(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記式（１）；
【化１】
0004107062.tif 000006
（式中、ａは５〜７であり、ｂは４〜１２であり、ｘは１．５〜４．５である。）
で表される磁石用合金。
【請求項２】
磁石用合金の組成が、Ｎｄ：５〜７ａｔｏｍ％、Ｂ：４〜１２ａｔｏｍ％、Ｔａ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｃ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｆｅ：残部であり、前記Ｎｄの一部がＤｙに置換され、Ｄｙの量がＮｄおよびＤｙの合計量に対して１０〜３５ａｔｏｍ％である、磁石用合金。
【請求項３】
Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂ、ＴａおよびＣを含み、Ｆｅの一部がＣｏで置換されている磁石用合金であって、前記合金の組成が、Ｎｄ：５〜７ａｔｏｍ％、Ｂ：４〜１２ａｔｏｍ％、Ｔａ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｃ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、ＦｅおよびＣｏ：残部であり、Ｃｏの量がＦｅおよびＣｏの合計量に対して、０．０１〜５０ａｔｏｍ％である、磁石用合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁石用合金から製造されてなる、α−Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とＴａＣ相とを含有する交換スプリング磁石。
【請求項５】
α−Ｆｅ相の結晶粒径が５〜４０ｎｍであることを特徴とする請求項４に記載の交換スプリング磁石。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁石用合金を用いて、液体急冷法またはメカニカルアロイ法により少なくとも一部がアモルファス状態である合金を作製する工程と、前記少なくとも一部がアモルファス状態である合金に熱処理を施す工程と、を含む交換スプリング磁石の製造方法であって、前記熱処理を施す工程において、ＴａＣ相が形成される、交換スプリング磁石の製造方法。
【請求項７】
前記熱処理の温度が７２５〜７７５℃であることを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
【請求項８】
前記熱処理の保持時間が０〜１０分であることを特徴とする請求項６または７に記載の製造方法。
【請求項９】
請求項４または５に記載の交換スプリング磁石を用いたモータ。
【請求項１０】
請求項４または５に記載の交換スプリング磁石を用いたセンサ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、交換スプリング磁石およびその製造方法に関し、より詳しくは、優れた磁石特性を有する交換スプリング磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
永久磁石相（ハード相）と軟磁性相（ソフト相）とがナノサイズで混在する交換スプリング磁石が、新たな磁石材料として注目を集めている。交換スプリング磁石は、高い磁束密度を有するソフト相を含有するため、磁石全体としての磁束密度が向上し、磁石特性の劇的な向上が図れる。交換スプリング磁石の開発は、ハード相をＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系、ソフト相をＦｅまたはＦｅ−Ｂ系とした組成系に関して、開発が進められている。
【０００３】
現実の交換スプリング磁石は、希土類元素量が８〜９ａｔｏｍ％の範囲で高い磁石特性が発現している。ただし、マイクロマグネティクスシミュレーションからは、より低希土類組成、即ちソフト相の含有量が多い組成とすることによって、さらなる磁石特性向上の可能性が示されている。これは、先に述べたようにソフト相は磁束密度が高いため、ソフト相の含有量を増加させることによって、磁石全体の磁束密度が高くなることを反映した結果である。
【０００４】
しかしながら、実際に希土類元素量を減少させ、ソフト相の含有量を増加させた交換スプリング磁石を製造してみると、上述のシミュレーション通りの高い磁石特性を発現させることは困難であることが明らかとなった。その原因は、ソフト相の含有量の増加に伴う磁石の結晶粒径の増大である。即ち、ソフト相を増加させた場合、製造過程で交換スプリング磁石の粒径が増大してしまい、ソフト相とハード相との交換結合力が低下する。このため、シミュレーションよりも保磁力が極端に低下し、交換スプリング磁石の磁石特性低下を招来していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事項に鑑み完成されたものであり、磁石中に含まれるソフト相の含有量を増加させた場合であっても、結晶粒径が微細で、磁石密度および保磁力の双方に関して優れた特性を有する交換スプリング磁石およびその原料となる磁石用合金を提供することを目的とする。
【０００６】
また、上記交換スプリング磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、交換スプリング磁石を製造する過程で使用される磁石用合金として、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂに加えて、さらにＴａおよびＣを含む合金を使用することによって、磁石密度および保磁力の双方に関して優れた特性を有する交換スプリング磁石が得られることを見出した。即ち、本発明は、ＴａおよびＣを磁石用合金中に添加することによって、α−Ｆｅ相の結晶成長を抑制でき、その結果、得られる交換スプリング磁石の結晶粒径を微細にできる点を見出し完成されたものである。本願発明は、具体的には、請求項毎に以下の構成を有する。
【０００８】
請求項１に記載の発明は、下記式（１）；
【化２】
0004107062.tif 000002
（式中、ａは５〜７であり、ｂは４〜１２であり、ｘは１．５〜４．５である。）
で表される磁石用合金である。
【０００９】
請求項２に記載の発明は、磁石用合金の組成が、Ｎｄ：５〜７ａｔｏｍ％、Ｂ：４〜１２ａｔｏｍ％、Ｔａ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｃ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｆｅ：残部であり、前記Ｎｄの一部がＤｙに置換され、Ｄｙの量がＮｄおよびＤｙの合計量に対して１０〜３５ａｔｏｍ％である、磁石用合金である。
【００１０】
請求項３に記載の発明は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂ、ＴａおよびＣを含み、Ｆｅの一部がＣｏで置換されている磁石用合金であって、前記合金の組成が、Ｎｄ：５〜７ａｔｏｍ％、Ｂ：４〜１２ａｔｏｍ％、Ｔａ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、Ｃ：１．５〜４．５ａｔｏｍ％、ＦｅおよびＣｏ：残部であり、Ｃｏの量がＦｅおよびＣｏの合計量に対して、０．０１〜５０ａｔｏｍ％である、磁石用合金である。
【００１１】
請求項４に記載の発明は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁石用合金から製造されてなる、α−Ｆｅ相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とＴａＣ相とを含有する交換スプリング磁石である。
【００１２】
請求項５に記載の発明は、α−Ｆｅ相の結晶粒径が５〜４０ｎｍであることを特徴とする請求項４に記載の交換スプリング磁石である。
【００１４】
請求項６に記載の発明は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁石用合金を用いて、液体急冷法またはメカニカルアロイ法により少なくとも一部がアモルファス状態である合金を作製する工程と、前記少なくとも一部がアモルファス状態である合金に熱処理を施す工程と、を含む交換スプリング磁石の製造方法であって、前記熱処理を施す工程において、ＴａＣ相が形成される、交換スプリング磁石の製造方法である。請求項７に記載の発明は、前記熱処理の温度が７２５〜７７５℃であることを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
【００１５】
請求項８に記載の発明は、前記熱処理の保持時間が０〜１０分であることを特徴とする請求項６または７に記載の製造方法である。
【００１６】
請求項９に記載の発明は、請求項４または５に記載の交換スプリング磁石を用いたモータである。
【００１７】
請求項１０に記載の発明は、請求項４または５に記載の交換スプリング磁石を用いたセンサである。
【００１８】
【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。
【００１９】
請求項１に記載の発明にあっては、交換スプリング磁石を製造するために用いられる合金中に、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、ホウ素（Ｂ）に加えて、さらにタンタル（Ｔａ）および炭素（Ｃ）が含まれている。ＴａとＣとは親和性が高く、これらは優先的に結合してＴａＣ化合物が形成される。このＴａＣ化合物からなるＴａＣ相は、α−Ｆｅ相の結晶粒界に存在することによって、α−Ｆｅ相の結晶成長を抑制する。そのため、製造される交換スプリング磁石は、結晶粒径の小さな、即ち保磁力の高い交換スプリング磁石となる。希土類元素の量を減じて、ソフト相の含有量を増加させた場合であっても、微細な結晶粒径を有する交換スプリング磁石を得ることができる。従って、ソフト相の含有量を増加させた場合には、磁束密度および保磁力の双方に優れた特性を有する交換スプリング磁石を得ることができる。さらに、合金組成の調節だけで優れた磁石特性の発現を図れるものであり、製造コストを低く抑える効果も有する。
【００２０】
請求項２に記載の発明にあっては、Ｎｄの一部をＤｙで置換することにより、製造される交換スプリング磁石の保磁力を向上させることができる。
【００２１】
請求項３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り、製造される交換スプリング磁石のキュリー点を向上させることができる。
【００２２】
請求項４に記載の発明にあっては、請求項１〜３のいずれか１項に記載の磁石用合金を用いることにより、α−Ｆｅ相からなるソフト相、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相からなるハード相、およびＴａＣ相を有する、磁束密度および保磁力の双方に優れた特性を有する交換スプリング磁石を得ることができる。
【００２３】
請求項５に記載の発明にあっては、交換スプリング磁石におけるα−Ｆｅ相の結晶粒径を５〜４０ｎｍとすることによって、交換スプリング磁石の交換作用を高めることができ、磁石特性の高い交換スプリング磁石が得られる。
【００２４】
請求項６に記載の発明にあっては、磁石用合金中にＴａおよびＣを含ませることによって、ＴａＣ相がα−Ｆｅ相の結晶粒界に形成され、α−Ｆｅ相の結晶成長を抑制する。このため、希土類元素の量を減じて、ソフト相の含有量を増加させた場合であっても、微細な結晶粒径を有する交換スプリング磁石を得ることができる。従って、ソフト相の含有量を増加させた場合には、磁束密度および保磁力の双方に優れた特性を有する交換スプリング磁石を得ることができる。さらに、合金組成の調節だけで優れた磁石特性の発現を図れるものであり、製造コストを低く抑える効果も有する。
【００２５】
請求項７に記載の発明にあっては、アモルファス状態を含む合金の熱処理における処理温度を７２５〜７７５℃の範囲とすることによって、製造される交換スプリング磁石の磁石特性を高めることができる。
【００２６】
請求項８に記載の発明にあっては、アモルファス状態を含む合金の熱処理における保持時間を０〜１０分の範囲とすることによって、優れた磁石特性を有する交換スプリング磁石を得ることができる。
【００２７】
請求項９および１０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の交換スプリング磁石を、モータまたはセンサに適用することによって、モータまたはセンサの小型軽量化が可能である。例えば、自動車用部品に適用した場合には、車体の軽量化に伴う飛躍的な燃費の向上が可能である。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の具体的構成について詳細に説明する。
【００２９】
本発明の第１は、Ｎｄ、ＦｅおよびＢに加えて、さらにＴａおよびＣを含む磁石用合金である。交換スプリング磁石は、一般に、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相からなるハード相とα−Ｆｅ相からなるソフト相とからなり、ナノメートルオーダの微細な結晶粒径を維持することによって良好な磁石特性が発現する。従って、結晶粒成長の抑制が、磁石特性に大きな影響を及ぼす。本発明では、磁石用合金中に、さらに、ＴａおよびＣを含ませることによって、結晶中成長を抑制するものである。
【００３０】
ナノメートルオーダの微細な結晶が混在した交換スプリング磁石は、磁石用合金から液体急冷法やメカニカルアロイ法等によってアモルファス状態の中間体を得て、この中間体に熱処理を施すことによって、製造することができる。本願においては、アモルファス状態の中間体にＴａおよびＣが含まれる。ＴａおよびＣは親和性が高く、熱処理による結晶化過程において、優先的に結合してＴａＣ化合物が形成される。そして、ＴａＣ化合物からなるＴａＣ相がα−Ｆｅ相の結晶粒界に存在することによって、α−Ｆｅ相の結晶成長が抑制される。
【００３１】
磁石用合金中の各元素の含有量は、特に限定されるものではないが、製造される交換スプリング磁石の磁石特性や、形成されるハード相およびソフト相の量を考慮すると、以下の範囲であることが好ましい。元素の含有量は、磁石用合金を調整する際の元素配合量の調整によって制御可能である。
【００３２】
Ｎｄの量は、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が低下する恐れがあるため、５ａｔｏｍ％以上が好ましい。ただし、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、７ａｔｏｍ％以下が好ましい。保磁力を向上させるために、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏからなる群より選択される１種以上で置換した組成としてもよい。その場合には、磁石用合金におけるＰｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏの合計量が、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、ＴｂおよびＨｏの合計量に対して０．０１〜３５ａｔｏｍ％であることが好ましく、１０〜２０ａｔｏｍ％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、保磁力を向上させることができる。
【００３３】
Ｆｅの量は、少なすぎるとソフト相の減少により、交換スプリング磁石の磁束密度が低下する恐れがあるため、７２ａｔｏｍ％以上が好ましい。ただし、多すぎると、保磁力が低下する恐れがある。このため、８８ａｔｏｍ％以下が好ましい。キュリー点を向上させる目的で、Ｆｅの一部をＣｏで置換した組成としてもよい。その場合には、ＦｅおよびＣｏの合計量に対するＣｏ量が、０．０１〜５０ａｔｏｍ％であることが好ましく、２０〜３０ａｔｏｍ％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。
【００３４】
Ｂの量は、少なすぎると、ハード相量が減少する恐れがあるため、４ａｔｏｍ％以上が好ましい。ただし、多すぎると、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、１２ａｔｏｍ％以下が好ましい。
【００３５】
Ｔａの量は、少なすぎると、本発明の結晶粒成長抑制効果が充分に得られない恐れがあるため、１．５ａｔｏｍ％以上が好ましい。ただし、多すぎると、磁気特性が逆に低下する原因となりうるため、４．５ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００３６】
Ｃの量は、少なすぎると、本発明の結晶粒成長抑制効果が充分に得られない恐れがあるため、１．５ａｔｏｍ％以上が好ましい。ただし、多すぎると、磁気特性が逆に低下する原因となりうるため、４．５ａｔｏｍ％以下であることが好ましい。
【００３７】
磁石用合金中のＮｄ、Ｆｅ、Ｔａ、ＣおよびＢの含有量についてまとめると、下記式（１）で表される。
【００３８】
【化１】
0004107062.tif 000003
【００３９】
（式中、ａは５〜７であり、ｂは４〜１２であり、ｘは１．５〜４．５である。）
磁石用合金中には、他の元素を本発明の効果が失われない範囲で添加してもよい。例えば、Ａｌ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｎｂなどを磁石特性向上のために合金中に含ませてもよい。なお、本発明に係る磁石用合金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。当該磁石用合金から製造される交換スプリング磁石に関しても同様のことが言える。
【００４０】
本発明の磁石用合金からは、ソフト相としてα−Ｆｅ相、ハード相としてＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相、さらにＴａＣ相を含有する交換スプリング磁石が製造できる。交換スプリング磁石中に含まれる希土類元素量は、特に限定されるものではない。ただし、希土類元素を減少させてソフト相を増加させた場合であっても、磁束密度および保磁力の双方に優れた特性を有する交換スプリング磁石を製造できる本願の効果を最大限活用する観点からは、交換スプリング磁石用中に含まれる希土類元素量は低いほど好適であるといえ、具体的には５〜７ａｔｏｍ％であることが好ましい。
【００４１】
また、交換スプリング磁石におけるα−Ｆｅ相の結晶粒径は、５〜４０ｎｍであることが好ましい。結晶粒径が５ｎｍ未満であると、ハード相およびソフト相の構造が不安定になる恐れがある。逆に、４０ｎｍを超えると、ハード相とソフト相との交換作用が小さくなり、交換スプリング磁石の磁石特性が低下する恐れがある。交換スプリング磁石のα−Ｆｅ相の結晶粒径はＸ線回折パターンのα−Ｆｅ相からの回折ピークの半減値から、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式（Ｄ＝０．９λ／βｃｏｓθ）を用いて算出することができる。
【００４２】
続いて、本発明に係る交換スプリング磁石の製造方法について説明する。
【００４３】
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を適用することによって、磁石用合金を製造する。本発明においては、ＴａおよびＣをＮｄ、Ｆｅ、Ｂと同時に配合することによって、後述する熱処理において、結晶粒成長を抑制可能である。
【００４４】
続いて、得られた磁石用合金に液体急冷法やメカニカルアロイ法を施すことによって、少なくとも一部がアモルファス状態である合金を中間体として得る。液体急冷法を用いた場合には、急冷薄帯が得られる。液体急冷法としてはメルトスパン法が挙げられる。液体急冷法は、公知の装置を用いて行うことができ、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。作動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、特に冷却速度に留意する必要がある。冷却速度が早すぎても遅すぎても、急冷薄帯の均一性が損なわれる等の弊害が生じる。冷却速度は、急冷薄帯の厚さと密接な関連があり、得られる急冷薄帯の厚さが１０〜２００μｍ程度になるように調製することが一般的である。メカニカルアロイ法も各種公知の装置を用いることができる。ただし、改良を排除するものではない。作動条件は使用する装置や合金の種類に応じて適宜設定すればよい。
【００４５】
液体急冷法またはメカニカルアロイ法によって調整される合金は、アモルファス含有量が５０〜９０質量％であることが好ましい。アモルファス含有量が５０質量％未満であると、既に結晶質をなしている部分が多いため、製造される交換スプリング磁石の最終的な結晶粒径が増大する恐れがある。一方、アモルファス含有量が９０質量％を超えると、製造される交換スプリング磁石の最終的な結晶粒径が増大する恐れがある。アモルファス含有量の調整は、液体急冷法の条件を制御することによって可能である。具体的には、液体急冷時のロール周速度の制御、メカニカルアロイ時の回転数および時間の制御によって調整できる。合金中のアモルファス含有量は、磁化の温度特性を用いて測定することができる。
【００４６】
続いて、熱処理によって中間体であるアモルファス状態を含む合金を結晶化させる。熱処理は、処理温度が７２５〜７７５℃の範囲であることが好ましい。この範囲であると、製造される交換スプリング磁石の磁石特性の効果的な向上が図れる。なお、処理温度とは、合金の熱処理における最高温度を意味する。また、熱処理における保持時間が０〜１０分の範囲であることが好ましい。この範囲であると、優れた磁石特性を有する交換スプリング磁石を得ることができる。なお、保持時間とは、前記熱処理温度での保持時間を意味し、保持時間が０分とは、熱処理温度にまで到達したら、直ちに、降温を開始することを意味する。７２５〜７７５℃の範囲で０〜１０分間保持させてもよく、このような場合において、保持温度を連続的または段階的に変化させてもよい。熱処理雰囲気は、真空または不活性ガス雰囲気とすることが好ましい。具体的には、１０-3以下の高真空とすることが好ましく、不活性ガスとしては窒素、アルゴン、ヘリウムなどが挙げられる。
【００４７】
結晶化させた合金を所望の形状に成形した後、着磁処理を施すことによって交換スプリング磁石とすることができる。合金を特に加工せずに着磁してもよい。着磁は、静磁場やパルス磁場を用いて行うことができる。量産性を考えると、パルス磁場を用いることが好ましい。
【００４８】
結晶化させた合金を所望の形状に成形するにあたっては、各種公知技術を用いることができ、特に限定されるものではない。例えば、リボン状の交換スプリング磁石を粉末として、プラスチックと混ぜて成型することにより、ボンド磁石とすることができる。粉砕は、各種粉砕機を用いることができ、ジョークラッシャー、ブラウンミル、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。サブミクロン粉砕の観点からはボールミルが好ましい。これらを組み合わせてもよいことは勿論である。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、磁石粉末の凝集を抑制するために分散剤を用いることが好ましい。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。バルク磁石に加工してもよい。バルク磁石にする場合には、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磁石用合金の真密度に近いことが好ましく、具体的には９５％以上の真密度を有することが好ましい。交換スプリング磁石の成形に伴って、メッキ等の表面処理を施すこともできる。
【００４９】
本発明の交換スプリング磁石は、各種磁石を必要とする装置に適用することができ、例えば、モータ、センサ（磁界センサ、回転センサ、加速度センサ、トルクセンサ）等が挙げられる。これらの装置に適用した場合、製品の小型軽量化が可能である。例えば、自動車用部品に適用した場合には、車体の軽量化に伴う飛躍的な燃費の向上が可能である。また、特に電気自動車やハイブリッド電気自動車の駆動用モータに適用することが効果的である。これまではスペースの確保が困難であった場所にも駆動用モータを搭載することが可能となり、電気自動車やハイブリッド自動車の汎用化に大きな役割を果たすと考えられる。なお、参考までに、図１に、本発明に係る交換スプリング磁石を駆動用モータに応用した例を示す。
【００５０】
【実施例】
本発明の効果を、以下の実施例を用いて説明する。しかしながら、本発明の技術的範囲が以下の実施例に限定されるものでは勿論ない。
【００５１】
１．ＴａおよびＣの磁石特性への影響調査
下記表１で示される組成を有する合金を、高周波誘導溶解によって調製した。引続き、単ロール液体急冷法を用いて、急冷薄帯を作製した。この時のロール周速度はＶｓ＝４０ｍ／ｓとした。得られた急冷薄帯に、真空中で７５０℃×１ｍｉｎの熱処理を施し、１０Ｔのパルス着磁により交換スプリング磁石とした。なお、７５０℃までは２２℃／ｍｉｎで昇温させた。得られた交換スプリング磁石の磁気特性をＶＳＭ（Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ  Ｓａｍｐｌｅ  Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて測定した。表１に磁気特性を示す。表１から明らかなように、合金組成中にＴａおよびＣを添加することによって、得られる交換スプリング磁石の保磁力（ＨｃＪ）および残留磁束密度（Ｂｒ）が向上し、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが向上する様子が確認できた。
【００５２】
【表１】
0004107062.tif 000004
【００５３】
なお、熱処理温度の変化に伴うＸ線回折パターンの変化を観察した。ＴａおよびＣが添加されている場合（実施例１）、ならびに、ＴａおよびＣが添加されていない場合（比較例１）について、それぞれ結果を図２に示す。α−Ｆｅ相からの回折ピークの半値幅から、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式（Ｄ＝０．９λ／βｃｏｓθ）を用いてα−Ｆｅ相の結晶粒径を比較したところ、実施例１の試料の結晶粒径は２５ｎｍであった。一方、比較例１の試料の結晶粒径は５０ｎｍであった。なお、Ｓｃｈｅｒｒｅｒの式において、Ｄは結晶粒径、λは測定Ｘ線波長（１．５４Å）、βはピークの半値幅、θはピーク位置の測定角度を示す。βはＳｉ単結晶試料のピーク半値幅を用いて補正した。
【００５４】
これら実施例１、比較例１の試料の結晶粒径は、実施例１（Ｔａ、Ｃ添加）においては２θ＝４４．５９°、比較例１（Ｔａ、Ｃ添加なし）においては２θ＝４４．６０°でのピーク値を用いて算出した。実施例１（Ｔａ、Ｃ添加、２θ＝４４．５９°）のピーク半値幅は０．３６°で、Ｓｉ単結晶のピーク半値幅を用いて補正した後の実施例１（Ｔａ、Ｃ添加、２θ＝４４．５９°）のピーク半値幅は０．３４°であった。一方、比較例１（Ｔａ、Ｃ添加なし、２θ＝４４．６０°）のピーク半値幅は０．２０°で、Ｓｉ単結晶のピーク半値幅を用いて補正した後の比較例１（Ｔａ、Ｃ添加なし、２θ＝４４．６０°）のピーク半値幅は０．１７°であった。
【００５５】
上記結果より、本発明に係る交換スプリング磁石においては、ソフト相とハード相との交換結合が有効に作用していることが示差された。
【００５６】
また、ＴａおよびＣが添加されている交換スプリング磁石（実施例１）および添加されていない交換スプリング磁石（比較例１）の微細構造をＴＥＭで確認した。結果を図３に示す。図に示されるようにＴａおよびＣを添加した交換スプリング磁石においては、微細なＴａＣ相が析出しており、α−Ｆｅ相の結晶粒成長が抑制されていることが確認された。
【００５７】
２．ＤｙおよびＣｏによる置換の磁石特性への影響調査
Ｎｄの一部をＤｙで置換した場合の効果、および、Ｆｅの一部をＣｏで置換した場合の効果を評価するため、Ｎｄ6Ｆｅ80（ＴａＣ）4Ｂ6を基本組成として、ＮｄまたはＦｅの一部を表２に示す組成となるように、ＤｙおよびＣｏで置換した。交換スプリング磁石の製造方法は、上記「１．ＴａおよびＣの磁石特性への影響調査」に準拠した。表２から示されるように、Ｎｄの一部をＤｙで置換することによって、交換スプリング磁石の保磁力が向上することが示された。また、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、交換スプリング磁石のキュリー点が向上することが示された。
【００５８】
【表２】
0004107062.tif 000005
【００５９】
３．熱処理条件と磁石特性との関係調査
Ｎｄ6Ｆｅ80（ＴａＣ）4Ｂ6の組成を有する合金を用いて、上記「１．ＴａおよびＣの磁石特性への影響調査」と同様の方法で交換スプリング磁石を調製した。その際、熱処理の温度および保持時間を変化させ、（ＢＨ）ｍａｘの変化を観察した。結果を図４に示す。熱処理温度が、７２５〜７７５℃の範囲で優れた磁石特性を有する磁石が得られた。また、熱処理の保持時間が０〜１０ｍｉｎの範囲で優れた磁石特性を有する交換スプリング磁石が得られた。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の交換スプリング磁石を駆動用モータに応用した例を示す図である。
【図２】  熱処理温度の変化に伴うＸ線回折パターンの変化を示す図である。
【図３】  ＴａおよびＣを添加した交換スプリング磁石および添加していない交換スプリング磁石のＴＥＭ写真である。
【図４】  熱処理条件と磁石特性との関係調査を示すグラフである。
【図１】
0004107062.tif 000007
【図２】
0004107062.tif 000008
【図３】
0004107062.tif 000009
【図４】
0004107062.tif 000010