JP2001319821A

JP2001319821A - 鉄基合金磁石の製造方法および製造装置

Info

Publication number: JP2001319821A
Application number: JP2000137210A
Authority: JP
Inventors: Satoru Hirozawa; 哲広沢; Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2000-05-10
Filing date: 2000-05-10
Publication date: 2001-11-16

Abstract

(57)【要約】【課題】従来の液体急冷法によっては得られなかった
結晶相構成を備えた鉄基合金磁石を提供する。【解決手段】本発明による鉄基合金磁石の製造方法
は、鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷することによ
って原料合金の過冷却液体を形成する急冷工程（１次ロ
ール期間）と、この過冷却液体の温度がガラス転移点Ｔ
_g以下に低下する前に過冷却液体を一時的に加熱する温
度調節工程（２次ロール期間）とを包含している。この
ため、合金は冷却経路Ｐ₆に従って冷却され、結晶相Ｂ
およびＣを含有する急冷合金が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、微細結晶組織を有
する鉄基合金磁石の製造方法および製造装置に関する。

【０００２】

【従来の技術】ナノコンポジット磁石は２種類以上の微
細結晶相を含み、それらの相が磁気的に結合した鉄基合
金磁石である。ナノコンポジット磁石は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相を主相とする単相型磁石を凌駕する高性能を発揮す
ることが理論的に予測されているが、現在のところ、そ
のように優れた性能を持つナノコンポジット磁石は実用
化されていない。

【０００３】ナノコンポジット磁石を製造する従来の方
法では、まず、メルトスピニング法などの液体超急冷法
によって合金溶湯から非晶質状態の急冷合金、または、
非晶質相および微細結晶相の両方を含む急冷合金を作製
する。その後、これらの急冷合金を再加熱することによ
って結晶化を引き起こす工程が行われる。

【０００４】急冷用のロールを用いて行うメルトスピニ
ング法による場合、回転するロールの表面に合金溶湯を
接触させ、それによって合金の熱を奪い、急冷を実行す
る。この急冷時における冷却速度は、合金溶湯の供給レ
ートや急冷ロールの表面速度を制御することによって調
節される。

【０００５】合金が急冷ロールに接触している時間は極
めて短い。このため、まだ高温状態（例えば７００〜９
００℃）にある合金が急冷ロールとの接触領域から連続
的に吐き出されることになる。高温状態の合金は、帯状
に長く延びた状態にあり、周囲の雰囲気に熱を奪われな
がら室温程度まで更に冷えてゆく。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】図１は、従来の超急冷
法を用いて合金溶湯から急冷合金を形成する場合におけ
る合金温度の時間変化を示すグラフである。グラフの縦
軸は合金の温度を示し、横軸は合金溶湯と急冷ロールと
の接触からの経過時間を対数表示で示している。図１か
らわかるように、超急冷を開始すると、最初融点Ｔ_Mを
超える温度にあった合金（溶湯状態）は、急冷ロールと
の接触を開始した後、急冷ロールとの接触期間中に急速
に冷却される。この期間の温度変化（冷却経路）を図１
のグラフ中において点ａと点ｂとを結ぶ実線Ｐ₀で示
す。点ａは合金の溶湯が急冷ロールの表面と接触する時
点、および、そのときの合金温度を示している。他方、
点ｂは、合金が急冷ロールの表面から離れる時点、およ
び、そのときの合金温度を示している。点ａから点ｂま
での期間は、０．２〜２ミリ秒程度であり、その期間に
おける温度の変化は４００〜９００℃程度である。実線
Ｐ₀のプロファイルは、前述のように、急冷ロールのロ
ール表面速度や溶湯供給レートなどを調節することによ
って或る程度は再現性良く制御することが可能である。

【０００７】これに対し、ロールから離れた後における
合金の冷却速度は、合金が接触する雰囲気ガスの温度、
圧力、種類などによって支配される。また、ロール剥離
後の合金帯がロール急冷装置の内壁や底部と接触するか
否かによっても合金帯の冷却速度は大きく変動する。

【０００８】このように従来技術によれば、急冷ロール
から剥離した後の合金温度は充分に制御または最適化さ
れておらず、再現性の低い自由放冷（自然放熱）に委ね
られていた。そのため、合金は、或る場合には比較的速
いレートで冷却され、他の場合には比較的遅いレートで
冷却されることもあった。図１のグラフにおいて、実線
Ｐ₁およびＰ₂は、それぞれ、自由放冷期間における異な
る冷却経路の例を示している。実線Ｐ₁で示される冷却
経路は、相対的に冷却速度が速い場合に対応し、実線Ｐ
₂で示される冷却経路は、相対的に冷却速度が遅い場合
に対応している。

【０００９】合金が急冷ロールと接触している期間にお
ける冷却経路Ｐ₀を高い精度で制御したとしても、急冷
ロールから剥離した後の合金の冷却経路を自由放冷に委
ねてしまうと、自由放冷中の冷却経路の変動に応じて全
く異なる結晶相が合金中に生成されてしまうことにな
る。図１のグラフには、或る結晶相Ａが生成される温度
−時間領域Ａが図示されている。この領域Ａを実線Ｐ₂
は横切っているが、実線Ｐ₁は横切っていない。この場
合、実線Ｐ₂に沿って冷却された合金には結晶相Ａが生
成されるが、実線Ｐ₁に沿って冷却された合金には結晶
相Ａは生成されず、非晶質状態となる。

【００１０】ナノコンポジット磁石を構成する結晶相
は、超急冷時、またはその後の熱処理時において結晶化
した非平衡相であり、常温において合金中に準安定的に
存在する。この非平衡相の種類や量は、合金を構成する
元素の拡散速度と変態界面の進行速度との兼ね合いによ
って速度論的に決定される。従って、図１に示すような
温度−時間平面において、急冷時に様々な冷却経路（パ
ス）を通過した合金は、異なる構成相を含むことにな
る。

【００１１】図２は、図１のグラフと類似するグラフを
示している。図１からの相違点は、結晶相Ａ以外に結晶
相Ｂおよび結晶相Ｃの生成領域が図示されている点にあ
る。図２に示す例の場合、実線Ｐ₃に沿って冷却された
合金には、実質的に結晶相Ｂのみが生成されており、結
晶相ＡおよびＣはほとんど生成されない。これに対し
て、実線Ｐ₄に沿って冷却された合金の場合、結晶相Ａ
が大部分を占めることになる。

【００１２】このように、従来の方法によれば、急冷ロ
ールの回転速度や溶湯供給量などの冷却パラメータが同
一であっても、異なる合金組織が得られる場合があっ
た。そして、このことは安定した品質の製品を得る上で
極めて不都合であった。

【００１３】また、従来の方法によれば、複数の非平衡
結晶相のうち、目的とする相を選択的に形成することが
できない。例えば、図２の結晶相Cを生成したい場合を
想定する。この場合、自由放冷によって実現可能な如何
なる冷却経路を辿ったとしても、結晶相Ｃを主相として
含む急冷合金を得ることができない。そのため、結晶相
Ｃを主相として含む合金を得るには、極めて早い冷却速
度で非晶質合金を形成した後、この非晶質合金を急速に
加熱し、更に等温保持して結晶相Cを生成する必要があ
った。しかし、このような熱処理方法を行うには、昇温
レートの制御などが難しく、目的とする非平衡金属組織
を経済的かつ安定的に形成することが極めて困難であっ
た。

【００１４】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、目的とする非平衡金属組織を
経済的かつ安定的に形成することができる鉄基合金磁石
の製造方法を提供することにある。

【００１５】本発明の他の目的は、上記鉄基合金磁石の
製造方法を実施するのに好適な鉄基合金磁石の製造装置
を提供することにある。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明による鉄基合金磁
石の製造方法は、鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷
することによって、前記原料合金の過冷却液体を形成す
る急冷工程と、前記合金の温度がガラス転移点よりも低
くなる前に前記合金に対して一時的な加熱および／また
は急冷を行う温度調節工程とを包含する。

【００１７】好ましい実施形態において、前記急冷工程
は、回転する急冷ロールの表面に前記鉄基合金磁石用原
料合金の溶湯を接触させ、それによって前記合金を帯状
化することを包含する。

【００１８】好ましい実施形態において、前記温度調節
工程は、前記帯状化された合金が前記急冷ロールの回転
に伴って空間を移動している過程において、移動しつつ
ある前記合金に対する加熱および／または急冷を行うこ
とを包含する。

【００１９】好ましい実施形態において、前記温度調節
工程は、回転する２次ロールの表面に前記帯状化された
合金を接触させ、それによって、前記合金に対する加熱
および／または急冷を実行することを包含する。

【００２０】好ましい実施形態において、前記温度調節
工程は、回転する少なくとも１対の２次ロールの表面に
前記帯状化された合金を接触させ、それによって前記合
金を圧延することを包含する。

【００２１】好ましい実施形態において、前記温度調節
工程の後、ガラス転移点よりも低い温度に低下した前記
合金を加熱し、それによって結晶化および／または結晶
成長を進行させる工程を更に包含する。

【００２２】好ましい実施形態において、前記温度調節
工程の後、ガラス転移点よりも低い温度に低下した前記
合金を粉砕する工程を更に包含する。

【００２３】好ましい実施形態において、前記合金は、
Ｒ−ＴＭ−Ｘ（Ｒは希土類元素、ＴＭはＦｅを７０％以
上含む鉄族遷移金属元素、Ｘはボロンおよび／または炭
素）型の希土類合金であり、Ｒは５原子％以上１５原子
％以下、Ｘは５原子％以上３０原子％以下、ＴＭは残部
である。

【００２４】好ましい実施形態においては、前記温度調
節工程の後、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型のＲ₂ＴＭ₁₄Ｘ化合物を含
有し、前記Ｒ₂ＴＭ₁₄Ｘ化合物の平均粒径が１ｎｍ以上
５０ｎｍ以下である。

【００２５】本発明による鉄基合金磁石の製造方法は、
鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷することによっ
て、前記原料合金の過冷却液体を形成する急冷工程と、
前記急冷工程の後、前記合金が自由放熱によって冷える
過程で、前記合金の温度が室温レベルに低下する前に、
前記合金に対して加熱および／または急冷を行い、それ
によって平均結晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の微細
結晶相を生成する温度調節工程とを包含する。

【００２６】本発明によるボンド磁石の製造方法は、上
記何れかの鉄基合金磁石の製造方法によって作製された
鉄基合金磁石の粉末を用意する工程と、前記粉末を成形
する工程とを包含する。

【００２７】本発明による鉄基合金磁石の製造装置は、
鉄基合金の溶湯を冷却し、過冷却液体状態にある合金薄
帯を生成する急冷ロールと、前記合金薄帯が前記急冷ロ
ールの回転に伴って空間を移動している過程において前
記合金薄帯に対して加熱および／または急冷を行う温度
調節装置とを備えている。

【００２８】好ましい実施形態において、前記温度調節
装置は、表面温度がガラス転移点以上に加熱された２次
ロールを有している。

【００２９】

【発明の実施の形態】本発明による鉄基合金磁石の製造
方法は、鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷すること
によって原料合金の過冷却液体を形成する急冷工程と、
この過冷却液体の温度がガラス転移点（Ｔ_g）よりも低
くなる前に過冷却液体を一時的に加熱または急冷する温
度調節工程とを包含する。ここでの「急冷」とは、自由
放冷によって雰囲気が合金から熱を奪うレートよりも速
いレートで合金の熱を奪い、自由放冷による冷却速度よ
りも速い冷却速度で合金温度を低下させることを意味す
るものとする。

【００３０】なお、本明細書で使用する「合金の過冷却
液体（過冷却溶体）」とは、「ガラス転移点（ガラス転
移温度またはガラス化遷移温度）Ｔ_gを持つ合金であっ
て、合金温度がガラス転移点Ｔ_gよりも高く、融点Ｔ_mよ
りも低い非晶質の状態にある合金」を意味するものとす
る。また、本明細書では、「過冷却液体（過冷却融
体）」や「過冷却状態にある合金」の文言を何れも「合
金の過冷却液体」と同様の意味を持つものとして用いる
ことにする。

【００３１】本発明では、上述のように急冷工程で作製
した過冷却液体の温度がガラス転移点Ｔ_gよりも低くな
る前に過冷却液体状態にある合金に対して特別な温度調
節処理を実行するため、雰囲気ガスを媒介した自然な放
熱によっては得られない所望の結晶相構成を確実に得る
ことができる。

【００３２】以下、図３を参照しながら、本発明の基本
的な概念を説明する。

【００３３】図３は、液体超急冷法を用いて合金溶湯か
ら急冷合金を形成する場合における合金温度の時間変化
を示すグラフである。グラフの縦軸は合金の温度を示
し、横軸は合金溶湯と急冷ロールとの接触からの経過時
間（対数表示）を示している。

【００３４】図３において、「１次ロール」とは、単ロ
ールまたは双ロールなどの急冷手段によって合金溶湯を
急冷し、それによって過冷却液体状態の帯（リボン）を
形成する期間を指している。また、「自由放冷」とは、
急冷ロールの表面から離れた合金帯が雰囲気を介して熱
を奪われ、それによって自然に冷却される期間を指して
いる。更に、「２次ロール」は、合金帯の温度がガラス
転移点Ｔ_g以下に低下する前に、合金薄帯と２次ロール
とを接触させるなどして合金薄帯の温度調節を行う期間
を指している。

【００３５】図３中の実線Ｐ₅は従来の冷却経路を示
し、実線Ｐ₆は本発明による場合の冷却経路を示してい
る。冷却経路Ｐ₆は、途中で結晶相Ｂの生成領域を通過
した後、結晶相Ｃの生成領域を通過し、室温レベルに到
達している。この冷却経路を辿ることによって、急冷合
金中に結晶相Ｂを生成することが可能になる。

【００３６】図３からわかるように、本発明によれば、
冷却期間中の合金帯に対して特別な熱処理（この場合、
加熱処理）を施すことによって、自由放冷による場合の
温度変化プロファイルとは異なる温度変化プロファイル
を実現し、それによって金属組織を制御することが可能
になる。

【００３７】過冷却液体は塑性変形しやすいため、過冷
却液体状態にある合金薄帯の温度がガラス転移点Ｔ_gよ
り低くなる前であれば、合金薄帯と２次ロールとを密着
させて均一な温度調節処理を行うことが可能である。こ
れに対し、ガラス転移点Ｔ_gよりも低い温度まで冷却さ
れた急冷凝固合金の場合、合金に塑性変形能がなく、加
圧によって破断するため、２次ロールと均一に密着でき
ず、求める温度調節を再現性良く実行することが困難に
なる。

【００３８】本発明のように、２次ロールと接触させる
合金が過冷却液体状態にあれば、塑性変形しやすいた
め、２次ロールを用いて合金を加圧し、変形させ（圧延
し）、均質な厚さを有する合金薄帯を成形することが容
易である。この場合は、２次ロールの回転数を１次ロー
ルよりも速くし、１次ロール（急冷ロール）から供給さ
れる合金薄帯が２次ロールの手前に堆積しないようにす
ることが好ましい。なお、２次ロールの位置より後段に
他のロールやヒータを配することによって、任意の温度
プロファイルを持つ複雑な温度調節処理を実行しても良
い。

【００３９】以下、本発明による鉄基合金磁石の好まし
い実施形態を説明する。

【００４０】［組成］本発明の製造方法で作製される鉄
基合金磁石は、Ｒ−ＴＭ−Ｘ型の希土類磁石である。こ
こで、Ｒは希土類元素、ＴＭはＦｅを７０％以上含む鉄
族遷移金属元素、Ｘはボロンおよび／または炭素であ
る。また、Ｒの組成比率は５原子％以上１５原子％以
下、Ｘの組成比率は５原子％以上３０原子％以下、ＴＭ
の組成比率は残部を占める。

【００４１】希土類元素Ｒの組成比率が５原子％未満で
はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型のＲ₂ＴＭ₁₄Ｘ化合物が十分析出しな
いため、硬磁気特性が得られない。また、希土類元素Ｒ
の組成比率が１５原子％を超えると、鉄および鉄基硼化
物が析出しないため、ナノコンポジット組織とならず、
高い磁化が得られない。このため、Ｒの組成比率の好ま
しい範囲は５原子％以上１５原子％以下である。

【００４２】Ｘの組成比率が５原子％未満の場合は、液
体急冷法を用いても、過冷却液体状態を生成することが
できない。逆に、Ｘの組成比率が３０原子％を越える
と、Ｒ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が析出せず、硬磁気特性が
得られない。このため、Ｂの組成比率の好ましい範囲は
５原子％以上３０原子％以下である。Ｘの組成比率のよ
り好ましい範囲は６原子％以上２０原子％以下である。

【００４３】ＴＭは、上述の元素の含有残余を占める。
なお、ＣｏでＦｅの一部を置換することによって保磁力
Ｈ_cjおよびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度の両方が増加
するので、磁石の耐熱性が向上する。ＣｏのＦｅに対す
る置換割合は、好ましくは０．５％以上１５％以下であ
る。

【００４４】磁気特性の向上や最適熱処理温度域の拡大
を目的として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種又は２種以上の元素Ｍ
を添加しても良い。添加元素Ｍの組成比率が１０原子％
を超えると、磁化が低下するため、添加元素Ｍの組成比
率の好ましい範囲は０原子％以上１０原子％以下であ
る。この組成比率のより好ましい範囲は０．１原子％以
上５原子％以下である。

【００４５】なお、上記の鉄基合金からＦｅ₃Ｂ／Ｎｄ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石を形成する場合は、希
土類元素ＲおよびＸの組成範囲を以下のように制限する
ことが好ましい。

【００４６】希土類元素Ｒ：５〜７原子％、好ましくは
５〜６原子％Ｘ：１５〜３０原子％、好ましくは１５〜２２原子％また、α−Ｆｅ／Ｆｅ₃Ｂ／Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポ
ジット磁石を形成する場合は、希土類元素ＲおよびＸの
組成範囲を以下のように制限することが好ましい。

【００４７】希土類元素Ｒ：５〜１３原子％、好ましく
は６〜１２原子％Ｘ：７〜１５原子％、好ましくは８〜１２原子％更に、α−Ｆｅ／Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁
石を形成する場合は、希土類元素ＲおよびＢの組成範囲
を以下のように制限することが好ましい。

【００４８】希土類元素Ｒ：７〜１５原子％、好ましく
は８〜１４原子％Ｘ：５〜１０原子％、好ましくは５〜８原子％［製造装置］図４は、本発明による鉄基合金磁石の製造
装置の実施形態を示す図である。図示されている装置
は、合金溶湯１をヒータ２によって加熱しながら放出す
るノズル３と、合金溶湯１を冷却するための１対の急冷
ロール４と、急冷ロール４によって冷却された合金の過
冷却液体５に対して温度調節処理を行う２次ロール６
と、２次ロール６の表面を所定範囲の温度に保持するヒ
ータ７とを備えている。１対の急冷ロール４の間には、
合金溶湯１の湯溜まり９が形成される。

【００４９】なお、図４には、合金の過冷却液体５の温
度変化を測定するための赤外線熱画像計測装置１０が示
されている。この装置１０によれば、合金各部の温度を
測定することができ、それによって合金温度の時間変化
を求めることが可能になる。

【００５０】図４の構成例では、２次ロール４によって
過冷却液体状態にある合金を加熱しているが、他のヒー
タ手段、例えば赤外線ランプアニーラなどを合金薄帯の
移動経路近傍に配置し、流れるように移動（飛行）する
合金帯に対して、非接触で熱処理を施すようにしても良
い。また、複数対の２次ロールおよび／またはランプア
ニーラなどの加熱／冷却装置を複合的に配置し、複雑な
温度プロファイルを実現できる構成を採用しても良い。

【００５１】［製造方法］以下、本発明による鉄基合金
磁石の製造方法の実施形態を説明する。

【００５２】本実施形態では、まず、前述した組成を有
する合金溶湯を作製し、図４に示す装置を用いて急冷
し、合金の過冷却液体状態を形成する。その後、過冷却
状態の合金（温度はガラス転移点以上）に対して温度調
節処理を施すことによって、Ｒ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相を
合金中に生成させる。この処理は、表面温度が１００℃
以上８００℃以下の範囲に保持された２次ロール（双ロ
ール）６を用いて行う。この温度調節処理を行うことに
より、自由放冷によっては生成され得ない結晶相を急冷
合金中に生成することが可能になる。

【００５３】本実施形態では、双ロール６による温度調
節処理を、双ロール６によって合金に圧力を与えながら
実行する。上記合金の過冷却液体は大きな塑性変形能を
有しており、「金属ガラス融体」と表現することも可能
な状態にあるため、双ロール６によって熱間圧延が実行
されることになる。本実施形態の場合、双ロール６と接
触する時点における合金が過冷却液体状態にあり、非常
に柔らかいため、双ロール６による加圧前の合金の厚さ
をｔとし、加圧（圧延）後の合金の厚さをｔ’とした場
合、圧下率（ｔ’／ｔ）を０．９以下にすることが可能
である。このような圧延によって、双ロール６と合金と
の均一な接触が再現性良く実現するため、過冷却液体に
対する熱処理の再現性が向上する。

【００５４】上述のような過冷却液体を得るためには、
回転ロールを用いた単ロール急冷法および双ロール急冷
法を好適に採用することができる。このような液体急冷
法によって合金溶湯を１０³Ｋ／秒〜１０⁵Ｋ／秒の冷却
速度で急冷すると、８００℃から５００℃までに冷却す
る過程で過冷却液体が生成される。

【００５５】単ロール急冷法を用いて上記の冷却を実行
するには、回転ロールのロール表面速度を２ｍ／秒以上
２０ｍ／秒以下にすれば良い。ロール表面速度が２ｍ／
秒を下回る場合、冷却速度が１０³Ｋ／秒未満となるた
め、急冷合金は過冷却液体にならずに結晶質となる。ま
た、ロール表面速度が２０ｍ／秒を超えると、冷却用の
ロールと同期して圧延を行うことが困難となるため、過
冷却液体の圧延を実行することができなくなる。ロール
表面速度の好ましい範囲は３ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下
である。

【００５６】双ロール急冷法を用いて上記の冷却を実行
するには、ロール表面速度を２ｍ／秒以上１８ｍ／秒以
下にすれば良い。ロール表面速度が２ｍ／秒を下回る
と、冷却速度が１０³Ｋ／秒未満となるため、急冷合金
は過冷却液体にならずに結晶質となる。また、ロール表
面速度が１８ｍ／秒を超えると、合金が急冷ロールから
剥離した直後に急冷凝固合金となるため、過冷却液体状
態のまま２次ロールへ供給することができなくなる。

【００５７】過冷却液体を得る際の双ロール間距離は、
１００μｍ以上１０００μｍ以下にすることが好まし
い。双ロール間距離が１００μｍを下回る場合、合金は
急冷ロールそのものによっても圧延を受けるため、過冷
却液体になりにくい。双ロール間距離が１０００μｍを
超える場合は、急冷しにくくなるため好ましくない。双
ロール間距離の好ましい範囲は１２０μｍ以上３００μ
ｍ以下である。

【００５８】液体急冷法によって合金の過冷却液体を作
製するには、急冷雰囲気を５０ｋＰａ以下の不活性ガス
雰囲気にすることが好ましい。雰囲気圧力が５０ｋＰａ
を超える場合、回転ロールの表面と合金溶湯との間に雰
囲気ガスが巻き込まれやすくなる。そのような雰囲気ガ
スの巻き込みが発生すると、合金帯の表面にガスポケッ
トが生じ、均一な急冷が達成されず、急冷組織が不均一
化するため、安定的に過冷却液体を形成することが困難
になる。雰囲気ガスの圧力の好ましい範囲は、３０ｋＰ
ａ以下、特に１０ｋＰａ程度である。

【００５９】双ロールを用いて過冷却液体状態の急冷合
金を加熱する際、５ＭＰａ以上の圧力があれば、急冷合
金を塑性変形することが可能である。合金に加える圧力
を増大させると、２次ロールの軸受けおよび架台部を強
固にする必要が生じる。このため、圧延に用いる圧力の
好ましい範囲は５ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下である。
加熱用双ロールの表面速度は圧下率に応じて調整され、
入側の素材速度よりも５〜２０％速く設定することが好
ましい。２次ロールの表面速度が急冷ロールの表面速度
よりも遅いと、急冷ロールと２次ロールとの間に合金帯
がたまるため、２次ロールの表面速度は急冷ロールの表
面速度よりも速いことが好ましい。

【００６０】過冷却状態を維持しながら合金に対する温
度調節処理を開始するためには、２次ロールの表面を１
００℃以上８００℃以下の温度範囲に加熱することが好
ましい。２次ロールの表面温度が１００℃を下回る場
合、合金の過冷却液体が２次ロールの表面に到達した時
点ですぐに合金が結晶化し、硬化するために好ましくな
い。また、２次ロールの表面温度が８００℃を超える場
合、合金温度が急激に上昇して結晶核生成速度が速くな
りすぎるので好ましくない。

【００６１】２次ロールに接触し始めるときの合金の温
度と、２次ロールの表面温度との関係によって、２次ロ
ールと合金との間に生じる熱の流れが異なったものとな
る。２次ロールの温度が相対的に高い場合、熱は２次ロ
ールから合金に流れ、２次ロールによる合金の加熱が行
われる。これに対し、２次ロールの温度が相対的に低い
場合、熱は合金から２次ロールに流れ、２次ロールによ
る合金の冷却が行われる。本発明では、雰囲気による自
由放冷とは異なる温度プロファイル（温度変化速度パタ
ーン）を実現することを目的とするため、２次ロールで
合金の加熱や急冷を行うことにより、自由放冷では実現
できないような充分に制御された温度変化を合金に対し
て施すことができる。

【００６２】急冷に用いる回転ロールの材質としては、
熱伝導性の観点から、純銅、銅合金、鉄、真鍮、タング
ステン、および青銅を採用することが好ましい。これら
の中でも、銅、鉄、または銅および鉄を主成分とする合
金を用いることが、機械的強度および経済性の点から好
ましい。

【００６３】２次ロールのロール材質としては、熱膨張
係数が小さく、加熱時の硬度が高い材料が好ましい。例
えば、炭素鋼、ダイス鋼、ハイスピード鋼、Ｗ−Ｃ、モ
リブデン、セラミック等を採用することができる。これ
らの中でも、炭素鋼およびダイス鋼を用いることが、加
熱時における高い硬度と優れた経済性を持つ点で好まし
い。

【００６４】本実施形態では、２次ロールを用いて温度
調節処理を行う例を説明しているが、前述のように、本
発明における温度調節処理は他のタイプの加熱／冷却装
置を用いて実行しても良い。一般に、２次ロールを用い
る場合、合金帯と２次ロール表面との接触期間が比較的
に短い（０．２〜２ミリ秒）が、合金帯の通過する領域
に長い加熱ゾーンや冷却ゾーンを設ければ、比較的長い
時間（５０〜１５００ミリ秒）、温度調節処理を続ける
ことが可能になる。

【００６５】上記の温度調節処理を終えた後の合金に対
しては、結晶相を非晶質マトリクス中で成長させたり、
規則度を高めたりすることによって磁気特性を向上させ
ることを目的に、公知の熱処理装置を用いた熱処理を更
に付加的に行ってもよい。また、この付加的な熱処理を
行う前に合金帯を粗く粉砕しても良い。

【００６６】以上の方法で作製された鉄基合金磁石は、
種々の態様で各種の装置に応用され得る。以下、本発明
の製造方法によって作製した鉄基合金磁石を粉砕した
後、その粉末を用いてボンド磁石を製造する方法を簡単
に説明する。

【００６７】まず、上記の鉄基合金磁石の粉末にエポキ
シ樹脂からなるバインダーと添加剤とを加え、混練する
ことによってコンパウンドを作製する。次に、コンパウ
ンドを成形装置によって配向磁場中でプレス成形した
後、加熱硬化工程、洗浄工程、コーティング工程、検査
工程、着磁工程を経て、最終的なボンド磁石を得ること
ができる。このボンド磁石は、種々のモータやアクチュ
エータに好適に用いられる。

【００６８】［結晶構造］本発明の製造方法によって作
製した鉄基礎合金磁石の金属組織は、鉄や鉄基硼化物の
軟磁性相と、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化
合物相とが混在するナノコンポジット構造を有してい
る。

【００６９】上記の軟磁性相および硬磁性化合物相の平
均結晶粒径は、何れも、１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であ
る。各構成相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、各
結晶粒子間の交換結合が弱まり、硬磁性相と軟磁性相が
磁気的に分離する。そのため、減磁曲線が二段になる特
性しか発揮されず、優れた硬磁気特性を得ることができ
なくなる。上記結晶粒の平均粒径は小さい方が好ましい
が、平均結晶粒径が１ｎｍ未満の粉末を工業的に生産す
ることが困難であるため、平均結晶粒径の下限は１ｎｍ
とする。

【００７０】合金磁石の組織全体が結晶質である必要は
なく、非晶質相が存在していても良い。体積比で約２０
％以下の非晶質相が残存している場合、各結晶粒子間に
働く交換相互作用が適度に弱められるため、かえって磁
気的に最適な結合状態が得られ、硬磁気特性が向上する
場合がある。非晶質相の体積比率が２０％を超えて増加
すると、磁化が低下する。このため、このような場合に
は、非晶質相の存在比率を２０体積％以下とすることが
好ましい。

【００７１】

【実施例】以下の各実施例では、図４に示す装置を用い
た液体急冷法によって合金溶湯を急冷し、それによって
過冷却液体状態を形成した後、下段に配した双ロールに
よって熱処理を施し、ナノコンポジット磁石を製造し
た。

【００７２】（実施例１）まず、直径が１ｍｍのオリフ
ィスを底部に有する坩堝を用いて、組成式がＮｄ _4.5Ｆ
ｅ_76.5Ｂ_18.5Ｎｂ_0.5の表現される原料合金を溶解し
た。溶解雰囲気は３０ｋＰａのアルゴンガスであった。
原料合金溶湯の温度が約１３５０℃になった時、周速度
２ｍ／秒で回転する急冷ロールの表面に溶湯を滴下し、
急冷工程を実行した。

【００７３】このようにして急冷した合金の温度を赤外
線画像撮像法によって測定した。結果を図５に示す。合
金が急冷ロールとの接触によって冷却される期間の冷却
経路を図５において点ａから点ｂを結ぶ線で示す。合金
は、急冷ロールから剥がれた後、一時的に自然放冷され
た。本実施例では、図５の点ｂから破線で示される経路
をたどって合金の冷却が進行した。

【００７４】本実施例では、２次ロールを周速度２．２
ｍ／秒で回転させ、その表面温度を８５０℃に設定し
た。合金は、図５のｃ点において２次ロールと接触し、
約０．５ミリ秒間、２次ロールによる変形を受けなが
ら、加熱された。その後、合金帯は２次ロールを離脱
し、長さ４５ｃｍの加熱区間に入った。加熱区間を通る
約０．２秒の間、合金帯は図５の点ｄの温度まで加熱さ
れ、その後、不活性ガス雰囲気中を飛行し、放冷されつ
つ製品回収容器に到達した。

【００７５】このような冷却経路を経て生成された合金
は、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、および、僅かのＦｅ
₂₃Ｂ₆相がアモルファス母相中に存在するナノコンポジ
ット合金であった。この合金は永久磁石特性を示し、Ｂ
ｒ＝０．８Ｔ、Ｈ_cJ＝２２０ｋＡ／ｍであった。

【００７６】この合金を熱処理することによってアモル
ファス相を完全に結晶化させると、上記の各結晶相が成
長し、平均結晶粒径がおよそ２０ナノメートルのナノコ
ンポジット磁石となった。そのときの磁気特性は、Ｂｒ
＝０．９Ｔ、ＨｃＪ＝２８０ｋＡ／ｍであった。

【００７７】（比較例１）実施例１と同じ合金を実施例
１と同様にして溶解し、周速度６ｍ／秒で回転するロー
ルによって急冷した。ロール離脱後、合金帯は自然放冷
されるに任せた。合金温度は、図５の点ｂから点ｃを通
る破線に沿って単調に低下し、そのまま室温付近の温度
に達した。

【００７８】この急冷凝固合金は、実質的に結晶相を含
まないアモルファス合金であった。磁気特性を測定する
と、その保磁力Ｈ_cJは４ｋＡ／ｍであり、軟磁性体であ
った。

【００７９】（実施例２）まず、直径が１ｍｍのオリフ
ィスを底部に有する坩堝を用いて、組成式がＮｄ _4.5Ｆ
ｅ₇₇Ｂ_18.5の表現される原料合金を溶解した。溶解雰囲
気は３０ｋＰａのアルゴンガスであった。原料合金溶湯
の温度が約１２８０℃になった時、周速度２ｍ／秒で回
転する急冷ロールの表面に溶湯を滴下し、急冷した。

【００８０】このようにして急冷した合金の温度を赤外
線画像撮像法によって測定した。結果を図６に示す。合
金が急冷ロールとの接触によって冷却されている期間の
冷却経路は、図６において、点ａから点ｂを結ぶ線で示
される。合金は、ロールから離脱した後、一時的に自然
放冷された。図６において、点ｂから破線で示される経
路をたどって合金の冷却が進行した。

【００８１】本実施例では、２次ロールを周速度６．６
ｍ／秒で回転させ、その表面温度を６００℃に設定し
た。合金帯は、図６のｃ点において、２次ロールと接触
し、約０．１ミリ秒間、２次ロールによる変形を受けな
がら、急冷された。その後、合金帯は図６の点ｄにて２
次ロールから離れ、不活性ガス雰囲気中を飛行し、放冷
されつつ製品回収容器に到達した。

【００８２】回収された合金は、アモルファス相とＦｅ
₂₃Ｂ₆相とにより構成されていた。この合金を６８０℃
で５０分間加熱すると、Ｆｅ₂₃Ｂ₆相、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が結晶化し、ナノコンポジット磁石となっ
た。磁気特性は、Ｂ_r＝１．１Ｔ、Ｈ_cJ＝２４０ｋＡ／
ｍであった。

【００８３】（比較例２）実施例２と同じ合金を同一の
条件で溶解し、周速度６ｍ／秒で回転する急冷ロールに
より、図６ま点ａから点ｂまで急冷した。その後、自然
放冷により、室温近傍まで冷却した。

【００８４】回収した合金はアモルファス相とＦｅ₃Ｂ
相とによって構成されていた。この合金を６８０℃で５
０分間加熱すると、Ｆｅ₃Ｂ相およびＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が
結晶化し、Ｂ_r＝１．０Ｔ、Ｈ_cJ＝２２０ｋＡ／ｍの磁
石特性を示した。

【００８５】なお、図５および図６のグラフ中に示した
結晶化反応の温度−時間線図は、冷却過程の異なる合金
の結晶相を詳細に調べることによって構成したものであ
り、現象の説明のために補足的にグラフ中に書き込んだ
ものである。グラフの短時間側における線図は必ずしも
正確ではない可能性がある。将来、より詳細な研究によ
って線図に誤りが含まれることが明らかになったとして
も、本発明の本質が損なわれるものではない。

【００８６】

【発明の効果】本発明によれば、超急冷法によって合金
溶湯から急冷合金を作製する過程で冷却経路を制御し、
目的とする非平衡金属組織を経済的かつ安定的に形成す
ることができる。このため、高性能のナノコンポジット
磁石を再現性良く生産することが可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】メルトスピニング法によって冷却される合金の
温度と経過時間との関係を示すグラフである。グラフの
縦軸が合金の温度を示し、横軸が合金溶湯と急冷ロール
との接触からの経過時間を示す。

【図２】メルトスピニング法によって冷却される合金の
温度と経過時間との関係を示す他のグラフである。グラ
フの縦軸が合金の温度を示し、横軸が合金溶湯と急冷ロ
ールとの接触からの経過時間を示す。

【図３】本発明による鉄基合金磁石の製造方法によって
冷却される合金の温度と経過時間との関係を示すグラフ
である。グラフの縦軸が合金の温度を示し、横軸が合金
溶湯と急冷ロールとの接触からの経過時間を示す。

【図４】本発明による鉄基合金磁石の製造装置の実施形
態を示す構成図である。

【図５】本発明による鉄基合金磁石の製造方法の実施例
１および比較例２に関する合金温度と経過時間との関係
を示すグラフである。グラフの縦軸が合金の温度を示
し、横軸が合金溶湯と急冷ロールとの接触からの経過時
間を示す。

【図６】本発明による鉄基合金磁石の製造方法の実施例
２および比較例２に関する合金温度と経過時間との関係
を示すグラフである。グラフの縦軸が合金の温度を示
し、横軸が合金溶湯と急冷ロールとの接触からの経過時
間を示す。

【符号の説明】

１合金溶湯２ヒータ３ノズル４急冷ロール５合金の過冷却液体６２次ロール８急冷合金９合金溶湯の湯溜まり

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｂ２２Ｆ 9/04 Ｂ２２Ｆ 9/04 ＥＣ２１Ｄ 6/00 Ｃ２１Ｄ 6/00 ＢＣ２２Ｃ 38/00 ３０３Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ＤＨ０１Ｆ 1/053 Ｈ０１Ｆ 1/04 ＨＦターム(参考） 4E004 DB03 TA03 TB02 TB04 4K017 AA04 BA06 BB12 BB18 DA04 DA05 EA03 4K018 AA27 BA18 BB07 BD01 KA46 5E040 AA03 AA04 AA19 BD00 CA01 HB00 HB05 HB07 HB11 HB17 HB19 NN01 NN06 5E062 CC04 CC05 CD04 CE01 CE05 CG01 CG02 CG03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷す
ることによって、前記原料合金の過冷却液体を形成する
急冷工程と、前記合金の温度がガラス転移点よりも低くなる前に前記
合金に対して一時的な加熱および／または急冷を行う温
度調節工程とを包含する鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項２】前記急冷工程は、回転する急冷ロールの
表面に前記鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を接触させ、
それによって前記合金を帯状化することを包含する請求
項１に記載の鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項３】前記温度調節工程は、前記帯状化された
合金が前記急冷ロールの回転に伴って空間を移動してい
る過程において、移動しつつある前記合金に対する加熱
および／または急冷を行うことを包含する請求項２に記
載の鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項４】前記温度調節工程は、回転する２次ロー
ルの表面に前記帯状化された合金を接触させ、それによ
って、前記合金に対する加熱および／または急冷を実行
することを包含する請求項３に記載の鉄基合金磁石の製
造方法。
【請求項５】前記温度調節工程は、回転する少なくと
も１対の２次ロールの表面に前記帯状化された合金を接
触させ、それによって前記合金を圧延することを包含す
る請求項３に記載の鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項６】前記温度調節工程の後、ガラス転移点よ
りも低い温度に低下した前記合金を加熱し、それによっ
て結晶化および／または結晶成長を進行させる工程を更
に包含する請求項１から５の何れかに記載の鉄基合金磁
石の製造方法。
【請求項７】前記温度調節工程の後、ガラス転移点よ
りも低い温度に低下した前記合金を粉砕する工程を更に
包含する請求項１から５の何れかに記載の鉄基合金磁石
の製造方法。
【請求項８】前記合金は、Ｒ−ＴＭ−Ｘ（Ｒは希土類
元素、ＴＭはＦｅを７０％以上含む鉄族遷移金属元素、
Ｘはボロンおよび／または炭素）型の希土類合金であ
り、Ｒは５原子％以上１５原子％以下、Ｘは５原子％以上３０原子％以下、ＴＭは残部である請求項１から７に記載の鉄基合金磁石
の製造方法。
【請求項９】前記温度調節工程の後、前記合金がＮｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型のＲ₂ＴＭ ₁₄Ｘ化合物を含有し、前記Ｒ₂Ｔ
Ｍ₁₄Ｘ化合物の平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であ
る請求項８に記載の鉄基合金磁石の製造方法。
【請求項１０】鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷
することによって、前記原料合金の過冷却液体を形成す
る急冷工程と、前記急冷工程の後、前記合金が自由放熱によって冷える
過程で、前記合金の温度が室温レベルに低下する前に、
前記合金に対して加熱および／または急冷を行い、それ
によって平均結晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の微細
結晶相を生成する温度調節工程とを包含する鉄基合金磁
石の製造方法。
【請求項１１】請求項１から１０の何れかに記載の鉄
基合金磁石の製造方法によって作製された鉄基合金磁石
の粉末を用意する工程と、前記粉末を成形する工程と、を包含するボンド磁石の製造方法。
【請求項１２】鉄基合金の溶湯を冷却し、過冷却液体
状態にある合金薄帯を生成する急冷ロールと、前記合金薄帯が前記急冷ロールの回転に伴って空間を移
動している過程において前記合金薄帯に対して加熱およ
び／または急冷を行う温度調節装置とを備えている鉄基
合金磁石の製造装置。
【請求項１３】前記温度調節装置は、表面温度がガラ
ス転移点以上に加熱された２次ロールを有している請求
項１２に記載の鉄基合金磁石の製造装置。