JP2011187624A - 希土類系永久磁石およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】１５０℃以下の温度範囲で、温度上昇による保磁力の低下が極めて小さく、かつ実用的な保磁力を有する、Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供する。
【解決手段】Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、その組成を適正なものとすることによって、特に、ＹおよびBの量をＹ_２Ｔ_１４Ｂの化学量論組成より大きくし、組成をＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）とすることによって、異方性磁界の小さいＹ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相としながらも実用的な保磁力を有する磁石を得る。
【選択図】図１

Description

本発明は、希土類系永久磁石およびその製造方法に関し、特にＹを主たる希土類元素とし、使用される温度範囲において温度上昇による保磁力の低下の極めて小さいＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石およびその製造方法に関する。

高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅまたはその一部がＣｏによって置換されたＦｅ、Ｂはホウ素）は、三元系正方晶化合物でＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造を有するＲ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相として含む組織を有し、優れた磁気特性を発揮する。上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の希土類元素Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂをその総和として９０％以上含み、現在、コンピュータ用や自動車用の各種モータ、家電製品などに広く使用されている。上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の優れた磁気特性は、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相が大きな飽和磁化および大きな異方性磁界を有することに起因する。

しかしながら、このＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、温度が上昇すると元の温度に戻ったときに減磁する「不可逆減磁」が起こるという問題を有している。これは主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界が温度の上昇と共に小さくなり、結果として磁石の保磁力が低下することが原因となっている。高温における不可逆減磁を抑えるためには高温下でも高い保磁力が要求され、これを満足するために、磁石そのものの保磁力を大きくする方法、すなわち、温度上昇による保磁力の低下分を見込んで、室温での保磁力を大きくする方法が採用されている。この方法としては、例えば、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界を向上させるために、ＲとしてＤｙ、Ｔｂ等の重希土類元素を最大で総希土類量の３０％程度使用する方法があるが、これらの重希土類元素は希少元素であるため、原料コストの上昇原因となっている。また、これらの重希土類元素を用いた場合においても、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界は温度の上昇により低下するため、温度上昇に伴い保磁力が低下すると言う問題は解決できておらず、例えば、室温における保磁力が非常に大きくなるため、多くの場合着磁の際に大きな磁界を必要とし、着磁特性に課題を有するなどの問題がある。

Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界が温度の上昇により低下するという問題は、使用されるＲの有する軌道磁気モーメントの大きさが温度上昇と共に小さくなることに由来する。温度上昇に伴う軌道磁気モーメントの低下は原理的に避けることができないため、Ｒとして軌道磁気モーメントを有する元素を用いる限り、高温での保磁力の低下は避けることができない。すなわち、高温での不可逆減磁を避けるためには、Ｒとして軌道磁気モーメントを有さない希土類元素を用い、温度上昇による保磁力の低下の極力少ない、要求温度（例えば１５０℃）までの保磁力の変化率（保磁力の温度係数）の絶対値が小さい磁石とする必要がある。

特許文献１には、軌道磁気モーメントを有さない希土類元素であるＹ（イットリウム）を使用したＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が記載されている。特許文献１においては、Ｒとして、総Ｒ量に対し１５原子％以上、好ましくは５０原子％以上のＹと、Ｙ以外の少なくとも１種の希土類元素を含むことが必須となっており、その実施例においては、Ｙ以外の希土類元素としてＤｙのみが記載されている。しかしながらこの実施例において、保磁力の温度係数が最も良好な磁石でもその値は−０．２９％／℃と絶対値が大きい。これは、Ｒとして、Ｙの他に軌道磁気モーメントを有する希土類元素（実施例ではＤｙ）を使用しているためである。また、実施例でＹ以外の希土類元素としてＤｙが使用されているのは、Ｙ−Ｆｅ−Ｂ三元系では主相となるＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の異方性磁界が約１．６ＭＡ／ｍと小さいために十分な保磁力が得られなかったためであると考えられる。特許文献１の比較例にはＹ以外の希土類元素を使用していないＹ−Ｆｅ−Ｂ三元系の磁石（Ｙ_２．２Ｆｅ_１４Ｂ）が記載されているが、室温においても実用的な保磁力は得られていない。

ＷＯ２００４／０４６４０９国際公開パンフレット

本発明は、上記の問題を解決し、１５０℃以下の温度範囲で、温度上昇による保磁力の低下が極めて小さく、かつ実用的な保磁力を有する、Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

本発明者らは、Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、その組成を適正なものとすることによって、特に、ＹおよびBの量をＹ_２Ｔ_１４Ｂの化学量論組成より大きくすることによって、異方性磁界の小さいＹ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相としながらも実用的な保磁力を有する磁石が得られ、得られた磁石は従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石と比べて温度上昇による保磁力の低下がはるかに少ないことを見出した。

以上の知見により完成された本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、その組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）であることを特徴とする。
また、本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は、組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（Ｙはイットリウム、ＴはＦｅまたはその一部がＣｏによって置換されたＦｅ、Ｂはホウ素、１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）である合金を、液体超急冷法によって作製し、６００℃以上８００℃以下の温度範囲にて熱処理を施すことを特徴とする。

本発明によれば、異方性磁界の小さいＹ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相としながらも実用的な保磁力を有する磁石が得ることができ、得られたＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石と比べて温度上昇による保磁力の低下がはるかに少なく、高温における磁気特性、および室温における着磁特性に優れる。

本発明の実施例１における磁気特性の測定結果である。 本発明の実施例２における磁気特性の測定結果である。 本発明の実施例１および２におけるＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石のＸ線回折の結果である。 本発明の実施例５における磁気特性の測定結果である。 本発明の実施例６における着磁特性の測定結果である。 本発明の実施例８における磁石組織の透過型電子顕微鏡写真である。 本発明によるＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造に用いる急冷装置の全体構成の一例を示す断面図である。

本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、その組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）であることを特徴とする。本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を主体とし、残留磁束密度が０．４５Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上の実用的な磁石特性を有する。
また本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は、組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）である合金を、液体超急冷法によって作製し、６００℃以上８００℃以下の温度範囲にて熱処理を施すことを特徴とする。
なお、本発明において、永久磁石および磁石とは、液体超急冷法によって得られた急冷合金を熱処理して得られた磁石薄帯、磁石薄帯を粉砕または急冷合金を粉砕して熱処理して得られた磁石粉末、磁石粉末を樹脂と混合、成形して得られたボンド磁石、磁石粉末を熱間成形して得られたバルク磁石を含み、磁気特性が発現しているものを意味するものとする。

Ｙ量ｘは１３≦ｘ≦２０である。ｘが１３未満であると、不純物相として軟磁性相であるＹＦｅ_２相およびα−Ｆｅ相が生成し、保磁力低下の原因となる。なお、ＲＦｅ_２相は、ＲがＮｄの場合は生成しない異相である。また、ｘが２０を超えると、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の化学量論組成からのずれが大きくなることによってＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の体積比率が減少し、残留磁束密度が低下する。より高い残留磁束密度を得るためには、１３≦ｘ≦１７であることが望ましい。

Ｂ量ｚは７≦ｚ≦２０である。ｚが７未満であると、後述の、非晶質相がＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の外側を取り囲むように分布し、各Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を磁気的に孤立化させている、高い保磁力を発現する磁石組織が生成しない。さらに、不純物相として軟磁性相であるＹ_６Ｆｅ_２３相が生成して保磁力低下の原因となる場合がある。なお、Ｒ_６Ｆｅ_２３相は、ＲがＮｄの場合は生成しない異相である。また、ｚが２０を超えると、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の化学量論組成からのずれが大きくなることによってＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の体積比率が減少し、残留磁束密度が低下する。より高い残留磁束密度を得るためには、７≦ｚ≦１１であることが望ましい。Ｂはその一部をＣで置換してもよい。Ｃの置換量はＢに対して１０原子％以下とすることが好ましい。

組成残部であるＴは、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏである。Ｃｏ量はＴに対して０原子％以上１０原子％以下が好ましい。Ｃｏ量の増加によりＹ_２Ｔ_１４Ｂ相のキュリー温度を上昇させることができる。Ｃｏ量がＴに対して１０原子％を超えるとＹ_２Ｔ_１４Ｂ相の異方性磁界の減少を招き、結果として保磁力が低下してしまう恐れがある。

さらに、磁気特性向上などの効果を得るため、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｂｉ、Ｓｉ、ＺｒなどのＭ元素を適宜添加しても良い。特に、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｉの添加は保磁力を向上させる効果があり、Ｃｕの添加は残留磁束密度を向上させる効果がある。ただしM元素の添加量の増加は、特に飽和磁化の低下を招く恐れがあるため、組成全体に対して総量で１０原子％以下とすることが好ましい。

上述した本発明の組成は、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の化学量論組成よりもＹ量およびＢ量いずれも多い組成であるが、後述の実施例１および２にて調査したＸ線回折の結果（図３）からは、本発明の組成のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石には結晶相としてＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相しか確認されなかったため、熱処理を施しても一部結晶化が起こっていない領域が存在していると考えられる。これは、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶化の過程でＹおよびＢが非晶質相に濃化し、好適な熱処理条件においてはＹおよびＢの濃化した非晶質相が結晶化せずに残留するためと推察される。非晶質相はＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の外側を取り囲むように分布し、各Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を孤立化させていると考えられる。また、本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、後述の実施例で示すように、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶粒径が１５０ｎｍ以下の微細な結晶組織を有している。以上のような磁石組織を有することにより、実用的な保磁力が得られたものと推察される。

本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は、上記組成を有する合金溶湯を公知の液体超急冷法によって急冷することにより急冷合金を作製する。通常の溶解法では、結晶粒径が１５０ｎｍ以下のＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の外側を上述の非晶質相が取り囲むように分布した高い保磁力を発現する磁石組織が生成せず、かつ、α−Ｆｅ相、ＹＦｅ_２相、Ｙ_６Ｆｅ_２３相などの軟磁性相が晶出しやすいが、液体超急冷法では、溶湯から急速凝固することによりこれらの軟磁性相の晶出を抑制することができるとともに、急冷合金に対し磁気特性向上のための熱処理を施した場合においても、これらの軟磁性相の析出を抑制することができるという利点がある。超急冷法としては、単ロール超急冷法、双ロール超急冷法、アトマイズ法などの公知の急冷方法を用いることができる。以下に、本実施形態の一例として、図７に示す急冷装置を用いた単ロール超急冷法による急冷合金の作製方法を示す。

図７は、本発明で用いることのできる急冷装置の一例を示している。不活性ガス雰囲気中において高周波溶解した合金１を、０．５〜２ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズル２から、高速で回転する冷却ロール３に噴射することによりリボン状の急冷合金４を得ることができる。その際の冷却ロール３の材質としては，熱伝導性や耐久性に優れる炭素鋼、タングステン、鉄、銅、モリブデン、ベリリウム銅またはそれらの合金から形成された基材を有していることが好ましい。また、冷却ロール３の表面速度（ロール周速度）は２０〜５０ｍ／ｓとすることが好ましい。２０ｍ／ｓ未満になると冷却速度が十分高くないために急冷合金中の組織が粗大となるとともに、α−Ｆｅ相、ＹＦｅ_２相、Ｙ_６Ｆｅ_２３相などの軟磁性相が晶出しやすくなるため、良好な磁気特性が得られない恐れがある。また、５０ｍ／ｓを超えても，それ以上冷却速度は向上せず、むしろ生産性の安定化を阻害する可能性が生じる。本実施形態の場合、合金溶湯の冷却速度は、５×１０^４℃／秒以上５×１０^８℃／秒以下の範囲となることが好ましい。

上記方法により作製した急冷合金を真空中又は不活性ガス中で熱処理を施すことにより、主相であるＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相が結晶化し、磁気特性が発現する。熱処理温度は、６００℃以上８００℃以下であることが好ましい。これは、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶化温度がこの温度範囲にあるためである。熱処理温度が６００℃未満の場合は、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶化が十分に起こらないため、良好な磁気特性が得られない恐れがある。また、熱処理温度が８００℃を超える場合は、結晶化したＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶粒径が粗大化するために、保磁力の低下を招く恐れがある。熱処理温度は６５０℃以上７５０℃以下とすることがより望ましい。

熱処理時間は１分以上３０分以下の範囲とすることが望ましい。熱処理時間が１分未満であると、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶化が十分に起こらないため、良好な磁気特性が得られない恐れがある。一方、熱処理の時間を３０分を超えて長くすると、結晶粒径の粗大化が進行するとともに、α−Ｆｅ相、ＹＦｅ_２相、Ｙ_６Ｆｅ_２３相などの軟磁性相が生成し、保磁力の低下を招く恐れがある。熱処理時間は５分以上１０分以下とすることがより望ましい。

本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、残留磁束密度が０．４５Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上となり、実用的な磁気特性を有する。
また、本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を粉砕して、樹脂と混合、成形することにより、圧縮成形ボンド磁石を作製することができる。その際、好ましくは組成を１３≦ｘ≦１７、７≦ｚ≦１１とすることにより、磁石粉末の残留磁束密度が０．６Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上とすることができ、例えば圧縮成形等方性ボンド磁石とした時に、フェライト磁石と同等以上の磁気特性を有する。また、本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を粉砕した後にホットプレス成形することにより、高残留磁束密度を有するバルク磁石を作製することができる。

本発明のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、室温から１５０℃までの範囲で温度上昇による保磁力の低下が極めて少ない。室温における保磁力が大きくなりすぎることがないので、室温での着磁特性に優れている。また、Ｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ相はＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相と比べて密度が小さいため、本発明によるＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に比べて重量を低減することができる。したがって、本発明の永久磁石をモータの回転子などの駆動部に使用した場合においては、省エネルギー化、および応答性の向上が期待できる。

（実施例１）
Ｙ_ｘＦｅ_{（９０−ｘ）}Ｂ_１０（ｘ＝１０〜２０）組成の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、それぞれの溶湯を０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。これらの急冷合金を乳鉢乳棒で１２５μｍ以上２５０μｍ以下の粒子径に粉砕し、Ａｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石粉末の磁気特性をＶＳＭ（試料振動型磁力計）により測定した結果を図１に示す。図１より、ｘ＝１２〜１３の間で保磁力が急激に変化し、また、ｘの増加とともに残留磁束密度が低下しており、１３≦ｘ≦２０においては、残留磁束密度が０．４５Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上、さらに、１３≦ｘ≦１７においては、残留磁束密度が０．６Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上と、実用的な磁石特性を有することがわかった。

（実施例２）
Ｙ_１５Ｆｅ_{（８５−ｚ）}Ｂ_ｚ（ｚ＝３〜２５）組成の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、それぞれの溶湯を０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。これらの急冷合金を乳鉢乳棒で１２５μｍ以上２５０μｍ以下の粒子径に粉砕し、Ａｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石粉末の磁気特性をＶＳＭにより測定した結果を図２に示す。図２より、ｚ＝６〜７の間で保磁力が急激に変化し、また、ｚの増加とともに残留磁束密度が低下しており、７≦ｚ≦２０においては、残留磁束密度が０．４５Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上、さらに、７≦ｚ≦１１においては、残留磁束密度が０．６Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上となり、実用的な磁石特性を有することがわかった。

実施例１および２において、本発明の組成（１３≦ｘ≦２０および７≦ｚ≦２０）範囲外のＹ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、保磁力および残留磁束密度が低下した原因を調査するために、それぞれＹ_１５Ｆｅ_７６Ｂ_９、Ｙ_１２Ｆｅ_７８Ｂ_１０、Ｙ_１５Ｆｅ_８１Ｂ_４の組成を有する磁石に対してＸ線回折測定を行った結果を図３に示す。図３より、本発明の組成であるＹ_１５Ｆｅ_７６Ｂ_９組成を有する磁石では、主相であるＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の回折ピークのみが確認されたが、Ｙ量の少ないＹ_１２Ｆｅ_７８Ｂ_１０組成を有する磁石においては、不純物相として軟磁性相であるＹＦｅ_２相およびα−Ｆｅ相が確認され、またＢ量の少ないＹ_１５Ｆｅ_８１Ｂ_４組成を有する磁石においては、不純物相として軟磁性相であるＹ_６Ｆｅ_２３相の存在が確認され、これらが保磁力低下の原因の１つであると考えられる。

（実施例３）
表１に示した各種組成の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、それぞれの溶湯を０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。これらの急冷合金を乳鉢乳棒で１２５μｍ以上２５０μｍ以下の粒子径に粉砕し、Ａｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石粉末の磁気特性をＶＳＭにより測定した結果を表１に示す。表１より、Ｙ_ｘＦｅ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）の組成を有する磁石においては残留磁束密度が０．４５Ｔ以上、保磁力が２４０ｋＡ／ｍ以上となり、実用的な磁石特性を有することがわかった。

（実施例４）
Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０およびＹ_１５Ｆｅ_７３Ｂ_１０Ｍ_２（Ｍ＝Ｈｆ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｃｕ）組成の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、それぞれの溶湯を０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。これらの急冷合金を乳鉢乳棒で１２５μｍ以上２５０μｍ以下の粒子径に粉砕し、Ａｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石粉末の磁気特性をＶＳＭにより測定した結果を表２に示す。Ｙ_１５Ｆｅ_７３Ｂ_１０Ｍ_２（Ｍ＝Ｈｆ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｉ）組成を有する磁石では、Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０組成を有する磁石よりも高保磁力となり、Ｙ_１５Ｆｅ_７３Ｂ_１０Ｍ_２（Ｍ＝Ｃｕ）組成を有する磁石では、Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０組成を有する磁石よりも高残留磁束密度となることがわかった。

（実施例５）
Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、リボン状の急冷合金を作製した。この急冷合金にＡｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石薄帯について、室温から２５０℃までの各温度における磁気特性をＶＳＭにより測定した結果を図４に示す。図４より、保磁力は室温から１５０℃までの温度範囲ではほとんど低下しておらず、さらに、２００℃までは実用的な保磁力を有していることがわかる。また、室温から１００℃および室温から１５０℃の範囲における保磁力の温度係数を求め、表３に示す。また、表３には同様の方法で製造されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石（組成：Ｎｄ_１３．２Ｆｅ_８０．７Ｃｏ_０．３Ｂ_５．５Ａｌ_０．３）の保磁力の温度係数も合わせて示す。本発明における永久磁石の保磁力の温度係数は、室温から１００℃の温度範囲では正の値を示し、室温から１５０℃までの温度範囲では極めて小さな負の値を示しており、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系と比べ温度上昇による保磁力の低下は非常に小さいことがわかった。

（実施例６）
Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから溶湯を周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、リボン状の急冷合金を作製した。この急冷合金にＡｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した磁石薄帯、および同様な方法で作製された２００℃において同程度の保磁力を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石薄帯（組成：Ｎｄ_９Ｆｅ_８４Ｂ_６Ｔｉ_１）について、ＶＳＭにより着磁特性を測定した。着磁後の磁束密度Φは、未着磁の磁石に対し電磁石で所定の着磁磁界を印加した後に磁界を除去し、その際に残留している磁束密度で評価した。室温における着磁特性の結果を図５に示した。図５より、６５０ｋＡ／ｍ以下の着磁磁界においては、本発明の磁石はＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりも良好な着磁特性を有することがわかった。

（実施例７）
Ｙ_１５Ｆｅ_７５Ｂ_１０の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから溶湯を周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。この急冷合金をＡｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した後に乳鉢乳棒を用いて１２５μｍ以下の粒径に粉砕した。粉砕した磁石粉末に対し０．７重量％のエポキシ系樹脂を混合した後に成型し、密度５．４ｇ／ｃｍ^３のボンド磁石を作製した。作製したボンド磁石は残留磁束密度が０．５１Ｔ、保磁力が２９３ｋＡ／ｍであり、フェライト磁石と同等以上の磁気特性を有していた。

（実施例８）
Ｙ_１７．５Ｆｅ_７２．５Ｂ_１０の合金をＡｒ雰囲気中で溶解し、図７に示す急冷装置を用いて、０．８ｍｍφのオリフィス径を有する出湯ノズルから溶湯を周速度３０ｍ／ｓで回転するロールに噴射して、厚さ約３０μｍのリボン状の急冷合金を作製した。この急冷合金をＡｒ雰囲気中６８０℃で１０分間の熱処理を施した後に乳鉢乳棒を用いて１２５μｍ以下の粒径に粉砕し、ＶＳＭにより磁気特性を評価したところ、残留磁束密度が０．５９Ｔ、保磁力が３０３ｋＡ／ｍであった。この磁石粉末に対し透過型電子顕微鏡を用いて組織観察を行った結果、図６に示したように、約１５０ｎｍ以下の結晶粒径を有する組織であった。

本発明は、異方性磁界の小さいＹ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相としながらも実用的な保磁力を有する磁石が得ることができ、得られた磁石は従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石と比べて温度上昇による保磁力の低下がはるかに少なく、高温における磁気特性、および室温における着磁特性に優れると言う点において、産業上の利用可能性を有する。

Claims (2)

1. 組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（Ｙはイットリウム、ＴはＦｅまたはその一部がＣｏによって置換されたＦｅ、Ｂはホウ素、１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）であることを特徴とする、Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
2. 組成がＹ_ｘＴ_{（１００−ｘ−ｚ）}Ｂ_ｚ（１３≦ｘ≦２０、７≦ｚ≦２０）である合金を液体超急冷法によって作製し、６００℃以上８００℃以下の温度範囲にて熱処理を施すことを特徴とする、Ｙ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法。