JP2014223652A - 希土類−鉄系合金材の製造方法、希土類−鉄系合金材、希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法、希土類−鉄−窒素系合金材、及び希土類磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を作製することができる希土類−鉄系合金材の製造方法を提供する。【解決手段】希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯１を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロール１３０の表面に溶湯を注いで急冷凝固することで、希土類−鉄系合金の薄帯１０を作製する急冷凝固工程と、を備える。そして、薄帯１０の幅を、１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロール１３０の表面粗さを、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。【選択図】図１

Description

本発明は、希土類−鉄系合金材の製造方法、希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法、希土類−鉄系合金材、希土類−鉄−窒素系合金材、及び希土類磁石に関する。特に、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を作製することができる希土類−鉄系合金材の製造方法に関する。

モータや発電機などに利用される永久磁石として、希土類−鉄系合金を原料とする希土類磁石（代表的には、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石）が広く利用されている。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を原料として使用する。一方、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相を主相とするＳｍ−Ｆｅ系合金を原料とし、これを窒化したＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ（ｘ＝１〜８）相を主相とするＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系合金を使用する。

一般に、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７合金などの希土類−鉄系合金は、希土類元素と鉄とを溶解した溶湯を回転ロールの表面に注いで急冷して凝固させ、薄帯状の希土類−鉄系合金材を作製する方法（所謂、ストリップキャスト法）により製造されている（例えば、特許文献１〜３を参照）。また、希土類−鉄系合金の薄帯を粉砕した合金粉末が希土類磁石の原料として使用されている。

特開２０００−３５７６０５号公報 特開平０７−２８３０５９号公報 特開２００３−３０３７０９号公報

製造した希土類−鉄系合金において、組織中に結晶相としてＳｍ_２Ｆｅ_１７相の他に、α−Ｆｅ相などが存在することがある。希土類−鉄系合金中にα−Ｆｅ相が存在すると、粉砕し難く、また、α−Ｆｅ相を含有する希土類−鉄系合金を原料とした場合、磁気特性を劣化させることが知られている。更に、α−Ｆｅ相が形成されると、組成ズレが生じる。そこで、高い磁気特性を得るためには、希土類−鉄系合金において、主相の含有率を高め、組成を理想的な化学量論組成に近づけることが重要である。即ち、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、結晶相として実質的に主相のみが存在する均質な希土類−鉄系合金材の製造方法の開発が望まれる。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明の目的の一つは、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を作製することができる希土類−鉄系合金材の製造方法を提供することにある。本発明の目的のもう一つは、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金材を提供することにある。

本発明の別の目的の一つは、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄−窒素系合金材を製造することができる希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法を提供することにある。本発明の別の目的のもう一つは、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄−窒素系合金材を提供することにある。

本発明の更に別の目的の一つは、磁気特性に優れる希土類磁石を提供することにある。

本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの表面に溶湯を注いで急冷凝固することで、希土類−鉄系合金の薄帯を作製する急冷凝固工程と、を備える。そして、薄帯の幅を、１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。

本発明の希土類−鉄系合金材は、上記した本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造されたものである。

本発明の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、上記した本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造した希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える。

本発明の希土類−鉄−窒素系合金材は、上記した本発明の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により製造されたものである。

本発明の希土類磁石は、上記した本発明の希土類−鉄−窒素系合金材を着磁したものである。

本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法は、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を作製することができる。本発明の希土類−鉄系合金材は、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有する。なお、「α−Ｆｅ相を含まない」とは、株式会社リガク製のＸ線回折装置（ＳｍａｒｔＬａｂ）を用いた結晶相分析による検出限界未満であることを意味する。

また、本発明の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄−窒素系合金材を製造することができる。本発明の希土類−鉄−窒素系合金材は、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有する。

更に、本発明の希土類磁石は、磁気特性に優れる。

実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法に利用する製造装置の一例を示す概略構成図である。 実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法に利用する製造装置の別の一例を示す概略構成図である。

本発明者らが鋭意研究したところ、希土類元素と鉄とを溶解した溶湯を回転ロールの表面に注いで急冷凝固して、希土類−鉄系合金の薄帯を作製する際、薄帯の幅が大きいと、薄帯が幅方向に均一な厚さにならず、薄帯の幅方向の外側が厚く、内側が薄くなることが分かった。そのため、薄帯の幅方向の外側の厚さが厚くなることから、薄帯の幅方向の外側と内側とで冷却速度に差が生じ、外側の一部にα−Ｆｅ相が形成されることが分かった。また、回転ロールの表面粗さが大きいと、ロール表面の凹部に溶湯が入り込み、薄帯におけるその部分の厚さが厚くなることから、薄帯のその部分とそれ以外の部分とで冷却速度に差が生じ、一部にα−Ｆｅ相が形成されることが分かった。そして、本発明者らは、薄帯の幅と回転ロールの表面粗さを規定することで、薄帯の幅方向の厚さを均一に制御でき、薄帯の幅方向における冷却ムラを低減できることを見出し、この知見に基づいて本発明を完成するに至った。

［本発明の実施形態の説明］
本発明の実施形態の内容を列記して説明する。

（１）実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの表面に溶湯を注いで急冷凝固することで、希土類−鉄系合金の薄帯を作製する急冷凝固工程と、を備える。そして、薄帯の幅を１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。

この希土類−鉄系合金材の製造方法によれば、薄帯の幅を１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とすることで、薄帯の幅方向の厚さを均一に制御することができる。その結果、薄帯の幅方向における冷却速度が均一になるため、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を得ることができる。この希土類−鉄系合金を原料とすることで、磁気特性に優れる希土類磁石を得ることができる。薄帯の幅を２５０ｍｍ超とした場合、薄帯の幅方向の外側の厚さが厚くなり、薄帯を幅方向に均一な厚さにすることが難しく、薄帯の幅方向における冷却速度が不均一になるため、薄帯の幅方向の外側にα−Ｆｅ相が形成され易い。一方、薄帯の幅を小さくすると、その分生産量が減ることから、薄帯の幅の下限は、生産性の観点から１２０ｍｍ以上とした。また、回転ロールの表面粗さを５μｍ超とした場合、ロール表面に溶湯が入り込んだ部分では薄帯の厚さが厚くなり、その部分にα−Ｆｅ相が形成され易い。回転ロールの表面は平滑であるほど好ましく、例えば十点平均粗さ（Ｒｚ）で１〜５μｍ程度とすることが挙げられる。なお、「Ｒｚ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：１９９４で定義される十点表面粗さを意味する。

更に、上記した希土類−鉄系合金材の製造方法によれば、薄帯の厚さの不均一化をなくし、薄帯の幅方向における冷却速度の均一性を確保できることから、微細で均一な結晶組織を得ることができる。

その他、製造した希土類−鉄系合金材は、結晶相としてα−Ｆｅ相が存在しないため、粉末とする際に粉砕し易い。また、α−Ｆｅ相を消失させるために行われていた焼鈍処理（均質化処理）を省略でき、焼鈍処理により結晶粒が粗大化することもない。

（２）実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法において、複数の回転ロールを同軸上に並列に配置し、それぞれの回転ロールにおいて薄帯を作製することが挙げられる。

複数の回転ロールを用いて薄帯を作製することで、１つの回転ロールを用いる場合に比較して、薄帯の生産量を増やすことができ、生産性をより高めることができる。

（３）実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法において、溶湯の温度を１４８０℃以上１６００℃以下とすることが挙げられる。

希土類元素としてＳｍを含むＳｍ−Ｆｅ系合金の場合、溶湯の温度を１４８０℃以上とすることで、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相が形成され易く、α−Ｆｅ相だけでなくＳｍＦｅ_３相やＳｍＦｅ_２相の形成を抑制できる。また、溶湯の温度を１６００℃以下とすることで、希土類元素の蒸発を防ぎ、組成ズレを抑制できる。更に、溶湯の温度によって溶湯の動粘度が変わり、溶湯の温度を１４８０℃以上１６００℃以下とした場合、溶湯が適度な動粘度を有し、回転ロールの表面に注いだ溶湯がロール表面に広がり易く、幅方向に均一な厚さの薄帯を作製し易い。

（４）実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法において、希土類元素がＳｍであることが挙げられる。

希土類元素としてＳｍを選択した場合、α−Ｆｅ相を含まない均質なＳｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を製造することができる。このＳｍ−Ｆｅ系合金を窒化したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系合金を使用することで、磁気特性に優れるＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石を得ることができる。

（５）実施形態に係る希土類−鉄系合金材は、上記した実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法により製造されたものである。

この希土類−鉄系合金材によれば、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有するため、この希土類−鉄系合金を原料とすることで、磁気特性に優れる希土類磁石を得ることができる。また、この希土類−鉄系合金材は、微細で均一な結晶組織を有し、結晶粒（主相）の微細化により、窒化した際に主相における窒素量のバラツキを抑制できる。

（６）実施形態に係る希土類−鉄系合金材において、希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均粒径が０．１μｍ以上２μｍ以下であることが挙げられる。

結晶粒の平均粒径が２μｍ以下であることで、窒化した際に、結晶粒（主相）に窒素が拡散し易く、窒化が均一に行われる。即ち、主相における窒素量のバラツキが生じ難く、窒素量が均質な組成が得られ易い。また、結晶粒の平均結晶粒径が０．１μｍ以上であることで、窒化した際に、結晶粒（主相）に窒素が過剰に侵入することを抑制でき、磁気特性を高め易い。例えばＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘ（ｘ＝１〜８）相の場合、磁気特性の観点からｘ＝３（即ち、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３）が理想的である。ここでいう、希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均粒径とは、主相の平均粒径のことである。

（７）実施形態に係る希土類−鉄系合金材において、希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均断面積が０．１μｍ^２以上５μｍ^２以下であることが挙げられる。

結晶粒の平均断面積が５μｍ^２以下であることで、窒化した際に、結晶粒（主相）に窒素が拡散し易く、窒化が均一に行われる。即ち、主相における窒素量のバラツキが生じ難く、窒素量が均質な組成が得られ易い。また、結晶粒の平均断面積が０．１μｍ^２以上であることで、窒化した際に、結晶粒（主相）に窒素が過剰に侵入することを抑制でき、磁気特性を高め易い。ここでいう、希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均断面積とは、主相の平均断面積のことである。

（８）実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、上記した実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法により製造した希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える。

この希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法によれば、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄−窒素系合金材を製造することができる。よって、この希土類−鉄−窒素系合金材を使用することで、磁気特性に優れる希土類磁石を得ることができる。また、この希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、微細で均一な結晶組織を有する希土類−鉄系合金材に窒化処理を施すことから、主相における窒素量のバラツキを抑制できる。

（９）実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材は、上記した実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により製造されたものである。

この希土類−鉄−窒素系合金材によれば、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有するため、この希土類−鉄−窒素系合金材を使用することで、磁気特性に優れる希土類磁石を得ることができる。また、この希土類−鉄−窒素系合金材は、微細で均一な結晶組織を有し、主相における窒素量のバラツキが小さい。

（１０）実施形態に係る希土類磁石は、上記した実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材を着磁したものである。

この希土類磁石によれば、上記した実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材を使用するため、磁気特性に優れる。

［本発明の実施形態の詳細］
本発明の実施形態の詳細を、以下に説明する。なお、本発明はこれらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

＜希土類−鉄系合金材の製造方法＞
実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法は、希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、冷却した回転ロールの表面に溶湯を注いで急冷凝固することで、希土類−鉄系合金の薄帯を作製する急冷凝固工程と、を備える。そして、薄帯の幅を、１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。以下では、まず、実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法に利用する製造装置の一例を図１を参照して説明し、次いで製造方法の各工程を詳しく説明する。

（製造装置の全体構成）
図１に示す製造装置１００は、溶解炉１１０と、タンディッシュ１２０と、回転ロール１３０と、を備える。

（溶解炉）
溶解炉１１０は、原料金属の希土類元素と鉄とを溶解して溶湯１を作製する。溶解炉１１０には高周波溶解炉が使用され、原料金属を坩堝に入れ、坩堝の外周に巻回されたコイル（図示略）に高周波電流を流すことにより、坩堝内の原料金属を誘導加熱して溶解する。溶湯１の温度は、例えば１４８０℃以上１６００℃以下に調節することが挙げられる。

（タンディッシュ）
タンディッシュ１２０は、溶湯１を一時的に保持し、溶湯１を回転ロール１３０に注ぐ部材である。タンディッシュ１２０は、回転ロール１３０の表面に注ぐためのノズル１２１を有する。ノズル１２１の開口の大きさを調節することで、回転ロール１３０への溶湯１の供給量を制御することができ、作製する希土類−鉄系合金の薄帯１０の幅や厚さを調整する。薄帯１０の幅は、１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下に調整する。薄帯１０の厚さは、例えば３０μｍ以上３００μｍ（０．３ｍｍ）以下に調整することが挙げられる。薄帯１０の厚さが厚くなり過ぎると、内部まで急冷することが困難になる。

（回転ロール）
回転ロール１３０は、冷却されており、タンディッシュ１２０のノズル１２１から注がれた溶湯１を急冷凝固して薄帯１０を作製する。回転ロール１３０の冷却は、例えば回転ロール１３０の内部に冷却液を流すことにより、水冷することが挙げられる。

回転ロールの幅は、作製する薄帯の幅（１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下）に応じて適宜決定すればよく、例えば１３０ｍｍ以上２６０ｍｍ以下とすることが挙げられる。一方、回転ロールの表面の粗さは、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。

回転ロールの周速は、回転ロールの冷却性や薄帯の生産効率を考慮して適宜決定すればよい。また、周速が遅過ぎると、回転ロールの表面に注いだ溶湯がロール表面に広がり難く、薄帯の厚さが厚くなる傾向がある。一方、周速が速過ぎると、遠心力によって溶湯が回転ロールの幅方向の外側に偏在し易く、薄帯の幅方向の外側の厚さが厚くなる傾向がある。したがって、回転ロールの周速は、例えば１ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下とすることが挙げられる。また、回転ロールの直径は、例えば１５０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下とすることが挙げられる。

回転ロール１３０は、熱伝導性に優れる金属材料で形成されており、例えばＣｕやＷで形成することが挙げられる。

回転ロール１３０は、複数備えることもできる。図２は、２つの回転ロール１３０を同軸上に並列に配置した製造装置１００の一例を示す。各回転ロール１３０は個々に独立して制御してもよいし、共通の回転軸を有して一体に回転してもよい。また、タンディッシュ１２０には、回転ロール１３０の数に応じた２つのノズル１２１が設けられている。図２に示す製造装置１００では、それぞれの回転ロール１３０において薄帯１０を作製することができ、生産性の向上を図ることができる。ここでは、回転ロール１３０が２つの場合を例に示したが、３つ以上であってもよい。ただし、多くの回転ロール１３０を同軸上に並列に配置すると、その分タンディッシュ１２０が大きくなり、タンディッシュ１２０で溶湯１を均一の温度に保持することが困難になる。

（溶湯準備工程）
溶湯準備工程では、例えば、希土類元素の粉末と鉄の粉末とを磁石組成となるように秤量して溶解炉１１０の坩堝に入れ、これを溶解して、希土類−鉄系合金の溶湯１を準備する。希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド、及びアクチノイドから選択される１種以上の元素が挙げられる。特に、Ｎｄ又はＳｍを含むことが好ましい。希土類元素としてＮｄを含む場合、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃ系合金などの溶湯が挙げられる。希土類元素としてＳｍを含む場合、Ｓｍ−Ｆｅ系合金、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｔｉ系合金、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金などの溶湯が挙げられる。

溶湯１の温度は、合金の組成に応じて適宜選択すればよく、希土類元素としてＮｄを含む場合、例えば１３００℃以上１５００℃以下とすることが好ましく、Ｓｍを含む場合、例えば１４８０℃以上１６００℃以下とすることが好ましい。溶湯の温度をこのような範囲とすることで、α−Ｆｅ相などの形成を抑制したり、希土類元素の蒸発を防いで組成ズレを抑制できる。また、溶湯準備工程において溶湯を作製する際の雰囲気は、溶湯の酸化を防止するため、Ａｒなどの不活性ガス雰囲気、又は真空雰囲気（例、１×１０^−３Ｐａ以下）とすることが挙げられる。

（急冷凝固工程）
急冷凝固工程では、例えば、溶解炉１１０で溶解した溶湯１をタンディッシュ１２０を介して回転ロール１３０の表面に注いで急冷凝固して、希土類−鉄系合金の薄帯１０を作製する。この工程では、タンディッシュ１２０のノズル１２１の開口の大きさを調節するなどして、薄帯１０の幅を１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下に調整する。また、回転ロール１３０の表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする。

溶湯１の冷却速度は、５００℃／秒以上とすることが挙げられ、特に７００℃／秒以上とすることが好ましい。冷却速度を５００℃／秒以上、特に７００℃／秒以上とすることで、α−Ｆｅ相が形成され難くできると共に、微細で均一な結晶組織を得易い。冷却速度の上限は、特に限定されるものではなく、例えば１０００℃／秒程度とすることが挙げられる。また、急冷凝固工程において薄帯を作製する際の雰囲気は、溶湯（薄帯）の酸化を防止するため、Ａｒなどの不活性ガス雰囲気、又は真空雰囲気（例、１×１０^−３Ｐａ以下）とすることが挙げられる。

（作用効果）
上述した実施形態に係る希土類−鉄系合金材の製造方法によれば、薄帯の幅を１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とすることで、薄帯の幅方向の厚さを均一に制御することができる。その結果、薄帯の幅方向における冷却速度が均一になるため、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質な希土類−鉄系合金の薄帯を得ることができる。その他、α−Ｆｅ相だけでなくＳｍＦｅ_３相やＳｍＦｅ_２相の形成も抑制できる。薄帯の厚さは、例えば３０μｍ以上３００μｍ（０．３ｍｍ）以下とすることが挙げられる。

＜希土類−鉄系合金材＞
実施形態に係る希土類−鉄系合金材は、上述した希土類−鉄系合金材の製造方法により製造されたものである。そのため、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有し、希土類−鉄系合金における主相の組成が理想的な化学量論組成に近い。この理想的な化学量論組成とは、例えば、希土類元素としてＮｄを選択した場合、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、Ｎｄ_２（Ｃｏ_１Ｆｅ_１３）Ｂ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｃなどが挙げられ、Ｓｍを選択した場合、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７、Ｓｍ_１（Ｔｉ_１Ｆｅ_１１）、Ｓｍ_１（Ｍｎ_１Ｆｅ_１１）などが挙げられる。

希土類−鉄系合金材における希土類元素の含有量は、Ｎｄの場合、２５質量％以上３５質量％以下とすることが好ましく、Ｓｍの場合、２５質量％以上２６．５質量以下とすることが好ましい。Ｎｄ又はＳｍのそれぞれの含有量をこのような範囲とすることで、上述した理想的な化学量論組成を有する希土類−鉄系合金が得られる。

希土類−鉄系合金材における結晶粒の平均粒径は０．１μｍ以上２μｍ以下であることが好ましく、結晶粒の平均断面積は０．１μｍ^２以上５μｍ^２以下であることが好ましい。このような微細な結晶粒を有する組織であれば、窒化処理を施した際に、結晶粒（主相）に窒素が拡散し易く、窒化が均一に行われる。また、結晶粒（主相）に窒素が過剰に侵入することを抑制でき、希土類−鉄−窒素系合金における主相の組成を理想的な化学量論組成に近づけることができる。希土類−鉄−窒素系合金の理想的な化学量論組成については後述する。

希土類−鉄系合金材における結晶粒の平均粒径及び平均断面積の測定は、希土類−鉄系合金材の断面を走査型電子顕微鏡で観察することにより行う。例えば、希土類−鉄系合金材の断面を走査型電子顕微鏡で撮影し、その画像を市販の画像解析ソフトを用いて解析することが挙げられる。ここでは、結晶粒（主相：例、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相）の平均粒径及び平均断面積は面積計量法により算出した値とする。具体的には、画像上に少なくとも５０個以上の結晶粒が含まれるように長方形を描き、その長方形内に存在する結晶粒の総面積Ａ及び結晶粒の数Ｎ_Ａを求め、結晶粒面積Ａを結晶粒数Ｎ_Ａで除した値（Ａ／Ｎ_Ａ）を結晶粒の平均断面積ａとする。そして、結晶粒の平均断面積ａの平方根（√ａ）を結晶粒の平均粒径ｄとする。

＜希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法＞
実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、上述した希土類−鉄系合金材の製造方法により製造した希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える。

（窒化工程）
窒化処理の条件は、公知の条件を採用することができる。例えば、窒素を含む雰囲気（窒素のみの単一雰囲気、又はアンモニア、Ａｒ、水素の少なくとも一種を混合した混合雰囲気）中で、２００℃以上５５０℃以下の温度で１０分以上６００分以下保持することが挙げられる。窒化処理は、希土類−鉄系合金の薄帯に対して行ってもよいし、薄帯を粉砕した合金粉末に対して行ってもよい。

＜希土類−鉄−窒素系合金材＞
実施形態に係る希土類−鉄−窒素系合金材は、上述した希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により製造されたものである。そのため、α−Ｆｅ相を含まない均質な組織を有し、希土類−鉄−窒素系合金における主相の組成が理想的な化学量論組成に近い。この理想的な化学量論組成とは、例えば、希土類元素としてＮｄを選択した場合、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３、Ｓｍ_１Ｆｅ_１１Ｔｉ_１Ｎ_１、Ｓｍ_１Ｆｅ_１１Ｍｎ_１Ｎ_１などが挙げられる。

＜希土類磁石＞
実施形態に係る希土類磁石は、上述した希土類−鉄−窒素系合金材を着磁したものであるため、磁気特性に優れる。磁石の形態としては、例えばボンド磁石や圧粉磁石が挙げられる。

（ボンド磁石）
ボンド磁石は、例えば、上記希土類−鉄−窒素系合金材を適宜粉砕した合金粉末と、その合金粉末を結合する結合樹脂とを含む混合材料を作製し、混合材料を成型用金型に充填して圧縮成形することで製造される。結合樹脂の種類は、熱硬化性樹脂が挙げられる。具体的には、アクリル樹脂、ポリイミド樹脂、又はエポキシ樹脂などが好ましい。これらの中でも、特に耐熱温度が高い樹脂が好ましい。ボンド磁石の耐熱温度は、この結合樹脂の耐熱温度に大きく依存するからである。成形圧力は、例えば０．１ＧＰａ以上１．０ＧＰａ以下とすることが挙げられる。成形時の雰囲気は、上述した急冷凝固工程と同様に、不活性ガス雰囲気、又は真空雰囲気とすることが挙げられる。この圧縮成形は、混合材料に対して磁場を印加した状態で行うことができる。この場合の磁場の強度は、例えば０．１Ｔ以上５Ｔ以下とすることが挙げられる。

（圧粉磁石）
圧粉磁石は、例えば、上記希土類−鉄−窒素系合金材を適宜粉砕した合金粉末を成形用金型に充填して圧縮成形することで製造される。また、上記希土類−鉄系合金材を適宜粉砕した合金粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製し、その粉末成形体に対して上述した窒化処理を施して製造することも可能である。成形圧力は、例えば０．６ＧＰａ以上１．５ＧＰａ以下とすることが挙げられる。成形時の雰囲気は、上述した急冷凝固工程と同様に、不活性ガス雰囲気、又は真空雰囲気とすることが挙げられる。この圧縮成形は、上述したボンド磁石と同様、合金粉末に対して磁場を印加した状態で行うことができる。

＜試験例１＞
図１に示す製造装置１００を用い、製造条件を変更して表１に示す各試料を作製し、各試料について評価した。

（試料１−１）
Ｓｍの粉末とＦｅの粉末とを用意し、Ｓｍ：Ｆｅが２５質量％：７５質量％となるように秤量して混合した。この混合粉末を高周波溶解炉の坩堝に入れ、１５００℃で溶解して溶湯を準備した。この溶湯を、タンディッシュを介して、冷却した回転ロールの表面に注いで急冷凝固して、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−１とした。この試料１−１では、タンディッシュにおけるノズルの開口の大きさを調節して、薄帯の幅を１４０ｍｍ、厚さを１００μｍとした。また、回転ロールの表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で１μｍとし、回転ロールの周速を１ｍ／秒とした。

試料１−１について、結晶相を分析した。ここでは、薄帯の幅方向の断面を全体に亘ってＸ線回折装置（株式会社リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）により結晶相分析を行い、組織中に存在する結晶相の組成を分析した。分析の結果、結晶相としてＳｍ_２Ｆｅ_１７相の主相のみが存在していた。

試料１−１について、結晶粒（主相）の平均粒径及び平均断面積を測定した。ここでは、薄帯の幅方向の断面を全体に亘って走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製 ＪＳＭ−７５００Ｆ 電界放出形走査電子顕微鏡）により組織観察を行い、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積を測定した。その結果を表１に示す。

（試料１−２）
回転ロールの表面粗さを５μｍに変更した以外は、試料１−１と同じ条件で、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−２とした。また、試料１−２について、試料１−１と同じようにして、結晶相の分析、並びに、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積の測定を行った。その結果を表１に示す。

（試料１−１１）
薄帯の幅を３５０ｍｍ、回転ロールの周速を３０ｍ／秒に変更した以外は、試料１−１と同じ条件で、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−１１とした。また、試料１−１１について、試料１−１と同じようにして、結晶相の分析、並びに、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積の測定を行った。その結果を表１に示す。

（試料１−１２）
薄帯の幅を３５０ｍｍ、回転ロールの周速を１８ｍ／秒に変更した以外は、試料１−１と同じ条件で、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−１２とした。また、試料１−１２について、試料１−１と同じようにして、結晶相の分析、並びに、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積の測定を行った。その結果を表１に示す。

（試料１−１３）
薄帯の幅を３５０ｍｍに変更した以外は、試料１−１と同じ条件で、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−１３とした。また、試料１−１３について、試料１−１と同じようにして、結晶相の分析、並びに、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積の測定を行った。その結果を表１に示す。

（試料１−１４）
回転ロールの表面粗さを１０μｍに変更した以外は、試料１−１と同じ条件で、Ｓｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製した。この薄帯を試料１−１４とした。また、試料１−１４について、試料１−１と同じようにして、結晶相の分析、並びに、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積の測定を行った。その結果を表１に示す。

試験例１の結果から、薄帯の幅を１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、回転ロールの表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下として作製した試料１−１、１−２は、結晶相としてα−Ｆｅ相を含んでおらず、実質的にＳｍ_２Ｆｅ_１７相の主相のみが存在する均質な組織を有していた。また、試料１−１、１−２は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積がそれぞれ０．１μｍ以上２μｍ以下及び０．１μｍ^２以上５μｍ^２以下の範囲内であり、微細な結晶組織を有していた。これに対し、薄帯の幅又は回転ロールの表面粗さが上記範囲外の試料１−１１〜１−１４は、α−Ｆｅ相が混在していた。また、試料１−１１〜１−１４は、試料１−１、１−２に比較してＳｍ_２Ｆｅ_１７相の平均粒径及び平均断面積が粗大であった。

以上のことから、薄帯の幅及び回転ロールの表面粗さを制御することで、α−Ｆｅ相の形成を抑制し、α−Ｆｅ相を含まない均質なＳｍ−Ｆｅ系合金の薄帯を作製できることが分かる。また、α−Ｆｅ相だけでなく、ＳｍＦｅ_３相などの形成も抑制できる。

＜試験例２＞
作製した試料１−１及び試料１−１１に窒化処理を施した。そして、各試料について、結晶相の分析、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３相の平均粒径の測定、並びに磁気特性の測定を行った。その結果を表２に示す。

窒化処理は、次のようにして行った。試料１−１、１−１１の薄帯をジェットミルで粉砕した後、窒素ガスフロー雰囲気下で、４５０℃で１２時間窒化した。

結晶相の分析、及びＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３相の平均粒径の測定は、試験例１と同様にして、Ｘ線回折装置及び走査型電子顕微鏡を用いて行った。

磁気特性として飽和磁化Ｍｓ（Ａ・ｍ^２／ｋｇ）及び保持力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）を振動試料型磁力計（東英工業株式会社製 ＶＳＭ−５ＳＣ−５ＨＦ型）により測定した。

試験例２の結果から、試料１−１は、結晶相としてα−Ｆｅ相を含んでおらず、実質的にＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３相の主相のみが存在する均質な組織を有していた。これに対し、試料１−１１は、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３相だけでなく、α−Ｆｅ相、ＳｍＮ相及びＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５相が混在していた。ここで、試料１−１１において、窒化処理前に組織中に存在していたＳｍＦｅ_３相から窒化処理によりα−Ｆｅ相やＳｍＮ相が生成されたと考えられる。また、試料１−１１では、窒化処理前のＳｍ_２Ｆｅ_１７相が粗大であるため、窒化時の拡散速度の問題からＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_ｘの窒素量にバラツキが生じ、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_５相が生成されたと考えられる。そして、試料１−１は、試料１−１１に比較して、磁気特性に優れることが分かる。この試料１−１を原料に使用することで磁気特性に優れる希土類磁石が得られる。

本発明の希土類−鉄系合金材、希土類−鉄−窒素系合金材は、各種のモータ、特に、ハイブリッド車（ＨＥＶ）やハードディスクドライブ（ＨＤＤ）などのモータに備える希土類磁石の原料に好適に利用することができる。本発明の希土類−鉄系合金材の製造方法、希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法は、希土類磁石の原料の製造に好適に利用できる。

１ 溶湯
１０ 希土類−鉄系合金の薄帯
１００ 製造装置
１１０ 溶解炉
１２０ タンディッシュ
１２１ ノズル
１３０ 回転ロール

Claims (10)

1. 希土類元素と鉄とを含む溶湯を準備する溶湯準備工程と、
   冷却した回転ロールの表面に前記溶湯を注いで急冷凝固することで、希土類−鉄系合金の薄帯を作製する急冷凝固工程と、を備え、
   前記薄帯の幅を、１２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下とし、
   前記回転ロールの表面粗さを、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以下とする希土類−鉄系合金材の製造方法。
2. 複数の前記回転ロールを同軸上に並列に配置し、それぞれの前記回転ロールにおいて前記薄帯を作製する請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
3. 前記溶湯の温度を、１４８０℃以上１６００℃以下とする請求項１又は請求項２に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
4. 前記希土類元素が、Ｓｍである請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法。
5. 請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄系合金材。
6. 前記希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均粒径が、０．１μｍ以上２μｍ以下である請求項５に記載の希土類−鉄系合金材。
7. 前記希土類−鉄系合金材の結晶粒の平均断面積が、０．１μｍ^２以上５μｍ^２以下である請求項５又は請求項６に記載の希土類−鉄系合金材。
8. 請求項１に記載の希土類−鉄系合金材の製造方法により製造した希土類−鉄系合金材に窒化処理を施す窒化工程を備える希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法。
9. 請求項８に記載の希土類−鉄−窒素系合金材の製造方法により製造された希土類−鉄−窒素系合金材。
10. 請求項９に記載の希土類−鉄−窒素系合金材を着磁した希土類磁石。

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