JP2002064009A

JP2002064009A - 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法

Info

Publication number: JP2002064009A
Application number: JP2000250947A
Authority: JP
Inventors: Toshio Mitsugi; 敏夫三次; Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2000-08-22
Filing date: 2000-08-22
Publication date: 2002-02-28

Abstract

(57)【要約】【課題】希土類元素が少ないながらも高い磁化を示
し、減磁曲線の角形性にも優れた鉄基希土類合金磁石を
提供する。【解決手段】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＭ_z表現される鉄基希土類合金磁石である。ＴはＣｏお
よびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、Ｑ
はＢ（硼素）およびＣ（炭素）からなる群から選択され
た１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種
以上の希土類金属元素、ＭはＴｉである。ｘ、ｙ、ｚ、
およびｍは、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ
＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ
≦０．５の関係を満足する。この磁石は、結晶化熱処理
前の急冷凝固状態にある段階から、Ｔｉ基ホウ化物相を
含有しており、このＴｉ基ホウ化物相の働きにより、優
れた磁石特性を発揮し得る組織構造が形成される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、各種モータやアク
チュエータに好適に使用される鉄基希土類合金磁石およ
びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、家電用機器、ＯＡ機器、および電
装品等において、より一層の高性能化と小型軽量化が要
求されている。そのため、これらの機器に使用される永
久磁石については、磁気回路全体としての性能対重量比
を最大にすることが求められており、例えば残留磁束密
度Ｂ_rが０．５Ｔ（テスラ）以上の永久磁石を用いるこ
とが要求されている。しかし、従来の比較的安価なハー
ドフェライト磁石によっては、残留磁束密度Ｂ_rを０．
５Ｔ以上にすることはできない。

【０００３】現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂ
_rを有する永久磁石としては、粉末冶金法によって作製
されるＳｍ−Ｃｏ系磁石が知られている。Ｓｍ−Ｃｏ系
磁石以外では、粉末冶金法によって作製されるＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石や、液体急冷法によって作製されるＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石が高い残留磁束密度Ｂ_rを発揮する
ことができる。前者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、例えば
特開昭５９−４６００８号公報に開示されており、後者
のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は例えば特開昭６０−９８
５２号公報に開示されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｓｍ−
Ｃｏ系磁石は、原料となるＳｍおよびＣｏのいずれもが
高価であるため、磁石価格が高いという欠点を有してい
る。

【０００５】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、安価なＦ
ｅを主成分として（全体の６０重量％〜７０重量％程
度）含むため、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に比べて安価ではある
が、その製造工程に要する費用が高いという問題があ
る。製造工程費用が高い理由のひとつは、含有量が全体
の１０原子％〜１５原子％程度を占めるＮｄの分離精製
や還元反応に大規模な設備と多大な工程が必要になるこ
とである。また、粉末冶金法による場合は、どうしても
製造工程数が多くなる。

【０００６】これに対し、液体急冷法によって製造され
るＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、溶解工程→液体冷却工
程→熱処理工程といった比較的簡単な工程で得られるた
め、粉末冶金法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて工
程費用が安いという利点がある。しかし、液体急冷法に
よる場合、バルク状の永久磁石を得るには、急冷合金か
ら作製した磁石粉末を樹脂と混ぜ、ボンド磁石を形成す
る必要があるので、成形されたボンド磁石に占める磁石
粉末の充填率（体積比率）は高々８０％程度である。ま
た、液体急冷法によって作製した急冷合金は、磁気的に
等方性である。

【０００７】以上の理由から、液体急冷法を用いて製造
したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、粉末冶金法によって
製造した異方性のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に比べてＢ
_rが低いという問題を有している。

【０００８】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石の特性を改善す
る手法としては、特開平１−７５０２号公報に記載され
ているように、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、および
Ｗからなる群から選択された少なくとも一種の元素と、
Ｔｉ、Ｖ、およびＣｒからなる群から選択された少なく
とも一種の元素とを複合的に添加することが有効であ
る。このような元素の添加によって、保磁力Ｈ_cJと耐食
性とが向上するが、残留磁束密度Ｂ_rを改善する有効な
方法は、ボンド磁石の密度を向上すること以外に知られ
ていない。

【０００９】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合、希土類元素
の濃度が比較的に低い組成、すなわち、Ｎｄ_3.8Ｆｅ
_77.2Ｂ₁₉（原子％）の近傍組成を持ち、Ｆｅ₃Ｂ型化合
物を主相とする磁石材料が提案されている（R. Coehoor
n等、J. de Phys, C8,1998, 669〜670頁）。この永久磁
石材料は、液体急冷法によって作製したアモルファス合
金に対して結晶化熱処理を施すことにより、軟磁性であ
るＦｅ₃Ｂ相および硬磁性であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が混在
する微細結晶集合体から形成された準安定構造を有して
おり、「ナノコンポジット磁石」と称されている。この
ようなナノコンポジット磁石については、１Ｔ以上の高
い残留磁束密度Ｂ_rを有することが報告されているが、
その保磁力Ｈ_cJは１６０ｋＡ／ｍ〜２４０ｋＡ／ｍと比
較的低い。そのため、この永久磁石材料の使用は、磁石
の動作点が１以上になる用途に限られている。

【００１０】また、ナノコンポジット磁石の原料合金に
種々の金属元素を添加し、磁気特性を向上させる試みが
なされているが（特開平3-261104号公報、特許第272750
5号公報、特許第2727506号公報、国際出願の国際公開公
報ＷＯ003/03403、W.C.Chan, et.al. "THE EFFECTS OF
REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OFα-
Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEEE, Trans. Mag
n. No. 5, INTERMAG.99, Kyongiu, Korea pp.3265-326
7, 1999）、必ずしも充分な「コスト当りの特性値」は
得られていない。

【００１１】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
であり、その目的とするところは、高い保磁力（例えば
Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しながら、残留磁束密度
Ｂ_r≧０．７Ｔを満足する優れた磁気特性を持つ鉄基合
金磁石を安価に製造し得る永久磁石の製造方法を提供す
ることにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明による鉄基希土類
合金磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ _y
Ｍ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１
種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択され
た１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種
以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成比
率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０
原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子
％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化
合物相、強磁性相、およびＴｉ基ホウ化物相を含有す
る。

【００１３】前記強磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上１
００ｎｍ以下の範囲内にあることが好ましい。

【００１４】好ましい実施形態において、前記強磁性相
は、鉄基ホウ化物相およびα−Ｆｅ相を含む。

【００１５】好ましい実施形態において、前記鉄基ホウ
化物相は、Ｆｅ₃Ｂおよび／またはＦｅ₂₃Ｂ₆を含んでい
る。

【００１６】組成比率ｘおよびｚは、それぞれ、１３≦
ｘ≦２０原子％および３．０≦ｚ≦１２原子％を満足す
ることが好ましい。

【００１７】好ましい実施形態では、前記Ｔｉ基ホウ化
物相がＴｉＢ₂を含んでいる。

【００１８】組成比率ｘおよびｚが、ｚ／ｘ≧０．１を
満足することが好ましい。

【００１９】前記Ｒの組成比率ｙは９．５原子％以下で
あることが好ましい。

【００２０】前記Ｒの組成比率ｙは９．１原子％以下で
あってもよい。

【００２１】ある好ましい実施形態において、前記磁石
は、厚さが１０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有
している。

【００２２】ある好ましい実施形態において、前記磁石
は粉末化されている。

【００２３】ある好ましい実施形態においては、粉末粒
子の平均粒径が３０μｍ以上２５０μｍ以下である。

【００２４】好ましい実施形態においては、保磁力Ｈ_cJ
≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂ _r≧０．７Ｔの硬磁
気特性を有している。

【００２５】本発明によるボンド磁石は、上記何れかの
鉄基希土類合金磁石の粉末を含む磁石粉末を樹脂で成形
したものである。

【００２６】本発明による鉄基希土類合金磁石の製造方
法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100- _x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（Ｔ
はＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の
元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以
上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種以上の希
土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成比率ｘ、
ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子
％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足する合金の溶湯を作製する工
程と、前記合金の溶湯を急冷することによって、少なく
ともＴｉ基ホウ化物相およびアモルファス相が混在する
急冷合金を作製する急冷工程と、前記急冷合金を結晶化
し、それによって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相、強磁性
相、およびＴｉ基ホウ化物相を含有し、前記強磁性相の
平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にある
組織を形成する工程とを包含する。

【００２７】本発明による鉄基希土類合金磁石の製造方
法は、Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、および
Ｔｉを含有する合金溶湯を作製する工程と、前記合金溶
湯を冷却し、Ｔｉ基ホウ化物相およびアモルファス相を
含む凝固合金を作製する工程と、前記凝固合金を加熱す
ることによって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物
相結晶相を成長させ、その後にα−Ｆｅ相結晶相の成長
を開始させる工程とを包含する。

【００２８】ストリップキャスト法を用いて前記合金溶
湯を冷却することが好ましい。

【００２９】本発明によるボンド磁石の製造方法は、上
記何れかの製造方法によって作製された磁石粉末を用意
する工程と、前記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製す
る工程とを包含する。

【００３０】本発明による鉄基希土類合金磁石用急冷合
金は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100- _x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（Ｔ
はＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の
元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以
上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種以上の希
土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成比率ｘ、
ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子
％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｔｉ基ホウ化物相および
アモルファス相を含む。

【００３１】本発明による鉄基希土類合金磁石用急冷合
金は、Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、および
Ｔｉを含有する合金溶湯を冷却することによって作製さ
れ、Ｔｉ基ホウ化物相およびアモルファス相を含み、熱
処理によってα−Ｆｅ相結晶相の成長開始より先にＲ ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相結晶相が成長する組
織を有している。

【００３２】本発明による鉄基希土類合金磁石は、上記
鉄基希土類合金磁石用急冷合金を加熱することによって
作製されたものである。

【００３３】本発明による鉄基希土類合金磁石は、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相、鉄基ホウ化物相、α−Ｆｅ相、お
よびＴｉ基ホウ化物相が同一組織内に混在していること
を特徴とする。

【００３４】

【発明の実施の形態】本発明の鉄基希土類合金磁石は、
Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１
種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、およびＴｉを
含有する鉄基合金溶湯を冷却することによって、Ｔｉ基
ホウ化物相およびアモルファス相を含む凝固合金を作製
した後、この凝固合金を加熱し、結晶化させることよっ
て製造される。

【００３５】本発明者は、鉄基希土類合金へ適切な量の
Ｔｉを添加し、急冷凝固合金のアモルファス相中にＴｉ
およびホウ素の化合物相（Ｔｉ基ホウ化物相）を形成す
ることにより、結晶化熱処理でＴｉ基ホウ化物相の周囲
に微細な結晶粒が析出し、Ｔｉ基ホウ化物相から離れた
領域で相対的に大きな結晶粒が析出することを見出し
た。

【００３６】このようなＴｉ基ホウ化物相の働きを利用
することにより、α−Ｆｅ相の粗大化を抑制するととも
に、磁化の高い鉄基ホウ化物相を成長させ、それによっ
て複合型磁石の特性を向上させることができる。

【００３７】まず、図１を参照しながら本発明の特徴部
を詳細に説明する。図１の左側部分は、本発明による急
冷凝固合金の組織構造を示しており、右側部分は、結晶
熱処理後の合金組織構造を示している。この図は、透過
型顕微鏡（ＴＥＭ）観察に基づいて作成したものである
が、各構成相（結晶粒）の大きさは必ずしも現実の大き
さに対応していない。

【００３８】図１に示されるように、本発明による急冷
凝固合金は、Ｔｉ基ホウ化物相（ＴｉＢ₂相）がアモル
ファス相中に分散した構造を有している。ＴｉＢ₂相以
外の結晶相はアモルファス相中で特に明瞭には観察され
ず、原料合金の溶湯を急冷することによりＴｉＢ₂相が
優先的に析出したことがわかる。このＴｉＢ₂相は柱状
もしくは板状の形状を有しており、そのサイズは、約
０．５〜１μm×約５μm程度である。

【００３９】このような組織構造を持つ急冷凝固合金に
対して結晶化熱処理を行なうと、アモルファス相から複
数種類の強磁性相が析出・成長する。熱処理後の合金
は、ＴｉＢ₂相以外に、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、Ｆｅ₂₃Ｂ₆相
またはＦｅ₃Ｂ相、およびα−Ｆｅ相が混在した組織構
造を有している。

【００４０】こうして得た磁石合金で注目すべき点は、
ＴｉＢ₂相の周囲近傍において相対的に小さな粒径（２
０〜４０ｎｍ）の結晶相が形成され、ＴｉＢ₂相から離
れた領域において相対的に大きな粒径（５０〜１００ｎ
ｍ）の結晶相が形成されることにある。そして、このよ
うな組織を持つことにより、保磁力および残留磁束密度
が向上し、また、減磁曲線の角形性が優れたものとな
る。

【００４１】次に、図２（ａ）〜（ｃ）を参照する。図
２（ａ）は、アモルファス相中にＴｉ基ホウ化物相が形
成されている状態を示す模式的断面図である。図２
（ｂ）は、図示されている領域のＴｉ濃度およびＢ濃度
の分布を示しており、図２（ｃ）は、同領域のＮｄ濃度
およびＦｅ濃度の分布を示している。各元素の濃度分布
は、Energy Dispersive X-ray Spectroscopyによって得
られた実測値に基づいてグラフ化されている。

【００４２】図２（ｂ）および図２（ｃ）からわかるよ
うに、Ｔｉ基ホウ化物相が形成されている領域では、Ｔ
ｉおよびＢの濃度が高く、ＮｄおよびＦｅの濃度が低
い。また、Ｂ濃度はＴｉ基ホウ化物相の周囲近傍領域で
低く、Ｔｉ基ホウ化物相から離れるにつれて増大してい
る。一方、Ｔｉ濃度は、Ｔｉ基ホウ化物相の近傍で高
く、Ｔｉ基ホウ化物相から離れるにつれて低下してい
る。

【００４３】以上のことから、次のことが成立すると考
えられる。

【００４４】本発明の合金組成範囲のように、合金溶湯
中に過剰なホウ素（Ｂ）が存在している場合、適切な量
のＴｉが添加され、また、急冷速度が適切に制御される
と、急冷過程でＴｉＢ₂などのＴｉ基ホウ化物相がアモ
ルファス相中に分散した急冷凝固合金が得られる。この
ようにしてＴｉＢ₂などのＴｉ基ホウ化物相が急冷合金
中に生成されると、その周囲近傍領域では、Ｔｉ基ホウ
化物相形成のためにＢが消費され、Ｂ濃度の低下が生じ
る。ＮｄやＦｅがＴｉ基ホウ化物相に固溶しないと仮定
すると、Ｔｉ基ホウ化物相の周囲近傍領域では、Ｎｄお
よびＦｅが豊富で、しかもＢの不足した状態になりやす
い。このような状態では、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが成長しやす
くなる。その結果、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの析出・成長温度が
低下し、結晶化熱処理に際してはα−Ｆｅ相の析出・成
長が生じる前に、充分な量のＮｄ ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を生成す
ることが可能になる。すなわち、Ｔｉを鉄基希土類合金
に添加することによってＴｉ基ホウ化物相をアモルファ
ス中に生成すると、α−Ｆｅ相の析出を抑制しつつ、Ｎ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を優先的に析出・成長させることが可能
になる。

【００４５】実験によると、結晶化熱処理工程の初期段
階（温度の比較的低い段階）において、Ｔｉ基ホウ化物
相の近傍でＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が多く析出し、その後、熱
処理温度の上昇にともなって、Ｔｉ基ホウ化物相から離
れた領域（Ｂリッチ領域）に強磁性の鉄基ホウ化物相が
生成される。そして、熱処理温度が更に上昇してゆく
と、Ｔｉ基ホウ化物相から離れた領域にα−Ｆｅ相が成
長する。

【００４６】磁気特性を評価する実験によると、Ｔｉ濃
度の増加に伴って保磁力Ｈ_cJは単調に増加するが、残留
磁束密度Ｂ_rは適当なＴｉ濃度で極大化した後、所定の
濃度以上のＴｉが添加されると却って低下する傾向があ
る。このように、Ｔｉ濃度の増加に伴って保磁力Ｈ_cJが
増加してゆく主な理由は、Ｔｉ濃度の増加に従って、急
冷合金中に析出するＴｉ基ホウ化物相の数や大きさが増
加し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成量が増加するためと考え
られる。

【００４７】なお、Ｔｉを添加しなかった場合は、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出に先だってα−Ｆｅ相が析出し、成
長しやすい。その結果、結晶化熱処理工程が完了した段
階でα−Ｆｅ相は粗大化しており、磁石特性が劣化す
る。

【００４８】以下、本発明の鉄基希土類合金磁石をより
詳細に説明する。

【００４９】本発明の鉄基希土類合金磁石は、好適に
は、その組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100- _x-y-zＱ_xＲ_yＭ_zで
表現される。ここで、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群か
ら選択された１種以上の元素、ＱはＢ（ホウ素）および
Ｃ（炭素）からなる群から選択された１種以上の元素、
ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種以上の希土類金属元
素、ＭはＴｉである。

【００５０】組成比率を規定するｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
は、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原
子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５
の関係を満足することが好ましい。

【００５１】このように本発明の鉄基希土類合金磁石
は、Ｔｉを添加した希土類−鉄−硼素（または炭素）系
合金から構成されており、希土類元素の組成比率が全体
の１０原子％未満であるにもかかわらず、Ｔｉの添加に
よって磁化（残留磁束密度）が同等のレベルを維持する
か、または増加し、減磁曲線の角形性が向上するという
予想外の効果が発揮される。

【００５２】本発明の鉄基希土類合金磁石では、軟磁性
相（α−Ｆｅや鉄基ホウ化物などの強磁性相）の平均結
晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲にあるため、各
構成粒子が交換相互作用によって結合する結果、硬磁性
のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相以外にα−Ｆｅ相や鉄基ホウ
化物相のような軟磁性相が存在していても、合金全体と
しては優れた減磁曲線の角形性を示すことが可能にな
る。

【００５３】また、本発明では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物
相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化
を有する鉄基ホウ化物相やα−Ｆｅ相を生成することが
できる。生成される鉄基ホウ化物相は、例えば、Ｆｅ₃
Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ）やＦｅ₂₃Ｂ₆（飽和磁化１．６
Ｔ）である。ここで、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの飽和磁化は約１．
６Ｔであり、α−Ｆｅ相の飽和磁化は２．１Ｔである。

【００５４】通常、Ｂの組成比率ｘが１０原子％を超
え、しかも希土類元素Ｒの組成比率ｙが６原子％以上８
原子％以下の範囲にある場合、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃が生成され
るが、このような組成範囲にある原料合金を用いる場合
であっても、本発明のようにＴｉを添加することによっ
て、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃の代わりにＦｅ₂₃Ｂ₆やα−Ｆｅ相を
生成することができる。これらの鉄基ホウ化物相は磁化
向上に寄与する。

【００５５】本発明者の実験によれば、Ｔｉを添加した
場合だけ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏなどの他の種類
の金属を添加した場合と異なり、磁化の低下が生じず、
むしろ磁化が向上することがわかった。また、Ｔｉを添
加した場合には、前述の他の添加元素と比べ、減磁曲線
の角形性が特に良好なものとなった。これらのことか
ら、Ｔｉ基ホウ化物相の形成が、磁化の低いホウ化物相
の生成を抑制する上で重要な働きをしていると考えられ
る。

【００５６】また、Ｔｉを添加した場合は、α−Ｆｅ相
が析出する温度よりも高い温度領域において各構成相の
粒成長が抑制され、優れた硬磁気特性が発揮される。そ
して、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相やα−Ｆｅ相以外の強磁性相を生
成し、それによって、合金内に３種類以上の強磁性相を
含む組織を形成することが可能になる。これに対し、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｃｒなどの金属元素を添加した場合は、α−Ｆ
ｅ相が析出するような比較的高い温度領域でα−Ｆｅ相
の粒成長が著しく進行し、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁
性相との交換結合によって有効に拘束されなくなる結
果、減磁曲線の角形性が大きく低下する。

【００５７】なお、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加した場合、α
−Ｆｅ相が析出しない比較的低い温度領域で熱処理を行
なえば、減磁曲線の角形性に優れた良好な硬磁気特性を
得ることが可能であるが、このような温度で熱処理を行
なった合金では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型微細結晶相が非磁性の
アモルファス相中に分散して存在していると推定され、
ナノコンポジット磁石の構成は形成されていない。ま
た、更に高い温度で熱処理を行なうと、アモルファス相
中からα−Ｆｅ相が析出する。このα−Ｆｅ相は、Ｍを
添加した場合と異なり、析出後、急激に成長し、粗大化
する。このため、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁性相との
交換結合によって有効に拘束されなくなり、減磁曲線の
角形性が大きく劣化してしまうことになる。

【００５８】一方、ＶやＣｒを添加した場合は、これら
の添加金属がＦｅに固溶し、反強磁性的に結合するた
め、磁化が大きく低下してしまう。また、ＶやＣｒを添
加した場合、熱処理に伴う粒成長が充分に抑制されず、
減磁曲線の角形性が劣化する。

【００５９】このようにＴｉを添加した場合のみ、α−
Ｆｅ相の粗大化を適切に抑制し、強磁性の鉄基ホウ化物
相を形成することが可能になる。更に、Ｔｉは、液体急
冷時にＦｅ初晶（後にα−Ｆｅ相に変態するγ−Ｆｅ）
の晶出を遅らせ、過冷却液体の生成を容易にする元素と
してホウ素や炭素とともに重要な働きをするため、合金
溶湯を急冷する際の冷却速度を１０²℃／秒〜１０⁴℃／
秒程度の比較的低い値にしても、α−Ｆｅ相を析出させ
ることなく、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相とアモルファス相と
が混在する急冷合金を作製することが可能になる。この
ことは、種々の液体急冷法の中から、特に量産に適した
ストリップキャスト法の採用を可能にするため、低コス
ト化にとって重要である。

【００６０】合金溶湯を急冷して原料合金を得る方法と
して、ノズルオリフィスによる溶湯の流量制御を行なわ
ずに溶湯をタンディッシュから直接に冷却ロール上に注
ぐストリップキャスト法は生産性が高く、製造コストの
低い方法である。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類合金の溶湯をス
トリップキャスト法によっても達成可能な冷却速度範囲
でアモルファス化するには、通常、Ｂ（ホウ素）を１０
原子％以上添加する必要がある。このようにＢを多く添
加した場合は、急冷合金に対して結晶化熱処理を行った
後も、Ｂ濃度の高い非磁性のアモルファス相が金属組織
中に残存し、均質な微細結晶組織が得られない。その結
果、強磁性相の体積比率が低下し、磁化の低下を招来す
る。しかしながら、本発明のようにＴｉを添加すると、
上述した現象が観察されるため、予想外に磁化が向上す
る。

【００６１】［組成の限定理由］Ｑは、その全量がＢ
（ホウ素）から構成されるか、または、ＢおよびＣ（炭
素）の組み合わせもしくはＣ単独から構成される。Ｑの
組成比率ｘが１０原子％以下になると、急冷時の冷却速
度が１０²℃／秒〜１０⁴℃／秒程度と比較的低い場合、
粗大な結晶粒が析出するため、その後に熱処理を施して
も４８０ｋＡ／ｍ未満のＨ_cJしか得られない。また、液
体急冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップ・キ
ャスト法を採用できなくなり、永久磁石の価格が上昇し
てしまうことになる。また、Ｑの組成比率ｘが２０原子
％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス
相の体積比率が増し、同時に、構成相中で最も高い飽和
磁化を有するα−Ｆｅ相の存在比率が減少するため、残
留磁束密度Ｂ_rが低下してしまう。以上のことから、Ｑ
の組成比率は１０原子％を超え、２０原子％以下の範囲
に設定することが好ましい。

【００６２】Ｒは、ＬａおよびＣｅを実質的に含まない
希土類元素である。ＬａまたはＣｅが存在すると、保磁
力および角形性が劣化する。ただし、微量のＬａやＣｅ
（０．５原子％以下）が不可避的に混入する不純物とし
て存在する場合は問題ない。より具体的には、Ｒは、Ｐ
ｒまたはＮｄを必須元素として含むことが好ましく、そ
の必須元素の一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換して
もよい。Ｒの組成比率ｙが全体の６原子％未満になる
と、保磁力の発現に必要なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有
する化合物相が充分に析出せず、４８０ｋＡ／ｍ以上の
保磁力Ｈ_cJを得ることができなくなる。また、Ｒの組成
比率ｙが１０原子％以上になると、強磁性を有する鉄基
ホウ化物相やα−Ｆｅ相の存在量が低下し、これらが残
留磁束密度Ｂ_rの向上に寄与しなくなる結果、０．７Ｔ
以上のＢ_rを得ることができなくなる。また、Ｔｉ添加
の効果を得るためには、希土類元素Ｒの組成比率ｙは６
原子％以上１０原子％未満の範囲に調節することが好ま
しい。より好ましいＲの範囲は６．５原子％以上９．５
原子％以下であり、更に好ましいＲの範囲は７．５原子
％以上９．１原子％以下である。

【００６３】ＭはＴｉである。Ｔｉは、Ｔｉ基ホウ化物
相の生成に必須の元素であり、前述した作用効果を奏
し、それによって保磁力Ｈ_cJおよび残留磁束密度Ｂ_rの
向上、および減磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エ
ネルギー積（ＢＨ）_maxを向上させる。

【００６４】Ｔｉの組成比率ｚが全体の０．１原子％未
満になると、Ｔｉ基ホウ化物相が生成されず、本発明の
効果が充分に発現しない。一方、Ｔｉの組成比率ｚが全
体の１２原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存する
アモルファス相の体積比率が増すため、残留磁束密度Ｂ
_rの低下を招来する。以上のことから、組成比率ｚは
０．１原子％以上１２原子％以下の範囲とすることが好
ましい。更に好ましいＴｉ濃度の範囲の下限は３原子％
であり、更に好ましいＴｉ濃度の範囲の上限は８．０原
子％である。また、Ｑの組成比率ｘが高いほど、Ｑを過
剰に含むアモルファス相が形成されやすいので、Ｔｉ濃
度を高くすることが好ましい。具体的には、ｚ／ｘ≧
０．１を満足させるように組成比率を調節することが好
ましく、ｚ／ｘ≧０．２を満足させることがより好まし
い。

【００６５】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める
が、Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの一種または二種の遷
移金属元素（Ｔ）で置換しても所望の硬磁気特性を得る
ことができる。Ｆｅに対するＴの置換量が５０％を超え
ると、０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂ_rが得られな
い。このため、置換量は０％以上５０％以下の範囲に限
定することが好ましい。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換
することによって、保磁力Ｈ_cJが向上するとともに、Ｒ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性が
向上する。ＣｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は０．
５％以上４０％以下である。

【００６６】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。

【００６７】本実施形態では、例えば、図３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。

【００６８】［液体超急冷装置］図３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。図３（ａ）は全体構成図であり、図３（ｂ）は、
一部の拡大図である。

【００６９】図３（ａ）に示されるように、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２
０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。

【００７０】急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２
１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えてい
る。

【００７１】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。

【００７２】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。

【００７３】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０．５〜２．０ｍ
ｍ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。

【００７４】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。

【００７５】図３に示す装置によれば、例えば合計１０
ｋｇ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：１０〜３００μｍ、幅：２ｍｍ〜３ｍｍの合金薄帯
（合金リボン）２２となる。

【００７６】［液体急冷法］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３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、冷却速度を高精度に制御できる方
法を用いる必要がある。

【００７７】本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に
際して、冷却速度を１×１０²〜１×１０⁸℃／秒とする
ことが好ましく、５×１０³〜１×１０⁶℃／秒とするこ
とが更に好ましい。

【００７８】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の外周表面に合
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。

【００７９】本実施形態では、ロール表面速度を４ｍ／
秒以上５０ｍ／秒以下の範囲内に調節することによっ
て、Ｔｉ基ホウ化物相を含み、それ以外の部分は略アモ
ルファス状態にある急冷合金を作製している。ロール表
面周速度が４ｍ／秒未満では、結晶相が発生・成長する
ため、目的とする鉄基希土類合金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５０
ｍ／秒を超えると、急冷合金全体がアモルファス相とな
るため、後の結晶化熱処理工程を行なう場合、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。好ましいロール急冷速度の範囲は５ｍ／秒
以上３０ｍ／秒以下であり、より好ましいロール急冷速
度の範囲は７ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下でる。

【００８０】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。

【００８１】上記急冷法の中でも、ストリップキャスト
法の冷却速度は比較的低く、１０²〜１０⁴℃／秒であ
る。本実施形態では、適切な量のＴｉを合金に添加する
ことにより、ストリップキャスト法による場合でもＦｅ
初晶を含まない凝固組織が大半を占める急冷合金を形成
することができる。ストリップキャスト法は、工程費用
が他の液体急冷法の半分程度以下であるため、片ロール
法に比べて大量の急冷合金を作製する場合に有効であ
り、量産化に適した技術である。原料合金に対してＴｉ
を添加しない場合や、Ｔｉの代わりにＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｔａ、および／またはＷを添加した場合には、ス
トリップキャスト法を用いて急冷合金を形成しても、Ｆ
ｅ初晶を多く含む金属組織が生成するため、所望の金属
組織を形成することができない。

【００８２】［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、５５０℃以上８５０℃以下の
温度で３０秒以上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、Ｔｉ基ホウ化
物相の働きにより、α−Ｆｅ相よりも先にＮｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型結晶相が成長し、α−Ｆｅ相の粗大化が防止される
とともに、磁化の高い鉄基ホウ化物相が生成されるた
め、磁石特性が向上する。

【００８３】なお、熱処理温度が５５０℃を下回ると、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相が析出しないため、保磁力が発現
しない。また、熱処理温度が８５０℃を超えると、各構
成相の粒成長が著しく、残留磁束密度Ｂ_rが低下し、減
磁曲線の角形性が劣化する。このため、熱処理温度は５
５０℃以上８５０℃以下が好ましいが、より好ましい熱
処理温度の範囲は５７０℃以上８２０℃以下である。

【００８４】熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するた
め、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ ₂ガスなどの不活性
ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を
行っても良い。

【００８５】熱処理前の急冷合金中には、Ｔｉ基ホウ化
物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂₃
Ｂ₆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。その場合、熱処理に
よって、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相は消失し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の飽
和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化を示す
鉄基ホウ化物相（例えばＦｅ₂₃Ｂ₆）やα−Ｆｅ相を結
晶成長させることができる。

【００８６】最終的には、軟磁性相の平均結晶粒径が１
ｎｍ以上５０ｎｍ以下の組織（ナノコンポジット構造）
が得られる。なお、磁気特性向上の観点から、軟磁性相
の平均結晶粒径は５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲にある
ことが好ましい。本発明の場合、α−Ｆｅ相や鉄基ホウ
化物相のような軟磁性相が存在していても、軟磁性相と
硬磁性相とが交換相互作用によって磁気的に結合するた
め、優れた磁気特性が発揮される。

【００８７】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。

【００８８】熱処理後、得られた鉄基希土類合金磁石を
微粉砕し、磁石粉末（磁粉）を作製すれば、その磁粉か
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。ボンド磁石を作製する場合、ナノコンポジッ
ト磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望
の形状に成形される。このとき、ナノコンポジット磁粉
に他の種類の磁粉、例えばＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁粉やハー
ドフェライト磁粉を混合してもよい。

【００８９】上述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。

【００９０】本発明のナノコンポジット磁末を射出成形
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、より好ましい粉末
の平均粒径は１μｍ以上１００μｍ以下である。また、
圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３００μ
ｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ま
しい粉末の平均粒径は３０μｍ以上２５０μｍ以下であ
る。さらに好ましい範囲は５０μｍ以上１５０μｍ以下
である。

【００９１】（実施例と比較例）まず、下記の表１に示
す組成を有する試料（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６）の各々につ
いて、純度９９．５％以上のＢ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔ
ｉ、およびＮｄの材料を用いて総量が３０ｇグラムとな
るように秤量し、石英るつぼ内に投入した。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は比較例に相当する。

【００９２】

【表１】

【００９３】表１において、例えば「Ｍ」と表示してい
る欄の「Ｔｉ８」は、８原子％のＴｉを添加したことを
示し、「−」の表示は、Ｔｉを添加していないことを示
している。

【００９４】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１．３３ｋＰａ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１
５００℃に設定した。

【００９５】合金溶湯の湯面を２６．７ｋＰａのＡｒガ
スで加圧することによって、オリフィスの下方０．７ｍ
ｍの位置にある銅製ロールの外周面に対して溶湯を噴出
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。

【００９６】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。この溶湯流下
量は、オリフィス径（断面積）と溶湯圧力とに依存す
る。本実施例では、オリフィスを直径０．８ｍｍ、溶湯
圧力を２６．７ｋＰａ、流下レートを約０．５〜１ｋｇ
／分とした。

【００９７】本実施例では、表１に示すように、ロール
速度（ロール表面速度Ｖ_s）を設定した。

【００９８】このようにして行った液体急冷法によって
作製された急冷合金の組織をＣｕＫαの特性Ｘ線によっ
て調べたところ、いずれの試料もアモルファス相が大半
を占める合金であることを確認した。透過電子顕微鏡写
真に基づいて確認したところ、急冷凝固合金中にはアモ
ルファス相と結晶相（ＴＩＢ₂相）とが混在した組織が
形成されていた。

【００９９】次に、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８の急冷合金をＡ
ｒガス中で熱処理した。具体的には、表１の最右欄に示
す熱処理温度で各急冷合金を６分間保持した後、室温ま
で冷却した。その後、振動型磁力計を用いて各試料の磁
気特性を測定した。下記の表２は、この測定結果を示し
ている。

【０１００】

【表２】

【０１０１】表２からわかるように、実施例の磁気特性
は、比較例の磁気特性に比較して極めて優れたものであ
った。

【０１０２】図４は、Ｎｏ．１（実施例）およびＮｏ．
６の試料（比較例）の減磁曲線を示している。図４に示
されるグラフの縦軸は磁化を示し、横軸は減磁界Ｈの強
度を示している。図４からわかるように、実施例の減磁
曲線の角形性は比較例の角形性に比較して極めて良好で
ある。比較例の場合、α−Ｆｅ相の結晶粒径が大きいた
めに角形性が劣化しているものと考えられる。図５およ
び図６は、それぞれ、Ｎｏ．１（実施例）およびＮｏ．
６の試料（比較例）の熱処理前後におけるＸ線回折パタ
ーンを示している。

【０１０３】図５からわかるように、Ｔｉを添加した実
施例の場合、熱処理前（ａｓ−ｓｐｕｎ）における合金
では結晶性を示す回折ピークはほとんど観察されない
が、透過電子顕微鏡観察によれば、前述のようにＴｉＢ
₂が析出している。６６０℃で６分間の熱処理を行なっ
た後には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相の
生成を示す回折ピークが観察されている。このとき、α
−Ｆｅ相の回折ピークも観察されているが、その強度は
大きくない。熱処理温度が７８０℃の場合は、α−Ｆｅ
相の回折ピークの強度が相対的に増加しており、α−Ｆ
ｅ相の結晶化温度はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの結晶化温度よりも
高いと推定される。

【０１０４】これに対し、Ｔｉを添加していない場合、
図６に示されるように、６６０℃で６分間の熱処理を行
なった後、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相の
生成を示す回折ピークは観察されず、α−Ｆｅ相の回折
ピークが明確に観察された。このことは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相の結晶化よりも先にα−Ｆｅ相が析出・成長してい
ることを示している。熱処理温度が７８０℃の場合、α
−Ｆｅ相の回折ピークの強度が非常に強くなり、α−Ｆ
ｅ相の粗大化が生じている。

【０１０５】図７および図８は、試料Ｎｏ．３の合金の
透過電子顕微鏡写真である。図７（ａ）は、急冷凝固後
における合金中のＴｉＢ₂相を示し、図７（ｂ）は、６
００℃６分の熱処理後における合金中のＴｉＢ₂相を示
している。図８（ａ）は、上記の熱処理後における合金
中のＴｉＢ₂相の周囲近傍の結晶相を示し、図８（ｂ）
は、上記の熱処理後における合金中のＴｉＢ₂相から離
れた領域の結晶相を示している。

【０１０６】図７および図８からわかるように、結晶化
熱処理前からＴｉＢ₂相が存在し、結晶化熱処理後は、
ＴｉＢ₂相の周囲近傍領域に粒径の比較的小さい結晶相
が形成され、ＴｉＢ₂相から離れた領域に粒径の比較的
に大きな結晶相が形成されている。

【０１０７】

【発明の効果】本発明によれば、急冷凝固合金中にＴｉ
基ホウ化物相を生成することにより、必要な希土類元素
の量を低減しながら、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の体積比
率を増大させることによって保磁力を高め、しかも、磁
化の高い強い強磁性相を形成することによって残留磁束
密度を充分に向上させた鉄基希土類合金磁石が提供され
る。

【０１０８】また、本発明によれば、Ｔｉを原料合金に
添加することより、液体急冷法を用いて急冷合金を作製
する際に、比較的遅い冷却速度でもα−Ｆｅ相の析出を
抑制することができるため、液体急冷工程時のα−Ｆｅ
相の生成が抑制され、減磁曲線の角形性が良好なものと
なる。また、ストリップキャスト法のように、比較的冷
却速度が遅く、量産化に適した液体急冷法を用いること
が可能になるため、製造コストの低減に極めて有効であ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明による急冷凝固合金の組織を示してお
り、右側部分は、結晶化熱処理前（ａｓ−ｓｐｕｎ）に
おける合金の組織構造を示し、左側部分は結晶化熱処理
後の合金の組織構造を示している。

【図２】（ａ）は、アモルファス相中にＴｉ基ホウ化物
相が形成されている状態を示す模式的断面図であり、
（ｂ）は、図示されている領域のＴｉ濃度およびホウ素
濃度の分布を模式的に示すグラフであり、（ｃ）は、同
領域のＮｄ濃度およびＦｅ濃度の分布を模式的に示すグ
ラフである。

【図３】（ａ）は、本発明による鉄基希土類合金磁石の
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４】Ｎｏ．１（実施例）およびＮｏ．６の試料（比
較例）の減磁曲線を示すグラフである。

【図５】Ｎｏ．１（実施例）の熱処理前後におけるＸ線
回折パターンを示すグラフである。

【図６】Ｎｏ．６の試料（比較例）の熱処理前後におけ
るＸ線回折パターンを示すグラフである。

【図７】本発明の実施例について、結晶化熱処理前後に
おけるＴｉＢ₂相を示す透過電子顕微鏡写真である。
（ａ）は急冷凝固後における合金中のＴｉＢ₂相を示
し、（ｂ）は６００℃６分の熱処理後における合金中の
ＴｉＢ₂相を示している。

【図８】本発明の実施例について、結晶化熱処理後の合
金組織を示す透過電子顕微鏡写真である。（ａ）は６０
０℃６分の結晶化熱処理後における合金中のＴｉＢ₂相
の周囲近傍の結晶相を示し、（ｂ）は上記結晶化熱処理
後における合金中のＴｉＢ₂相から離れた領域の結晶相
を示している。

【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

───────────────────────────────────────────────────── 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）Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３Ｃ２２Ｃ 45/02 Ａ 45/02 Ｈ０１Ｆ 1/08 ＡＨ０１Ｆ 1/06 1/04 Ｈ 1/08 1/06 ＡＦターム(参考） 4E004 DB02 TA01 TA03 4K017 AA04 BA06 BB06 BB12 BB13 DA04 EA03 EK01 4K018 AA27 BB07 BC01 BD01 KA46 5E040 AA03 AA04 AA19 BB04 BB05 BD00 CA01 HB07 HB11 NN01 NN06 NN12 NN13

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＭ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１
種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択され
た１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１種
以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成比
率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相、強磁性相、および
Ｔｉ基ホウ化物相を含有する鉄基希土類合金磁石。
【請求項２】前記強磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上
１００ｎｍ以下の範囲内にある請求項１に記載の鉄基希
土類合金磁石。
【請求項３】前記強磁性相は、鉄基ホウ化物相および
α−Ｆｅ相を含む請求項１または２に記載の鉄基希土類
合金磁石。
【請求項４】前記鉄基ホウ化物相は、Ｆｅ₃Ｂおよび
／またはＦｅ₂₃Ｂ₆を含んでいることを特徴とする請求
項３に記載の鉄基希土類合金磁石。
【請求項５】組成比率ｘおよびｚが、それぞれ、１３
≦ｘ≦２０原子％および３．０≦ｚ≦１２原子％を満足
する請求項１から４のいずれかに記載の鉄基希土類合金
磁石。
【請求項６】前記Ｔｉ基ホウ化物相がＴｉＢ₂を含ん
でいることを特徴とする請求項１から５のいずれかに記
載の鉄基希土類合金磁石。
【請求項７】組成比率ｘおよびｚが、ｚ／ｘ≧０．１
を満足する請求項１から６のいずれかに記載の鉄基希土
類合金磁石。
【請求項８】前記Ｒの組成比率ｙが９．５原子％以下
であることを特徴とする請求項１から７のいずれかに記
載の鉄基希土類合金磁石。
【請求項９】前記Ｒの組成比率ｙが９．１原子％以下
であることを特徴とする請求項８に記載の鉄基希土類合
金磁石。
【請求項１０】厚さが１０μｍ以上３００μｍ以下の
薄帯形状を有している請求項１から９のいずれかに記載
の鉄基希土類合金磁石。
【請求項１１】粉末化されている請求項１から９のい
ずれかに記載の鉄基希土類合金磁石。
【請求項１２】粉末粒子の平均粒径が３０μｍ以上２
５０μｍ以下である請求項１１に記載の鉄基希土類合金
磁石。
【請求項１３】保磁力Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁
束密度Ｂ_r≧０．７Ｔ（テスラ）の硬磁気特性を有する
請求項１から１２のいずれかに記載の鉄基希土類合金磁
石。
【請求項１４】請求項１１または１２に記載された鉄
基希土類合金磁石の粉末を含む磁石粉末を樹脂で成形し
たボンド磁石。
【請求項１５】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_x
Ｒ_yＭ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された
１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１
種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成
比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する合金の溶湯を作製する工程と、前記合金の溶
湯を急冷することによって、少なくともＴｉ基ホウ化物
相およびアモルファス相が混在する急冷合金を作製する
急冷工程と、前記急冷合金を結晶化し、それによって、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相、強磁性相、およびＴｉ基ホウ
化物相を含有し、前記強磁性相の平均サイズが１ｎｍ以
上１００ｎｍ以下の範囲内にある組織を形成する工程と
を包含する鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項１６】Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群
から選択された１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元
素）、およびＴｉを含有する合金溶湯を作製する工程
と、前記合金溶湯を冷却し、Ｔｉ基ホウ化物相およびアモル
ファス相を含む凝固合金を作製する工程と、前記凝固合金を加熱することによって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
結晶構造を持つ化合物相結晶相を成長させ、その後に、
α−Ｆｅ相結晶相の成長を開始させる工程と、を包含す
る鉄基希土類合金磁石の製造方法。
【請求項１７】ストリップキャスト法を用いて前記合
金の溶湯を冷却する請求項１５または１６に記載の鉄基
希土類合金磁石の製造方法。
【請求項１８】請求項１５から１７のいずれかに記載
の製造方法によって作製された磁石粉末を用意する工程
と、前記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する工程とを包
含するボンド磁石の製造方法。
【請求項１９】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_x
Ｒ_yＭ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された
１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを含まない１
種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ）で表現され、組成
比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｔｉ基ホウ化物相およびアモルファス相を含
む鉄基希土類合金磁石用急冷合金。
【請求項２０】Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群
から選択された１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元
素）、およびＴｉを含有する合金溶湯を冷却することに
よって作製され、Ｔｉ基ホウ化物相およびアモルファス
相を含み、熱処理によってα−Ｆｅ相結晶相の成長開始
より先にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相結晶相
が成長する組織を有している鉄基希土類合金磁石用急冷
合金。
【請求項２１】請求項２０に記載の鉄基希土類合金磁
石用急冷合金を加熱することによって作製された鉄基希
土類合金磁石。
【請求項２２】Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相、鉄基ホウ化
物相、α−Ｆｅ相、およびＴｉ基ホウ化物相が同一組織
内に混在している鉄基希土類合金磁石。