(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ハード磁性相およびソフト磁性相が混在してなり、下記式（１）：
【化１】
0003983999.tif 000012
（式中、ｘ＝４〜１０、ｙ＝４〜７、ｚ＝０〜２である）
の組成を有するＮｄＦｅＢ系希土類磁石合金であって、大きさがそれぞれ８０ｎｍ以下の前記ソフト磁性相と磁化容易軸の方向が揃っている前記ハード磁性相とからなる部分異方化領域の大きさが０．１〜１．０μｍであり、結晶質である希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法。
【請求項２】
前記希土類磁石合金において、Ｎｄの０．０１〜８０ａｔｏｍ％がＰｒで置換されてなることを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
前記希土類磁石合金において、Ｎｄの０．０１〜１０ａｔｏｍ％がＤｙまたはＴｂで置換されてなることを特徴とする請求項１または２に記載の製造方法。
【請求項４】
前記希土類磁石合金において、Ｆｅの０．０１〜３０ａｔｏｍ％がＣｏで置換されてなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項５】
前記希土類磁石合金において、ＦｅまたはＣｏが、全組成に対して０．１〜３ａｔｏｍ％のＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換されてなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項６】
前記希土類磁石合金において、前記ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさが６０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項７】
前記希土類磁石合金が、２５μｍ以下の大きさに粉砕し、１０ｋＯｅの磁場中で磁場配向させた場合に、下記式（２）：
【数１】
0003983999.tif 000013
で表される１６ｋＯｅにおける異方化度が１．１以上となる合金であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項８】
ストリップキャスト法または超急冷法を用いて、希土類磁石インゴットから前記希土類磁石合金を製造する段階を含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項９】
前記ストリップキャスト法または超急冷法によって製造された結晶質合金薄帯の厚さが１０〜３００μｍであることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
【請求項１０】
前記希土類磁石合金の粉砕は、湿式ボールミルまたは乾式ボールミルで行うことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項１１】
前記バルク磁石の密度が、前記希土類磁石合金の真密度の９５％以上であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項１２】
請求項１〜１１のいずれか１項に記載の製造方法によって得られた異方性交換スプリング磁石を備えてなるモータ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、異方性交換スプリング磁石およびその製造方法に関し、特に、優れた磁気特性を有する異方性交換スプリング磁石を簡便に製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
モータ等に用いられる磁石としては、高い磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が広く用いられており、溶解法（Ｍ．Ｓａｇａｗａ  ｅｔ  ａｌ，Ｊａｐａｎｅｓｅ  Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ２６（１９８７）７８５参照）や急冷法（Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｌｅｔｔｅｒ４６（１９８５）７９０参照）を用いて製造されている。また、ＨＤＤＲ処理（Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ  ｅｔ  ａｌ，Ｐｒｏｃ．１０ｔｈ  Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ  ｏｎ  Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍａｇｎｅｔｓａｎｄ  Ｔｈｅｉｒ  Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｋｙｏｔｏ，（１９８９）５１１参照）が開発され、結晶粒の微粒化による保磁力向上が可能となっている。このとき、Ｃｏ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｈｆなどの添加元素を加えて、得られる粉末に異方性を付与することができる。これらの技術開発によって、優れた磁気特性を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の開発が可能になった。
【０００３】
しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、磁石特性に関して理論上の限界値に近づきつつある。このため、さらなる高性能を有する次世代磁石の開発が所望されており、近年、交換スプリング磁石が注目を集めている（Ｅ．Ｆ．Ｋｎｅｌｌｅｒ  ａｎｄ  Ｒ．Ｈａｗｉｇ，ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ  Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ２７（１９９１）３５８８他）。交換スプリング磁石は、ハード磁性相（以下、ハード相とも記載）とソフト磁性相（以下、ソフト相とも記載）が数十ｎｍオーダーで微細分散した組織からなり、両相の磁化が交換相互作用で結び付くことによってソフト相の磁化が容易に反転せず、全体として単一ハード相のように振る舞う磁石であり、ナノコンポジット磁石とも称される。理論上はＳｍ2Ｃｏ17Ｎ3／Ｆｅ−Ｃｏにおいて、異方性化できれば（ＢＨ）max＝１３７ＭＧＯｅもの値を得られることが報告されている（Ｒ．Ｓｋｏｍｓｋｉ  ａｎｄＪ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ，Ｐｈｙｓｉｃａｌ  ＲｅｖｉｅｗＢ４８（１９９３）１５８１２）。
【０００４】
これまでのところ、Ｒ．Ｃｏｅｈｏｏｒｎ  ｅｔ  ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｄｅ  Ｐｈｙｓｉｑｕｅ  ４９（１９８８）Ｃ８−６６９にＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ／Ｆｅ３Ｂ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。また、特開平７−１７３５０１号公報、特開平７−１７６４１７号公報、Ｌ．Ｗｉｔｈａｎａｗａｓａｍ  ｅｔ  ａｌ，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  ａｐｐｌｉｅｄ  ｐｈｙｓｉｃｓ  ７６（１９９４）７０６５には、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ／Ｆｅ系交換スプリング磁石の製造方法が開示されている。
【０００５】
しかしながら、上記文献において用いられているメルトスパン法やメカニカルアロイング（ＭＡ）法では結晶方位を揃えることができないため等方性交換スプリング磁石しか得られず、交換スプリング磁石の特性を十分に活かしきれていなかった。
【０００６】
異方性交換スプリング磁石の製造方法としては、特開平１１−８１０９号公報にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂアモルファス合金を強磁場中で加熱結晶化する方法が、特開平１１−９７２２２号公報にはハード相とソフト相が微細分散析出するような急冷薄帯合金を熱間加工する方法が、特開２０００−２３５９０９号公報には急冷薄帯を急速昇温して直接温間一軸変形する方法がそれぞれ開示されている。
【０００７】
しかしながら、上記方法によって製造された異方性交換スプリング磁石は磁石特性が不充分であり、また、より簡便な異方性交換スプリング磁石の製造方法の開発が所望されていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記事項に鑑み、本発明は、優れた磁石特性を有する異方性交換スプリング磁石を簡便に製造する方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、出発材料として、合金全体としては等方的であるが、ハード相とソフト相とが微細に分散して部分的にはハード相の磁化容易軸の方向が揃っている希土類磁石合金を用い、これをハード相の揃った領域より小さいサイズまで粉砕する製法を採用することによって上記課題が解決できることを見出し、諸条件を確立して本発明を完成させたものである。即ち、このような磁石合金を磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域より小さいサイズにまで粉砕して磁場中成形した場合、異方性を有する圧粉体が得られる。これを結晶質が肥大化しない条件で焼結することにより、優れた磁石特性を有する異方性交換スプリング磁石を容易に得ることができる。本発明の具体的構成は以下の通りである。
【００１０】
請求項１に記載の発明は、ハード磁性相およびソフト磁性相が混在してなり、下記式（１）：
【化１】
0003983999.tif 000002
（式中、ｘ＝４〜１０、ｙ＝４〜７、ｚ＝０〜２である）
の組成を有するＮｄＦｅＢ系希土類磁石合金であって、大きさがそれぞれ８０ｎｍ以下の前記ソフト磁性相と磁化容易軸の方向が揃っている前記ハード磁性相とからなる部分異方化領域の大きさが０．１〜１．０μｍであり、結晶質である希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法である。
【００１４】
請求項２に記載の発明は、前記希土類磁石合金において、Ｎｄの０．０１〜８０ａｔｏｍ％がＰｒで置換されてなることを特徴とする請求項１に記載の製造方法である。
【００１５】
請求項３に記載の発明は、前記希土類磁石合金において、Ｎｄの０．０１〜１０ａｔｏｍ％がＤｙまたはＴｂで置換されてなることを特徴とする請求項１または２に記載の製造方法である。
【００１６】
請求項４に記載の発明は、前記希土類磁石合金において、Ｆｅの０．０１〜３０ａｔｏｍ％がＣｏで置換されてなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００１７】
請求項５に記載の発明は、前記希土類磁石合金において、ＦｅまたはＣｏが、全組成に対して０．１〜３ａｔｏｍ％のＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換されてなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００１８】
請求項６に記載の発明は、前記希土類磁石合金において、前記ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさが６０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００１９】
請求項７に記載の発明は、前記希土類磁石合金が、２５μｍ以下の大きさに粉砕し、１０ｋＯｅの磁場中で磁場配向させた場合に、下記式（２）：
【００２０】
【数２】
0003983999.tif 000003
【００２１】
で表される１６ｋＯｅにおける異方化度が１．１以上となる合金であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００２２】
請求項８に記載の発明は、ストリップキャスト法または超急冷法を用いて、希土類磁石インゴットから前記希土類磁石合金を製造する段階を含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００２３】
請求項９に記載の発明は、前記ストリップキャスト法または超急冷法によって製造された結晶質合金薄帯の厚さが１０〜３００μｍであることを特徴とする請求項８に記載の製造方法である。
【００２４】
請求項１１に記載の発明は、請求項１〜８のいずれか１項に記載の希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下に粉砕して磁石粉末を得る段階と、前記磁石粉末を磁場中成形し、圧粉体を得る段階と、前記圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結してバルク磁石を得る段階と、からなる異方性交換スプリング磁石の製造方法である。
【００２５】
請求項１０に記載の発明は、前記希土類磁石合金の粉砕は、湿式ボールミルまたは乾式ボールミルで行うことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００２６】
請求項１１に記載の発明は、前記バルク磁石の密度が、前記希土類磁石合金の真密度の９５％以上であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の製造方法である。
【００２７】
請求項１２に記載の発明は、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の製造方法によって得られた異方性交換スプリング磁石を備えてなるモータである。
【００２８】
【発明の効果】
以上のように構成された本発明によれば、請求項毎に次のような効果を奏する。
【００２９】
請求項１に記載の発明にあっては、磁化容易軸を一方向に揃えた異方性バルク交換スプリング磁石を簡便に製造することができる。異方性であるのでエネルギー積が大きく、使用する希土類金属量を低減することができる。従って、例えば本発明に係る磁石を自動車のモータに適用した場合、モータの小型・軽量化を達成でき、自動車の燃費向上および製造コスト削減に大きく寄与しうる。また、温度特性に優れた磁石を得ることができ、高温耐久性が要求される部位に適用した場合に特に有益な効果を示す。
【００３０】
請求項２に記載の発明にあっては、組成を上記式（１）とすることにより、磁石の保磁力、生産性を高めることができる。
【００３１】
請求項３に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＰｒで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および角型性を向上させることができる。
【００３２】
請求項４に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換することによって、残留磁束密度の低下を生じることなく保磁力および温度特性を向上させることができる。
【００３３】
請求項５に記載の発明にあっては、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、温度特性や磁束密度を向上させることができる。
【００３４】
請求項６に記載の発明にあっては、ＦｅまたはＣｏの一部をＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換することによって、微粒化を図ることができ、ひいては保磁力増大を達成できる。
【００３５】
請求項７に記載の発明にあっては、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさを６０ｎｍ以下とすることによって、保磁力のさらなる増大を実現できる。
【００３６】
請求項８に記載の発明にあっては、上記式（２）を満たす希土類磁石合金を用いることによって、優れた異方性交換スプリング磁石を得ることができる。
【００３７】
請求項９に記載の発明にあっては、ストリップキャスト法または超急冷法を用いることによって、請求項１〜８の希土類磁石合金を得ることができる。
【００３８】
請求項１０に記載の発明にあっては、厚さが１０〜３００μｍとなるように結晶質合金薄帯を調製することによって、微細な結晶質を有する合金薄帯とすることができる。
【００３９】
請求項１１に記載の発明にあっては、異方性を有するバルク交換スプリング磁石が得られる。また、放電プラズマ中で加圧焼結することによって、加熱時間の短縮および加熱温度の低減が図れ、交換スプリング磁石の結晶質の微細粒が維持される。従って、得られる交換スプリング磁石の磁石特性がより優れたものとなる。
【００４０】
請求項１２に記載の発明にあっては、バルク磁石の密度を原料である希土類磁石合金の真密度の９５％以上とすることによって、エネルギー積を好適なものとすることができる。
【００４１】
請求項１３に記載の発明にあっては、優れた磁石特性を有する本発明に係る交換スプリング磁石を搭載したモータとすることによって、モータの小型・軽量化を達成でき、モータの燃費向上および製造コスト削減を達成できる。また、高温耐久性に優れるため、熱設計上優れた効果を有する。
【００４２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係る磁石合金について説明する。
【００４３】
本発明に係るＮｄＦｅＢ系磁石合金は、ハード磁性相および前記ソフト磁性相の大きさが８０ｎｍ以下のハード相およびソフト相が混在し、ハード相の磁化容易軸の方向が揃っている部分異方化領域の大きさが０．１μｍ以上であることを特徴とする。図１には本発明に係る磁石合金の概念図を示す。矢印は磁化容易軸の方向を示し、矢印が付された粒子がハード相を、矢印が付されていない粒子がソフト相を表す。実際の磁石合金においては、図１に示すようなハード相の磁化容易軸の方向が揃った小領域（本願において、「部分異方化領域」とも記載）が組み合わさった構造を有しており、さらに部分異方化領域も、やや拡大したマクロのスケールでみるとテクスチャーを持っている。即ち、略同一の異方化方向を有する複数の部分異方化領域からなる領域が形成されている。そして、合金全体としては等方性を有する。即ち、合金は異方性を有する部分異方化領域の集合体のような構成をなしている。なお、本発明において磁石合金とは、結晶質合金薄帯、これらを粗粉砕した中間体など種々の態様を指すものであり、特に限定的に用いられるものではない。
【００４４】
ハード相およびソフト相の大きさおよび混在状態はＳＥＭを用いて確認することができ、その際、ハード相およびソフト相の大きさ（以下、結晶質サイズとも記載）は最大径として定義される。結晶質サイズは、大きすぎると交換相互作用が低下するため８０ｎｍ以下であることが必要であり、６０ｎｍ以下であることが好ましい。結晶質サイズの下限値に関しては特に限定されるものではなく、小さいほど強い交換相互作用が得られるが、製造の困難性に伴う生産性低下などを考慮すると５ｎｍ以上が実際的である。
【００４５】
ハード相の磁化容易軸の方向はＴＥＭにより最終的には確認することができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°な場合に「磁化容易軸の方向が揃っている」と判断するものとする。部分異方化領域の大きさの確認も最終的にはＴＥＭによって行うことができ、本願においては磁化容易軸の方向が±１５°以内になっている領域を部分異方化領域の大きさとして定義するものとする。ＴＥＭの代用方法を用いて磁石合金の優劣を判断してもよく、例えば、次段落で説明する演繹的な推論方法を用いてもよい。本発明は、磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下の粒子に粉砕し、この粉末を用いることによって交換スプリング磁石に異方性を付与するものである。即ち、部分異方化領域の大きさ以下の粒子に磁石合金を粉砕した場合、粉砕によって生成した磁石粉末は、異方性を有する磁石となる。なお、粉砕に際しては、隣接する部分異方化領域との境界面において分離しやすいと思料される。異方性を有する磁石粉末に磁場をかけた場合、磁石粉末の整列により磁石の集合体（粉末の圧粉体）は、異方性を有するものとなる。部分異方化領域の大きさは０．１μｍ以上であることが必要である。磁石合金の粉砕は、部分異方化領域の大きさ以下にまで行う必要があるが、粉砕によって生じた磁石粉末の大きさが小さすぎると、磁場配向させることが困難となるからである。部分異方化領域の大きさの上限は特に限定されるものではなく、大きいほど好ましい。
【００４６】
次に、出発原料である希土類磁石合金が部分的に異方化し、本発明の磁石合金としての特性を満たすか否かを簡便に知る方法について述べる。一つは、実際にバルク磁石を製造して、部分異方化領域の有無を推定する方法である。具体的には、ボールミルを用いて粉砕し、磁場中プレスにより圧粉体を作製し、８００℃以下の温度で放電プラズマ装置によりバルク化し磁石とする。このバルク磁石の磁場中プレスの磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を比較することにより、異方性の程度を調べ、異方性が有れば部分異方化領域を有していたと推定する方法である。もう一つは、より簡便な方法である。磁石合金（ストリップキャスト法で作製した希土類合金薄帯や、アモルファスリボンを熱処理して結晶質とした薄帯等）を２５μｍ以下に粉砕し、エポキシ樹脂（接着剤）に混ぜ、１０ｋＯｅの磁場中で固めて、振動型磁力計（ＶＳＭ）用サンプルを作製する。ＶＳＭにて磁場方向とそれに垂直な方向での磁化曲線を測定し、下記式（２）：
【００４７】
【数３】
0003983999.tif 000004
【００４８】
で表される１６ｋＯｅにおける磁化の比（異方化度）から部分異方化の程度を推定する方法である。磁石合金をもっと細かく粉砕する方が好ましいが、固化させる際のハンドリングの容易性や、乳鉢を用いて手で粉砕し篩い分けできる大きさを考慮すると２５μｍ程度が好ましい。
【００４９】
後者の方法は希土類磁石材料開発において特に威力を発揮しうる。経験的には、Ｊｓ1が１．１以上の希土類磁石合金を出発材料とした場合に、優れた異方性交換スプリング磁石の作製が可能であった。Ｊｓ1は１．３以上がより好ましく、１．５以上がさらに好ましい。
【００５０】
交換スプリング磁石を得るための好ましい磁石組成としては、下記式（１）：
【００５１】
【化３】
0003983999.tif 000005
【００５２】
が挙げられる。この組成でのハード相はＮｄ2Ｆｅ14Ｂであり、ソフト相はα−ＦｅであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００５３】
Ｎｄの量が少なすぎると、交換スプリング磁石を製造した際の保磁力の確保が困難になる場合があるため４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、ソフト相の占める割合が少なくなり、交換スプリング磁石を製造した場合の磁石特性が低下する恐れがある。このため、１０ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００５４】
Ｎｄの一部をＰｒで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜８０ａｔｏｍ％であることが好ましく、２０〜６０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の低下をほとんど生じることなく、保磁力および角型性を向上させることができるためである。
【００５５】
また、Ｎｄの一部をＤｙまたはＴｂで置換した組成としてもよい。その場合の置換量は０．０１〜１０ａｔｏｍ％であることが好ましい。この範囲であると、残留磁束密度の著しい低下を生じることなく、保磁力を向上させることができると共に、温度特性の向上も可能となるからである。
【００５６】
Ｆｅの一部をＣｏで置換した組成としてもよく、その場合の置換量は０．０１〜３０ａｔｏｍ％であることが好ましく、５〜２０ａｔｏｍ％であることがより好ましい。この範囲であると、保磁力、磁束密度の低下を生じることなく、温度特性の向上に加え、磁束密度自体も向上させることができる。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合におけるハード相はＮｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂとなり、ソフト相はＦｅ−ＣｏであることがＸ線回折、磁化の温度依存性の測定等より推定できた。
【００５７】
また、ＦｅまたはＣｏ（Ｆｅ−Ｃｏとして存在するＣｏ）は、少量のＡｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、ＧａまたはＮｂの１種以上で置換してもよい。これらの元素を含有させることによって組織の微細化を図ることができ、保磁力増大が達成できるからである。しかしながら、含有しすぎると、磁気特性が逆に低下する原因となる。この観点からは、置換される元素量は、全組成に対して０．１〜３ａｔｏｍ％であることが好ましい。
【００５８】
Ｂの量が少なすぎると、本発明に係る磁石合金の製造が困難となる恐れがあり、４ａｔｏｍ％以上であることが好ましい。一方、多すぎると、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｎｄ2（Ｆｅ−Ｃｏ）14Ｂ、α−Ｆｅ、α−（Ｆｅ−Ｃｏ）以外の磁石特性の低下を誘起する他の相ができる恐れがある。このため、７ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００５９】
Ｖは、結晶質の微細化、保磁力増大を図る観点から添加してもよいが、添加は必須ではなく、加えなくてもよい。ただし、加えすぎると磁気特性が逆に低下する原因となるため、２ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００６０】
なお、本発明に係る磁石は合金材料であるため微量の不純物の混入は止むを得ないが、不純物量は少量であるほど好ましく、１質量％以下であることが好適である。
【００６１】
本発明に係る磁石合金の製造は、まず所望の組成になるように各金属元素を調整して配合し、真空中やアルゴン雰囲気下において高周波誘導溶解などの公知手段によって溶解インゴットを作製する。これにストリップキャスト法などの急冷法を施すことによって、本発明に係る希土類磁石合金（合金薄帯）を得ることができる。ストリップキャスト法は公知の装置を用いて行うことができ、特に特別な改良を加えなくともよい。ただし、改良を排除するものではない。希土類合金薄帯は、超急冷法を用いて得ることもできる。この場合も公知手段を用いて調製することができ、具体的には超急冷してアモルファスリボンを作製し、それを８００℃以下の温度で結晶化することによって得ることができる。製造条件は使用する装置や合金の種類に応じて適宜設定する必要があり一義的に決められないが、本発明に係る磁石合金を調製する上では特に冷却速度に留意する必要がある。特に、合金薄帯を製造するための原料組成物中の希土類原子（例えば、Ｎｄ）の配合量が比較的少ない場合には、冷却速度を速めに設定するとよく、希土類原子の配合量が比較的多い場合には、冷却速度を遅めに設定するとよい。冷却速度が速すぎても（合金薄帯は薄くなる）遅すぎても（合金薄帯は厚くなる）結晶質サイズの粗大化や、合金薄帯の均一性が損なわれる恐れがある。冷却速度は、ストリップキャスト法によって得られる合金薄帯または超急冷法によって得られるアモルファスリボンの厚さと密接な関連があり、得られる合金薄帯の厚さが１０〜３００μｍになるように調製することが適切である。本発明にかかる微細な結晶質を有する希土類磁石合金の調整方法として、ストリップキャスト法と超急冷法とについて説明したが、本発明の希土類磁石合金の調製方法はこれらの限定されるものではなく、例えば、ガスアトマイズ等の方法によってアモルファス部を含有する粉末を作製し、それを熱処理することにより調製してもよいことは勿論である。
【００６２】
これらの方法によって、８０ｎｍ以下の結晶質サイズを有する結晶質合金薄帯を得ることができる。また、マクロ的に観察すると等方性の薄帯であるが、０．１μｍ以上の部分異方化領域を形成することができる。
【００６３】
本発明に係る希土類磁石合金は、結晶質であることが発明の一側面となっている。示差熱分析（ＤＴＡ）も行ったが、明瞭な発熱ピークは見られなかった。
【００６４】
得た磁石合金の特性を改善するために以下に記載する水素処理を施すことも可能である。まず、磁石合金を０．１〜１気圧の水素気流中にて、３０分〜２時間保持する。水素分圧の調整は、アルゴンなどの不活性ガスとの混合気体とすることによって実現してもよく、真空ポンプで減圧することによって実現してもよい。保持温度は、低すぎると水素処理が有効に機能しない恐れがあり、高すぎると結晶粒が粗大化する恐れがある。この観点から、保持温度は７５０〜９００℃が好ましい。保持温度は上記の範囲であれば、特に限定されるものではなく、上記範囲内で変化させることを排除するものではない。
【００６５】
次に、７５０〜９００℃の保持温度を保ったまま、水素分圧を１ｔｏｒｒ以下にして３０分〜１時間さらに保持する。続いて、水素分圧を１ｔｏｒｒ以下に保ったままで室温まで速やかに冷却する。このとき、冷却速度が遅すぎると水素を吸収してしまい、磁気特性に悪影響（異方性の低下等）が及ぶ恐れがある。このため、３０分〜１時間かけて行うことが好ましい。
【００６６】
このような一連の水素処理により、得られる磁石の異方性を高めることができる。また、容易に粉砕できるように改質でき、粉砕作業の生産性を高めることができる。なお、水素処理に用いることができる装置は、上記条件の下での処理を施しうるものであれば特に限定されるものではない。
【００６７】
続いて、上述した磁石合金を用いた異方性交換スプリング磁石の製造方法について説明する。
【００６８】
まず、本発明に係る希土類磁石合金を部分異方化領域の大きさ以下（１μｍ未満程度にまで粉砕することが一般的には好適である）に粉砕する。例えば、部分異方化領域の大きさが０．５μｍである場合には０．５μｍ以下の粒子に粉砕するとよい。粉砕する大きさの下限値については特に限定されるものではないが小さすぎると磁場配向させることが困難になり、また、微粉になるほど耐酸化性が劣るという弊害もある。このため微粒化の程度は０．１μｍ以上であることが好ましい。なお、ａｓ  ｍｉｌｌｅｄ状態での粉末は一部アモルファス化しているようであることが、磁気測定、Ｘ線回折等から推定されている。
【００６９】
粉砕には各種粉砕機を用いることができ、ボールミル、サンドミル、振動ミル、ジェットミル、ピンミルなどが挙げられるが、サブミクロン粉砕の観点からはボールミルが好ましい。ボールミルは湿式でも乾式でもよいが、磁石粉末の酸化による磁気特性の劣化を防ぐために非酸化性の雰囲気下（アルゴン雰囲気下、窒素雰囲気下など）で行うことが好ましい。湿式ボールミルにはシクロヘキサンなどを用いることができる。また、粉砕された粉末の凝集を抑制するために分散剤を用いる必要がある。分散剤は磁場配向にも好適な効果を及ぼしうる。分散剤としては、湿式ではコハク酸を、乾式ではステアリン酸を用いることができる。
【００７０】
次に、得た磁石粉末を磁場配向することによって圧粉体を得る。磁場配向およびプレスに用いる装置は特に限定されるものではなく、各種公知の手段を用いることができる。例えば、磁場印加によって磁化容易軸方向を揃えた状態で加圧成形することができる。加圧力は１〜５トン／ｃｍ2、印加する磁場は１５〜２５ｋＯｅ程度が適当である。圧粉体は以下に説明する放電プラズマ焼結装置の型を用いて作製し、型に収まったままの状態で、型ごと装置に運ばれ、圧力をかけながら放電プラズマ焼結することが作業の容易性の点からは好適である。
【００７１】
得られた圧粉体を放電プラズマ中で加圧焼結することによって、バルク化した異方性交換スプリング磁石を得る。放電プラズマ加圧焼結を用いて、比較的低温で焼結することによって結晶質サイズの粗大化を抑制でき、得られる磁石の特性を優れたものとすることができる。放電プラズマ加圧焼結はイズミテック社製Ｍｏｄｅｌ  ＳＰＳ−２０４０などの市販の装置を用いて行うことができ、製造する磁石や生産ラインに応じて適宜改良を施してもよい。
【００７２】
放電プラズマ加圧焼結の温度は、高すぎると結晶質サイズが粗大化し、磁石の保磁力が低下すると共に、交換結合が弱くなる恐れがある。このため、８００℃以下で行うことが好ましく、７００℃以下がより好ましい。一方、低すぎると緻密化が不充分となる恐れがあるため、６００℃以上であることが好ましい。なお、交換結合の大きさはスプリングバックの大きさで認知することができる。加圧焼結はロータリーポンプ等を用いて減圧下で行うことが好ましく、処理温度までの昇温速度は１５〜２５Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。処理保持時間は、使用する装置、温度、圧粉体の大きさなどに応じて適宜変更する必要があり一義的には定義できないが、０〜５ｍｉｎ程度が一般的である。処理温度にて焼結後、炉冷する。降温速度は１０〜３０Ｋ／ｍｉｎ程度が適切である。加圧力は１〜１０トン／ｃｍ2程度が適切である。だたし、放電プラズマ加圧焼結は、結晶質サイズが粗大化し、異方性交換スプリング磁石の特性が劣化しない程度においては上記条件から外れてもよい。なお、放電プラズマ加圧焼結を用いた場合、酸素濃度の低いバルク磁石を製造することができ、磁石特性の向上を図ることができる。
【００７３】
上記方法によって得られるバルク化磁石は、粉砕方法の如何を問わず磁化曲線の第２、第３象限においてスプリングバック現象を示すものとなる。これは原料としてハード相とソフト相がそれぞれ６０〜８０ｎｍ以下の大きさで微細に混在している希土類磁石合金を用いたためである。
【００７４】
得られるバルク磁石の密度は、エネルギー積を高める観点からは原料である希土類磁石合金の真密度に近いことが好ましく、具体的には９５％以上の真密度とすることが好ましい。
【００７５】
本発明の方法によって製造された交換スプリング磁石は、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて磁石フラックスが大きいので小型化が図れる、温度特性が優れ減磁しにくい等の特性を有し、電気自動車用、ＨＥＶ用の駆動モータに適用した場合に特に優れた効果を示す。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石に比べて、磁石フラックスが大きい理由は、交換スプリング磁石がソフト相を多量に含んでいるためである。温度特性が優れる理由としては、保磁力機構が異なるためと考えられる。即ち、ハード相の結晶質サイズが小さく、ピンニング型に近い保磁力機構となっているため、温度安定性が増しているようである。
【００７６】
【実施例】
次に、本発明について実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００７７】
＜実施例１＞
１．合金薄帯の調製
超急冷装置を用いて、組成がＮｄ10Ｆｅ84Ｂ6である合金インゴットから幅３ｍｍ、厚さ３０μｍのアモルファスリボンを作製し、これに熱処理を施すことによって合金薄帯を得た。超急冷の条件はロール周速度２０ｍ／ｓｅｃとし、熱処理条件は真空中６５０℃×５ｍｉｎとした。
【００７８】
得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が７０ｎｍ以下、ソフト相が７０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜１．０μｍであった。
【００７９】
この合金薄帯の優劣の判断は、以下の方法にしたがってＶＳＭサンプルを調製し、Ｊｓ1が１．１以上である場合を「優れている」と判定した。これは、Ｊｓ1が１．１以上である材料を用いた場合に優れた異方性バルク交換スプリング磁石を調製できる点を考慮したものである。
【００８０】
２．ＶＳＭサンプルの調製およびＪｓ１評価方法
乳鉢を用いて、得られた合金薄帯を直径２５μｍ以下の粒子に粉砕し、１０ｋＯｅの磁場中において粉末をエポキシ樹脂で固定することにより、ＶＳＭサンプルを得た。最大磁場１６ｋＯｅの振動型磁力計（東英工業株式会社製ＶＳＭ−５−１５型）を用いて、磁場に平行な方向の磁化曲線と磁場に垂直な方向の磁化曲線とを測定し、上記式（２）で表されるＪｓ１を評価したところ、１．７であった。結果を表１に示す。
【００８１】
＜実施例２＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ86Ｂ6とし、超急冷の条件をロール周速度２５ｍ／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が８０ｎｍ以下、ソフト相が８０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．５５であった。また、保磁力は５．８ｋＯｅであった。結果を表１に示す。
【００８２】
＜実施例３＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ88Ｂ6とし、超急冷の条件をロール周速度３０ｍ／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が８０ｎｍ以下、ソフト相が８０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．４であった。結果を表１に示す。
【００８３】
＜実施例４＞
合金インゴットの組成をＮｄ4Ｆｅ90Ｂ6とし、超急冷の条件をロール周速度４０ｍ／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が８０ｎｍ以下、ソフト相が８０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．４μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．３５であった。結果を表１に示す。
【００８４】
＜比較例１＞
実施例１と同じ超急冷条件を採用した以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が１００ｎｍ以下、ソフト相が１００ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭによって観察したが、部分異方化領域は確認できなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．０５であった。結果を表１に示す。
【００８５】
【表１】
0003983999.tif 000006
【００８６】
表１に示すように本発明に係る合金薄帯は、異方性交換スプリング磁石材料として優れていることが示された。
【００８７】
＜実施例５＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ85Ｂ7とした以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が８０ｎｍ以下、ソフト相が８０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．６であった。保磁力は５．８ｋＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８８】
＜実施例６＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ85Ｂ6Ｖ1とした以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．６であった。保磁力は９．８ｋＯｅであった。結果を表２に示す。
＜実施例７＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ88Ｂ4とした以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．５５であった。保磁力は３．４ｋＯｅであった。結果を表２に示す。
【００８９】
＜実施例８＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ86Ｂ4Ｖ2とした以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．６であった。保磁力は４．３ｋＯｅであった。結果を表２に示す。
【００９０】
＜比較例２＞
合金インゴットの組成をＮｄ8Ｆｅ89Ｂ3とした以外は実施例２と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が８０ｎｍ以下、ソフト相が８０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭによって観察したが、部分異方化領域は確認できなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．０５であった。結果を表２に示す。
【００９１】
【表２】
0003983999.tif 000007
【００９２】
表２に示すように本発明に係る合金薄帯は、異方性交換スプリング磁石材料として優れていることが示された。また、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂを添加することによって、保磁力向上に効果があることが示された。なお、ホウ素濃度を８ａｔｏｍ％にした試料を調製しようとしたが、Ｂ化合物の析出と思われる現象が発現した。
【００９３】
＜実施例９＞
合金インゴットの組成をＮｄ9Ｆｅ76Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャスト法により合金薄帯を調製した。ストリップキャスト法の条件は、固化する温度である９００℃程度までの冷却速度を約２５００℃／ｓｅｃとした。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜０．８μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．７であった。結果を表３に示す。
【００９４】
＜実施例１０＞
合金インゴットの組成をＮｄ10Ｆｅ75Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約２２００℃／ｓｅｃとした以外は実施例９と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が４０ｎｍ以下、ソフト相が４０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．３〜１．０μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．８であった。結果を表３に示す。
【００９５】
＜実施例１１＞
合金インゴットの組成をＮｄ7Ｆｅ78Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約３０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例９と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．６であった。結果を表３に示す。
【００９６】
＜実施例１２＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約４０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例９と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．５であった。結果を表３に示す。
【００９７】
＜実施例１３＞
合金インゴットの組成をＮｄ4Ｆｅ81Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、ストリップキャストの条件を冷却速度約５０００℃／ｓｅｃとした以外は実施例９と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が６０ｎｍ以下、ソフト相が６０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．４５であった。結果を表３に示す。
【００９８】
＜比較例３＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とした以外は実施例９と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が２００ｎｍ以下、ソフト相が２００ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭによって観察したが、部分異方化領域は確認できなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．０５であった。結果を表３に示す。
【００９９】
【表３】
0003983999.tif 000008
【０１００】
表３に示すように本発明に係る合金薄帯は、異方性交換スプリング磁石材料として優れていることが示された。また、Ｎｄ量が少ないほど、結晶質サイズが大きくなる傾向を示した。
【０１０１】
＜実施例１４＞
合金インゴットの組成をＮｄ7Ｆｅ78Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、超急冷の条件をロール周速度３０ｍ／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．２〜０．６μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．６であった。結果を表４に示す。
【０１０２】
＜実施例１５＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とし、超急冷の条件をロール周速度４０ｍ／ｓｅｃとした以外は実施例１と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が５０ｎｍ以下、ソフト相が５０ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭ観察により調べた部分異方化領域の大きさは０．１〜０．５μｍであった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．５であった。結果を表４に示す。
【０１０３】
＜比較例４＞
合金インゴットの組成をＮｄ6Ｆｅ79Ｃｏ8Ｂ6Ｖ1とした以外は実施例１４と同様にして合金薄帯を得た。得られた合金薄帯の切断面をＳＥＭで観察したところ、合金薄帯中にはハード相とソフト相とが混在し、それぞれの大きさはハード相が１００ｎｍ以下、ソフト相が１００ｎｍ以下であった。また、ＴＥＭによって観察したが、部分異方化領域は確認できなかった。実施例１と同様の方法でＶＳＭサンプルを作成しＪｓ1を評価したところ、１．０５であった。結果を表４に示す。
【０１０４】
【表４】
0003983999.tif 000009
【０１０５】
表４に示すように本発明に係る合金薄帯は、異方性交換スプリング磁石材料として優れていることが示された。
【０１０６】
＜実施例１６＞
実施例９に記載の方法で得られた合金薄帯を湿式ボールミル（Ａｒ雰囲気下、シクロヘキサン）で粉砕した。分散剤としてポリブテニルコハク酸イミドテトラエチレンペンタミン（分子量１３００）を使用した。この分散剤は若干の鉱油を含むものであった。粉砕後の粉末の大きさをＳＥＭで確認したところ１μｍ未満となっており、１μｍ以上の粒子は確認できなかった。この粉末を２０ｋＯｅの磁場中にて配向させ、２トン／ｃｍ2で加圧して圧粉体を得た。
【０１０７】
この圧粉体を、放電プラズマ焼結装置（イズミテック株式会社製；ＭｏｄｅｌＳＰＳ−２０４０）を用いて、加圧力９トン／ｃｍ２、型温度６５０℃で、３分間放電プラズマ焼結してバルク交換スプリング磁石を得た。型には非磁性のＷＣ型を使用し、焼結はロータリーポンプによる減圧下で行った。また、昇温速度は２０Ｋ／ｍｉｎとした。得られたバルク交換スプリング磁石の形状は、１０ｍｍ×１０ｍｍ×７ｍｍであり、磁石の密度は真密度に到達していた。磁石をＴＥＭ観察したところ結晶質サイズは１５〜４０ｎｍであり、電子線の回折パターンより、ハード相の向きが揃っていることが確認できた。また、磁石の断面のＳＥＭ観察を試みたところ、元の粉末外形の識別がほとんどできないくらいの組織形態をなしていた。
【０１０８】
得られたバルク交換スプリング磁石の磁化曲線を最大印加磁場２０ｋＯｅの（直流）ＢＨトレーサにて測定した。下記式（３）：
【０１０９】
【数４】
0003983999.tif 000010
【０１１０】
で表されるＪｓ2を評価したところ１．８であり、放電プラズマ装置によるバルク化によって、実施例９の合金薄帯よりも異方性が向上していた。また、磁化曲線からエネルギー積を算出したところ２５ＭＧＯｅであった。結果を表５に示す。
【０１１１】
＜実施例１７＞
焼結時の加圧力を８トン／ｃｍ2とした以外は実施例１６と同様にしてバルク交換スプリング磁石を得た。磁石の密度は真密度の９５％であった。Ｊｓ2を評価したところ、１．８であり、エネルギー積は２０ＭＧＯｅであった。結果を表５に示す。
【０１１２】
＜実施例１８＞
焼結時の加圧力を７トン／ｃｍ2とした以外は実施例１６と同様にしてバルク交換スプリング磁石を得た。磁石の密度は真密度の９０％であった。Ｊｓ2を評価したところ、１．８であり、エネルギー積は１８ＭＧＯｅであった。結果を表５に示す。
【０１１３】
＜実施例１９＞
焼結時の温度を８１０℃とした以外は実施例１６と同様にしてバルク交換スプリング磁石を得た。磁石の密度は真密度に達しており、Ｊｓ2は１．５、エネルギー積は１５ＭＧＯｅであった。結果を表５に示す。
【０１１４】
【表５】
0003983999.tif 000011
【０１１５】
保磁力は実施例１６、１７、１８ではいずれも７．０ｋＯｅ程度の値であり、実施例１８では５．０ｋＯｅであった。表５に示すように、磁石密度は、真密度の９５％以上とすることが好ましく、放電プラズマ装置での焼結温度は８００℃以下が好ましいことが示唆された。
【０１１６】
＜実施例２０＞
実施例１６の交換スプリング磁石を表面磁石型モータ（ステータ１２極、ロータ８極）に適用した。図２は適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。外側はアルミケース１１、その内側がステータ（内径５２ｍｍ、外径１０８ｍｍ）１２であり、１−２がｕ相、３−４がｖ相、５−６がｗ相巻線である。また、ステータ１２は電磁鋼板の積層体とした。ロータ鉄１４上には図示するような形状の磁石１３を配置した。なお、ロータの最外径は５０．７ｍｍとし、ステータおよびロータの積厚は７９．８ｍｍであった。
【０１１７】
モータの性能は、最大定格２ｋＷ、耐熱限界１６０℃であった。本磁石の保磁力は７．２ｋＯｅであった。一方、従来のＮｄＦｅＢ焼結磁石を用いた場合、同等の耐熱性を確保するには保磁力１９．８ｋＯｅ程度以上の磁石を使用する必要がある。即ち、本発明の磁石をモータに適用した場合、熱設計において優れた特性を発現することが示された。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明に係る磁石合金の概念図である。
【図２】  本発明の交換スプリング磁石が適用された集中巻の表面磁石型モータの１／４断面図である。
【符号の説明】
１１  アルミケース
１２  ステータ
１３  磁石
１４  ロータ鉄
１５  軸
【図１】
0003983999.tif 000014
【図２】
0003983999.tif 000015