(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式ＮｄaＦｅ100-a-b-c-d-eＣｕbＮｂcＣｏdＢeで表され、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは下記範囲を満足し、保磁力Ｈｃｊ≧３．５ｋＯｅ、残留磁束密度Ｂｒ≧１１．１５ｋＧであることを特徴とするボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系コンポジット磁石用合金。
４．０≦ａ≦５．０原子％、０．１≦ｂ≦０．５原子％、０．５≦ｃ≦１．５原子％、１．０≦ｄ≦５．０原子％、１５．０≦ｅ≦１７．５原子％                                                                                
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、モーター、アクチュエーターなどに用いられるボンド磁石用希土類−鉄−ボロン系合金のうち、同一組織内にＮｄ2Ｆｅ14Ｂに代表される硬磁性相と、α−ＦｅあるいはＦｅ3Ｂなどの軟磁性相とが共存してナノオーダーのコンポジットを構成するコンポジット磁石合金を対象とし、高い残留磁束密度（Ｂr）と高い保磁力（ＨcJ）の 両立を可能とする新規な合金組成に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
コンポジット磁石は、上記両相間の強い交換結合により単一の硬磁性材料のように振る舞うが、同時に減磁曲線の第二象限で磁化が外部磁界の変化に対して可逆的にスプリングバックする特異な挙動を示すことから、交換スプリング磁石とも呼ばれ、近年注目を集めている。
【０００３】
希土類−鉄−ボロン系のコンポジット磁石合金の組成や製法については、特許文献１に、『組成式がＦｅ100-x-y-zＣｏxＢyＲz（但し、ＲはＰｒまたはＮｄの１種または２種）であって、ｘ、ｙ、ｚが、０．０５≦ｘ≦１５ａｔ％、１６≦ｙ≦２２ａｔ％、３≦ｚ≦６ａｔ％を満足し、Ｆｅ3Ｂ型化合物（軟磁性相）を主相とし、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する強磁性相（硬磁性相）を有し、平均結晶粒径が０．０１〜０．１μｍの微細結晶集合体からなる希土類磁石』が記載されている。このタイプの磁石用合金を樹脂と混練し、成形・着磁してボンド磁石とした場合、コンポジット組織でない従来の希土類−鉄−ボロン系磁石と比較して高い残留磁石密度を有する反面、保磁力が低いという特徴がある。保磁力が低い場合、着磁は容易であるので、小型で複雑な形状の多極着磁が必要なスピンドルモータ用等に対象が限定され、大きな残留磁束密度を生かした用途への適用が図られていない。
【０００４】
保磁力を高めるためには、硬磁性相の異方性磁界を高めることが考えられるが、例えば、希土類成分のＮｄの一部をＴｂ、Ｄｙ等に置き換える方法では、これらの元素が高価であるため、合金コストの上昇を招く。また、硬磁性相の相率を上げる方向では軟磁性相の相率を下げることになり、残留磁束密度の低下をもたらすので、コンポジット磁石の特徴を生かすことができない。
【特許文献１】特開平５−１３５９２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は従来の技術の有するこのような問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、高い残留磁束密度を持ちながら、しかも、保磁力が高い、ボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系のコンポジット磁石用合金及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達成するために本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金に結晶粒微細化効果を有するＣｕ、Ｎｂを複合添加するとともに各成分のバランスがとれた組成を採用することにより、保磁力が高く、残留磁束密度の高いコンポジット磁石用合金を提供することができる。
【０００７】
すなわち、本発明のボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系コンポジット磁石用合金は、一般式ＮｄaＦｅ100-a-b-c-d-eＣｕbＮｂcＣｏdＢeで表され、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは下記範囲を満足し、保磁力ＨcJ≧３．５ｋＯｅ、残留磁束密度Ｂr≧１１．１５ｋＧであることを特徴としている。
【０００８】
４．０≦ａ≦５．０原子％、０．１≦ｂ≦０．５原子％、０．５≦ｃ≦１．５原子％、１．０≦ｄ≦５．０原子％、１５．０≦ｅ≦１７．５原子％
なお、本発明のボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系コンポジット磁石用合金は不可避的不純物を含む。
【０００９】
また、本発明のボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系コンポジット磁石用合金の製造方法は、上記成分組成の金属溶湯を急冷することによって金属ストリップを得、次に、この金属ストリップを不活性ガス雰囲気下において６３５〜６８０℃で６〜１３分間熱処理することを特徴としている。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、高い残留磁束密度を持ちながら、しかも、保磁力が高い、ボンド磁石に用いる希土類−鉄−ボロン系のコンポジット磁石用合金及びその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に本発明を実施するための最良の形態について説明する。
（１）成分の限定理由
《Ｒ》Ｒが４．０原子％未満では保磁力が低下する傾向があり、図５に示すように、３．５ｋＯｅ以上の保磁力ＨcJが得られなくなることがある。一方、図５に示すように、Ｎｄの含有量が４．０原子％から５．０原子％にかけて残留磁束密度が低下する傾向があり、５．０原子％を超えると１１．１５ｋＧの残留磁束密度Ｂrが得られなくなることがある。そこで、Ｎｄは５．０原子％以下に抑えることが好ましい。
《Ｃｕ》Ｃｕは結晶粒の微細化に効果のある元素であり、微細化の結果、粒子間の磁気的な相互作用により、高保磁力および高残留磁束密度が達成される。従って、３．５ｋＯｅ以上の保磁力ＨcJを得るためには、図２に示すように、Ｃｕは０．１原子％以上必要である。一方、図２に示すように、Ｃｕの含有量が０．１原子％から０．５原子％にかけて残留磁束密度が低下する傾向があり、さらに、０．５原子％を超えるＣｕを添加すると磁化の急速な減少を招いて残留磁束密度が急激に低下し、１１．１５ｋＧの残留磁束密度Ｂrが得られなくなることがある。そこで、Ｃｕは０．５原子％以下に抑えることが好ましい。
《Ｎｂ》ＮｂはＣｕと同様に、結晶粒の微細化に効果のある元素であり、微細化の結果、粒子間の磁気的な相互作用により、高保磁力および高残留磁束密度が達成される。従って、３．５ｋＯｅ以上の保磁力ＨcJを得るためには、図３に示すように、Ｎｂは０．５原子％以上必要である。一方、図３に示すように、Ｎｂの含有量が０．５原子％から１．５原子％にかけて残留磁束密度は増加する傾向にあるが、１．５原子％を超えるＮｂを添加すると残留磁束密度は減少傾向に転じ、１１．１５ｋＧの残留磁束密度Ｂrが得られなくなることがある。そこで、Ｎｂは１．５原子％以下に抑えることが好ましい。
《Ｃｏ》Ｃｏは磁気性能の改善に効果のある元素であり、図４に示すように、３．５ｋＯｅ以上の保磁力ＨcJを得るためには、Ｃｏは１原子％以上必要である。一方、図４に示すように、Ｃｏの含有量が１原子％から５原子％の間では比較的高い残留磁束密度を示すが、Ｃｏの含有量が５．０原子％を超えると残留磁束密度が低下する傾向があり、１１．１５ｋＧの残留磁束密度Ｂrが得られなくなることがある。そこで、Ｃｏは５．０原子％以下に抑えることが好ましい。
《Ｂ》Ｂの含有量が１５原子％未満では保磁力が小さく、図６に示すように、３．５ｋＯｅ以上の保磁力ＨcJが得られなくなることがある。一方、図６に示すように、Ｂの含有量が１５原子％から１７．５原子％の間では高い残留磁束密度を示すが、Ｂが１７．５原子％を超えると残留磁束密度が急激に低下する傾向があり、１１．１５ｋＧの残留磁束密度Ｂrが得られなくなることがある。そこで、Ｂは１７．５原子％以下に抑えることが好ましい。                                                                                
【実施例】
【００１２】
以下に本発明の実施例を説明する。実験に用いた組成は、以下のとおりである。
(a) Ｎｄ5Ｆｅ95-mＢm  （１７．５≦ｍ≦２５．０）
(b) Ｎｄ5Ｆｅ75-uＣｕuＢ20  （０≦ｕ≦１）
(c) Ｎｄ5Ｆｅ74.5-vＣｕ0.5ＮｂvＢ20  （０≦ｖ≦２）
(d) Ｎｄ5Ｆｅ73.5-wＣｕ0.5Ｎｂ1.0ＣｏwＢ20  （０≦ｗ≦７）
(e) ＮｄXＦｅ73.5-XＣｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20  （４≦Ｘ≦６）
(f) Ｎｄ5Ｆｅ88.5-YＣｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5ＢY  （１５．０≦Ｙ≦２２．５）
以上の各組成の母合金は、高周波溶解炉を用いてＡｒガス雰囲気中で溶解し、真空吸い上げ法により作製した。そして、酸化防止のためにＡｒガス雰囲気において、底部に０．５ｍｍ径のオリフィスを有する石英製の射出管に上記母合金を入れ、高周波誘導炉で溶解した後、この溶湯を高純度Ａｒガスにより射出ガス圧３９．２ｋＰａで加圧してロール周速度２０．７ｍ／秒で回転する直径１５０ｍｍのＣｕ製ロール（Ｃｒメッキ済）の表面に射出することによって、幅約１ｍｍ、厚さ２０〜３０μｍの超急冷薄帯を得た。次に、この薄帯試料３００ｍｇを高純度Ａｒガス雰囲気下の電気炉に装入し、昇温速度約２０℃／分で昇温し、６００〜７２５℃で０〜３０分保持し、その後室温まで冷却し、各試料の磁気特性を振動試料型磁気磁力計（ＶＳＭ）により測定した。
【００１３】
各組成の薄帯試料の磁気特性の測定結果について、順次説明する。
(1)  Ｎｄ5Ｆｅ95-mＢm（図１参照）
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１５分であり、図１に示すように、ｍ＝２０．０付近において、最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）max）、残留磁束密度（Ｂr）および保磁力（ＨcJ、ＨcB）は、最も大きくなっている。
【００１４】
そこで、Ｎｄ5Ｆｅ75Ｂ20 をベースとして、この組成のものにＣｕを１％以下の範囲で添加することによって磁気特性がどのように変化するかについて次に調査した。
(2)  Ｎｄ5Ｆｅ75-uＣｕuＢ20（図２参照）
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１０分であり、図２に示すように、ｕ＝０．５において、ＨcJおよびＨcBは最大となり、（ＢＨ）maxおよびＢｒはｕ＝０．５を境にしてその値は大きく低下している。すなわち、Ｎｄ5Ｆｅ74.5Ｃｕ0.5Ｂ20の組成が磁気特性のバランス上優れていると思われ、その磁気特性値は、（ＢＨ）max＝６．８０ＭＧＯｅ、Ｂr＝９．４０ｋＧ、ＨcJ＝３．３７ｋＯｅ、ＨcB＝２．６５ｋＯｅであった。
【００１５】
このように、Ｃｕを微量添加することによって、残留磁束密度および保磁力共に高い高性能磁石合金が得られることが分かったので、Ｎｄ5Ｆｅ74.5Ｃｕ0.5Ｂ20をベースとして、この組成のものにＮｂを２％以下の範囲で添加することによって磁気特性がどのように変化するかについて次に調査した。
(3)  Ｎｄ5Ｆｅ74.5-VＣｕ0.5ＮｂVＢ20
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１０分であり、図３に示すように、（ＢＨ）max、ＨcJよびＨcBはｖ＝１．０付近で最大となり、Ｂrはｖ＝１．５までの間において漸増している。すなわち、Ｎｄ5Ｆｅ73.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｂ20の組成が磁気特性のバランス上優れていると思われ、その磁気特性値は、（ＢＨ）max＝ ７．３３ＭＧＯｅ、Ｂr ＝１０．３ｋＧ、ＨcJ＝３．３５ｋＯｅ、ＨcB＝２．６９ｋＯｅであった。
【００１６】
このように、Ｃｕ及びＮｂを微量添加することによって、残留磁束密度および保磁力共に高い高性能磁石合金が得られることが分かったので、Ｎｄ5Ｆｅ73.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｂ20をべースとして、この組成のものにＣｏを７％以下の範囲で添加することによって磁気特性がどのように変化するかについて次に調査した。
(4)  Ｎｄ5Ｆｅ73.5-wＣｕ0.5Ｎｂ1ＣｏwＢ20
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１０分であり、図４に示すように、ｗ＝５付近で（ＢＨ）maxは最大となり、Ｂrはｗ＝１〜５で最大値を示し、ＨcJとＨcBはｗ＝７までの間において漸増している。すなわち、Ｎｄ5Ｆｅ68.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20の組成のものが磁気特性のバランス上優れていると思われ、その磁気特性値は、（ＢＨ）max＝８．９４ＭＧＯｅ、Ｂr＝９．７３ｋＧ、ＨcJ＝３．８９ｋＯｅ、ＨcB＝３．２２ｋＯｅであった  。
【００１７】
このように、微量のＣｕおよびＮｂと、これにＣｏを添加することによって、残留磁束密度および保磁力共に高い高性能磁石合金が得られることが分かったので、Ｎｄ5Ｆｅ68.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20をベースとして、この組成の中のＮｄの量を若干変化させた場合に磁気特性がどのように変化するかについて次に調査した。
(5)  ＮｄXＦｅ73.5-XＣｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１０分であり、図５に示すように、Ｘ＝５で（ＢＨ）max 、ＨcJおよびＨcBは最大となり、ＢrはＸ＝５を境にしてその値は大きく減少している。すなわち、Ｎｄ5Ｆｅ68.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20の組成が磁気特性のバランス上優れていると思われ、その磁気特性値は、上記したとおりである。
【００１８】
このように、Ｎｄ5Ｆｅ68.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ20の組成のものの磁気特性値は極めて優れていることが分かったので、この組成の中のＢの量を若干変化させた場合に磁気特性がどのように変化するかについて次に調査した。
(6)  Ｎｄ5Ｆｅ88.5-YＣｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5ＢY
本試料の焼鈍条件は６７５℃×１０分であり、図６に示すように、Ｙ＝１７．５においてすべての磁気特性値は最高値を示しており、Ｎｄ5Ｆｅ71Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ17.5が最も優れた磁気特性を有する磁石用合金であることが分かる。その磁気特性値は、（ＢＨ）max＝１３．１７ＭＧＯｅ、Ｂr＝１１．１５ｋＧ、ＨcJ＝４．２５ｋＯｅ、ＨcB＝３．８０ｋＯｅであった。
【００１９】
以上のように、Ｎｄ5Ｆｅ71Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ17.5の組成のものが磁気特性的に最も優れていることが分かったので、次に、磁気特性に及ぼす加熱条件（加熱温度および加熱時間）の影響について調査した。
(7)  加熱温度の影響
(a)  Ｎｄ5Ｆｅ73.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｂ20の組成のものについて、加熱温度を６００〜７２５℃と変化させ、その温度で１０分間保持した。磁気特性測定結果を図７に示すが、６７５℃の場合が磁気特性のバランス上、最も優れている。このときの（ＢＨ）max＝７．３３ＭＧＯｅ、Ｂr＝９．６５ｋＧ、ＨcJ＝３．３５ｋＯｅ、ＨcB＝２．６９ｋＯｅであった  。
(b)  Ｎｄ5Ｆｅ71Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ17.5の組成のものについて、同様に加熱温度を６２５〜７００℃と変化させ、その温度で１０分間保持した。磁気特性測定結果を図８に示すが、６５０℃の場合が磁気特性のバランス上、最も優れており、６３５〜６８０℃で１０分間熱処理することにより、保磁力ＨcJ≧３．０ｋＯｅ、残留磁束密度Ｂr≧１１．０ｋＧを達成し得ることが分かる。６５０℃で１０分間保持したときの（ＢＨ）max＝１４．４０ＭＧＯｅ、Ｂr＝１１．７５ｋＧ、ＨcJ＝４．３０ｋＯｅ、ＨcB＝３．８０ｋＯｅであった。本試料について磁気測定の際、減磁曲線の第二象限において外部磁界を０に戻したときに生じるマイナーループの形を測定した。結果は図９に示すように、本発明で対象とするコンポジット磁石に特有のスプリングバック挙動を示し、保磁力（ＨcJ＝約４．３ｋＯｅ）付近から磁化を戻したとき、残留磁束密度Ｂrは７５．３％回復することが知られた。
(8)  加熱時間の影響
(a)  Ｎｄ5Ｆｅ73.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｂ20の組成のものについて、加熱温度＝６７５℃において、加熱時間を０〜３０分間と変化させた。磁気特性測定結果を図１０に示すが、１０分間の場合が磁気特性のバランス上、最も優れている。このときの磁気特性値は上記したとおりである。
(b)  Ｎｄ5Ｆｅ71Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ17.5の組成のものについて、同様に加熱温度＝６５０℃において、加熱時間を５〜２０分間と変化させた。磁気特性測定結果を図１１に示すが、１０分間の場合が磁気特性のバランス上、最も優れており、６５０℃で６〜１３分間熱処理することにより、保磁力ＨcJ≧３．０ｋＯｅ、残留磁束密度Ｂr≧１１．０ｋＧを達成し得ることが分かる。６５０℃で１０分間保持したときの磁気特性値は上記したとおりである。
(9)  ＣｕおよびＮｂの添加による結晶粒径の変化
『Ｎｄ5Ｆｅ75Ｂ20』、『Ｎｄ5Ｆｅ73.5Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｂ20』および 『Ｎｄ5Ｆｅ71Ｃｕ0.5Ｎｂ1Ｃｏ5Ｂ17.5』の組成のものについて、同上条件で得た薄帯試料の組織を電子顕微鏡で観察した。Ｎｂ−Ｆｅ−Ｂ系のものの組織を図１２（ａ）に示し、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｂ系のものの組織を図１２（ｂ）に示し、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系のものの組織を図１２（ｃ）に示す。同図に明らかなように、ＣｕおよびＮｂを添加することによって、結晶粒は微細化することが分かる。図１２（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の各結晶粒の平均粒径は２５ｎｍ、１５ｎｍ、１８ｎｍである。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示す図である。
【図２】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示す図である。
【図３】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示す図である。
【図４】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示す図である。
【図５】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示す別の図である。
【図６】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の磁気特性を示すさらに別の図である。
【図７】磁気特性に及ぼす加熱温度の影響を示す図である。
【図８】磁気特性に及ぼす加熱温度の影響を示す別の図である。
【図９】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の減磁曲線を示す図である。
【図１０】磁気特性に及ぼす加熱時間の影響を示す図である。
【図１１】磁気特性に及ぼす加熱時間の影響を示す別の図である。
【図１２】図１２（ａ）はＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の結晶組織を示す図、図１２（ｂ）はＮｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の結晶組織を示す図、図１２（ｃ）はＮｄ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｃｏ−Ｂ系コンポジット磁石用合金の結晶組織を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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