囲気（窒素のみの単一雰囲気、又はアンモニア、Ａｒ、水素の少なくとも一種を混合した混合雰囲気）、温度：２００℃以上５５０℃以下、保持時間：１０分以上６００分以下とすることが挙げられる。
【００６８】
窒化工程では、磁場を印加した状態で窒化処理を行うことができる。この磁場印加により、結晶格子を一方向に引き伸ばし易く、引き伸ばされた鉄原子−鉄原子間に窒素原子を優先的に侵入させて、理想的な化学量論比の結晶相を得易い。窒化工程における磁場の印加方向は、上述の急冷凝固工程で印加した方向と同一方向（薄帯の幅方向に沿った方向）とすることが好ましい。
【００６９】
〔希土類−鉄−窒素系合金材〕
上記窒化工程により得られる希土類−鉄−窒素系合金材は、理想的な化学量論比の結晶相を備える。この結晶相の理想的な化学量論比とは、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３、Ｓｍ１Ｆｅ１１Ｔｉ１Ｎ１、Ｓｍ１Ｆｅ１１Ｍｎ１Ｎ１などが挙げられる。希土類−鉄−窒素系合金材の結晶方位は、一方向に配向している。希土類−鉄−窒素系合金は、一軸結晶磁気異方性を有する上記希土類−鉄系合金材に窒化処理を施して得られるものであり、上述のように結晶相の配向方向は維持されるからである。例えば、希土類−鉄−窒素系合金材がＳｍ２Ｆｅ１７の結晶相を有する希土類−鉄系合金材を窒化して製造される場合、希土類−鉄−窒素系合金材の結晶方位は、（２２０）面が一方向（合金材の幅方向）に配向している。
【００７０】
〔希土類磁石〕
希土類磁石は、上記希土類−鉄系合金材や上記希土類−鉄−窒素系合金材を着磁して得られる。希土類磁石の形態としては、例えば、ボンド磁石や圧粉磁石が挙げられる。
【００７１】
［ボンド磁石］
ボンド磁石は、例えば、上記希土類−鉄−窒素系合金材を適宜粉砕した原料粉末と、その原料粉末を結合する結合樹脂とを含む混合材料を作製し、混合材料を成型用金型に充填して圧縮成形することで製造できる。結合樹脂の種類は、熱硬化性樹脂が挙げられる。具体的には、アクリル樹脂、ポリイミド樹脂、又はエポキシ樹脂などが好ましい。これらの中でも、特に耐熱温度が高い樹脂が好ましい。ボンド磁石の耐熱温度は、この結合樹脂の耐熱温度に大きく依存するからである。成形圧力は、例えば、０．１ＧＰａ以上１．０ＧＰａ以下とすることが挙げられる。成形時の雰囲気は、上述の急冷凝固工程と同様、不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気とすることが挙げられる。この圧縮成形は、混合材料に対して磁場を印加した状態で行うことができる。そうすれば、原料粉末の配向方向を一方向に向けた状態で成形でき、磁気特性に優れるボンド磁石とすることができる。磁場の強度は、例えば、０．１Ｔ以上５Ｔ以下とすることができる。
【００７２】
［圧粉磁石］
圧粉磁石は、上記希土類−鉄−窒素系合金材を適宜粉砕した原料粉末を成形用金型に充填して圧縮成形することで製造できる。また、上記希土類−鉄系合金材を適宜粉砕した原料粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製し、その粉末成形体に対して上述の窒化処理を施すことで製造することもできる。成形圧力は、例えば、０．６ＧＰａ以上１．５ＧＰａ以下とすることが挙げられる。成形時の雰囲気は、上述の急冷凝固工程と同様、不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気とすることが挙げられる。この圧縮成形は、上述のボンド磁石と同様、原料粉末に対して磁場を印加した状態で行うことができる。
【００７３】
《試験例１》
図１の製造装置１００を用い、パルス磁場印加条件を種々変更して希土類−鉄系合金材の試料１−１〜１−１０、１−１０１〜１−１０４を作製し、各試料の結晶相の分析を行った。この例では、回転ロール１３０をタングステンで構成したものを使用した。回転ロール１３０の表面粗さ（十点平均粗さ（Ｒｚ）：ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（１９９４）に準拠）は１０μｍ程度であった。
【００７４】
Ｓｍの粉末とＦｅの粉末とを用意し、Ｓｍ：Ｆｅが２５質量％：７５質量％となるように秤量して混合した。この混合粉末を溶解炉１１０内に充填し、１５００℃で溶解して溶湯１を作製した。溶湯１をタンディッシュ１２０を介してノズル１２１から回転ロール１３０の表面に注いで急冷凝固することで薄帯の希土類−鉄系合金材１０を作製した。その際、各試料に対して、磁場印加用磁石１４０を用いて表１に示す磁場印加条件のパルス磁場を印加した。磁場印加方向は、図１に示すように、薄帯の幅方向とした。
【００７５】
［結晶相分析］
各試料の結晶相の組成、平均粒径、及び平均断面積を測定する。ここでは、合金材を樹脂で覆った後、合金材の内部組織が露出されるように合金材の側面を研磨する。そして、Ｘ線回折装置（株式会社リガク製  ＳｍａｒｔＬａｂ）により結晶相の組成を分析し、ＦＥ−ＳＥＭ（日本電子株式会社製  ＪＳＭ−７５００Ｆ）を用いて結晶相の平均粒径、及び平均断面積を測定した。それらの結果を表１に示す。ここで示す平均粒径は、Ｓｍ２Ｆｅ１７の結晶相の平均粒径である。また、試料１−１〜１−１０の結晶方位を上記Ｘ線回折装置により分析した。
【００７６】
【表１】
2014222719.tif 000003
【００７７】
［結果］
パルス磁場の強度が３Ｔ以上２０Ｔ以下、印加時間が０．１μｓ／パルス以上１００μｓ／パルス以下、印加回数が２０回／秒以上５００回／秒以下の全てを満たして作製された試料１−１〜１−１０の結晶相は、実質的に理想的な化学量論比であるＳｍ２Ｆｅ１７で構成されていた。そして、この結晶相は、（２２０）面が一方向（磁場印加方向に沿った方向）に配向していた。一方、試料１−１０１〜１−１０４は、Ｓｍ２Ｆｅ１７以外に、α−Ｆｅ、Ｓｍ、ＳｍＦｅ２、ＳｍＦｅ３、ＳｍＦｅ７の結晶相を有していた。また、試料１−１〜１−１０の結晶相の平均粒径、及び平均断面積は、試料１−１０１〜１−１０４の結晶相（Ｓｍ２Ｆｅ１７）に比べて小さかった。
【００７８】
以上から、溶湯を急冷凝固する際、印加する磁場を特定の印加条件のパルス磁場とすることで、一軸結晶磁気配向性を有すると共に、溶湯に対して一定時間均一な磁場が印加されず、α−Ｆｅ相の形成を抑制できることが分かった。また、α−Ｆｅ相以外にも、Ｓｍ、ＳｍＦｅ２、ＳｍＦｅ３、又はＳｍＦｅ７で構成される結晶相の形成も抑制できることが分かった。
【００７９】
《試験例２》
試験例１と同様にして作製した希土類−鉄系合金材に窒化処理を施して、希土類−鉄−窒素系合金材の試料を作製し、各試料の結晶相の分析、及び磁気特性の測定を行った。
【００８０】
ここでは、試験例１で作製した試料１−１及び試料１−１０２のそれぞれと同様にして作製した薄帯の希土類−鉄系合金材を用意した。この希土類−鉄系合金材に対して、窒素ガス雰囲気下４００℃で１２時間の窒化処理を行って薄帯の希土類−鉄−窒素系合金材の試料２−１及び試料２−１０１を作製した。また、上記希土類−鉄系合金材をそれぞれジェットミルで粉砕した粉末の希土類−鉄系合金材に対して、窒素ガス雰囲気下４００℃で３時間の窒化処理を行って粉末の希土類−鉄−窒素系合金材の試料２−２及び試料２−１０２を作製した。
【００８１】
［結晶相分析］
試験例１と同様にして、Ｘ線回折装置及びＦＥ−ＳＥＭを用いて、各試料の結晶相の組成、及び平均粒径を測定した。その結果を表２に示す。ここで示す平均粒径は、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３の結晶相の平均粒径である。上記希土類−鉄系合金材に印加した磁場印加条件とその結晶相の分析結果も併せて表２に示す。また、試料２−１と試料２−２の結晶方位を上記Ｘ線回折装置により分析した。
【００８２】
［磁気特性測定］
各試料の磁気特性として、飽和磁化Ｍｓ（Ａ・ｍ２／ｋｇ）と、保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）と、角型比を百分率で示す角型度（％）とを振動試料型磁力計（東英工業株式会社製  ＶＳＭ−５ＳＣ−５ＨＦ型）を用いて測定した。その結果を表２に示す。
【００８３】
【表２】
2014222719.tif 000004
【００８４】
［結果］
試料２−１と試料２−２の結晶相は、実質的に理想的な化学量論比のＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ3で構成されていた。また、この結晶相は、（２２０）面が一方向に配向していた。そして、試料２−１と試料２−２は、平均結晶粒径が試料２−１０１と試料２−１０２の結晶相（Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３）に比べて小さく、角型度が１００％に近い値であり、磁気特性に優れる。特に、試料２−１は、試料２−２に比べて磁気特性に優れる。このような結果となったのは、窒化処理を薄帯の希土類−鉄系合金材に施した試料２−１は一軸に磁気配向した結晶粒の状態で窒化でき、窒化処理を粉末の希土類−鉄系合金材に施した試料２−２に比べて一軸結晶磁気異方性が高い状態にできたからだと考えらえる。一方、試料２−１０１と試料２−１０２は、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ3以外に、α−Ｆｅ、ＳｍＮの結晶相を有していた。これは、窒化処理により、元々希土類−鉄系合金材を構成していたＳｍＦｅ３からα−ＦｅやＳｍＮが生成したからだと考えらえる。
【００８５】
以上から、理想的な化学量論比のＳｍ２Ｆｅ１７で構成されている希土類−鉄系合金材に窒化処理を施せば、窒素が理想的な化学量論比であるＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ3の結晶相とし易いことが分かった。また、窒化処理後の希土類−鉄−窒素系合金の結晶方位は、材希土類−鉄系合金材の結晶方位が維持されることが分かり、一軸結晶磁気異方性を有する希土類−鉄系合金材を窒化処理した希土類−鉄−窒素系合金は一軸結晶磁気異方性を有することが分かった。
【００８６】
以上の試験例１及び２より、試料１−１〜１−１０の希土類−鉄系合金材や、試料２−１及び試料２−２の希土類−鉄−窒素系合金材を用いた希土類磁石は、磁気特性に優れると考えられる。
【産業上の利用可能性】
【００８７】
本発明の希土類−鉄系合金材、希土類−鉄−窒素系合金材は、各種のモータ、特に、ハイブリッド車（ＨＥＶ）やハードディスクドライブ（ＨＤＤ）などに具備される高速モータに用いられる希土類磁石の原料に好適に利用することができる。本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法、希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、希土類磁石の原料の製造に好適に利用できる。
【符号の説明】
【００８８】
１  溶湯
１０  希土類−鉄系合金材
１００  製造装置
１１０  溶解炉
１２０  タンディッシュ
１２１  ノズル
１３０  回転ロール
１４０  磁場印加用磁石
【図１】
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【図２】
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