(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ハード磁性相を含む２以上の準安定相を有する微細結晶型合金磁石であって、
組成式がＲxＴyＢzＣｕlＣｒmＮｂn（ＲはＮｄ、Ｐｒ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種、ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏもしくはＮｉ）で表現され、
組成比率（原子％）ｘ、ｙ、ｚ、ｌ、ｍ、およびｎが、
１≦ｘ≦６、
ｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）、
１５≦ｚ≦２５、
０．０１≦ｌ≦０．４、
０．０５≦ｍ≦５、
０．０５≦ｎ≦５
を満足し、
前記準安定相は、Ｆｅ3Ｂ型相と、前記Ｆｅ3Ｂ型相の結晶化温度よりも高い結晶化温度を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型相（Ｒは希土類元素）とを含んでおり、
前記Ｆｅ3Ｂ型相の結晶化温度と前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相の結晶化温度との差異が５℃以上２５℃以下となる組成を有し、
結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織を有する微細結晶型合金磁石。
【請求項２】
０．５６ＭＡ／ｍの外部磁界Ｈmが印加されたときの残留磁束密度が、５．１ＭＡ／ｍの外部磁界Ｈmが印加されたときの残留磁束密度の６５％以上の大きさを持つことを特徴とする請求項１に記載の微細結晶型合金磁石。
【請求項３】
請求項１または２の何れかに記載の微細結晶型鉄基合金磁石の粉末を用いて形成されたボンド磁石。
【請求項４】
請求項３に記載のボンド磁石を備えた回転機。
【請求項５】
組成式がＲxＴyＢzＣｕlＣｒmＮｂn（ＲはＮｄ、Ｐｒ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種、ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部と置換したＣｏもしくはＮｉ）で表現され、
組成比率（原子％）ｘ、ｙ、ｚ、ｌ、ｍ、およびｎが、
１≦ｘ≦６、
ｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）、
１５≦ｚ≦２５、
０．０１≦ｌ≦０．４、
０．０５≦ｍ≦５、
０．０５≦ｎ≦５
を満足する合金溶湯を急速に冷却し、それによってアモルファス相を含む鉄基急冷凝固合金を作製する鉄基急冷凝固合金の製造方法。
【請求項６】
前記アモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ型相、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3型相を含んでいることを特徴とする請求項５に記載の鉄基急冷凝固合金の製造方法。
【請求項７】
前記Ｆｅ3Ｂ型相およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型相の結晶化発熱ピークが５８０℃以上６５０℃以下の範囲にあり、ピーク間隔が５℃以上２５℃以下である請求項５に記載の鉄基急冷凝固合金の製造方法。
【請求項８】
請求項５から７の何れかに記載の鉄基急冷凝固合金の製造方法によって作製された鉄基急冷凝固合金を用意する工程と、
前記鉄基急冷凝固合金に対して熱処理を施す工程と、
を包含する微細結晶型鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項９】
前記熱処理によって、結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、結晶粒径の標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織を形成することを特徴とする請求項８に記載の微細結晶型鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項１０】
前記熱処理工程の前または後に、粉砕によって粉末化する工程を更に包含する請求項８または９に記載の微細結晶型鉄基合金磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種モータやアクチュエータに好適に使用される微細結晶型鉄基合金磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ソフト磁性相およびハード磁性相を含む２以上の準安定相を有する微細結晶型合金磁石（ナノコンポジット磁石）の研究開発が進められている。Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相であるＦｅ3Ｂ微結晶とハード磁性相であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ微結晶が均一に分布し、交換相互作用によって両者が磁気的に結合した磁石である。これらの微結晶はナノメートル（ｎｍ）オーダーのサイズを持ち、両微結晶相が複合化した組織（ナノコンポジット組織）を構成していることから、「ナノコンポジット磁石」と呼ばれている。
【０００３】
ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相を含みながらも、ハード磁性相との磁気的結合によって優れた磁石特性を発揮することができる。また、Ｎｄ等の希土類元素を含まないソフト磁性相が存在する結果、全体として希土類元素の含有量が低く抑えられる。このことは、磁石の製造コストを低減し、磁石を安定に供給するうえでも好都合である。
【０００４】
このようなナノコンポジット磁石は、溶融した原料合金を急冷し、それによっていったん非晶質化した後、熱処理によって微結晶を析出させる（結晶化する）という方法を用いて製造される。
【０００５】
アモルファス状態の合金は片ロール法などの超急冷法を用いて作製されれるのが一般的である。超急冷法は、例えば、回転する冷却ロールの外周表面上に溶湯状原料合金を流下し、溶湯原料合金を冷却ロールと短時間だけ接触させることによって原料合金を急冷・凝固させるものである。この方法による場合、冷却速度の制御は冷却ロールの回転周速度を調節することによって行われる。
【０００６】
急冷によって凝固し、冷却ロールから離れた合金は、周速度方向に薄く且つ長く延びたリボン（薄帯）形状になる。この合金薄帯は破断機によって破砕され薄片化したのち、粉砕機によってより細かいサイズに粉砕されて粉末化される。
【０００７】
その後、結晶化のための熱処理が行われる。この熱処理によって、Ｆｅ3Ｂ微結晶およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ微結晶が生成され、両者は交換相互作用によって磁気的に結合することになる。
【０００８】
このようなナノコンポジット磁石の保磁力を高めるために、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ三元系鉄基合金にＣｒ、Ｖ、Ｍｎ等の元素を添加することが行われている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ等の元素の添加によって保磁力が向上しても、それに伴い、着磁特性が劣化するという問題のあることがわかった。
【００１０】
本発明は、かかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、高い保磁力を持ち、着磁特性にも優れた微細結晶型鉄基合金磁石およびその製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明による微細結晶型合金磁石は、ハード磁性相を含む２以上の準安定相を有する微細結晶型合金磁石であって、前記準安定相のうち、最も結晶化温度が低い相の結晶化温度と最も結晶化温度が高い相の結晶化温度との差異が５℃以上２５℃以下となる組成を有し、結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織を有する。
【００１２】
前記準安定相は、Ｆｅ3Ｂ型相とＲ2Ｆｅ14Ｂ型相（Ｒは希土類元素）を含んでいてもよい。
【００１３】
ある好ましい実施形態では、０．５６ＭＡ／ｍの外部磁界Ｈmが印加されたときの残留磁束密度の大きさは、５．１ＭＡ／ｍの外部磁界Ｈmが印加されたときの残留磁束密度の６５％以上となる。
【００１４】
本発明による微細結晶型鉄基合金磁石は、組成式がＲxＴyＢzＣｕlＭ１mＭ２n（ＲはＮｄ、Ｐｒ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種、ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏもしくはＮｉ、Ｍ１はＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１種、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された少なくとも１種）で表現され、組成比率（原子％）ｘ、ｙ、ｚ、ｌ、ｍ、およびｎが、１≦ｘ≦６、ｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）、５≦ｚ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、０．０５≦ｍ≦５、０．０５≦ｎ≦５を満足する。
【００１５】
ある好ましい実施形態では、結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、標準偏差σが２．５ｎｍ以下である。
【００１６】
本発明によるボンド磁石は、上記何れかの微細結晶型鉄基合金磁石の粉末を用いて形成されていることを特徴とする。
【００１７】
本発明による回転機は上記ボンド磁石を備えていることを特徴とする。
【００１８】
本発明による鉄基急冷凝固合金の製造方法は、組成式がＲxＴyＢzＣｕlＭ１mＭ２n（ＲはＮｄ、Ｐｒ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種、ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏもしくはＮｉ、Ｍ１はＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１種、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された少なくとも１種）で表現され、組成比率（原子％）ｘ、ｙ、ｚ、ｌ、ｍ、およびｎが、１≦ｘ≦６、ｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）、１５≦ｚ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、０．０５≦ｍ≦５、０．０５≦ｎ≦５を満足する合金溶湯を急速に冷却し、それによってアモルファス相を含む鉄基急冷凝固合金を作製する。
【００１９】
好ましい実施形態では、前記アモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ型相、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型相、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3型相を含んでいる。
【００２０】
好ましい実施形態では、前記Ｆｅ3Ｂ型相およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型相の結晶化発熱ピークが５８０℃以上６５０℃以下の範囲にあり、ピーク間隔が５℃以上２５℃以下である。
【００２１】
本発明による微細結晶型鉄基合金磁石の製造方法は、上記何れかの鉄基急冷凝固合金の製造方法によって作製された鉄基急冷凝固合金を用意する工程と、前記鉄基急冷凝固合金に対して熱処理を施す工程とを包含する。ここで、「鉄基急冷凝固合金を用意する工程」とは、鉄基急冷凝固合金の製造方法を自ら実施して急冷凝固合金を作製する工程のみならず、他者によって作製された鉄基急冷凝固合金を購入して用意する工程をも含むものである。
【００２２】
好ましい実施形態では、前記熱処理によって、結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織を形成する。
【００２３】
前記熱処理工程の前または後に、粉砕によって粉末化する工程を更に包含していてもよい。すなわち、本発明における「微細結晶型鉄基合金磁石」は、成形された状態にある磁石のみならず、粉末状態にある磁石をも含むものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の特徴は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金に代表されるＲxＴyＢz合金（ＲはＮｄ、Ｐｒ、およびＤｙからなる群から選択された少なくとも１種、ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏもしくはＮｉ、Ｂはボロン）にＣｕ、Ｍ１、およびＭ２を複合的に添加している点にある。ここで、Ｍ１は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１種であり、Ｍ２は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された少なくとも１種である。
【００２５】
本発明によれば、所定範囲の量のＣｕ、Ｍ１、およびＭ２を添加することによって、高い保磁力と優れた着磁特性を併せ持つ微細結晶型鉄基合金磁石を得ることができる。
【００２６】
本発明では、まず、組成式がＲxＴyＢzＣｕlＭ１mＭ２nで表現され、組成比率（原子％）ｘ、ｙ、ｚ、ｌ、ｍ、およびｎが、１≦ｘ≦６、ｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）、１５≦ｚ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、０．０５≦ｍ≦５、０．０５≦ｎ≦５を満足する鉄基合金の溶湯を用意し、その合金の溶湯を急冷することによってアモルファス合金を作製する。その後、合金に対して、結晶化のための熱処理を施すことによって、ナノ結晶組織を形成し、合金に永久磁石特性を付与する。
【００２７】
以下、上記のように組成を限定する理由を説明する。
【００２８】
［組成限定理由］
希土類元素Ｒは、ハード磁性相（例えばＲ2Ｆｅ14Ｂ）に必要な元素である。本発明でのＲは、ＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有することが好ましい。ＰｒおよびＮｄの何れか一方の元素は、一軸結晶磁気異方性を持つＲ2Ｆｅ14Ｂの生成に寄与するからである。ＰｒおよびＮｄ以外の希土類元素は、適宜任意に選択される。Ｒの組成比は、１原子％を下回ると保磁力発生の効果が少なすぎるので好ましくない。一方、Ｒの組成比が６原子％を超えると、Ｆｅ3Ｂ相およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が生成されず、ソフト磁性相であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3相が主相となってしまうため、保磁力が著しく低下してしまうことになる。以上のことから、Ｒの組成比ｘについては、１≦ｘ≦６であることが好ましく、１≦ｘ≦５．５であることがより好ましい。
【００２９】
Ｂは、ソフト磁性相（例えばＦｅ3Ｂ）およびハード磁性相（例えばＲ2Ｆｅ14Ｂ）の両方にとって必要な元素である。Ｂの組成比ｙが１５〜２５原子％の範囲から外れると、所望の永久磁石特性が発揮されないため、Ｂの組成比ｙについては１５≦ｚ≦２５であることが好ましい。更に、Ｂがこの組成範囲を外れると、融点が上昇し、溶解温度および貯湯容器の保温温度を高める必要が生じ、また、アモルファス生成能も低下するので所望の急冷合金組織が得られにくくなる。より好ましくは、１５≦ｚ≦２５である。
【００３０】
Ｍ１は、保磁力向上に寄与する。本発明の場合、ＣｕおよびＭ２を添加することによって得られる効果とＭ１添加による保磁力向上の効果とを共に発現させるためには、Ｍ１の組成比ｍは０．０５≦ｍ≦５を満足することが好ましい。
【００３１】
ＣｕおよびＭ２は、ナノコンポジット組織を均質微細化し、着磁特性を向上させる働きをする。Ｃｕの組成比ｌおよびＭ２の組成比ｎが、それぞれ、０．０１原子％および０．０５原子％を下回ると、着磁特性の改善効果が少なくなるので好ましくない。一方、Ｃｕの組成比ｌおよびＭ２の組成比ｎが、それぞれ、０．４原子％および５原子％を超えると、磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。したがって、０．０１≦ｌ≦０．４、０．０５≦ｍ≦５が好ましい。ＣｕおよびＭ２の添加量が、この範囲内にあるとき、減磁曲線の角型性も良く、最大エネルギー積も向上する。
【００３２】
上記元素の残余は、Ｔ、すなわち、Ｆｅ、またはＦｅおよびＦｅの一部を置換したＣｏもしくはＮｉで占められる。したがって、Ｔの組成比率ｙはｙ＝１００−（ｘ＋ｚ＋ｌ＋ｍ＋ｎ）の関係を満足する。ここで、Ｃｏは、Ｆｅと置換し、キュリー温度を向上させることによって磁気特性の温度変化依存性を減少させ、その結果、磁気特性を安定化させるという機能を発揮する。また、合金溶湯の粘性を改善するという機能もあり、溶湯流下レートの安定化にも寄与する。Ｃｏに代えて、あるいはＣｏとともにＮｉでＦｅの一部を置換してもよい。Ｔ全体に対するＣｏおよびＮｉの存在比率は、０原子％以上５０原子％であることが好ましく、０．０１原子％以上３０原子％以下であることがより好ましい。
【００３３】
次に、図面を参照しながら、本発明の好ましい実施形態を説明する。
【００３４】
本実施形態では、例えば、図１に示す急冷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ＲやＦｅ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や窒素を用いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
【００３５】
［急冷装置］
図１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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。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。
【００４２】
図１に示す装置によれば、例えば合計１０ｋｇの原料合金を１０〜２０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚さ：２０〜４０μｍ、幅：２ｍｍ〜３ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２となる。
【００４３】
［急冷方法］
まず、前述の組成式で表現される原料合金の溶湯２１を作製し、図１の溶解室１の貯湯容器４に貯える。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る。
【００４４】
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℃／秒とすることが好ましい。
【００４５】
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、その間に、合金の温度は低下し、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、その温度は更に低下する。
【００４６】
本実施形態では、ロール表面速度を７ｍ／秒以上３０ｍ／秒以下の範囲内に調節することによって、ほぼアモルファス状態にある急冷合金薄帯を作製している。ロール表面周速度が７ｍ／秒未満では、結晶相が発生・成長するため、目的とするナノコンポジット磁石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３０ｍ／秒を超えると、急冷凝固合金の全体がアモルファス相となってしまうため、後の結晶化熱処理工程を行う場合、結晶化プロセスが急激に進行し、組織の制御が困難になるため好ましくない。
【００４７】
なお、本発明で用いる合金溶湯の急冷法は、上述の片ロール法に限定されず、双ロール法、ガスアトマイズ法、ストリップキャスト法、更には、ロール法とガスアトマイズ法とを組み合わせた冷却法などであってもよい。
【００４８】
［熱処理］
本実施形態では、熱処理をアルゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を５℃／秒〜２０℃／秒として、５８０℃以上７００℃以下の温度で１分以上２０分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理によって、アモルファス相中に準安定相の微細結晶が析出・成長し、ナノコンポジット組織構造が形成される。本発明によれば、ＣｕやＭ２の働きによって、Ｆｅ3Ｂ相やＲ2Ｆｅ23Ｂ3相の結晶成長が制御され、高い磁気特性を発揮する上で好適な均質微細結晶が成長する。
【００４９】
熱処理前の急冷合金中には、アモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ相、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3相等の準安定相が僅かに含まれていても良い。熱処理によって、Ｆｅ3Ｂ相およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3相が結晶成長し、最終的には、結晶粒径の平均が５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織が得られる。なお、磁気特性向上の観点から、結晶粒径の平均は５ｎｍ以上２５ｎｍ以下の範囲にあることがより好ましい。
【００５０】
なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切断または粉砕しておいてもよい。
【００５１】
熱処理後、得られた微結晶型鉄基合金磁石を粉砕し、磁石粉末を作製すれば、その磁石粉末から公知の工程によって種々のボンド磁石を製造することができる。そして、そのボンド磁石を用いてモータやアクチュエータなどの各種の回転機を製造することができる。
【００５２】
本発明の鉄基礎合金磁石の粉末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が１５０μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３００μｍ以下になるように粉砕することが好ましい。
【００５３】
（実施例と比較例）
以下、本発明の実施例と比較例を詳細に説明する。
【００５４】
試料例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８の各々について、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂの材料を用いて総量が１５ｇとなるように秤量し、石英るつぼ内に投入した。試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８の組成は表１に示す通りとした。ここで、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は、本発明の実施例に相当し、試料Ｎｏ．６〜Ｎｏ．８は、比較例に相当する。
【００５５】
【表１】
0004457453.tif 000002
【００５６】
表１において、例えば「Ｒ」と表示している欄の「Ｎｄ４．５」はＮｄを４．５原子％添加したことを示し、「Ｂ」と表示している欄の「１８．５」はＢ（ボロン）を１８．５原子％添加したことを示している。
【００５７】
溶湯作製に用いた石英るつぼは、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１〜３ｋＰａ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、溶湯温度を１３５０℃に設定した。
【００５８】
合金溶湯の湯面をＡｒガス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：２〜３ｍｍ、厚さ：２０〜５０μｍ）の形態を持つことになる。
【００５９】
本実施例で採用する回転ロール法（単ロール法）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１３〜３３ｋＰａとし、流下レートは約０．５〜１ｋｇ／分であった。本実施例ではロール表面速度Ｖｓを２０ｍ／秒に設定した。
【００６０】
アモルファス相が５０体積％以上を占める急冷凝固合金とするためには、冷却速度は１０3〜１０6℃／秒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９ｍ／秒以上に設定することが好ましい。
【００６１】
こうして得た急冷合金の薄帯に対し、結晶化発熱ピークを示すＤＴＡプロファイルを測定した。図２は、本発明の実施例である試料Ｎｏ．１および比較例である試料Ｎｏ．６〜８についてのＤＴＡプロファイルを示すグラフである。
【００６２】
試料Ｎｏ．１：  Ｎｄ4.5Ｆｅ72.3Ｂ18.5Ｃｏ2Ｃｒ2Ｃｕ0.2Ｎｂ0.5
試料Ｎｏ．６：  Ｎｄ4.5Ｆｅ73Ｂ18.5Ｃｏ2Ｃｒ2
試料Ｎｏ．７：  Ｎｄ4.5Ｆｅ72.8Ｂ18.5Ｃｏ2Ｃｒ2Ｃｕ0.2
試料Ｎｏ．８：  Ｎｄ4.5Ｆｅ72.5Ｂ18.5Ｃｏ2Ｃｒ2Ｎｂ0.5
図２からわかるように、何れの試料も２つの結晶化発熱ピークを示している。低温度側のピークはＦｅ3Ｂ相の結晶化に際して生じた発熱ピークであり、高温側のピークは、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶化に際して生じた発熱ピークである。
【００６３】
Ｎｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金にＣｒのみを添加した場合（試料Ｎｏ．６）は、発熱ピーク間隔が２５℃を超えて広がっている。このように、発熱ピーク間隔が広いと、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶化が始まる前に、Ｆｅ3Ｂ相の結晶粒が粗大化してしまうので好ましくない。試料Ｎｏ．６の場合、熱処理後の組織が充分に微細化されおらず、これが着磁特性劣化の原因となっていたと考えられる。
【００６４】
Ｎｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金にＣｒおよびＣｕを添加した場合（試料Ｎｏ．７）、二つの発熱ピークが低温側にシフトするとともに、発熱ピーク間隔が１０℃を下回る大きさに縮小する。Ｃｕの添加は、Ｃｒを添加しないＮｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金の結晶化熱処理後の組織を微細化するのに役立つことがわかっていたが、Ｃｒを添加したＮｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金に対しても同様の効果があることを確認できた。しかし、試料Ｎｏ．７のように、発熱ピーク間隔が狭過ぎると、Ｆｅ3Ｂ相およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶化がほぼ同時に進行するため、結晶粒の分散性が低下し、所望の均一微細組織を形成できず、好ましくない。
【００６５】
Ｎｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金にＣｒおよびＮｂを添加した場合（試料Ｎｏ．８）、二つの発熱ピークが高温側にシフトするとともに、発熱ピーク間隔が４０℃以上の大きさに拡大し、しかも高温側発熱ピークの温度が６３０℃を超えている。このように、一方の発熱ピークが６３０℃を超える高い値を示すと、熱処理後においてもアモルファス相が残存し、磁気特性が劣化してしまうので好ましくない。
【００６６】
実施例（試料Ｎｏ．１）の場合、結晶化発熱ピークが５８０℃以上６３０℃以下の範囲にあり、ピーク間隔は５℃以上２５℃以下である。その結果、熱処理によって容易に均質かつ微細なナノ結晶組織を得ることができる。
【００６７】
このように、本発明によれば、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｂを複合添加することによって、急冷凝固合金中の二つの準安定相が結晶化する温度を最適化し、熱処理後の組織を均質微細化することが可能になる。
【００６８】
なお、ＦｅとＣｕとは相互に固溶しあわず、２相に分離する傾向がある。このため、Ｎｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金にＣｕを僅かに添加すると、結晶化熱処理の初期の段階で、Ｃｕのクラスターが非晶質マトリクス中に高密度（〜１０24ｍ-3）で生成し、Ｆｅ3Ｂの不均一核として機能すると考えられる。その結果、Ｆｅ3Ｂの結晶化温度が低下するとともに、熱処理初期の段階でＦｅ3Ｂ相が高密度で分散して生成するため、熱処理後半に成長するＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が微細化されることになる。Ｎｂは、Ｆｅ23Ｂ6相に固溶し、この相を安定化するため、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の微細化が更に進むと考えられる。
【００６９】
しかしながら、Ｎｄ−（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｂ系合金にＣｒが存在すると、非晶質マトリクス中でのＦｅとＣｕの関係にＣｒが影響を与える可能性があるため、Ｃｕ添加による組織微細化の効果がＣｒの存在によって抑制されることも予想されたが、本発明者の実験によると、そのような問題は生じなかった。本発明者の実験によると、後述するように、急冷合金の熱処理後において結晶粒径の平均が５ｎｍ以上２５ｎｍ以下、標準偏差σが２．５ｎｍ以下の均質微細組織が得られた。このような均質で微細なナノコンポジット組織は、高い磁化を示すことができるため、着磁特性が向上する。
【００７０】
次に、試料Ｎｏ．１〜８の急冷凝固合金に対して、表１の最右欄に示す温度で６〜１０分間保持する熱処理工程を行い、室温まで冷却した後、磁気特性を測定した。測定は、熱処理済みの合金薄帯を長さ３〜５ｍｍに切断した後、ＶＳＭを用いて行った。測定結果を表２に示す。
【００７１】
【表２】
0004457453.tif 000003
【００７２】
表２からわかるように、実施例（Ｎｏ．１〜５）は、比較例（Ｎｏ．６〜８に比べて大きな最大エネルギー積（ＢＨ）maxを示している。
【００７３】
更に、ＶＳＭを用いて着磁率を測定した。着磁率の測定は、次のようにして行った。すなわち、０．０８０ＭＡ／ｍから５．１ＭＡ／ｍまでの範囲で磁界を徐々に増加させながら試料に印加し、その都度、残留磁化を測定した。５．１ＭＡ／ｍの磁界で着磁したときの残留磁束密度に対し、０．５６ＭＡ／ｍの磁界で着磁したときの残留磁束密度の比を着磁率（単位は％）として評価し、表２に記載した。
【００７４】
表２からわかるように、実施例の着磁率は何れも６５％以上であり、比較例の着磁率を大きく上回っている。
【００７５】
図３は、実施例である試料Ｎｏ．１と比較例である試料Ｎｏ．６について、着磁率の磁界依存性を示すグラフである。図３からわかるように、実施例の場合、比較例の場合よりも低い磁界の印加によって高い着磁率を示している。
【００７６】
更に、透過型電子顕微鏡を用いて結晶化熱処理後の合金組織を観察した。この観察によって求めた平均結晶粒径とその標準偏差σを表２に示す。
【００７７】
表２から明らかなように、比較例における平均結晶粒径が５０ｎｍ以上であるのに対して、実施例における平均結晶粒径は何れも３０ｎｍを下回っている。また、実施例における結晶粒径の標準偏差σは２．５ｎｍ以下であり、比較例における結晶粒径の標準偏差σよりも小さい。これらのことは、実施例のナノ結晶組織が比較例に比べて微細で均質なことを示している。
【００７８】
【発明の効果】
本発明によれば、添加元素の組み合わせと添加量を調節することによってナノ結晶組織の構造を均質微細化し、それによって、保磁力が高く、しかも着磁特性に優れた微細結晶型鉄基合金磁石が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は、本発明による微細結晶型鉄基合金磁石のための急冷合金を製造する方法に用いる装置の全体構成例を示す断面図であり、（ｂ）は急冷凝固が行われる部分の拡大図である。
【図２】急冷合金の薄帯のＤＴＡ曲線を示すグラフである。
【図３】実施例である試料Ｎｏ．１と比較例である試料Ｎｏ．６について、着磁率の磁界依存性を示すグラフである。
【符号の説明】
１ｂ、２ｂ、８ｂ、および９ｂ  雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ、および９ａ  ガス排気口
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
２１  溶湯
２２  合金薄帯
【図１】
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【図２】
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【図３】
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