JP2008192903A - 鉄基希土類合金磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】残留磁束密度を低下させることなく、不可逆熱減磁率の小さな耐熱性に優れた磁石を得る。
【解決手段】鉄基希土類合金磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表される。ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素である。５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、および０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足する。硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下。Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在する。
【選択図】図２

Description

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永久磁石の製造方法に関し、特に鉄基希土類合金磁石の製造方法に関している。

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Ｂｒ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、従来の安価なハードフェライト磁石によっては残留磁束密度Ｂｒを０．５Ｔ以上にすることはできない。

現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒ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−Ｆｅ−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Ｂｒを発揮することができる。

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。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、安価なＦｅを主成分として含むため（全体の６０重量％〜７０重量％程度）、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、大規模な設備と多くの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。

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系磁石に比べてその製造工程に要する費用が安いという利点がある。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、ボンド磁石を作製する必要がある。なお、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。

以上より、液体急冷法を用いてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石を作製することにより、比較的安価に、かつ、ハードフェライト磁石より小型軽量な磁石が得られる。

しかしながら、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は高温環境下において熱によって減磁が起こってしまうという問題を有している。そのため使用される環境に応じた耐熱性を付与する必要がある。例えば自動車用の電装品等として使用する場合には、少なくとも１６０℃の環境における使用を考慮する必要があり、その場合の不可逆熱減磁率は１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２にて３％未満であることが望ましい。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の熱減磁率を抑制するためには、固有保磁力を向上すればよいため、様々な手法によって固有保磁力を高める努力が行われてきた。液体急冷法によって製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石では、母合金に遷移金属を添加することにより固有保磁力を向上させることが可能であることが知られている。中でも、特許文献１や特許文献２などに開示されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石は、高い固有保磁力と残留磁束密度を有する極めて優れたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石であるが、不可逆熱減磁率が１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２にて３％未満という高耐熱性を実現できていない。

さらに、特許文献３〜６にも母合金に遷移金属を添加することにより固有保磁力を向上させた磁石が開示されている。

特許文献３や特許文献４に記載されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石においては、添加元素Ｖ、ＣｒはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相のＦｅに置換せず粒界相に存在しその結果粒界相が安定化することにより保磁力が増加していると考えられる。しかしながらいずれも固有保磁力の増加に伴い残留磁束密度Ｂｒが低下し、着磁も困難になる。

特許文献５や特許文献６に記載のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石においては、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相にＺｒなどの添加元素Ｍを過飽和状態で固溶させることにより保磁力が向上している。更に、特許文献５においては、ＴｉとＺｒの同時添加も示唆している。特許文献５や特許文献６に開示されているようにＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相にＺｒを過飽和状態で固溶させると、保磁力は向上するもののＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相のキュリー点が低下し、保磁力の温度変化率が大きくなるため不可逆熱減磁率を改善するのは困難である。
特開２００２−１７５９０８号公報 特開２００３−２２１６５５号公報 特開２００４−１５８８４２号公報 特開２００６−２４５５３４号公報 特開昭６４−７５０２号公報 特開平８−５１００７号公報

上述したように、現存するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石において、単に保磁力を増加することによって耐熱性を向上させようとすると、Ｂｒの低下が避けられない。また、希土類元素の組成比率ｙが１１．５原子％未満の領域では、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧１００ｋＪ／ｍ³を維持しながら、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満の性能を有する鉄基希土類合金磁石は、これまでに報告されていない。

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、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ≧１００ｋＪ／ｍ³を維持しながら、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満の優れた耐熱性を持つ鉄基合金磁石を提供することにある。

発明者らは、所定の組成範囲、特に、所定量のＴｉ、Ｃ、Ｚｒを同時に含有した合金を元に磁石を作製することにより、結晶粒サイズが従来の磁石よりも微細かつ均一な金属組織を持つ磁石が得られることを知見した。また、得られた磁石はＢｒが低下することなく不可逆熱減磁率が小さいということがわかった。これは従来にはない知見である。

本発明の鉄基希土類合金磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、および０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足し、硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相および軟磁性相を含む２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する。

好ましい実施形態において、１６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満である。

好ましい実施形態において、Ｚｒが添加されていない状態に比べて１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が１０％以上低減されている。

好ましい実施形態において、鉄基硼化物相およびα−Ｆｅ相の少なくとも一方とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相とが同一の金属組織内に混在している。

好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物相は、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂Ｂ相、およびＦｅ₂₃Ｂ₆相からなる群から選択された１種以上を含んでいる。

好ましい実施形態において、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１００ｋＪ／ｍ³以上である。

本発明の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-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、および０．０２≦ｐ≦０．３の関係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り、体積比率で６０％以上のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を含む急冷合金を作製する冷却工程と、前記急冷合金を加熱することにより、硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する鉄基希土類合金磁石を製造する熱処理工程とを包含する。

本発明によれば、結晶粒サイズが微細かつ均一な金属組織を持つ磁石が得られ、これによってＢｒを低下させることなく、不可逆熱減磁率の小さな耐熱性に優れた磁石が得られる。

本発明による鉄基希土類合金磁石の組成式は、（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表される。ここで、Ｔは、ＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒは、イットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素である。また、組成比率は、５≦ｘ≦１４、１０＜ｙ＜１２、０．１≦ｚ≦５、０．２≦ｎ≦５、０≦ｗ≦１０、０≦ｍ≦０．３、０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足している。

この鉄基希土類合金磁石は、硬磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相）および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有している。硬磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、硬磁性相以外の相（軟磁性相を含む種々相）の平均サイズは０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下にあり、各結晶相の最大サイズは１００ｎｍ以下である。

本発明の鉄基希土類合金磁石に特徴的な点は、上述したように、構成相のサイズが微細であり、均一な金属組織を有するとともに、Ｚｒが実質的に粒界相のみに存在している点にある。また、硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相は、体積比率で全体の８０％以上存在している。このような構成を有するため、従来の磁石のようにＢｒが低下することなく、不可逆減磁率が小さくなり、耐熱性に優れた特性が実現する。

以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。

本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、上記の組成式を満足する合金の溶湯を急冷して凝固することにより作製した急冷合金から形成される。この急冷合金は、急冷直後の段階において既に結晶相を含むが、この急冷合金に対して更に熱処理を施すことにより、結晶化を進めることが好ましい。

本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、軟磁性相のサイズが微細であるため、各構成相が交換相互作用によって結合している。このため、硬磁性相のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相以外に鉄基硼化物やα−Ｆｅ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。本実施形態の鉄基希土類合金磁石は、好適には、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硼化物やα−Ｆｅを含有している。この鉄基硼化物は、例えば、Ｆｅ₃Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ）やＦｅ₂₃Ｂ₆（飽和磁化１．６Ｔ）である。ここで、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの飽和磁化は約１．６Ｔであり、α−Ｆｅの飽和磁化は２．１Ｔである。

急冷合金の段階では、Ｚｒが均一に分散して存在しているため、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の他の急冷磁石と同様に、ＺｒはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相に固溶し、そのキュリー点を低下させる。しかし、急冷合金に熱処理を施すことによって得られる本実施形態の鉄基希土類合金磁石の段階では、ＺｒがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相に固溶するのではなく、粒界相または鉄基酸化物相中に存在していると考えられる。ＺｒがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相に固溶していると、キュリー点が大きく低下するのに対して、本実施形態の鉄基希土類合金磁石の段階では、そのようなキュリー点の低下が少なく、したがって、少なくとも熱処理後においては、ＺｒがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相に固溶しておらず、粒界相または鉄基酸化物相中に存在していると考えられる。

本実施形態の磁石は、以下のような過程を経て形成されると推測される。

まず、急冷合金に対して熱処理を行うと、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相がＺｒを粒界相に排出しながら成長する。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相に固溶したＺｒは、他の添加元素と比較して粒界に排出されにくくＺｒを粒界相に排出しながら結晶化・結晶成長するには高いエネルギーを要するため、Ｚｒを添加した合金では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化温度が高くなる。したがって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相は結晶化温度以上の温度で緩やかに成長するため、最終的に極めて微細な組織の磁石を得ることができる。

上述したようにＺｒは粒界相に排出されにくいが、ある程度の時間をかけて熱処理を行うことにより、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相から排出させることが可能である。本実施形態では、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相から粒界相にＺｒを排出させるために必要な熱処理を適切に行うことにより、Ｚｒによるキュリー点の低下を抑制できるため、保磁力の温度変化が大きくならず、熱減磁が抑制できる。

なお、特許文献５や特許文献６に記載されている磁石では、保磁力を向上させるため、最終的にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相中にＺｒを過飽和状態で残存させている。そのような組織を形成するためには、急冷合金に対する熱処理を比較的短時間で終了させることが必要である。しかし、短時間の熱処理の場合、粒界に非晶質相が結晶化しないまま残存する可能性がある。粒界に非晶質相が結晶化しないまま残存していると、耐熱性に悪影響を及ぼすことが知られている。これを回避するため、相対的に高い温度で熱処理を行うと、今度は結晶粒サイズが不均一になってしまうという問題がある。組織の不均一性は耐熱性に悪影響を及ぼす。

さらに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相にＺｒを過飽和状態で固溶させると、前述のように、保磁力は向上するが、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相のキュリー点が低下し、保磁力の温度変化率が大きくなる。このため、ＺｒがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型相に残存していると、不可逆熱減磁率を改善することができなくなる。

本実施形態では、比較的高温で、一定以上の時間をかけて熱処理することにより、Ｚｒを実質的に粒界相にのみ存在させている。

なお、本実施形態において、Ｚｒが実質的に粒界相にのみ存在しているか否かは、Ｚｒを添加していないことを除いて同じ組成の合金に対してＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相のキュリー点の低下が５度未満に抑えられているか否かで判定可能である。

Ｔｉはα−Ｆｅの生成を抑制する効果がある。本発明における希土類元素Ｒの組成比率は１２原子％未満であり、この組成比率はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の化学量論組成よりも小さい。このため、Ｔｉを添加しないと、合金溶湯の急冷時に初晶としてα−Ｆｅが生成してしまう。α−Ｆｅは、その後の熱処理で成長させることはできても、消滅させることはできない。そのため、組織の微細化を実現するためには、急冷時には生成しないことが好ましく、生成したとしても数ｎｍのサイズに抑制する必要がある。Ｔｉの添加は、組織の微細化を実現する本発明にとって不可欠の元素の１つである。

Ｃを添加すると、Ｂを溶湯に均一に分散することができる。一方、ＺｒやＴｉは、Ｂに対する親和性が高いため、Ｂが均一に分散することにより、ＺｒやＴｉも均一に分散しやすくなる。このため、Ｃを添加することにより、ＺｒやＴｉを均一に分散させることができ、最終的な磁石組織をより均一微細なものにする効果がある。前述のように、Ｔｉは、α−Ｆｅの生成を抑制する効果があるため、Ｃの添加によって均一な分散が実現すると、Ｔｉの効果を合金全体に均一に与えることができる。また、Ｚｒを含む合金溶湯は粘度が高いため、急冷時の合金厚みを均一化しにくく最終的な組織が不均一になりやすいが、Ｃを添加することにより、溶湯の液相線温度を下げ、粘度を下げることができるため、急冷状態の均一性も向上し、最終的に均一な金属組織が得られる。このように、Ｃの添加は、ＴｉおよびＺｒによる効果を高める上で必須である。

本実施形態の磁石は、硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相および鉄基硼化物相やα―Ｆｅ相などの軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有するナノコンポジット磁石である。硬磁性相の平均サイズは１ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であることが更に好ましい。軟磁性相の平均サイズは０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であり、１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。さらに、本実施形態の磁石は、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下、好ましくは８０ｎｍ以下の範囲内という極めて微細かつ均一な金属組織を有しており、しかも、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在している。

従来、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下という均一微細な組織のナノコンポジット磁石は存在しなかった。本実施形態においては、磁石の組織をこのような均一微細なものにすることにより、１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満であるという優れた耐熱性を実現している。

また、このような微細な組織を実現したことにより、従来のナノコンポジット磁石と比較して、結晶粒同士の界面が増えるという効果が得られる。その結果、結晶粒界面での磁気的な交換結合が増加し、レマネンスエンハンスメントがより顕著に現れる結果、高いエネルギー積が得られることになる。

以下、本発明の鉄基希土類合金磁石を更に詳細に説明する。

［組成限定理由］
（Ｂ_1-pＣ_p）によって表現される組成の比率ｘが大きくなると、Ｆｅ−Ｂ相などの軟磁性相が析出しやすくなり、耐熱性が悪化する恐れがある。本発明における組成比率ｘの上限は１４原子％である。この組成比率ｘが５原子％よりも少なくなると、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の体積率が小さくなり良好な磁気特性が得られないため、組成比率ｘの下限は５原子％である。組成比率ｘの好ましい範囲は６．５≦ｘ≦１３原子％である。本発明では前述した理由により、Ｂ以外にＣが存在しており、ＢおよびＣの全体に占めるＣの割合ｐは０．０１〜０．３であり、０．０２〜０．２であることが好ましい。

ＲはＹ（イットリウム）および希土類元素から選択された少なくとも１種の希土類元素である。Ｒは、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含むことが望ましく、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１０原子％よりも低くなると、保磁力が低下し熱減磁率が大きくなる恐れがある。逆にＲの組成比率ｙが１２原子％よりも高くなると、Ｒ−ｒｉｃｈ相が多く析出する。Ｒ−ｒｉｃｈ相の析出量が増加すると、酸化されやすく、熱減磁特性が低下する。よってＲの組成ｙの範囲は１０＜ｙ＜１２原子％であり、１０．５≦ｙ≦１１．８原子％であることが好ましい。

Ｚｒは急冷合金中に均一分散し熱処理時にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相からゆるやかに排出される現象を利用して均一微細な金属組織を得るために必須の元素である。Ｚｒの組成比率ｎが０．３原子％よりも小さくなると、Ｚｒ添加の効果が十分発揮されない。また、組成比率ｎが５原子％よりも大きくなると、過剰のＺｒ元素が主相に固溶するため、不可逆減磁率が大きくなってしまう。組成比率ｎの好ましい範囲は０．３≦ｎ≦３．５原子％である。

Ｔｉは前述した理由により本発明に必須の元素である。Ｔｉの組成比率ｚが０．１原子％よりも小さくなると、Ｔｉ添加の効果が十分発揮されない。また、組成比率ｚが５原子％よりも大きくなると、急冷合金内に非磁性硼化物が生じるため磁気特性が悪化する。組成比率ｚの好ましい範囲は０．５≦ｚ≦４原子％であり、より好ましい範囲は１≦ｚ≦３原子％である。

合金には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された少なくとも１種の元素Ｍを加えても良い。このような元素の添加により、磁気特性が向上するほか、最適熱処理温度域を拡大させる効果が得られるが、Ｍの組成比率ｗが１０原子％を越えると、磁化の低下を招く。よってＭの組成範囲は０≦ｗ≦１０原子％、好ましい組成範囲は０≦ｗ≦５原子％、より好ましい組成範囲は０≦ｗ≦３原子％である。

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１種または二種の繊維金属元素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％を越えると０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒが得られない。このため、置換量ｎ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共に、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

［液体急冷装置］
本実施形態では、例えば図１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。

図１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１（ａ）は全体構成図であり、図１（ｂ）は、一部の拡大図である。

図１（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２０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。

急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。

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３０ｋＰａ〜常圧（大気圧）の範囲内に制御するため、ポンプに接続されている。

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。

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０．５〜２．０ｍｍ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。

冷却ロール７は、熱伝導度の点からＡｌ合金、銅合金、炭素鋼、真鍮、Ｗ、Ｍｏ、青銅から形成され得る。ただし、機械的強度および経済性の観点から、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。

図１に示す装置によれば、例えば合計１０ｋｇ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。

［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１の溶解室１の貯湯容器４に貯える。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上に出湯された後、冷却ロール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。

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、１×１０⁴〜１×１０⁶℃／秒とすることが更に好ましい。

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、過冷却液体状態になる。その後、過冷却状態の合金は冷却ロール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。本発明では、雰囲気ガスの圧力を３０ｋＰａ〜常圧の範囲内に設定しているため、雰囲気ガスによる抜熱効果が強まり、合金中にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物を均一微細に析出・成長させることができる。なお、適切な量のＴｉなどの元素を原料合金中に添加していない場合には、上述したような冷却過程を経た急冷合金中には、α−Ｆｅが優先的に析出・成長するため、最終的な磁石特性が劣化してしまうことになる。

本実施形態では、ロール表面速度を７ｍ／秒以上２５ｍ／秒以下の範囲内に調節し、かつ、雰囲気ガスによる二次冷却効果を高めるために雰囲気ガス圧力を３０ｋＰａ以上にする。こうすることにより、平均粒径８０ｎｍ以下の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相を６０体積％以上含む急冷合金を作製している。

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、ノズルやオリフィスによる流量制御を行なわない方法である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。

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、１０²〜１０⁵℃／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。原料合金に対して元素Ｔｉを添加しない場合には、ストリップキャスト法を用いて急冷合金を形成しても、Ｆｅ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。

［熱処理］
本実施形態では、急冷合金に対する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、７００℃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。この熱処理により、アモルファス相中に存在する準安定相の微細結晶が成長する。その際、急冷合金中に均一に分散していたＺｒがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相から排出され、最終的な金属組織が形成される。本実施形態によれば、熱処理の開始時点で既に微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相が全体の６０体積％以上存在しているため、α−Ｆｅ相や他の結晶相の粗大化が抑制され、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相以外の各構成相（軟磁性相）が均一に微細化される。

Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相はＺｒを排出しながら比較的緩やかに成長するため、３０秒以上の熱処理時間を確保する必要がある。熱処理時間の好ましい範囲は、３００秒〜１５分である。

熱処理温度が５５０℃を下回ると、熱処理後もアモルファス相が多く残存するため、十分な減磁曲線の角形性および保磁力が得られず、不可逆熱減磁率が大きくなる。また、熱処理温度が８２０℃を超えると、各構成相の粒成長が著しいため、残留磁束密度Ｂｒが低下し、減磁曲線の角形性が劣化する。加えて金属組織も不均一になり耐熱性も悪化する。発明者の実験によると、熱処理温度は７００℃以上８５０℃以下が好ましいことがわかった。より好ましい熱処理温度の範囲は７４０℃以上８２０℃以下である。

本実施形態では、雰囲気ガスによる二次冷却効果のため、急冷合金中に充分な量のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が均一かつ微細に析出している。このため、急冷合金に対して敢えて結晶化熱処理を行なわない場合でも、急冷凝固合金自体が充分な磁石特性を発揮し得る。そのため、結晶化熱処理は本発明に必須の工程ではないが、これを行なうことが磁石特性向上のためには好ましい。なお、従来に比較して低い温度の熱処理でも充分に磁石特性を向上させることが可能である。

熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。

熱処理前の急冷合金中には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂₃Ｂ₆、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、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硼化物（例えばＦｅ₂₃Ｂ₆）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。

本実施形態の場合、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。

熱処理後におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径である１００ｎｍ以下となる。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であることが更に好ましい。

硼化物相やα−Ｆｅ相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、各構成相間に働く交換相互作用が弱まり、減磁曲線の角形性が劣化するため、最大エネルギー積（ＢＨ）_maxが低下してしまう。また、これらの平均結晶粒径が０．１ｎｍを下回ると、高い保磁力を得られなくなる。以上のことから、硼化物相やα−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均結晶粒径は０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。

熱処理後、得られた磁石を微粉砕し、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。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。ボンド磁石を作製する場合、鉄基希土類合金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。

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。

本実施形態の磁石磁末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合は、平均粒度が２００μｍ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１５０μｍ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３００μｍ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。さらに好ましくは、粒径分布に２つのピークを持ち、平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下にある。

なお、粉末の表面にカップリング処理や化成処理、鍍金などの表面処理を施すことにより、成形方法を問わずボンド磁石成形時の成形性や得られるボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。また、成形後のボンド磁石表面に樹脂塗装や化成処理、鍍金などの表面処理を施した場合も、粉末の表面処理と同様にボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。

実施形態について説明した方法により、表１に示す合金組成を有する試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５の急冷凝固合金を作製した。急冷時のロール周速度Ｖｓは、表１の「作製条件」に示すとおりである。この急冷凝固合金を８５０μｍ以下の粉末に粗粉砕した後、表１の「作製条件」に示す温度Ｔ［℃］のアルゴン雰囲気中で熱処理を施した。試料Ｎｏ．４〜１２のサンプルは本発明の実施例であり、試料Ｎｏ．１〜３、および１３〜１５のサンプルは比較例である。熱処理後の磁石粉末について、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて磁気特性を測定した。表２に、測定した磁気特性、不可逆減磁率、最大粒径を示す。なお、ここで示す最大粒径は、磁石粉末中任意の１μｍ四方の金属組織をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によって観察した際の最大粒径である。

図２（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．１〜３のサンプル（比較例）の組織写真であり、図２（ｄ）および（ｅ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．５および７のサンプル（実施例）の組織写真である。これらの写真から明らかなように、実施例の結晶粒は比較例に比べて微細である。また表２に示されるように、実施例では最大粒径が１００ｎｍ以下であるのに対して、比較例の最大粒径は１００ｎｍを超え、中には３００ｎｍを超えるものも見受けられる。

なお、試料Ｎｏ．１１のサンプル（実施例）と試料Ｎｏ．１５のサンプル（比較例）との間にある相違点は、試料Ｎｏ．１１のサンプルには０．３ａｔ．％のＣ（炭素）が添加されていたのに対して、試料Ｎｏ．１５のサンプルにはＣ（炭素）が全く添加されていなかったことにある。この差異に起因して、最大粒径に大きな変化が生じた。すなわち、Ｃ添加無しの試料Ｎｏ．１５における最大粒径は３７０ｎｍにも達したのに、Ｃ（炭素）を添加した試料Ｎｏ．１１の最大粒径は８０ｎｍに抑えられた。このようにＣ添加の有無により、最大粒径に大きな違いが発生することが確認された。

上記の試料Ｎｏ．１、４、５、７のサンプルについて、熱処理の前後におけるキュリー温度Ｔｃを測定した。測定結果を以下の表３に示す。

表３からわかるように、試料Ｎｏ．１のサンプル（比較例）には、Ｚｒが添加されておらず、そのキュリー点Ｔｃは２９４℃である。一方、Ｚｒが添加されている試料Ｎｏ．４、５、７のサンプル（実施例）では、熱処理前のキュリー点Ｔｃが２９４℃よりも低い値を示しているが、熱処理後のキュリー点Ｔｃは、２９０℃を超えるレベルに上昇している。このことから、Ｔｉ、Ｃ、およびＺｒが同時添加された実施例では、熱処理前（急冷凝固直後）、Ｚｒによるキュリー点Ｔｃの低下が生じており、ＺｒはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相に固溶していたと考えられる。一方、熱処理後は、Ｚｒによるキュリー点Ｔｃの低下が実質的に生じておらず、ＺｒはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相に固溶していない。すなわち、急冷凝固合金の熱処理により、ＺｒはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相から粒界相に移動したと考えられる。

熱処理時に生じるＺｒのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相から粒界相への移動が、結晶組織の均一な微細化に寄与する詳細なメカニズムは必ずしも明らかにはなっていないが、Ｔｉ、Ｃ、およびＺｒの同時添加により、結晶組織が微細化され、それによって磁石特性の向上することが事実として確認された。

本発明の鉄基希土類合金磁石は、耐熱性に優れているため、自動車用モータなどの各種用途に広く利用され得る。

（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２（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．１〜３のサンプル（比較例）の断面ＴＥＭ写真であり、図２（ｄ）および（ｅ）は、それぞれ、試料Ｎｏ．５および７のサンプル（実施例）の断面ＴＥＭ写真である。

符号の説明

１ｂ、２ｂ、８ｂ 雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ 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

Claims (7)

1. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、
   ５≦ｘ≦１４、
   １０＜ｙ＜１２、
   ０．１≦ｚ≦５、
   ０．２≦ｎ≦５、
   ０≦ｗ≦１０、
   ０≦ｍ≦０．３、および
   ０．０２≦ｐ≦０．３の関係を満足し、
   硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相および軟磁性相を含む２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、
   Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する、鉄基希土類合金磁石。
2. １６０℃、パーミアンス係数Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が３％未満である、請求項１に記載の鉄基希土類合金磁石。
3. Ｚｒが添加されていない状態に比べて１６０℃、Ｐｃ＝２における不可逆熱減磁率が１０％以上低減されている、請求項１または２に記載の鉄基希土類合金磁石。
4. 鉄基硼化物相およびα−Ｆｅ相の少なくとも一方とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相とが同一の金属組織内に混在している、請求項１から３のいずれかに記載の鉄基希土類合金磁石。
5. 前記鉄基硼化物相は、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂Ｂ相、およびＦｅ₂₃Ｂ₆相からなる群から選択された１種以上を含んでいる、請求項４に記載の鉄基希土類合金磁石。
6. 最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１００ｋＪ／ｍ³以上である請求項１から５のいずれかに記載の鉄基希土類合金磁石。
7. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-n-w}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＺｒ_nＭ_wで表され、ＴがＣｏおよびＮｉから選択された１種類以上の元素、Ｒがイットリウムおよび希土類金属元素から選択された１種類以上の元素、ＭがＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＳｎからなる群から選択された１種類以上の元素であり、
   ５≦ｘ≦１４、
   １０＜ｙ＜１２、
   ０．１≦ｚ≦５、
   ０．２≦ｎ≦５、
   ０≦ｗ≦１０、
   ０≦ｍ≦０．３、および
   ０．０２≦ｐ≦０．３の関係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り、体積比率で６０％以上のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を含む急冷合金を作製する冷却工程と、
   前記急冷合金を加熱することにより、硬磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相および軟磁性相をふくむ２種類以上の結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上８０ｎｍ以下、軟磁性相を含む硬磁性相以外の相の平均サイズが０．１ｎｍ以上２０ｎｍ以下、各結晶相の最大サイズが１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｚｒは実質的に粒界相にのみ存在し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の８０％以上存在する鉄基希土類合金磁石を製造する熱処理工程と、
   を包含する鉄基希土類合金磁石の製造方法。