(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ（Ｒは、希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏである）およびＮを含有する磁石を製造するに際し、
ＲおよびＴを含有する合金溶湯をノズルの吐出口から吐出させ、冷却ロール周面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用いて薄帯状の急冷合金を得る急冷工程を設け、
この急冷工程において、冷却ロールが設置された室内を圧力１０ｔｏｒｒ以上１００ｔｏｒｒ未満の希ガス雰囲気とし、
吐出口に３００ｔｏｒｒ以上７６０ｔｏｒｒ以下の吐出圧を加えて合金溶湯を吐出させる磁石の製造方法。
【請求項２】
吐出に伴う合金溶湯の自重減少により減少する吐出圧を補正して、吐出圧をほぼ一定に保つ請求項１の磁石の製造方法。
【請求項３】
冷却ロールの周速を４０ｍ／ｓ以上にすると共に、冷却ロールの中心と吐出口とを結ぶ線と、合金溶湯の吐出方向とがなす角度を１０度超とする請求項１又は２の磁石の製造方法。
【請求項４】
前記磁石は、前記Ｒ中のＳｍ比率が５０原子％以上であり、Ｍ（Ｍは、Ｚｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なくとも１種の元素で置換したものである）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍを２〜１０原子％含有し、残部が実質的にＴであり、硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型結晶相を含み、軟質磁性相が、ｂｃｃ構造のＴ相からなる請求項１〜３のいずれかの磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、希土類窒化磁石を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれている。
【０００３】
例えば、Ｓｍ2Ｆｅ17結晶にＮが侵入型に固溶したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の希土類窒化磁石が提案されており、Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎ2.3付近の組成で、４πＩs＝１５．４kG、Ｔc＝４７０℃、ＨA＝１４Ｔの基本物性が得られること、Ｚｎをバインダとするメタルボンディッド磁石として１０．５MGOeの(BH)maxが得られること、また、Ｓｍ2Ｆｅ17金属間化合物へのＮの導入により、キュリー温度が大幅に向上して熱安定性が改良されたことが報告されている（Paper No.S1.3 at the Sixth International Symposium on Magnetic Anisotropy and Coercivity in Rare Earth-Transition Metal Alloys,Pittsburgh,PA,October 25,1990.(Proceedings Book:Carnegie Mellon University,Mellon Institute,Pittsburgh,PA 15213,USA) ）。
【０００４】
Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、理論的にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える特性が期待されるため、その改良に関して様々な提案がなされている。例えば本出願人も、特開平８−３１６０１８号公報において優れた特性をもつＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を提案している。
【０００５】
特開平２−７１５０５号公報には、合金溶湯を片ロール法（単ロール法ともいう）で急冷してＮｄ系永久磁石フレークを製造する方法において、フレークの厚さ変動を小さくし、かつ磁気特性の優れたフレークを歩留まりよく製造することを目的として、▲１▼溶湯の噴出速度を制御する差圧を、初期に０．３〜０．５kg/cm2とし、中期に０．０５〜０．２kg/cm2とし、その後０．２〜０．４kg/cm2に上昇させる３段階制御とすること、▲２▼溶湯の噴出角度をロールの垂線に対し２〜１０度とし、噴出された溶湯がロールと接触する距離がロールの中心から回転方向側に０〜１２mmとなるようにし、ロール表面とノズルとの間のギャップを８〜３０mmとすること、▲３▼ロール表面のフレークの移動速度が２０〜３０m/sであり、噴出の体積速度とロール回転速度の比で０．０６〜０．１０の範囲であること、▲４▼噴出前の室内の真空度が１００〜４５０mmHg（torr）であり、雰囲気ガスがＡｒとＨｅとの混合ガスでその混合比がＡｒ（５０〜７０％）：Ｈｅ（３０〜５０％）であること、を特徴とする永久磁石フレークの製造方法を提案している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らが、上記特開平２−７１５０５号公報に記載された冷却条件をＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の製造に適用したところ、様々な問題が生じた。このうち最も大きな問題は、ノズルから吐出された合金溶湯が冷却ロール周面上においてパドル（合金溶湯の溜まり）を安定して形成することが実質的に不可能となり、合金溶湯の急冷速度を安定に保つことができない、というものであった。その結果、急冷合金に厚さや結晶性のばらつきが生じ、最終的に得られるＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の磁気特性が低くなったり、磁気特性の揃ったＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石が得られなくなったりするという問題が生じた。
【０００７】
本発明の目的は、磁気特性の良好なＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を安定して製造できる方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
このような目的は、下記（１）〜（４）の本発明により達成される。
（１）Ｒ（Ｒは、希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏである）およびＮを含有する磁石を製造するに際し、ＲおよびＴを含有する合金溶湯をノズルの吐出口から吐出させ、冷却ロール周面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用いて薄帯状の急冷合金を得る急冷工程を設け、この急冷工程において、冷却ロールが設置された室内を圧力１０ｔｏｒｒ以上１００ｔｏｒｒ未満の希ガス雰囲気とし、吐出口に３００ｔｏｒｒ以上７６０ｔｏｒｒ以下の吐出圧を加えて合金溶湯を吐出させる磁石の製造方法。
（２）吐出に伴う合金溶湯の自重減少により減少する吐出圧を補正して、吐出圧をほぼ一定に保つ上記（１）の磁石の製造方法。
（３）冷却ロールの周速を４０ｍ／ｓ以上にすると共に、冷却ロールの中心と吐出口とを結ぶ線と、合金溶湯の吐出方向とがなす角度を１０度超とする上記（１）または（２）の磁石の製造方法。
（４）前記磁石は、前記Ｒ中のＳｍ比率が５０原子％以上であり、Ｍ（Ｍは、Ｚｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｃお よびＰから選択される少なくとも１種の元素で置換したものである）を含有し、Ｒを４〜８原子％、Ｎを１０〜２０原子％、Ｍを２〜１０原子％含有し、残部が 実質的にＴであり、硬質磁性相と軟質磁性相とを有し、硬質磁性相が、Ｒ、ＴおよびＮを主体とし、ＴｂＣｕ７型結晶相を含み、軟質磁性相が、ｂｃｃ構造のＴ相からなる上記（１）〜（３）のいずれかの磁石の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
製造方法
急冷工程
本発明では、Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏである）およびＮを含有する磁石を製造するに際し、単ロール法を用いて合金溶湯を急冷する急冷工程を設ける。
【００１０】
単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定されないが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金を用いることが好ましい。
【００１１】
単ロール法に用いる急冷装置の構成例を、図１に示す。この急冷装置は、冷却ロール２１が設置された冷却ロール設置室２と、ノズル（吐出口を有する溶解用るつぼ）３１が設置された合金溶解室３とを有し、これらは独立して雰囲気制御が可能となっている。本発明では、急冷工程において、冷却ロール設置室２内を、圧力１０torr以上、好ましくは５０torr以上の希ガス雰囲気とする。本発明では、希土類元素として少なくともＳｍを用いる。Ｓｍは、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系希土類磁石に用いられるＮｄに比べ蒸気圧が高いため、合金溶湯が凝固する前に蒸発しやすい。すなわち、ノズルから吐出された後、冷却ロール表面に到達するまでに蒸発したり、パドルから蒸発したりする。そのため、製造される急冷合金の組成変動が生じたり、蒸発熱のために合金溶湯の温度低下を招いたりしやすい。また、Ｓｍの蒸気が冷却ロール設置室内で凝固して膜を形成して、室内の装置に電気的な絶縁不良を生じさせたり、熱伝導率の高い冷却ロール周面で凝固して膜化し、冷却能力を低下させたりする。これに対し冷却ロール設置室の圧力を上記範囲内に保てば、蒸気圧の高いＳｍを用いた場合でも、上述した問題は生じない。なお、合金溶湯が、Ｓｍに加え、Ｓｍと同様に蒸気圧の高い希土類元素（Ｔｍ、ＹｂおよびＥｕ）１種以上含む場合でも、本発明によってＳｍと同様に蒸発を抑制することができる。
【００１２】
ただし、冷却ロール設置室の圧力を高くしすぎると、均質な急冷合金が得られなくなる。Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石製造の際には、急冷合金が非晶質ないし微細結晶となっている必要があるので、後述するように冷却ロールの周速を速くする必要がある。しかし、周速を速くすると、冷却ロール回転に伴って発生するガス流が強くなる。そして、このガス流の影響により吐出された合金溶湯が液滴となり、その状態で急冷されて、厚さの一定しないフレーク状の急冷合金となってしまう。したがって、厚さの均一な（結晶粒径の均一な）急冷合金を安定して製造できなくなる。このようなガス流の影響を抑えるためには、冷却ロール設置室の圧力を、１００ｔｏｒｒ未満とし、好ましくは９５ｔｏｒｒ以下とする。
【００１３】
また、本発明では、合金溶湯を吐出させるための圧力（以下、吐出圧という）を常に３００ｔｏｒｒ以上に保つ。吐出圧は、合金溶解室内において合金溶湯表面に加えられる圧力から冷却ロール設置室内の圧力を減じた値（以下、差圧という）と、合金溶湯の自重により吐出口において合金溶湯に加わる圧力との和である。吐出圧が小さすぎると、吐出した合金溶湯が冷却ロールに弾かれやすくなってパドルを安定して形成することができなくなり、合金溶湯の冷却速度を一定に保つことが不可能となる。一方、吐出圧が高すぎると、合金溶湯がロール周面に乗らずに跳ねてしまうので、吐出圧は７６０ｔｏｒｒ以下とする。
【００１４】
なお、合金溶解室の圧力が大気圧（７６０torr）を超えると装置コストが高くなってしまうので、合金溶解室の圧力は大気圧を超えないことが好ましい。
【００１５】
合金溶解室および冷却ロール設置室の雰囲気ガスには、希ガスを用いる。希ガスとしては、Ａｒおよび／またはＨｅが好ましい。Ａｒの少なくとも一部に替えてＨｅを用いることにより、急冷合金のフリー面（冷却ロール周面に触れる面とは反対側の面）側の冷却が良好となる。
【００１６】
吐出量に対応して合金溶解室内の合金溶湯は減少するため、吐出圧に寄与する合金溶湯の自重が減少することになる。急冷合金の厚さをほぼ一定に保ち、また、冷却速度をほぼ一定に保つためには、吐出速度をほぼ一定に保つ必要がある。そのため、本発明では吐出圧をほぼ一定に維持できるように、吐出に伴う吐出圧の減少を補正することが好ましい。なお、吐出圧をほぼ一定に維持するとは、吐出圧の最小値に対し最大値を好ましくは１５％増以下に抑えることを意味する。
【００１７】
吐出圧を維持する手段は特に限定されないが、合金溶解室の圧力および／または冷却ロール設置室の圧力を制御することにより差圧を変更する方法が好ましく、特に、合金溶解室の圧力を制御する方法が好ましい。なお、前記特開平２−７１５０５号公報では、前述したように差圧を３段階に制御しており、合金溶湯の液面高さの減少分を３段階目で補償しているが、Ｎｄ系合金ではなくＳｍ系合金を冷却する本発明では、一定の吐出圧が得られるように制御すれば、吐出量を安定させることができる。Ｓｍ系合金の冷却において上記３段階の制御を行うと、吐出量が差圧の制御に伴って変化し、安定しなくなる。また、同公報では、差圧制御の２段階目において差圧を０．２kg/cm2（約１５０torr）以下としているが、Ｓｍ系合金では吐出圧を常に３００torr以上に保つ必要があるため、差圧を０．２kg/cm2以下とすることは好ましくない。市販されているノズル（金属溶解用るつぼ）を用いた場合、差圧を０．２kg/cm2以下とすると、吐出圧を３００torr以上にすることができない。
【００１８】
本発明では、冷却ロールの周速を好ましくは４０m/s以上とする。前記特開平２−７１５０５号公報では、ロール表面のフレークの移動速度、すなわち冷却ロール周速を２０〜３０m/sとしているが、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石製造の際には、急冷合金が非晶質ないし微細結晶となっている必要があるので、周速を速くする必要がある。また、周速を速くすることにより急冷合金が薄くなるので、均質性が向上する。したがって、高保磁力、高残留磁束密度、高角形比、高最大エネルギー積の磁石が得られる。なお、ロール周速は、通常、１２０m/s以下とすることが好ましい。ロール周速が速すぎると、合金溶湯とロール周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行なわれなくなる。このため、実効冷却速度が遅くなってしまう。
【００１９】
また、本発明では、冷却ロールの中心とノズルの吐出口とを結ぶ線と、合金溶湯の吐出方向とがなす角度（図１に示す角度θ）を好ましくは１０度超、より好ましくは２０〜６０度とする。なお、合金溶湯は、冷却ロール回転方向前方側に吐出されることになる。このように角度をつけて吐出することにより、合金溶湯がロール周面で跳ねた場合でも、跳ね返った溶湯がノズルに付着せず、出湯が阻害されない。前記特開平２−７１５０５号公報では、角度θを１０度以下としているが、本発明では同公報記載の発明よりも冷却ロールの周速を速くするので、角度θが１０度以下であると、ノズルへの跳ね返りを防ぐ効果が不十分となる。本発明ではロール周速を速くするため、角度θを大きくしても、合金溶湯と冷却ロールとの接触時間が不足することはない。なお、角度θは６０度以下とすることが好ましい。角度θが大きすぎると、合金溶湯がロール周面で滑ってパドルを形成しにくくなる。
【００２０】
本発明では、ノズルの吐出口と、冷却ロール周面に合金溶湯が接触する位置との間の距離（図１に示す距離ｄ）を、好ましくは３０mm以下、より好ましくは２５mm以下とする。距離ｄが長すぎると合金溶湯の温度が低下してしまう。一方、距離ｄが短すぎると、ロール周面での合金溶湯の跳ねを防ぐことが難しくなるため、距離ｄは３mm以上とすることが好ましい。
【００２１】
他の工程
上記急冷工程において製造した急冷合金に、通常、組織構造制御のための熱処理を施した後、窒化処理を施して磁石化する。
【００２２】
組織構造制御のための熱処理は、所定の平均結晶粒径を有するｂｃｃ構造Ｔ相を析出させるためのものである。この熱処理における処理温度は、好ましくは６００〜８００℃、より好ましくは６５０〜７７５℃であり、処理時間は処理温度にもよるが、通常、１０分間〜４時間程度とする。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ等の不活性雰囲気中や真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微細なｂｃｃ構造Ｔ相が析出する。
【００２３】
窒化処理では、窒素ガス雰囲気中で急冷合金に熱処理を施す。この処理により、合金中のＴｂＣｕ7型結晶中に窒素原子が侵入して侵入型の固溶体が形成され、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処理温度は、好ましくは３５０〜７００℃、より好ましくは３５０〜６００℃であり、処理時間は、好ましくは０．１〜３００時間である。窒素ガスの圧力は、０．１気圧程度以上とすることが好ましい。なお、窒化処理に高圧窒素ガスを用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いたり、アンモニアガスを用いたりすることもできる。
【００２４】
本発明により製造される磁石の形状に特に制限はなく、薄帯状や粒状等のいずれであってもよい。ボンディッド磁石等の磁石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御のための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。
【００２５】
磁石
本発明の製造方法は、前記特開平８−３１６０１８号公報において本出願人が提案した磁石の製造に好適である。同公報に記載された磁石は、Ｒ、Ｔ、ＮおよびＭ（Ｍは、Ｚｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なくとも１種の元素で置換したものである）を含み、主相である硬質磁性相と微細な軟質磁性相とを含む複合組織を有するものである。以下、本発明の製造方法が好ましく適用される磁石の組織構造および組成について説明する。
【００２６】
上記硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、六方晶系のＴｂＣｕ7型結晶構造をもち、この結晶構造に窒素が侵入した構造である。Ｒは主としてＴｂサイトに、Ｔは主としてＣｕサイトに存在する。Ｍは、元素によっても異なるが、主としてＴｂサイトに存在し、Ｃｕサイトに存在する場合もある。また、Ｍは、軟質磁性相であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶することもあるが、ＭとＴとで別の化合物を形成することもある。
【００２７】
硬質磁性相中において、原子比（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）は、１２．５％超であり、好ましくは１３．５％以上である。（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が小さすぎると保磁力が低くなり、角形比Ｈｋ／ＨcJも低くなってしまう。（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）の上限は、好ましくは２５％、より好ましくは２０％である。（Ｒ＋Ｍ）／（Ｒ＋Ｔ＋Ｍ）が大きすぎるとＴｂＣｕ7型結晶構造が生成しにくくなってＴｈ2Ｚｎ17型結晶構造が出現するようになり、高保磁力および高角形比は実現しない。
【００２８】
軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相であり、実質的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部がＣｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであると考えられる。
【００２９】
高保磁力を得るために、軟質磁性相の平均結晶粒径は５〜６０nmとする。磁石中には結晶磁気異方性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存在し、軟質磁性相が微細であるため両相の界面が多くなって交換相互作用の効果が大きくなり、高保磁力が得られると考えられる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎると飽和磁化が低くなってしまい、大きすぎると保磁力および角形性が低くなってしまう。なお、軟質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは５〜４０nmである。
【００３０】
軟質磁性相は一般に不定形であり、このことは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれている軟質磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒の断面積の合計Ｓを、画像解析により算出する。そして、軟質磁性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎを算出し、面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒径とする。すなわち、平均結晶粒径Ｄは、
式  π（Ｄ／２）2＝Ｓ／ｎ
から求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上となるように設定することが好ましい。
【００３１】
硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。
【００３２】
磁石中における軟質磁性相の割合は、１０〜６０体積％、好ましくは１０〜３６体積％である。軟質磁性相の割合が低すぎても高すぎても良好な磁石特性が得られなくなり、特に最大エネルギー積が低くなる。軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型電子顕微鏡写真を用いて、いわゆる面積分析法により求める。この場合、断面積比が体積比となる。
【００３３】
なお、磁石中には、上記した硬質磁性相および軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。Ｚｒは、硬質磁性相であるＴｂＣｕ7型相のＴｂサイトに存在するが、Ｆｅ3Ｚｒ等の別の化合物を生成することも可能である。しかし、Ｆｅ3Ｚｒ相等の異相は永久磁石として好ましくないので、Ｚｒを含む異相は磁石中の５体積％以下であることが好ましい。
【００３４】
次に、磁石の組成限定理由を説明する。
【００３５】
Ｒの含有量は４〜８原子％、好ましくは４〜７原子％である。Ｎの含有量は１０〜２０原子％、好ましくは１２〜１８原子％、より好ましくは１５原子％超１８原子％以下、さらに好ましくは１５．５〜１８原子％である。Ｍの含有量は２〜１０原子％、好ましくは２．５〜５原子％である。そして、残部が実質的にＴである。
【００３６】
Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低くなる。一方、Ｒの含有量が多すぎるとｂｃｃ構造Ｔ相の量が少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲを多量に使用することになるため、安価な磁石が得られなくなる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。上記硬質磁性相はＴｂＣｕ7型の結晶構造に窒素が侵入した構成であり、このような硬質磁性相ではＲがＳｍであるときに最も高い結晶磁気異方性を示す。Ｓｍの比率が低いと結晶磁気異方性が低下し保磁力も低下するため、Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上、特に７０原子％以上とすることが好ましい。
【００３７】
Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上および最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ含有量はガス分析法などにより測定することができる。
【００３８】
元素Ｍは、前述した微細な複合組織を実現するために添加される。元素Ｍが含まれないと、合金製造時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出するため、最終的に軟質磁性相の平均結晶粒径が比較的小さくなったとしても、高保磁力が得られなくなる。Ｍの含有量が少なすぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径が小さい磁石が得られにくくなる。一方、Ｍの含有量が多すぎると、飽和磁化が低くなってしまう。元素ＭにおいてＺｒを置換する元素としては、Ａｌ、ＣおよびＰの少なくとも１種が好ましく、特にＡｌが好ましい。この磁石においてＺｒを必須とするのは、組織構造制御に特に有効であり、また、角形比向上に有効だからである。また、Ａｌは、急冷合金の窒化を容易にする効果も示すため、Ａｌ添加により、窒化処理に要する時間を短縮することができる。なお、磁石中のＺｒ含有量は、好ましくは２〜４．５原子％、より好ましくは３〜４．５原子％である。これは、ＭとしてＺｒだけを用いる場合でも他の元素と併用する場合でも同様である。Ｚｒ含有量が少ないと高保磁力と高角形比とが共には得られず、また、Ｚｒ含有量が多すぎると飽和磁化および残留磁束密度が低くなってしまう。
【００３９】
上記各元素を除いた残部が実質的にＴである。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏである。Ｃｏの添加は特性を向上させるが、Ｔ中のＣｏの比率は５０原子％以下であることが好ましい。Ｃｏの比率が５０原子％を超えると残留磁束密度が低くなってしまう。
【００４０】
【実施例】
実施例１
１５００℃で溶解したＳｍ−Ｆｅ合金を単ロール法により冷却し、急冷合金を得た。このときの、冷却ロール設置室の圧力、合金溶解室の圧力および吐出圧を、表１に示す。得られた急冷合金の厚さの標準偏差を、表１に示す。なお、本発明範囲内の条件で急冷を行った場合、急冷合金は薄帯状となったが、本発明範囲を外れる場合には、吐出された合金溶湯が液滴となってフレーク状の急冷合金となることがあった。表１に示す急冷合金の厚さは、このフレーク状のものも含めて測定した値である。また、合金溶湯のＳｍ量に対する急冷合金のＳｍ量の比を求め、Ｓｍの蒸発量を比較した。結果を「急冷後のＳｍ含有量」として表１に示す。
【００４１】
なお、冷却ロールにはＢｅ−Ｃｕロールを用いた。冷却ロールの周速は７５m/sとし、前記角度θは３０度とし、前記距離ｄは２０mmとした。
【００４２】
【表１】
0004285812.tif 000002
【００４３】
表１から本発明の効果が明らかである。すなわち、吐出圧を３００torr未満とした場合、急冷合金の厚さのばらつきが大きくなっており、また、冷却ロール設置室の圧力を１０torr未満とした場合、急冷時のＳｍ蒸発量が多くなっている。なお、冷却ロール設置室の圧力を４００torrと高くした場合、急冷合金を安定して薄帯状にすることができず、一部がフレーク状となってしまい、厚さの標準偏差が大きくなってしまった。
【００４４】
実施例２
冷却ロール設置室の圧力を８０torrとし、合金溶解室の圧力を制御して吐出圧を３８０〜４２０torrの範囲内に維持したほかは実施例１と同様にしてＳｍ−Ｆｅ合金の急冷を行い、ノズルからの出湯量を調べた。また、比較のために、合金溶解室の圧力を制御しない場合、すなわち、差圧を一定に保った場合の出湯量も調べた。これらの結果を表２に示す。
【００４５】
【表２】
0004285812.tif 000003
【００４６】
表２から、Ｓｍ−Ｆｅ合金では、差圧を単調に増大させて吐出圧を一定に保つことにより出湯量をほぼ一定に維持できることがわかる。
【００４７】
以上の実施例から、本発明の効果が明らかである。
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、単ロール法における各種条件をＳｍ−Ｆｅ合金の冷却に最適化することにより、磁気特性の良好なＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を安定して製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】単ロール法に用いる急冷装置の構成例を示す模式図である。
【符号の説明】
２  冷却ロール設置室
２１  冷却ロール
３  合金溶解室
３１  ノズル
【図１】
0004285812.tif 000004