(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表される永久磁石であって、
前記組成式中のｘおよびｙが、
１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および
０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足し、かつ
構成相として、鉄、鉄とホウ素の合金、およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を含み、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ超１００ｎｍ以下であり、
残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔ以上、固有保磁力Ｈcjが２０ｋＡ／ｍ以上、飽和磁化Ｊsに対する残留磁化Ｊrの比である角形比（Ｊr／Ｊs）が０．８以上であることを特徴とする永久磁石。
【請求項２】
Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、
減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成する急冷工程と、
前記急冷凝固合金を加熱することによって、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、しかも各構成相の平均結晶粒径を１ｎｍ超１００ｎｍ以下とする熱処理工程と
を包含し、
前記急冷工程は、
回転する冷却ロールに前記合金溶湯を接触させることによって前記急冷凝固合金の温度を前記合金の融点よりも７００〜１１００℃低い温度に低下させる工程と、
前記急冷凝固合金が前記冷却ロールから離れた後、前記減圧雰囲気ガス中で前記急冷凝固合金を更に冷却し、前記急冷凝固合金の温度を更に１００℃以上低下させる工程と、
を含む、永久磁石の製造方法。
【請求項３】
前記熱処理工程において、加熱温度を４００℃以上７００℃以下に設定し、加熱時間を３０秒以上３０分以下にすることを特徴とする請求項２に記載の永久磁石の製造方法。
【請求項４】
Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、
減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ超１００ｎｍ以下の合金を作製する急冷工程と
を包含し、
前記急冷工程は、
回転する冷却ロールに前記合金溶湯を接触させることによって前記急冷凝固合金の温度を前記合金の融点よりも７００〜１１００℃低い温度に低下させる工程と、
前記急冷凝固合金が前記冷却ロールから離れた後、前記減圧雰囲気ガス中で前記急冷凝固合金を更に冷却し、前記急冷凝固合金の温度を更に１００℃以上低下させる工程と、
を含む、永久磁石の製造方法。
【請求項５】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は真空または５０ｋＰａ以下であることを特徴とする請求項２から４の何れかひとつに記載の永久磁石の製造方法。
【請求項６】
前記メルトクエンチング法として、回転ロール法、ガスアトマイズ法、回転ロール法とガスアトマイズ法を組み合わせた液体急冷法の何れかを用いることを特徴とする請求項２から５の何れかひとつに記載の永久磁石の製造方法。
【請求項７】
前記メルトクエンチング法として回転ロール法を用い、回転ロールの表面速度を２ｍ／秒以上１０ｍ／秒以下に設定することを特徴とする請求項４または５に記載の永久磁石の製造方法。
【請求項８】
Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、
減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成する急冷工程と
を包含し、
前記急冷工程は、
回転する冷却ロールに前記合金溶湯を接触させることによって前記急冷凝固合金の温度を前記合金の融点よりも７００〜１１００℃低い温度に低下させる工程と、
前記急冷凝固合金が前記冷却ロールから離れた後、前記減圧雰囲気ガス中で前記急冷凝固合金を更に冷却し、前記急冷凝固合金の温度を更に１００℃以上低下させる工程と、
を含む、永久磁石用合金の製造方法。
【請求項９】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は真空または５０ｋＰａ以下であることを特徴とする請求項８に記載の永久磁石用合金の製造方法。
【請求項１０】
請求項８または９に記載の製造方法によって製造された永久磁石用合金を加熱することによって、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、各構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ超１００ｎｍ以下の合金を作製することを特徴とする永久磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種モータ、スピーカ、メータ、フォーカスコンバージェンスリング等に最適な高い残留磁束密度を示す永久磁石とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高い残留磁束密度が要求される分野では、主に、残留磁束密度Ｂrが１Ｔ以上で固有保磁力Ｈcjが３０〜１６００ｋＡ／ｍの磁気特性を有するアルニコ磁石、残留磁束密度Ｂrが０．８Ｔ以上で固有保磁力Ｈcjが４５０ｋＡ／ｍ以上の磁気特性を有するＳｍ−Ｃｏ焼結磁石、および残留磁束密度Ｂrが１Ｔ以上で固有保磁力Ｈcjが９５０ｋＡ／ｍの磁気特性を有するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造の化合物を主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石が広く用いられている。
しかしながら、アルニコ磁石およびＳｍ−Ｃｏ焼結磁石には、これらの主要原料であるＣｏの原産国からの供給量や価格が不安定であるという問題がある。また、Ｓｍ−Ｃｏ焼結磁石およびＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石には、希土類元素（ＳｍおよびＮｄ）が高価であるという問題もある。
【０００３】
このような問題を避けるため、希土類元素の濃度が比較的低い磁性材料の研究開発が進められた。その結果、例えば、Ｎｄ3.8Ｆｅ77.2Ｂ19（原子％）の組成を持ち、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁性材料が提案されている（R.Coehoorn et al., J.de Phys. C8, 1988, pp669-670）。この磁性材料は、原料合金の溶湯を液体急冷法によって急冷凝固させたアモルファス合金を熱処理によって結晶化したものである。熱処理の結果、アモルファス合金は軟磁性を示すＦｅ3Ｂ相と硬磁性を示すＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とが混在する微細金属組織を持つにいたる。この磁性材料は準安定な構造を有し、１Ｔ程度の残留磁束密度Ｂrと１６０〜２４０ｋＡ／ｍの固有保磁力Ｈcjとを発揮する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記磁性材料は、その飽和磁化が低く、また、均一な微細金属組織を安定して得ることができないという問題を有していた。微細金属組織が不均一になると、粒子間の交換相互作用が弱くなるため、減磁曲線の角形比が小さくなってしまう。そのため、上記磁性材料は、アルニコ磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石の残留磁束密度を凌ぐ残留磁束密度を発揮することはできなかった。
【０００５】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、高価な希土類元素の含有量を従来よりも少なくしながら、高い飽和磁束密度を示す永久磁石およびその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明による永久磁石は、Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表される永久磁石であって、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足し、かつ構成相として、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を含み、各構成相の平均結晶粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする。
【０００７】
前記平均結晶粒径は５０ｎｍ以下であることが好ましい。
【０００８】
好ましい実施形態では、残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔ以上、固有保磁力Ｈcjが２０ｋＡ／ｍ以上、飽和磁化Ｊsに対する残留磁化Ｊrの比である角形比（Ｊr／Ｊs）が０．８以上である。
【０００９】
本発明による永久磁石の製造方法は、Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成する急冷工程と、前記急冷凝固合金を加熱することによって、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、しかも各構成相の平均結晶粒径を１００ｎｍ以下とする熱処理工程とを包含する。
【００１０】
好ましい実施形態では、前記熱処理工程において、加熱温度を４００℃以上７００℃以下に設定し、加熱時間を３０秒以上にする。
【００１１】
本発明による他の永久磁石の製造方法は、Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、各構成相の平均結晶粒径が１００ｎｍ以下の合金を作製する急冷工程とを包含する。
【００１２】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は５０ｋＰａ以下であることが好ましい。
【００１３】
前記メルトクエンチング法として、回転ロール法、ガスアトマイズ法、回転ロール法とガスアトマイズ法を組み合わせた液体急冷法の何れかを用いることが好ましい。
【００１４】
前記メルトクエンチング法として前記回転ロール法を用いる場合、回転ロールの表面速度を２ｍ／秒以上１０ｍ／秒以下に調節することが好ましい。
【００１５】
本発明による永久磁石用合金の製造方法は、Ｆｅ100-x-yＢxＲy（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素）の組成式で表され、前記組成式中のｘおよびｙが、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、および０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する合金の溶湯を形成する工程と、減圧雰囲気下において、前記合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成する急冷工程とを包含する。
【００１６】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は５０ｋＰａ以下であることが好ましい。
【００１７】
本発明による更に他の永久磁石の製造方法は、上述した本発明による永久磁石用合金を加熱することによって、鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を構成相として含む結晶組織を形成し、各構成相の平均結晶粒径が１００ｎｍ以下の合金を作製することを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明者は、希土類元素Ｒを微量に含む鉄基の合金溶湯を減圧雰囲気下で急冷することによってＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物の微結晶を均一に生成できることを見いだし、本発明を想到するにいたった。なお、従来は、例えば希土類元素としてＮｄを用いる場合、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の微結晶を形成するには３原子％を超える量のＮｄが不可欠であると考えられていた。
【００１９】
本発明は、Ｆｅ100-x-yＢxＲyの組成式によって表された鉄基の永久磁石に関している。ここで、Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素である。組成式中のｘおよびｙは、１５原子％≦ｘ≦３０原子％、０．１原子％≦ｙ≦３原子％の関係を満足する。
【００２０】
本発明による永久磁石は、上記組成の合金溶湯をメルトクエンチング（melt-quenching）法によって減圧雰囲気下で急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成した後、この急冷凝固合金を加熱することによって平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微結晶（鉄、鉄とホウ素の合金、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物）を構成相中に形成して製造することができる。また、このようにする代わりに、上記組成の合金溶湯をメルトクエンチング法によって減圧雰囲気下で冷却し、平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微結晶を構成相中に含む合金を形成することによっても製造することができる。なお、各構成相の好ましい平均結晶粒径は、５０ｎｍ以下である。
【００２１】
メルトクエンチング法によって得られる合金をアモルファス状態のものとするか結晶質状態のものとするかは、冷却速度の調整によって制御できる。ただし、何れの場合も、減圧雰囲気下で原料合金の溶湯を急冷することが重要である。減圧雰囲気下での急冷を行うことによって、希土類金属量が僅かであるにもかかわらず、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物の微結晶（平均粒径１００ｎｍ以下）を均一に形成することが初めて可能になり、その結果、優れた磁気特性を示す永久磁石が作製される。
【００２２】
これに対して、上記組成の合金溶湯を常圧雰囲気下で冷却した場合、溶湯の冷却速度が不均一になるため、α−Ｆｅの結晶が生成されやすく、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物を生成することができなくなる。また、冷却速度の不均一は不均一相の発生を招くため、結晶化のための熱処理を行うと、結晶粒が粗大化してしまうという問題をも引き起こす。
【００２３】
本発明では、鉄、鉄とホウ素との合金からなる軟磁性合金組織相、およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相とが混在し、しかも各構成相の平均結晶粒径が小さいため、交換結合が強まっている。その結果、減磁曲線の角形比が、Stoner-Wohlfarthのモデル（E.C.Stoner and E.P. Wohlfarth, Philons. Trans. R.Soc.London, Ser. A 240, 599(1948)）に示されている等方性磁石の減磁曲線の角形比（Ｊr／Ｊs＝０．５）よりも大きくなり、０．８以上の値を示すことができる。このことによって、残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔ以上で固有保磁力Ｈcjが２０ｋＡ／ｍ以上の優れた磁石特性が発揮されることになる。
【００２４】
本発明において、結晶相を構成する微結晶の平均粒径が１００ｎｍを超えると、角形比（Ｊr／Ｊs）が０．８を下回ってしまうため、微結晶の平均粒径は１００ｎｍを超えないようにする必要がある。微結晶の平均粒径は、好ましくは５０ｎｍ以下である。一方、微結晶の平均粒径は小さいほど好ましいが、平均結晶粒径が１ｎｍ以下の結晶相を再現性良く形成することは工業的に難しい。
［組成限定理由］
ボロン（Ｂ）の含有量が１５原子％未満では、液体急冷法によって溶湯合金を急冷してもアモルファス組織が得られず、熱処理を施しても固有保磁力Ｈcjが２０ｋＡ／ｍ未満にしかならない。また、３０原子％を超えると減磁曲線の角形比が著しく低下し、残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔを下回る。このためボロン組成比ｘは、１５原子％≦ｘ≦３０原子％を満足する必要があり、１５原子％≦ｘ≦２３原子％を満足することが好ましい。
【００２５】
希土類元素Ｒの含有量が０．１原子％未満では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相を析出することができず、２０ｋＡ／ｍ未満の固有保磁力Ｈcjしか得られない。また、３原子％を超えると、結晶化した際、均一な微細結晶組織が得られないため、角形比の低下を招き、１．３Ｔ以上の残留磁束密度Ｂsを得ることができない。このため、希土類元素Ｒの組成比ｙは、０．１原子％≦ｙ≦３原子％を満足する必要があり、０．５原子％≦ｙ≦３原子％を満足することが好ましい。なお、用いる希土類元素として、周期律表のＧｄよりも重い重希土類金属を排除している理由は、重希土類元素の磁気モーメントとＦｅおよびＣｏの磁気モーメントが反平行であり、磁化が互いに打ち消されて高磁束密度が得られないためである。
【００２６】
なお、原料には元素Ｍ（Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１種の元素）を添加しても良い。元素Ｍの添加は、角形比Ｊr／Ｊsの向上、および最適な磁気特性を発揮し得る使用温度範囲の拡大などの効果をもたらす。元素Ｍの含有量が０．０５原子％未満では、このような効果が充分に発揮されず、７原子％を超えると磁化が低下しだす。このため、添加元素Ｍの組成比ｚは、０．０５原子％≦ｚ≦７原子％を満足する必要があり、０．２原子％≦ｚ≦５原子％を満足することが好ましい。
【００２７】
更に、原料にコバルト（Ｃｏ）を添加しても良い。Ｃｏは、Ｆｅの一部と置換されることによって角形比を向上させる効果を発揮する。このため、角形比を特に高めたい場合にＣｏを添加することが好ましい。しかし、Ｆｅに対するＣｏ置換量が０．１％未満では、このような効果は充分に発揮されず、また５０％を超えると１．３Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrを得ることができない。従って、Ｃｏ置換量ｍは、０．００１≦ｍ≦０．５である必要があり、０．００５≦ｍ≦０．１とすることが好ましい。
【００２８】
なお、Ｆｅは上記元素の含有残余を占めている。
【００２９】
次に、本発明による永久磁石の製造方法の実施形態を説明する。
【００３０】
まず、前述の組成式で表現される原料を用意し、この原料を加熱し溶融することによって合金溶湯を作製する。この合金溶湯をメルトクエンチング法によって急冷し、アモルファス相を含む急冷凝固合金を形成する。メルトクエンチング法としては、回転ロール法、ガスアトマイズ法、回転ロール法とガスアトマイズ法とを組み合わせて行う方法の何れかを用いることが好ましい。
【００３１】
本実施形態では、図２に示すメルトスピニング装置を用いて原料合金を製造する。酸化しやすい希土類元素を含む原料合金の酸化を防ぐため、不活性ガス雰囲気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等の希ガスを用いることが好ましい。なお、窒素は希土類元素と反応しやすいため、不活性ガスとして用いることは好ましくない。
【００３２】
図２の装置は、真空または不活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが可能な原料合金の溶解室１および急冷室２を備えている。
【００３３】
溶解室１は、所望の磁石合金組成になるように配合された原料２０を高温にて溶解する溶解炉３と、底部に出湯ノズル５を有する貯湯容器４と、大気の進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉３内に供給するための配合原料供給装置８とを備えている。貯湯容器４は原料合金の溶湯２１を貯え、その出湯温度を所定のレベルに維持できる加熱装置（不図示）を有している。
【００３４】
急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。
【００３５】
この装置においては、溶解室１および急冷室２内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御される。そのために、雰囲気ガス供給口１ｂ、２ｂ、および８ｂとガス排気口１ａ、２ａ、および８ａとが装置の適切な箇所に設けられている。特にガス排気口２ａは、急冷室２内の絶対圧を真空〜５０ｋＰａの範囲内に制御するため、ポンプに接続されている。
【００３６】
溶解炉３は傾動可能であり、ロート６を介して溶湯２１を貯湯容器４内に適宜注ぎ込む。溶湯２１は貯湯容器４内において不図示の加熱装置によって加熱される。
【００３７】
貯湯容器４の出湯ノズル５は、溶解室１と急冷室２との隔壁に配置され、貯湯容器４内の溶湯２１を下方に位置する冷却ロール７の表面に流下させる。出湯ノズル５のオリフィス径は、例えば０．５〜２．０ｍｍである。溶湯２１の粘性が大きい場合、溶湯２１は出湯ノズル５内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷室２を溶解室１よりも低い圧力状態に保持するため、溶解室１と急冷室２との間に圧力差が形成され、溶湯２１の出湯がスムーズに実行される。
【００３８】
冷却ロール７の表面は、例えばクロムめっき層で覆われており、冷却ロール７の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロール７内に設けた水冷装置の水冷能力は、単位時間あたりの凝固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。
【００３９】
図２に示す装置によれば、例えば合計２０ｋｇの原料合金を１５〜３０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した合金は、厚さ：７０μｍ〜１５０μｍ、幅：１．５ｍｍ〜６ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２である。
【００４０】
次に、図２の装置を用いて行う原料合金の製造方法を説明する。
【００４１】
まず、一般式がＦｅ100-x-yＢxＲyの組成式（Ｆｅは鉄、Ｂはボロン、ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、およびＳｍからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素である。１５原子％≦ｘ≦３０原子％、０．１原子％≦ｙ≦３原子％）で示される合金の溶湯２１を作製し、溶解室１の貯湯容器４に貯える。
【００４２】
次に、この溶湯２１は出湯ノズル５から減圧Ａｒ雰囲気中の水冷ロール７上に出湯され、水冷ロール７との接触によって急冷され、凝固する。急冷凝固方法としては、冷却速度の高精度の制御が可能な方法を用いる必要があり、本実施形態ではメルトクエンチング法の一つである回転ロール法を用いる。
【００４３】
本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を１０2〜１０7℃／秒とする。この冷却速度で合金の温度を△Ｔ１だけ低い温度に低下させる。急冷前の合金溶湯２１の温度は融点Ｔｍに近い温度（例えば１２００〜１３００℃）にあるため、合金の温度は冷却ロール７上でＴｍから（Ｔｍ−△Ｔ１）にまで低下する。本願発明者の実験によれば、最終的な磁石特性を向上させるという観点から△Ｔ１は７００〜１１００℃の範囲内にあることが好ましい。
【００４４】
合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷却される時間は、回転する冷却ロール７の外周表面ら合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、本実施形態の場合は０．０５〜５０ミリ秒である。その間に、合金の温度は更に△Ｔ２だけ低下し、凝固する。その後、凝固した合金は冷却ロール７から離れ、不活性雰囲気中を飛行する。合金は薄帯状で飛行している間に雰囲気ガスに熱を奪われる結果、その温度は（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）に低下する。△Ｔ２は、装置のサイズや雰囲気ガスの圧力によって変化するが、約１００℃またはそれ以上である。
【００４５】
なお、急冷室２内の雰囲気は減圧状態にする。雰囲気は、絶対圧力が５０ｋＰａ以下の不活性ガスから構成することが好ましい。なお、圧力が０．１ｋＰａ以下の真空雰囲気で急冷凝固を行っても良い。なお、雰囲気ガスの圧力が５０ｋＰａを超える場合は、回転ロールと合金溶湯との間に雰囲気ガスが巻き込まれることの影響が顕著になるため、均一な組織が得られないおそれが強まるので好ましくない。
【００４６】
冷却ロール７は、Ｃｕ、Ｆｅ、またはＣｕやＦｅを含む合金から形成することが好ましい。ＣｕやＦｅ以外の材料で冷却ロールを作製すると、急冷合金の冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金がロールに巻き付くおそれがあり好ましくない。
【００４７】
冷却ロールの表面粗度は、中心線平均粗さＲａ≦０．８μｍ、最大Ｒｍａｘ≦３．２μｍ、十点平均粗さＲｚ≦３．２μｍであることが好ましい。冷却ロールの表面が粗いと、急冷合金がロールに張り付きやすいため好ましくない。
【００４８】
メルトクエンチング法によって直接に結晶質相の合金を得るためには、冷却ロールのロール表面周速度を２〜１０ｍ／秒にすればよい。それによって、硬磁気特性を示す合金組織が得られる。ロール表面周速度が２ｍ／秒未満では、平均結晶粒径が大きくなりすぎるため目的とする磁気特性が得られなくなるので好ましくない。一方、ロール表面周速度が１０ｍ／秒を超えると、急冷合金は非晶質相となるため、熱処理なしでは結晶化できなくなる。
【００４９】
アモルファス相が存在するように超急冷工程を行った場合は、その後、急冷凝固合金に対する熱処理を行うことによって平均結晶粒径が１００ｎｍ以下である微結晶を生成する。この熱処理は、４００℃〜７００℃、より好ましくは５００℃〜７００℃の温度で３０秒以上加熱することが好ましい。熱処理温度が７００℃を超えると、粒成長が著しく、磁気特性が劣化する。逆に、熱処理温度が４００℃未満では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相が析出しないため、高い保磁力が得られない。
【００５０】
上記の条件で熱処理を行えば、微結晶（鉄、鉄とホウ素の合金、およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物）をその平均結晶粒径が１００ｎｍ以下になるように形成することができる。好ましい熱処理時間は熱処理温度に依存して異なるが、例えば６００℃で熱処理する場合、３０秒〜３０分程度の加熱を行うことが好ましい。熱処理時間が３０秒を下回ると、結晶化が完了しない場合がある。
【００５１】
ここに説明した製造方法によれば、残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔ以上と高い値を示しながら、固有保磁力Ｈcjが２０ｋＡ／ｍ以上であり、しかも角形比Ｊr／Ｊsが０．８以上の永久磁石を再現性良く製造することができる。
（実施例）
以下、本発明による永久磁石の実施例を説明する。
【００５２】
実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０の各々について、純度９９．５％以上のＦｅ、Ｂ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、およびＣｅをその総量が３０グラムとなるように秤量し、石英るつぼ内に投入した。各実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０の組成は表１に示す通りとした。石英るつぼは、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有しているため、上記原料は石英るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリフィスから下方に滴下することになる。原料の溶解は、圧力が１．３３ｋＰａのアルゴン雰囲気下において高周波加熱法を用いて行った。本実施例では、溶解温度を１３００℃に設定した。
【００５３】
合金溶湯の湯面を２６．７ｋＰａで加圧することによって、オリフィスの下方０．７ｍｍの位置にある銅製ロールの外周面に対し溶湯を噴出させた。ロールは、その外周面の温度が室温程度に維持されるように内部が冷却されながら高速で回転する。このため、オリフィスから滴下した合金溶湯はロール周面に接触して熱を奪われつつ、周速度方向に飛ばされることになる。合金溶湯はオリフィスを介して連続的にロール周面上に滴下されるため、急冷によって凝固した合金は薄帯状に長く延びたリボン（幅：１〜２ｍｍ、厚さ：１０〜２０μｍ）の形態を持つことになる。
【００５４】
本実施例で採用する回転ロール法（片ロール法）の場合、冷却速度はロール周速度および単位時間当たりの溶湯流下量によって規定される。なお、流下量はオリフィス径（断面積）と溶湯圧力とに依存し、実施例ではオリフィスは直径０．８ｍｍ、溶湯噴射圧は２６．７Ｐａとし、流下レートは約０．６ｋｇ／ｍｉｎであった。本実施例ではロール周速度Ｖｓを４０ｍ／秒に設定した。本発明の永久磁石のための急冷合金を作製するには、合金の溶湯を急冷する際の冷却速度が重要なパラメータとなる。アモルファス相を含む急冷凝固合金とするためには、冷却速度は１０3℃／秒以上であることが好ましく、この範囲の冷却速度を達成するには、ロール周速度を７ｍ／秒以上に設定することが好ましい。
【００５５】
こうして得た急冷合金の薄帯に対し、ＣｕＫαの特性Ｘ線による分析を行った。その結果、実施例Ｎｏ．１およびＮｏ．２は、Ｆｅ3ＢとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの共存組織であり、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．１０は何れもアモルファスであることが確認された。図１に、実施例Ｎｏ．１およびＮｏ．３のＸ線回折パターンを示す。
【００５６】
実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．１０のアモルファス合金薄帯に対し、表１に示す温度での熱処理をアルゴン雰囲気中にて１０分間行い、結晶化を実行した。この熱処理後、室温まで冷却した薄帯から幅１〜２ｍｍ、厚さ１０〜２０μｍ、長さ３〜５ｍｍの試料を作製し、各試料に対する磁気特性の測定をＶＳＭによって行った。表２は、測定結果を示している。なお、表２には、実施例Ｎｏ．１およびＮｏ．２に対する測定結果も併せて示されている。
【００５７】
【表１】
0004529198.tif 000002
【００５８】
【表２】
0004529198.tif 000003
表１において、例えば「Ｒ」と表示している欄の「Ｎｄ2.8」は希土類元素としてＮｄを２．８原子％添加したことを示しており、「Ｎｄ1＋Ｐｒ0.5」は希土類元素としてＮｄを１原子％、Ｐｒを０．５原子％添加したことを示している。
【００５９】
表２からわかるように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０はいずれも残留磁束密度Ｂrが１．３Ｔ以上、角形比Ｊr／Ｊsが０．８以上、固有保磁力Ｈcjが２５ｋＡ／ｍ以上の特性を示した。
【００６０】
各実施例の構成相をＣｕＫαの特性Ｘ線によって分析したところ、Ｆｅ3Ｂ相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する多相組織であった。なお、Ｓｉ、ＧａおよびＣｕ等はこれらの各相でＦｅの一部と置換される。
【００６１】
熱処理後の結晶相の結晶粒径を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって分析したところ、平均結晶粒径は何れの試料についても３０ｎｍ以下であった。
【００６２】
以上、本発明を永久磁石について説明してきたが、希土類元素の含有量を低めにするか、Ｓｉを添加するなどして保磁力を１〜５０ｋＡ／ｍの範囲に調整すれば、本発明の永久磁石を半硬質磁性材料としても用いることもできる。その場合は、高い角形比および残留磁束密度を活かして、本発明の永久磁石を優れたヒステリシス材として各種のカップリング装置などに好適に利用することができる。
【００６３】
【発明の効果】
本発明によれば、希土類元素の含有量が少ないため、高い残留磁束密度を持ちながら、耐食性や耐酸化性に優れた永久磁石を提供できる。また、高価な希土類元素の含有量が少ないため、製造コストを低く抑えることも可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例について、Ｘ線回折パターンを示すグラフである。
【図２】本発明による永久磁石の製造方法に好適に用いられるメルトスピニング装置の構成図である。
【符号の説明】
１    溶解室
２    急冷室
３    溶解炉
４    貯湯容器
５    出湯ノズル
６    ロート
７    回転冷却ロール
１ａ、２ａ、８ａ  ガス排気口
２０  原料
【図１】
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【図２】
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