JP2002239688A - 薄板状磁石合金およびその製造方法 - Google Patents
薄板状磁石合金およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 切削や研磨加工を施さない状態での平均厚さ
が１００μｍ〜３００μｍとなる薄板状フルデンス磁石
を提供する。 【解決手段】 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲ
yＭz（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Ｙ（イットリウム）および希土
類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ≦１５原
子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満
足する合金の溶湯を用意する。次に減圧下で上記溶湯を
双ロール急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上
３００μｍ未満の急冷合金を作製する。
が１００μｍ〜３００μｍとなる薄板状フルデンス磁石
を提供する。 【解決手段】 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲ
yＭz（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Ｙ（イットリウム）および希土
類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ≦１５原
子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満
足する合金の溶湯を用意する。次に減圧下で上記溶湯を
双ロール急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上
３００μｍ未満の急冷合金を作製する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、腕時計などに用い
られる超小型ステッピングモータのロータ、携帯電話の
振動呼び出し機構、および、磁気スケールなどに利用さ
れ得る薄板状磁石合金およびその製造方法に関する。
られる超小型ステッピングモータのロータ、携帯電話の
振動呼び出し機構、および、磁気スケールなどに利用さ
れ得る薄板状磁石合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、家電用機器、ＯＡ機器、電装品な
どに用いられる永久磁石には、より一層の高性能化と小
型軽量化が要求されている。このような用途に適した超
小型の磁石を作製するには、大きめのサイズを有する希
土類焼結磁石を作製した後、その焼結磁石をより小さな
サイズへと切断・切削するか、または、希土類ボンド磁
石を小さく成形して作製する必要があった。
どに用いられる永久磁石には、より一層の高性能化と小
型軽量化が要求されている。このような用途に適した超
小型の磁石を作製するには、大きめのサイズを有する希
土類焼結磁石を作製した後、その焼結磁石をより小さな
サイズへと切断・切削するか、または、希土類ボンド磁
石を小さく成形して作製する必要があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、切断や
切削加工法を用いて作製した焼結磁石は性能が優れてい
るものの、製造工程数が多いため、価格が高いという欠
点を有している。また、焼結磁石の場合、加工技術の限
界から、最終的な磁石製品の厚さを２００μｍ程度以下
に小型化することは極めて困難である。
切削加工法を用いて作製した焼結磁石は性能が優れてい
るものの、製造工程数が多いため、価格が高いという欠
点を有している。また、焼結磁石の場合、加工技術の限
界から、最終的な磁石製品の厚さを２００μｍ程度以下
に小型化することは極めて困難である。
【０００４】一方、ボンド磁石の場合、直径３ｍｍ、肉
厚３００μｍ程度の扁平磁石が腕時計用の小型ステッピ
ングモータ用永久磁石として実用化されている。ボンド
磁石の製造は、通常、粒径５０μｍ〜３００μｍ程度の
磁性粉末を樹脂と共に成形工することにより行なわれる
ため、ボンド磁石の肉厚を３００μｍよりも薄くするこ
とは困難である。また、ボンド磁石に含まれる磁粉の割
合（磁粉充填率）は約８０％程度である。このため、ボ
ンド磁石の残留磁化は、磁性粉末が本来持っている残留
磁化の８０％程度にしか過ぎない。
厚３００μｍ程度の扁平磁石が腕時計用の小型ステッピ
ングモータ用永久磁石として実用化されている。ボンド
磁石の製造は、通常、粒径５０μｍ〜３００μｍ程度の
磁性粉末を樹脂と共に成形工することにより行なわれる
ため、ボンド磁石の肉厚を３００μｍよりも薄くするこ
とは困難である。また、ボンド磁石に含まれる磁粉の割
合（磁粉充填率）は約８０％程度である。このため、ボ
ンド磁石の残留磁化は、磁性粉末が本来持っている残留
磁化の８０％程度にしか過ぎない。
【０００５】特開平１０−３１７１０９号公報は、単ロ
ール急冷法を用いて１０μｍ以上１００μｍ以下の厚さ
を有する永久磁石の作製方法を開示している。この方法
によれば、厚さ１００μｍ以下の薄い磁石合金を作製す
ることができ、作製される磁石合金は樹脂成分を含まな
いフルデンス磁石であるため、高い性能を発揮する。
ール急冷法を用いて１０μｍ以上１００μｍ以下の厚さ
を有する永久磁石の作製方法を開示している。この方法
によれば、厚さ１００μｍ以下の薄い磁石合金を作製す
ることができ、作製される磁石合金は樹脂成分を含まな
いフルデンス磁石であるため、高い性能を発揮する。
【０００６】しかし、上記方法によって厚さ１００μｍ
を超えるような薄板状磁石合金を作製しようとすると、
良好な硬磁気特性を発現させるために必要な均一微細結
晶組織（平均結晶粒径１００ｎｍ以下）を持つ急冷合金
を作製することができないという問題があった。
を超えるような薄板状磁石合金を作製しようとすると、
良好な硬磁気特性を発現させるために必要な均一微細結
晶組織（平均結晶粒径１００ｎｍ以下）を持つ急冷合金
を作製することができないという問題があった。
【０００７】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、切削や研磨加工を施
さない状態での平均厚さが１００μｍ〜３００μｍとな
り、しかも、樹脂などを含まない高性能のフルデンス磁
石を提供することにある。
であり、その目的とするところは、切削や研磨加工を施
さない状態での平均厚さが１００μｍ〜３００μｍとな
り、しかも、樹脂などを含まない高性能のフルデンス磁
石を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明による急冷凝固合
金の製造方法は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱx
ＲyＭz（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Ｙ（イットリウム）および希
土類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する合金の溶湯を用意する工程と、前記溶湯を双
ロール急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上３
００μｍ未満の急冷合金を作製する工程と、を含む。
金の製造方法は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱx
ＲyＭz（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Ｙ（イットリウム）および希
土類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する合金の溶湯を用意する工程と、前記溶湯を双
ロール急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上３
００μｍ未満の急冷合金を作製する工程と、を含む。
【０００９】好ましい実施形態において、前記合金急冷
合金を作製する工程は、０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ未
満のロール間距離で配置された前記双ロールに対して前
記溶湯を接触させ、それによって前記溶湯を急冷し、過
冷却液体状態の急冷合金を前記双ロールの間から排出す
る。
合金を作製する工程は、０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ未
満のロール間距離で配置された前記双ロールに対して前
記溶湯を接触させ、それによって前記溶湯を急冷し、過
冷却液体状態の急冷合金を前記双ロールの間から排出す
る。
【００１０】前記溶湯の急冷を７０ｋＰａ以下の雰囲気
圧下で行なうことが好ましい。
圧下で行なうことが好ましい。
【００１１】前記双ロールの回転表面速度を表面速度１
ｍ／秒以上８ｍ／秒未満とすることが好ましい。
ｍ／秒以上８ｍ／秒未満とすることが好ましい。
【００１２】本発明による薄板状磁石合金の製造方法
は、上記いずれかの急冷凝固合金の製造方法によって作
製された急冷合金を用意する工程と、前記急冷合金に熱
処理を施すことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、お
よび鉄系ホウ化物相の平均結晶粒径を１ｎｍ以上１５０
ｎｍ未満とする工程とを含む。
は、上記いずれかの急冷凝固合金の製造方法によって作
製された急冷合金を用意する工程と、前記急冷合金に熱
処理を施すことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、お
よび鉄系ホウ化物相の平均結晶粒径を１ｎｍ以上１５０
ｎｍ未満とする工程とを含む。
【００１３】前記熱処理工程で、前記急冷合金を５５０
℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上保持することが
好ましい。
℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上保持することが
好ましい。
【００１４】本発明による薄板状磁石合金は、組成式が
（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（ＴはＣｏおよびＮ
ｉ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
Ｙ（イットリウム）および希土類金属からなる群から選
択された１種以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂか
らなる群から選択された１種以上の元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する薄板状磁石合金であって、前記磁石合金の平
均厚さは１００μｍ以上３００μｍ未満であり、構成相
として、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、および鉄系ホウ化
物を含み、前記構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上１５
０ｎｍ未満である。
（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（ＴはＣｏおよびＮ
ｉ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
Ｙ（イットリウム）および希土類金属からなる群から選
択された１種以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂか
らなる群から選択された１種以上の元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する薄板状磁石合金であって、前記磁石合金の平
均厚さは１００μｍ以上３００μｍ未満であり、構成相
として、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、および鉄系ホウ化
物を含み、前記構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上１５
０ｎｍ未満である。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明者は、後述する組成を有す
る合金の溶湯を双ロール法によって急冷し、厚さが１０
０〜３００μｍの薄板状磁石合金を作製する種々の試み
を行なった。双ロール法は、２つの冷却ロールをほぼ密
着させた状態で回転させ、２つのロール間で合金溶湯を
両側から冷却する技術である。
る合金の溶湯を双ロール法によって急冷し、厚さが１０
０〜３００μｍの薄板状磁石合金を作製する種々の試み
を行なった。双ロール法は、２つの冷却ロールをほぼ密
着させた状態で回転させ、２つのロール間で合金溶湯を
両側から冷却する技術である。
【００１６】本発明では、得られた急冷合金に対して、
必要に応じて熱処理を施すことによって結晶化を行な
い、最終的には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、および鉄
系ホウ化物を構成相とする微細結晶組織を形成する。磁
石中の各構成相の平均結晶粒径は、１ｎｍ以上１５０ｎ
ｍ未満であり、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物と
他の軟磁性相とが交換相互作用によって結合したナノコ
ンポジット磁石が得られる。
必要に応じて熱処理を施すことによって結晶化を行な
い、最終的には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、および鉄
系ホウ化物を構成相とする微細結晶組織を形成する。磁
石中の各構成相の平均結晶粒径は、１ｎｍ以上１５０ｎ
ｍ未満であり、硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物と
他の軟磁性相とが交換相互作用によって結合したナノコ
ンポジット磁石が得られる。
【００１７】本発明者の実験によると、従来の双ロール
法を用いた場合、ナノコンポジット磁石の性能向上に必
要な均一微細な組織を持つ急冷合金を作製することがで
きなかった。そこで、本発明者は、ロール間距離を従来
値よりも拡大し、しかも、適切な範囲に維持すること
で、過冷却状態の合金を双ロール間から排出させ、それ
によって優れた磁石特性を発揮する板状磁石合金の製造
が可能になることことを見出し、本発明を想到するに至
った。
法を用いた場合、ナノコンポジット磁石の性能向上に必
要な均一微細な組織を持つ急冷合金を作製することがで
きなかった。そこで、本発明者は、ロール間距離を従来
値よりも拡大し、しかも、適切な範囲に維持すること
で、過冷却状態の合金を双ロール間から排出させ、それ
によって優れた磁石特性を発揮する板状磁石合金の製造
が可能になることことを見出し、本発明を想到するに至
った。
【００１８】本発明では、まず、組成式が（Ｆｅ
1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭzで表現される合金の溶湯を
用意する。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Ｙ（イットリウ
ム）および希土類金属からなる群から選択された１種以
上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択さ
れた１種以上の元素である。組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およ
びｍは、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ≦１
５原子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５
を満足する。
1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭzで表現される合金の溶湯を
用意する。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Ｙ（イットリウ
ム）および希土類金属からなる群から選択された１種以
上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択さ
れた１種以上の元素である。組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およ
びｍは、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ≦１
５原子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５
を満足する。
【００１９】本発明では、このような合金の溶湯を双ロ
ール液体急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上
３００μｍ未満の急冷合金を作製する。その際、ロール
間距離を０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満に設定したう
えで、上記合金溶湯を双ロールに接触させることにより
冷却し、過冷却液体状態の急冷合金を形成する。過冷却
状態にある急冷合金は、双ロールの間から排出され、更
に冷却された後、完全に凝固する。
ール液体急冷法によって凝固させ、厚さ１００μｍ以上
３００μｍ未満の急冷合金を作製する。その際、ロール
間距離を０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満に設定したう
えで、上記合金溶湯を双ロールに接触させることにより
冷却し、過冷却液体状態の急冷合金を形成する。過冷却
状態にある急冷合金は、双ロールの間から排出され、更
に冷却された後、完全に凝固する。
【００２０】過冷却状態にある合金は、一種の金属ガラ
スであるが、本明細書で使用する「過冷却状態」の合金
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）Ｔgを持つ合金であって、合金温度がガラス
転移点Ｔgよりも高く、非晶質の状態にある合金」を意
味するものとする。
スであるが、本明細書で使用する「過冷却状態」の合金
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）Ｔgを持つ合金であって、合金温度がガラス
転移点Ｔgよりも高く、非晶質の状態にある合金」を意
味するものとする。
【００２１】以下、図１を参照しながら、本発明で好適
に用いられる双ロール液体急冷装置を説明する。図１に
示される装置は、合金溶湯１をヒータ（高周波誘導加熱
コイル）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を冷却するための一対の急冷ロール４とを備
えている。ロール間距離、ロール回転速度、および急冷
雰囲気圧力を適切な範囲に調節することにより、過冷却
状態の急冷合金５をロール間から適切な状態で排出する
ことができる。この過冷却状態の急冷合金５を更に不図
示のロールなどを用いて塑性変形すれば、急冷合金を様
々な形状に加工することも可能である。また、過冷却状
態の急冷合金５を圧延することにより、塑性変形を行な
えば、塑性変形の過程で結晶化を進行させることができ
る。この結晶化が適切に進行するように圧延条件を選択
すれば、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を異方化することができ
るので、優れた硬磁気特性を持つ異方性磁石の製造も可
能になる。
に用いられる双ロール液体急冷装置を説明する。図１に
示される装置は、合金溶湯１をヒータ（高周波誘導加熱
コイル）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を冷却するための一対の急冷ロール４とを備
えている。ロール間距離、ロール回転速度、および急冷
雰囲気圧力を適切な範囲に調節することにより、過冷却
状態の急冷合金５をロール間から適切な状態で排出する
ことができる。この過冷却状態の急冷合金５を更に不図
示のロールなどを用いて塑性変形すれば、急冷合金を様
々な形状に加工することも可能である。また、過冷却状
態の急冷合金５を圧延することにより、塑性変形を行な
えば、塑性変形の過程で結晶化を進行させることができ
る。この結晶化が適切に進行するように圧延条件を選択
すれば、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を異方化することができ
るので、優れた硬磁気特性を持つ異方性磁石の製造も可
能になる。
【００２２】合金溶湯１の冷却は、７０ｋＰａ以下の雰
囲気圧下で行なうことが好ましい。急冷雰囲気が７０ｋ
Ｐａ以上になると、合金溶湯１と冷却ロール４との間に
巻き込まれる雰囲気ガスの影響が大きくなるため、合金
溶湯１と冷却ロール４との密着性が低下し、ロール４に
よる十分な冷却が達成されなくなる。その結果、１５０
ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅが急冷合金中に析出し、良好
な硬磁気特性が得られなくなる。
囲気圧下で行なうことが好ましい。急冷雰囲気が７０ｋ
Ｐａ以上になると、合金溶湯１と冷却ロール４との間に
巻き込まれる雰囲気ガスの影響が大きくなるため、合金
溶湯１と冷却ロール４との密着性が低下し、ロール４に
よる十分な冷却が達成されなくなる。その結果、１５０
ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅが急冷合金中に析出し、良好
な硬磁気特性が得られなくなる。
【００２３】冷却ロール４の材質は、熱伝導度の点から
アルミニウム合金、純銅および銅合金、鉄および鉄合
金、真鍮、タングステン、青銅あるいはクロム鍍金を施
した前述材質のロールを採用できる。機械的強度、表面
硬度および経済性の観点からは、炭素鋼が好ましい。
アルミニウム合金、純銅および銅合金、鉄および鉄合
金、真鍮、タングステン、青銅あるいはクロム鍍金を施
した前述材質のロールを採用できる。機械的強度、表面
硬度および経済性の観点からは、炭素鋼が好ましい。
【００２４】冷却ロール４の表面形状は急冷合金５の表
面に転写されるため、ロール表面の粗度は、中心線粗さ
Ｒａ≦０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１
０点の平均細さＲｚ≦３．２μｍであることが好まし
い。
面に転写されるため、ロール表面の粗度は、中心線粗さ
Ｒａ≦０．８μｍ、最大高さＲｍａｘ≦３．２μｍ、１
０点の平均細さＲｚ≦３．２μｍであることが好まし
い。
【００２５】なお、ロール４の材質として炭素鋼を選ん
だ場合、ロール表面速度が１ｍ／秒を下回ると、十分な
溶湯冷却が得られず、１５０ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅ
が急冷合金中に析出するため好ましくない。また、ロー
ル表面速度が８ｍ／秒を超えると、溶湯がロールに巻き
付くため溶湯急冷が行えない。従って、ロール表面速度
は１ｍ／秒以上８ｍ／秒以下の範囲内にあることが好ま
しい。ロール表面速度のより好ましい範囲は２ｍ／秒以
上７ｍ／秒以下である。
だ場合、ロール表面速度が１ｍ／秒を下回ると、十分な
溶湯冷却が得られず、１５０ｎｍ以上の粗大なα−Ｆｅ
が急冷合金中に析出するため好ましくない。また、ロー
ル表面速度が８ｍ／秒を超えると、溶湯がロールに巻き
付くため溶湯急冷が行えない。従って、ロール表面速度
は１ｍ／秒以上８ｍ／秒以下の範囲内にあることが好ま
しい。ロール表面速度のより好ましい範囲は２ｍ／秒以
上７ｍ／秒以下である。
【００２６】双ロール間距離は、前述したように、溶湯
の冷却状態に大きく影響する。ロール間距離が０．０１
ｍｍ以下の場合、溶湯冷却が双ロールの最近接部で完了
するため、双ロール間から急冷合金が排出されなくなっ
てしまう。逆に、０．２ｍｍ以上になると、溶湯が冷却
ロールに触れること無く双ロール間をすり抜けるため、
溶湯が冷却されない。以上から、双ロール間距離は０．
０１ｍｍ〜０．２ｍｍが好ましい。ロール間距離の更に
好ましい範囲は、０．０３〜０．１５ｍｍである。な
お、本発明では、過冷却状態の合金（金属ガラス）がロ
ール間を通過するため、冷却ロールと合金との間に大き
な圧力が生じることはない。
の冷却状態に大きく影響する。ロール間距離が０．０１
ｍｍ以下の場合、溶湯冷却が双ロールの最近接部で完了
するため、双ロール間から急冷合金が排出されなくなっ
てしまう。逆に、０．２ｍｍ以上になると、溶湯が冷却
ロールに触れること無く双ロール間をすり抜けるため、
溶湯が冷却されない。以上から、双ロール間距離は０．
０１ｍｍ〜０．２ｍｍが好ましい。ロール間距離の更に
好ましい範囲は、０．０３〜０．１５ｍｍである。な
お、本発明では、過冷却状態の合金（金属ガラス）がロ
ール間を通過するため、冷却ロールと合金との間に大き
な圧力が生じることはない。
【００２７】図示されている例におけるノズル３の先端
位置は、ロール間の中心位置から一対のロールの一方側
に数ｍｍ程度はシフトしている。その結果、ノズル３か
ら出た合金溶湯１は、一方のロールと接触し、その後、
ロール間で湯溜まり（パドル）を形成する。ノズル３の
先端位置をロール間中心に一致させると、ノズル３から
出た溶湯１がロールに接触することなく、ロール間隔を
すり抜けるため、溶湯の急速冷却を実行できなくなる。
このため、ノズル３の先端位置は、ロール間の中心位置
から一方のロール側にシフトしていることが好ましい。
位置は、ロール間の中心位置から一対のロールの一方側
に数ｍｍ程度はシフトしている。その結果、ノズル３か
ら出た合金溶湯１は、一方のロールと接触し、その後、
ロール間で湯溜まり（パドル）を形成する。ノズル３の
先端位置をロール間中心に一致させると、ノズル３から
出た溶湯１がロールに接触することなく、ロール間隔を
すり抜けるため、溶湯の急速冷却を実行できなくなる。
このため、ノズル３の先端位置は、ロール間の中心位置
から一方のロール側にシフトしていることが好ましい。
【００２８】急冷合金５が完全に凝固した段階で、アモ
ルファス組織、または、アモルファスと微細結晶とが混
在する組織を有する場合は、急冷合金５に対して結晶化
のための熱処理を行なう必要がある。このような熱処理
の温度は５５０℃〜８５０℃の範囲にあることが好まし
く、６００℃〜８００℃の範囲内にあることが更に好ま
しい。熱処理温度が５５０度を下回ると、保磁力の発現
に必要なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物が充分に析出せず、永久
磁石特性が発揮されない。また、熱処理温度が８５０℃
を超えると、Ｒ1Ｆｅ4Ｂ4型化合物などの平衡相が析出
するため、硬磁気特性が得られない。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Ｎ2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。
ルファス組織、または、アモルファスと微細結晶とが混
在する組織を有する場合は、急冷合金５に対して結晶化
のための熱処理を行なう必要がある。このような熱処理
の温度は５５０℃〜８５０℃の範囲にあることが好まし
く、６００℃〜８００℃の範囲内にあることが更に好ま
しい。熱処理温度が５５０度を下回ると、保磁力の発現
に必要なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物が充分に析出せず、永久
磁石特性が発揮されない。また、熱処理温度が８５０℃
を超えると、Ｒ1Ｆｅ4Ｂ4型化合物などの平衡相が析出
するため、硬磁気特性が得られない。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Ｎ2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。
【００２９】熱処理前の急冷合金中には、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型化合物相やアモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ相、Ｆ
ｅ23Ｂ6、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3相等の準安定相が含まれ
ていても良い。その場合、熱処理によって、Ｒ2Ｆｅ23
Ｂ3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硼化物（例えば
Ｆｅ23Ｂ6）やα−Ｆｅを結晶成長させることができ
る。また、最終的にα−Ｆｅ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。
Ｂ型化合物相やアモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ相、Ｆ
ｅ23Ｂ6、およびＲ2Ｆｅ23Ｂ3相等の準安定相が含まれ
ていても良い。その場合、熱処理によって、Ｒ2Ｆｅ23
Ｂ3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硼化物（例えば
Ｆｅ23Ｂ6）やα−Ｆｅを結晶成長させることができ
る。また、最終的にα−Ｆｅ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。
【００３０】本発明による薄板状磁石合金の金属組織
は、平均結晶粒径が１ｎｍ〜１５０ｎｍの鉄および鉄基
ホウ化物の軟磁性相と、平均結晶粒径１ｎｍ〜１５０ｎ
ｍのＲ 2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相が
混在するナノコンポジット構造を有しており、硬磁性化
合物相は異方化している。各構成相の平均結晶粒径が１
５０ｎｍを超えると、各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ため、減磁曲線が
二段になるので好ましくない。平均結晶粒径は小さいほ
ど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を得再現性良
く得ることは工業生産上困難である。
は、平均結晶粒径が１ｎｍ〜１５０ｎｍの鉄および鉄基
ホウ化物の軟磁性相と、平均結晶粒径１ｎｍ〜１５０ｎ
ｍのＲ 2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性化合物相が
混在するナノコンポジット構造を有しており、硬磁性化
合物相は異方化している。各構成相の平均結晶粒径が１
５０ｎｍを超えると、各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ため、減磁曲線が
二段になるので好ましくない。平均結晶粒径は小さいほ
ど好ましいが、１ｎｍ未満の平均結晶粒径を得再現性良
く得ることは工業生産上困難である。
【００３１】本発明の薄板状磁石は、超音波加工法など
によって所定の形状（例えば直径３ｍｍ、厚さ２５０μ
m）に打ちぬき加工することが可能である。本発明によ
る薄板状磁石は、その平均厚さが１５０〜３００μmで
あり、また、幅も数ｍｍ以上ある（例えば８〜１０ｍ
ｍ）ため、従来の焼結磁石やボンド磁石では実現できな
かった微小薄肉磁石を提供することが可能になる。
によって所定の形状（例えば直径３ｍｍ、厚さ２５０μ
m）に打ちぬき加工することが可能である。本発明によ
る薄板状磁石は、その平均厚さが１５０〜３００μmで
あり、また、幅も数ｍｍ以上ある（例えば８〜１０ｍ
ｍ）ため、従来の焼結磁石やボンド磁石では実現できな
かった微小薄肉磁石を提供することが可能になる。
【００３２】このような薄板状磁石を量産するために
は、急冷合金の厚さを均一かつ平坦にする必要がある。
双ロール法の場合は、単ロール法に比べて、急冷合金を
厚く、かつ均一に形成しやすい。しかし、双ロール法に
よる場合でも、冷却ロールが熱膨張すると、双ロール間
距離が変化するため、急冷合金の厚さが変動してしまう
可能性がある。これを防止するためには、冷却ロール内
に水冷装置などを設けるなどして、熱膨張によるロール
間距離の変動を抑制することが好ましい。
は、急冷合金の厚さを均一かつ平坦にする必要がある。
双ロール法の場合は、単ロール法に比べて、急冷合金を
厚く、かつ均一に形成しやすい。しかし、双ロール法に
よる場合でも、冷却ロールが熱膨張すると、双ロール間
距離が変化するため、急冷合金の厚さが変動してしまう
可能性がある。これを防止するためには、冷却ロール内
に水冷装置などを設けるなどして、熱膨張によるロール
間距離の変動を抑制することが好ましい。
【００３３】本発明によれば、急冷合金を粉砕して磁石
合金の粉末を作製する工程、および磁石合金粉末を成形
する工程が不要となる。
合金の粉末を作製する工程、および磁石合金粉末を成形
する工程が不要となる。
【００３４】［組成の限定理由］Ｒは、希土類元素（イ
ットリウムを含む）の群から選択された１種以上の元素
である。より具体的には、Ｒは、Ｐｒ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２原子％を下回ると、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
出しなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが１５原子％を超
えると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅの存在量
が低下し、これらが残留磁束密度Ｂrの向上に寄与しな
くなる。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは２原子％以
上１５原子％以下の範囲に調節することが好ましく、３
原子％以上１０原子％未満であることがより好ましく、
４原子％以上９．２原子％以下であることが更に好まし
い。
ットリウムを含む）の群から選択された１種以上の元素
である。より具体的には、Ｒは、Ｐｒ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２原子％を下回ると、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
出しなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが１５原子％を超
えると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅの存在量
が低下し、これらが残留磁束密度Ｂrの向上に寄与しな
くなる。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは２原子％以
上１５原子％以下の範囲に調節することが好ましく、３
原子％以上１０原子％未満であることがより好ましく、
４原子％以上９．２原子％以下であることが更に好まし
い。
【００３５】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
％を下回ると、双ロール法で過冷却状態のまま合金を排
出することができず、平滑性の高い急冷合金が得られな
い。一方、Ｑの組成比率ｘが３０原子％を超えると、Ｒ
2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が析出せず、硬磁気特性が得られ
ない。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０原子％以
上、３０原子％以下となるように設定することが好まし
い。Ｑの組成比率ｘの更に好ましい範囲は、１０原子％
以上２０原子％以下であり、更にさらに好ましい範囲は
１０．５原子％以上２０原子％以下である。
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
％を下回ると、双ロール法で過冷却状態のまま合金を排
出することができず、平滑性の高い急冷合金が得られな
い。一方、Ｑの組成比率ｘが３０原子％を超えると、Ｒ
2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が析出せず、硬磁気特性が得られ
ない。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０原子％以
上、３０原子％以下となるように設定することが好まし
い。Ｑの組成比率ｘの更に好ましい範囲は、１０原子％
以上２０原子％以下であり、更にさらに好ましい範囲は
１０．５原子％以上２０原子％以下である。
【００３６】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ｍが５０％を超える
と、高い残留磁束密度Ｂrが得られない。このため、置
換量ｍ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、減磁曲線の角形性が向上するとともに、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ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１５％以下である。
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ｍが５０％を超える
と、高い残留磁束密度Ｂrが得られない。このため、置
換量ｍ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、減磁曲線の角形性が向上するとともに、Ｒ2Ｆｅ14
Ｂ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１５％以下である。
【００３７】Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上
の元素である。元素Ｍを添加することにより、磁気特性
が向上するだけでなく、最適熱処理温度域を拡大する効
果が得られる。元素Ｍの添加量ｚが１０原子％を超える
と、磁化の低下を招くため、ｚは０原子％〜１０原子％
の範囲にあることが好ましい。ｚの更に好ましい範囲
は、０．１原子％〜５原子％である。
ｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上
の元素である。元素Ｍを添加することにより、磁気特性
が向上するだけでなく、最適熱処理温度域を拡大する効
果が得られる。元素Ｍの添加量ｚが１０原子％を超える
と、磁化の低下を招くため、ｚは０原子％〜１０原子％
の範囲にあることが好ましい。ｚの更に好ましい範囲
は、０．１原子％〜５原子％である。
【００３８】
【実施例】本実施例では、下記の表１に示す合金組成と
なるように配合した原料３０gを溶融し、図１に示す双
ロール装置で急冷した。具体的には、底部に直径１．０
ｍｍのオリフィスを有する透明石英製ノズル３内に原料
を入れ、高周波誘導加熱コイル２で原料を加熱し、溶融
した。
なるように配合した原料３０gを溶融し、図１に示す双
ロール装置で急冷した。具体的には、底部に直径１．０
ｍｍのオリフィスを有する透明石英製ノズル３内に原料
を入れ、高周波誘導加熱コイル２で原料を加熱し、溶融
した。
【００３９】
【表１】
【００４０】その後、表１に示す急冷雰囲気圧のもと、
３０ｋＰａの噴射圧力にてノズル３から合金溶湯１を流
下させ、回転する二つの炭素鋼製急冷ロール（直径１５
０ｍｍ）４の間で急冷し、急冷合金５を作製した。ロー
ル間距離およびロール表面速度は、表１に示す通りであ
る。
３０ｋＰａの噴射圧力にてノズル３から合金溶湯１を流
下させ、回転する二つの炭素鋼製急冷ロール（直径１５
０ｍｍ）４の間で急冷し、急冷合金５を作製した。ロー
ル間距離およびロール表面速度は、表１に示す通りであ
る。
【００４１】こうして得られた急冷合金の厚さ、幅、お
よび長さを以下の表２に示す。表２には、結晶化熱処理
後の磁気特性も示している。
よび長さを以下の表２に示す。表２には、結晶化熱処理
後の磁気特性も示している。
【００４２】
【表２】
【００４３】得られた薄板状磁石の構成相を粉末Ｘ線回
折により調査したところ、試料Ｎｏ１〜３は、Ｆｅ3Ｂ
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂの混合組織（Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ）を有していることがわかった。試料Ｎｏ４は、α
−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの組織（α−Ｆｅ／Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ）を有していた。試料Ｎｏ５〜７は、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ、Ｆｅ23Ｂ6、およびα−Ｆｅが混在する合金組織
（Ｆｅ23Ｂ6／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ／α−Ｆｅ）を有してい
た。なお、透過型電子顕微鏡によって各試料の結晶サイ
ズを観察したところ、何れの試料でも平均結晶粒径は１
００ｎｍ以下であり、ナノコンポジット磁石が作製され
ていた。
折により調査したところ、試料Ｎｏ１〜３は、Ｆｅ3Ｂ
とＮｄ2Ｆｅ14Ｂの混合組織（Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ）を有していることがわかった。試料Ｎｏ４は、α
−ＦｅとＮｄ2Ｆｅ14Ｂの組織（α−Ｆｅ／Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ）を有していた。試料Ｎｏ５〜７は、Ｎｄ2Ｆｅ
14Ｂ、Ｆｅ23Ｂ6、およびα−Ｆｅが混在する合金組織
（Ｆｅ23Ｂ6／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ／α−Ｆｅ）を有してい
た。なお、透過型電子顕微鏡によって各試料の結晶サイ
ズを観察したところ、何れの試料でも平均結晶粒径は１
００ｎｍ以下であり、ナノコンポジット磁石が作製され
ていた。
【００４４】本発明によるＦｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系磁
石の特性を、他の種類の磁石特性とともに図２に示す。
図２の縦軸は残留磁束密度Ｂr（単位：Ｔ（テスラ））
であり、横軸は保磁力ＨcJ（単位：ＭＡ／ｍ）である。
図２からわかるように、本発明によれば、焼結磁石（商
品名ＮＥＯＭＡＸ）と同レベルの残留磁束密度Ｂrを持
つ超小型磁石が得られる。
石の特性を、他の種類の磁石特性とともに図２に示す。
図２の縦軸は残留磁束密度Ｂr（単位：Ｔ（テスラ））
であり、横軸は保磁力ＨcJ（単位：ＭＡ／ｍ）である。
図２からわかるように、本発明によれば、焼結磁石（商
品名ＮＥＯＭＡＸ）と同レベルの残留磁束密度Ｂrを持
つ超小型磁石が得られる。
【００４５】
【発明の効果】本発明によれば、双ロール間距離を適切
な範囲に設定することで過冷却状態の合金を双ロール間
から排出させ、それによって優れた磁石特性を発揮する
板状磁石合金の製造が可能になる。本発明による薄板状
磁石合金は、切削や研磨加工を施さない状態での平均厚
さが１００μｍ〜３００μｍであり、しかも、樹脂など
を含まないフルデンス磁石である。このため、本発明の
薄板状磁石は、超小型ステッピングモータのロータや、
携帯電話の振動呼び出し機構に用いられる永久磁石とし
て最適である。
な範囲に設定することで過冷却状態の合金を双ロール間
から排出させ、それによって優れた磁石特性を発揮する
板状磁石合金の製造が可能になる。本発明による薄板状
磁石合金は、切削や研磨加工を施さない状態での平均厚
さが１００μｍ〜３００μｍであり、しかも、樹脂など
を含まないフルデンス磁石である。このため、本発明の
薄板状磁石は、超小型ステッピングモータのロータや、
携帯電話の振動呼び出し機構に用いられる永久磁石とし
て最適である。
【図１】本発明で用いる双ロール液体急冷装置の構成例
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図２】本発明によるＦｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系磁石の
特性、および他の種類の磁石特性を示すグラフである。
縦軸は残留磁束密度Ｂr（単位：Ｔ）、横軸は保磁力Ｈc
J（単位：ＭＡ／ｍ）を示す。
特性、および他の種類の磁石特性を示すグラフである。
縦軸は残留磁束密度Ｂr（単位：Ｔ）、横軸は保磁力Ｈc
J（単位：ＭＡ／ｍ）を示す。
１ 合金溶湯 ２ 高周波コイル ３ ノズル ４ 冷却ロール ５ 急冷合金
Claims (7)
- 【請求項１】 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲ
yＭz（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Ｙ（イットリウム）および希土
類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する合金の溶湯を用意する工程と、 前記溶湯を双ロール急冷法によって凝固させ、厚さ１０
０μｍ以上３００μｍ未満の急冷合金を作製する工程
と、を含む急冷凝固合金の製造方法。 - 【請求項２】 前記合金急冷合金を作製する工程では、 ０．０１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満のロール間距離で配置
された前記双ロールに対して前記溶湯を接触させ、それ
によって前記溶湯を急冷し、過冷却液体状態の急冷合金
を前記双ロールの間から排出することを特徴とする請求
項１に記載の急冷合金の製造方法。 - 【請求項３】 前記溶湯の急冷を７０ｋＰａ以下の雰囲
気圧下で行なうことを特徴とする請求項１または２に記
載の急冷合金の製造方法。 - 【請求項４】 前記双ロールの回転表面速度を表面速度
１ｍ／秒以上８ｍ／秒未満とする請求項１から３のいず
れかに記載の急冷合金の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１から４のいずれかに記載の急冷
凝固合金の製造方法によって作製された急冷合金を用意
する工程と、 前記急冷合金に熱処理を施すことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ
型化合物、鉄、および鉄系ホウ化物相の平均結晶粒径を
１ｎｍ以上１５０ｎｍ未満とする工程と、 を含む薄板状磁石合金の製造方法。 - 【請求項６】 前記熱処理工程で、前記急冷合金を５５
０℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上保持すること
を特徴とする請求項５に記載の薄板状磁石合金の製造方
法。 - 【請求項７】 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲ
yＭz（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Ｙ（イットリウム）および希土
類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍ
は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、
Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以
上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
が、それぞれ、 １０≦ｘ≦３０原子％、 ２≦ｙ≦１５原子％、 ０≦ｚ≦１０原子％、および ０≦ｍ≦０．５、 を満足する薄板状磁石合金であって、 前記磁石合金の平均厚さは１００μｍ以上３００μｍ未
満であり、 構成相として、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、鉄、および鉄系
ホウ化物を含み、前記構成相の平均結晶粒径が１ｎｍ以
上１５０ｎｍ未満である薄板状磁石合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001032628A JP2002239688A (ja) | 2001-02-08 | 2001-02-08 | 薄板状磁石合金およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2001032628A JP2002239688A (ja) | 2001-02-08 | 2001-02-08 | 薄板状磁石合金およびその製造方法 |
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|---|---|
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|---|---|---|---|
| JP2001032628A Pending JP2002239688A (ja) | 2001-02-08 | 2001-02-08 | 薄板状磁石合金およびその製造方法 |
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|---|---|
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7261781B2 (en) * | 2001-11-22 | 2007-08-28 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| CN107527715A (zh) * | 2017-08-16 | 2017-12-29 | 贵州鑫湄纳米科技有限公司 | 一种零序电流互感器及其制备方法 |
| CN108109800A (zh) * | 2017-12-13 | 2018-06-01 | 绵阳市吉富精密机械有限公司 | 一种低损耗的节能磁性材料的制备方法 |
| CN111644580A (zh) * | 2020-06-29 | 2020-09-11 | 福建省长汀金龙稀土有限公司 | 一种钕铁硼材料、其制备方法和应用 |
-
2001
- 2001-02-08 JP JP2001032628A patent/JP2002239688A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7261781B2 (en) * | 2001-11-22 | 2007-08-28 | Neomax Co., Ltd. | Nanocomposite magnet |
| CN107527715A (zh) * | 2017-08-16 | 2017-12-29 | 贵州鑫湄纳米科技有限公司 | 一种零序电流互感器及其制备方法 |
| CN108109800A (zh) * | 2017-12-13 | 2018-06-01 | 绵阳市吉富精密机械有限公司 | 一种低损耗的节能磁性材料的制备方法 |
| CN111644580A (zh) * | 2020-06-29 | 2020-09-11 | 福建省长汀金龙稀土有限公司 | 一种钕铁硼材料、其制备方法和应用 |
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