(57)【要約】【課題】結晶組織が均一で微細なＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石を提供する。【解決手段】組成式（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z（Ｂ1-pＣp）xＲyＭzで表される合金溶湯を形成し、急冷することにより、急冷合金を作製する。ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種類以上の元素、Ｒはイットリウムおよび希土類金属元素からなる群から選択された１種類以上の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦２０、０．１≦ｚ≦５、０≦ｍ≦０．８、０＜ｐ≦０．３の関係を満足している。この合金溶湯を急冷することにより、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の５％以上５０％以下存在する急冷合金を作製し、その後、急冷合金に対して、磁界中でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶化温度以上の温度を保持する熱処理工程を行う。【選択図】図１
2008078614.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z（Ｂ1-pＣp）xＲyＭzで表され、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種類以上の元素、Ｒはイットリウムおよび希土類金属元素からなる群から選択された１種類以上の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦２０、０．１≦ｚ≦５、０≦ｍ≦０．８、０＜ｐ≦０．３の関係を満足する合金の溶湯を作製する工程と、
前記合金の溶湯を急冷することにより、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の５％以上５０％以下存在する急冷合金を作製する冷却工程と、
前記急冷合金に対して、磁界中でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶化温度以上の温度を保持する熱処理工程と、
を含む、等方性鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項２】
前記熱処理工程は２Ｔ以上の磁界中で行う請求項１に記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項３】
前記熱処理工程で前記急冷合金を保持する前記温度は４００℃以上８００℃以下である、請求項１に記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項４】
前記鉄基希土類合金磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下である、請求項１に記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項５】
前記鉄基希土類合金磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶粒径の標準偏差が５ｎｍ以上２０ｎｍ以下である、請求項４に記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項６】
１０≦ｘ≦１６、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含み、
前記熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下の鉄基硼化物相と前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成する、請求項１から５のいずれかに記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項７】
４≦ｘ≦８、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含み、
前記熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下のα−Ｆｅ相と前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成する、請求項１から５のいずれかに記載の鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、各種モータやアクチュエータに好適に使用される永久磁石の製造方法に関し、特に鉄基希土類合金磁石の製造方法に関している。
【背景技術】
【０００２】
現在、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相などの硬磁性相（以下、「２−１４−１相」と称する場合がある。）と、鉄基硼化物やα−Ｆｅなどの軟磁性相とが磁気的に結合した組織構造を有するナノコンポジット型永久磁石が開発されている。
【０００３】
「２−１４−１相」におけるＮｄは、他の希土類元素Ｒに置換されていても良く、また、Ｆｅの一部はＣｏおよび／またはＮｉによって置換されていても良い。更には、２−１４−１相のＢの一部はＣ（炭素）によって置換されていても良い。
【０００４】
本出願人は、特定組成を有する合金にＴｉを添加することにより、その合金溶湯の冷却過程でα−Ｆｅ相の析出・成長を抑制し、２−１４−１相の結晶成長を優先的に進行させることを見出した。本出願人は、添加したＴｉの効果として微細な鉄基硼化物相やα−Ｆｅ相中に２−１４−１相が均一に分散した組織を有するナノコンポジット磁石の構成と製造方法を特許文献１や特許文献２に開示している。
【０００５】
従来、硬磁性相であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相を主相として含有し、場合によっては主相の粒界に非磁性相が存在する単相系磁石が広く使用されている。特許文献３、４は単相系磁石を開示している。
【０００６】
これら、ナノコンポジット磁石や単相系磁石などの等方性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、いずれもナノメートルスケールの結晶粒径を有しており、合金の溶湯を超急冷法によって急速に冷却、凝固し、その後、多くの場合、熱処理を施すことにより結晶化させることによって作製される。
【特許文献１】特許３２６４６６４号明細書
【特許文献２】ＷＯ２００６／０６４７９４号パンフレット
【特許文献３】特開昭６０−９８５２号公報
【特許文献４】特開昭６４−７０３号公報
【特許文献５】特開昭６１−１２９８０２号公報
【特許文献６】特開昭６４−４４２１号公報
【特許文献７】特開平１１−８１０９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
作製された磁石の磁気特性は、その結晶組織に左右される。従来、急冷磁石においては、結晶粒径が小さくなると結晶粒間の交換結合が強固になることにより磁気曲線の角形性が良好になり残留磁束密度Ｂrが向上する効果（レマネンスエンハンスメント）が得られるともに、保磁力が向上する可能性があることがわかっている。このため、磁石の結晶組織は、理想的な均一微細組織が実現することが望まれている。
【０００８】
磁石の結晶組織は熱処理条件（昇温速度や保持温度）によって大きく変わる。例えば、緩やかに昇温させ、低温で保持して熱処理を施した場合は、２−１４−１相など、磁気特性に有利な結晶のみを成長させることができるものの、その結晶組織は不均一になる。また、急峻に昇温させ高温で保持して熱処理を施した場合は、α−Ｆｅ相などが異常粒成長してしまう。
【０００９】
従来の製造方法では、熱処理条件に選択肢の幅が少なく、良好な磁気特性を得られる熱処理条件は合金組成と１対１で決まってしまっていた。すなわち、合金組成が決まれば、その組成で最も良好な磁気特性を得られる熱処理条件が決まり、必然的に得られる合金組織も決まってしまうので、高い磁気特性のポテンシャル（飽和磁化Ｉs、固有保磁力ＨcJ）を持つ合金を見出しても組織が不均一のため、全体としては良好な特性が得られないことが多かった。すなわち、粒径のばらつきが大きいため、残留磁束密度Ｂr及び最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが低く、また、減磁曲線の角形性も悪いことが多かった。
【００１０】
特に、軟磁性相として鉄基硼化物相およびα−Ｆｅ相の少なくとも一方を含有するナノコンポジット磁石においては、組織が不均一になるにつれて磁気特性が顕著に悪化する。
【００１１】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において結晶組織が均一に微細化された磁石を得ることにより、磁気特性の優れた磁石を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明による等方性鉄基希土類合金磁石の製造方法は、組成式（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z（Ｂ1-pＣp）xＲyＭzで表され、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種類以上の元素、Ｒはイットリウムおよび希土類金属元素からなる群から選択された１種類以上の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦２０、０．１≦ｚ≦５、０≦ｍ≦０．８、０＜ｐ≦０．３の関係を満足する合金の溶湯を作製する工程と、前記合金の溶湯を急冷することにより、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が体積比率で全体の５％以上５０％以下存在する急冷合金を作製する冷却工程と、前記急冷合金に対して、磁界中でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶化温度以上の温度を保持する熱処理工程とを含む。
【００１３】
好ましい実施形態において、前記熱処理工程は２Ｔ以上の磁界中で行う。
【００１４】
好ましい実施形態において、前記熱処理工程で前記急冷合金を保持する前記温度は４００℃以上８００℃以下である。
【００１５】
好ましい実施形態において、前記鉄基希土類合金磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。
【００１６】
好ましい実施形態において、前記鉄基希土類合金磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶粒径の標準偏差が５ｎｍ以上２０ｎｍ以下である。
【００１７】
好ましい実施形態において、１０≦ｘ≦１６、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含み、前記熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下の鉄基硼化物相と前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成する。
【００１８】
好ましい実施形態において、４≦ｘ≦８、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含み、前記熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下のα−Ｆｅ相と前記Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成する。
【発明の効果】
【００１９】
本発明では、熱処理前の急冷合金の組織を制御し、磁界中で熱処理を行うことにより、結晶粒が均一に微細化された等方性鉄基希土類合金磁石を作製できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明が対象とする鉄基希土類合金磁石におけるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶化温度は、添加元素の種類によっても変動するが、概して４００〜６００℃程度の範囲にある。この温度は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー点Ｔc（Ｔc＝約２９０℃）よりも充分に高い温度である。このため、結晶化のための熱処理工程中に磁界を印加しても、急冷合金は印加磁界から磁気的に影響をほとんど受けないと考えられていた。
【００２１】
本発明者は、熱処理前において平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を体積比率で全体の５％以上５０％以下含む急冷合金に対して、結晶化のための熱処理を磁界中で行ってみたところ、磁界を印加しないで同様の熱処理を行った場合に比べ、均一で微細な結晶組織を形成できることを見出し、本発明を完成した。
【００２２】
なお、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー点Ｔcは、ＣｏをＦｅに対して置換することによって上昇させることができることはよく知られているが、発明者らはＴc＞熱処理温度となる合金系についても本発明の効果が得られることを確認しており、磁界の印加によって結晶相が均一に微細化されるメカニズムは現時点で不明である。
【００２３】
また、後述するように、熱処理前の急冷合金の全体が非晶質である場合は、磁界を印加しても、本発明による均一微細化の効果は得られないことがわかった。すなわち、印加磁界は、結晶核の生成にはほとんど寄与せず、熱処理開始前に結晶核または前駆体が存在する場合において、初めて熱処理過程に影響を及ぼし得ることを確認した。
【００２４】
このように、本発明では、結晶化のための熱処理を行う前において既に所定範囲の体積比率でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む急冷凝固合金に対して、磁界中で熱処理を行うことにより、結晶組織を均一に微細化できる。本発明で作製する磁石は異方性磁石ではなく、等方性磁石であるため、熱処理中の磁界印加は、磁気的な異方化のために行うものではなく、結晶組織の均一微細化のために行う点で従来技術から区別される。
【００２５】
本発明の製造方法は、磁石を構成する磁性相としてＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相のみを含有する単相系磁石だけではなく、硬磁性相と軟磁性相とが磁気的に結合したナノコンポジット磁石を含むＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石に広く適用できる。
【００２６】
〈熱処理前の急冷合金〉
組成式（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z（Ｂ1-pＣp）xＲyＭzで表される合金溶湯を形成し、急冷することにより、急冷合金を作製する。ここで、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種類以上の元素、Ｒはイットリウムおよび希土類金属元素からなる群から選択された１種類以上の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦２０、０．１≦ｚ≦５、０≦ｍ≦０．８、０＜ｐ≦０．３の関係を満足している。
【００２７】
急冷は、超急冷法によって行うことが好ましい。実用化されている主な超急冷法には、メルトスピニング法とストリップキャスト法とがある。
【００２８】
本発明においては、熱処理前の急冷合金の組織を、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径が５０ｎｍ以下、その体積比率が５％以上５０％以下となるように作製する。このような急冷合金を作製するには、合金の冷却速度を１０3〜１０8Ｋ／ｓ（ケルビン／秒）、好適には１０4〜１０7Ｋ／ｓ、とすればよい。具体的な急冷条件は、合金の非晶質生成能によって多少異なるが、（Ｂ、Ｃ）の組成比率ｘが低下するほど、冷却速度を高め、組成比率ｘが増加するほど、冷却速度を低くすることが好ましい。
【００２９】
なお、急冷合金中における結晶相の体積比率は、熱磁気天秤を用いて、室温から１０００℃までの各温度における急冷合金の見かけの重量を測定することにより求める。見かけ重量は合金に含まれる磁性相のキュリー点で大きく減少するため、その変化量を、キュリー点に対応する磁性相の飽和磁化で割った値を比較することにより算出する。なお、非磁性相が存在していないことはＸ線回折（Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によって確認できる。熱処理後のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径を５０ｎｍ以下にするためには、急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径を５０ｎｍ以下にしておくことが必要である。
【００３０】
急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下が好ましく、２０ｎｍ以下がより好ましい。また、急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率が５％未満では、結晶核となるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶粒の絶対数が少ないため、熱処理後の金属組織は当然粗大になってしまう。
【００３１】
急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径が５０％を超えると、初期の急冷組織のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶粒経の標準偏差が５０ｎｍを超えてしまい、各粒の曲率の違いが駆動力となり、大きい粒がより優先的に成長する。この場合、磁界の有無に依らず、熱処理後の金属組織は粗大になってしまう。そのため、磁界エネルギーを与える効果がより顕著で、結晶の粗大化を防ぎ、均一微細な結晶組織とするためには急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率は１０％以上、３０％以下であることがより好ましい。
【００３２】
軟磁性相として鉄基硼化物相を含有するナノコンポジット磁石を作製する場合、上述した組成式を更に限定し、１０≦ｘ≦１６、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含むように調整する。Ｔｉは、急冷凝固過程においてＲ2Ｆｅ14Ｂ相以外の結晶相が析出・粗大化することを抑制する効果を発揮する。その結果、後述する熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下の鉄基硼化物相と平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成することができる。
【００３３】
一方、軟磁性相としてα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石を作製する場合、前述の組成式を限定し、４≦ｘ≦８、６≦ｙ≦１０の関係を満足し、ＭがＴｉを必須元素として含むように調整する。この場合、熱処理工程により、平均結晶粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下のα−Ｆｅ相と平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが混在するナノコンポジット組織を形成することができる。
【００３４】
本発明の熱処理においては、硬磁性相にくらべてキュリー点が相対的に高い軟磁性相が硬磁性相に比べて磁界の影響を受けやすい。このため最終的な磁石を構成する磁性相として、軟磁性相を含むナノコンポジット磁石では、従来困難であった軟磁性相が均一微細に分散した金属組織となり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相のみを含有する単相系磁石よりも本発明の効果を奏しやすく、磁気特性の向上効果がより顕著に現れると考えられる。
【００３５】
なお、軟磁性相としてα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石を本発明の製造方法によって作製した場合、従来の熱処理工程を経たナノコンポジット磁石に比べ、残留磁束密度Ｂr、固有保磁力ＨcJ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが向上する効果に加え、飽和磁化Ｉsが向上する効果も得られた。この効果は、硬磁性相に比べてキュリー点の高い軟磁性相が磁界の影響をより受けやすいことに起因していると考えられる。本発明では、α−Ｆｅ相の体積率が向上することにより、飽和磁化Ｉsが向上したと推定される。しかしながら、均一微細化の効果と同様、その詳細なメカニズムは現時点で不明である。
【００３６】
〈磁界中熱処理〉
上記のようにして作製した急冷合金を磁界中で熱処理を行う。磁界の強度は、０．５Ｔ以上１４Ｔ以下にすることが好ましく、２Ｔ以上１０Ｔ以下にすることが更に好ましい。磁界強度が０．５Ｔ未満の印加では、磁界のエネルギーが小さすぎるため、本発明による効果が不充分である。一方、１４Ｔを超える磁界を発生させるためには必要な設備と電力が莫大になるため不都合である。
【００３７】
熱処理温度は４００℃〜８００℃が好ましく、５５０℃〜７８０℃がより好ましい。４００℃未満では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の成長が生じにくく、８００℃を超えると、α−Ｆｅの結晶化および粗大化がおこりやすくなってしまう。昇温速度は０．１〜５０Ｋ／ｓが好ましく、１〜１０Ｋ／ｓがより好ましい。その理由は０．１Ｋ／ｓ未満では処理時間がかかり過ぎ、５０Ｋ／ｓを超えると異常粒成長がおこる可能性があるためである。
【００３８】
磁界の印加は、熱処理を開始するとき、あるいは、結晶化温度に比べて充分に低い温度に加熱される前に開始することが好ましい。本発明の効果を得るためには、非晶質部分の結晶化及び結晶成長が生じるときに磁界を印加しておく必要があるからである。磁界の印加停止は、結晶化が充分に進行してから行う必要がある。結晶化が実質的に完了した後は、冷却工程を開始する前に磁界の印加を停止しても良い。また逆に磁界の印加中に冷却工程を行っても良い。
【００３９】
なお、特許文献５には、全部もしくは一部が非晶質であるＲ−Ｆｅ−Ｂ系急冷合金を磁界中で熱処理することにより、熱処理温度が低く、パルス着磁が不要な熱処理方法を得ることができると記載されている。しかしながら、この方法では、熱処理前の急冷合金の組織（結晶粒径、結晶相の体積比率）を規定していないので、均一微細な組織の磁石が得られるかどうかは不明である。
【００４０】
また、従来、急冷合金を磁界中で熱処理することにより、異方性磁石を作製しようとすることが試みられており、特許文献６、７などに開示されている。しかしながら、これらは全て合金を異方化させるための処理である。熱処理前の急冷合金はアモルファスが必須もしくは前提になっている。アモルファスの状態から結晶核を生成させるには大きなエネルギーが必要であるため、核が生成するとそれが一気に成長してしまう。発明者らの実験によると、アモルファスを熱処理した場合、磁界の有無に依らず最終的に得られる熱処理後の組織は粗大な粒を含んでおり、磁界によって磁石組織が均一微細になる効果はほとんど見られなかった。
【００４１】
〈磁石組織〉
本発明によれば、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径が５０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が５ｎｍ以上２０ｎｍ以下の極めて均一微細な結晶組織の磁石が得られる。
【００４２】
また、前述したように、ナノコンポジット磁石のための組成範囲を選択した場合は、上記の熱処理により、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のみならず、鉄基硼化物やα−Ｆｅなどの軟磁性相の均一微細に分散した金属組織を有する、優れた特性を示すナノコンポジット磁石が得られる。
【実施例】
【００４３】
〈実施例１〉
Ｎｄ9.0Ｆｅ73.0Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ3.0Ｎｂ1.0の組成を有する合金を総量が１０ｇとなるように秤量し、メルトスピニング装置の石英坩堝内に投入した。圧力１．３３〜４７．９２ｋＰａのＡｒ雰囲気中において、合金を高周波加熱によって溶解した。溶湯温度が１３５０℃に達した後、溶湯の湯面をＡｒガスによって加圧し、オリフィスから溶湯を噴射した。噴射された溶湯は、室温にて９ｍ／秒のロール表面速度にて回転する純銅製の冷却ロールの外周面に接触し、急冷され、薄帯状に凝固した。得られた急冷合金の幅は２ｍｍ、厚さは４０μｍであった。また、得られた急冷合金の結晶組織をＴＥＭで観察したところ、平均結晶粒径が３０ｎｍ以下の結晶相が体積比率で２０％存在していた。
【００４４】
次に、上記の方法によって作製された急冷凝固合金を、１０Ｔの磁界中、Ａｒ雰囲気中において、７４０℃の熱処理温度域で６分間保持し、その後、室温まで冷却した。熱処理工程における昇温速度は１０Ｋ／ｓ程度、降温速度は１００Ｋ／ｓ程度であった。透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により、得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が２０ｎｍの極めて均一微細な組織であった。観察結果を図１に示す。
【００４５】
得られた磁石は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相（硬磁性相）と鉄基硼化物相（軟磁性相）とが磁気的に結合したナノコンポジット磁石であり、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が２０ｎｍであった。
【００４６】
なお、熱処理中に印加する磁界が１Ｔでも、均一微細化の効果は充分に達成された。これは、本実施例が軟磁性相を含むナノコンポジット磁石であったためであると考えられ、単相磁石の場合は、２Ｔ以上の磁界を印加することが好ましいと考えられる。
【００４７】
〈比較例１〉
熱処理時に磁界を印加しなかったことを除いて実施例１と同様の方法で磁石を作製した。得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が５０ｎｍであった。観察結果を図２に示す。
【００４８】
〈比較例２〉
急冷工程においてロール表面速度を１３ｍ／ｓとし、熱処理時に磁界を印加しなかったことを除いて実施例１と同様の方法で磁石を作製した。得られた急冷合金の組織を観察したところ、１００％非晶質であった。また、得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が５０ｎｍであった。観察結果を図３に示す。
【００４９】
〈比較例３〉
急冷工程においてロール表面速度を１３ｍ／ｓとしたことを除いて実施例１と同様の方法で磁石を作製した。すなわち、熱処理時には実施例１と同様の磁界を印加した。得られた急冷合金の組織を観察したところ１００％非晶質であった。また、得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が５０ｎｍであった。観察結果を図４に示す。
【００５０】
図５は、実施例１および比較例１の磁石について得られた減磁曲線を示すグラフである。これらの磁石について測定された磁気特性値を、以下の表１に示す。
【００５１】
【表１】
2008078614.tif 000003
【００５２】
比較例１に比べ、実施例１では、残留磁束密度Ｂr、固有保磁力ＨcJ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが何れも向上していることがわかる。飽和磁化Ｉsには差異がみられなかったことから、実施例１では金属組織が均一微細化されたことによるレマネンスエンハンスメントの効果を確認できた。
【００５３】
〈実施例２〉
Ｎｄ7.0Ｆｅ83.0Ｂ7.0Ｃ1.0Ｔｉ2.0の組成を有する合金を総量が１０ｇとなるように秤量し、メルトスピニング装置の石英坩堝内に投入した。圧力１．３３〜４７．９２ｋＰａのＡｒ雰囲気中において、合金を高周波加熱によって溶解した。溶湯温度が１３５０℃に達した後、溶湯の湯面をＡｒガスによって加圧し、オリフィスから溶湯を噴射した。噴射された溶湯は、室温にて２０ｍ／秒のロール表面速度にて回転する純銅製の冷却ロールの外周面に接触し、急冷され、薄帯状に凝固した。得られた急冷合金の幅は２ｍｍ、厚さは３０μｍであった。また、得られた急冷合金の結晶組織をＴＥＭで観察したところ、平均結晶粒径が３０ｎｍ以下の結晶相が体積比率で４０％存在していた。
【００５４】
次に、上記の方法によって作製された急冷凝固合金を、８Ｔの磁界中、Ａｒ雰囲気中において、７００℃の熱処理温度域で６分間保持し、その後、室温まで冷却した。熱処理工程における昇温速度は１０℃／ｓ程度、降温速度は１００℃／ｓ程度であった。ＴＥＭにより、得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が２０ｎｍの極めて均一微細な組織であった。
【００５５】
得られた磁石は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相（硬磁性相）とα−Ｆｅ相（軟磁性相）とが磁気的に結合したナノコンポジット磁石であった。なお、熱処理中に印加する磁界が１Ｔでも、均一微細化の効果は充分に達成されることを確認した。
【００５６】
〈比較例４〉
熱処理時に磁界を印加しなかったことを除いて実施例２と同様の方法で磁石を作製した。得られた磁石の結晶組織を観察したところ、平均結晶粒径が８０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差が４０ｎｍであった。
【００５７】
図６は、実施例２および比較例４の磁石について得られた減磁曲線を示すグラフである。これらの磁石について測定された磁気特性値を以下の表２に示す。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
軟磁性相としてα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石を作製する場合、軟磁性相と硬磁性相とが均一かつ微細に分散する効果に加え、軟磁性相であるα−Ｆｅ相の体積率を向上させる効果があるため、両方の効果によって磁気特性が大きく向上する。
【００６０】
図７は、実施例２および比較例４の薄帯の粉砕粉についてＸＲＤ測定を行った結果を示すグラフである。得られたＸＲＤパターンによると、α−Ｆｅ相の回折ピーク強度は、比較例４よりも実施例２で大きい。このことからも、本発明ではα−Ｆｅ相の体積率が向上していると推測できる。
【産業上の利用可能性】
【００６１】
本発明の製造方法によれば、組織が均一に微細化され、優れた磁石特性を有する等方性鉄基希土類磁石が得られ、様々な用途に利用され得る。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】実施例１の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。
【図２】比較例１のＴＥＭ写真である。
【図３】比較例２のＴＥＭ写真である。
【図４】比較例３のＴＥＭ写真である。
【図５】実施例１および比較例１の薄帯について減磁曲線を示すグラフである。
【図６】実施例２および比較例４の薄帯について減磁曲線を示すグラフである。
【図７】実施例２および比較例４の薄帯について粉砕粉のＸＲＤ回折パターンを示すグラフである。
【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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