JP2017166018A - ネオジム−鉄−ボロン系合金 - Google Patents

Abstract

【課題】希土類量を低減したネオジム−鉄−ボロン系合金であって、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金を提供することを目的とする。【解決手段】平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する複合組織で構成される多結晶合金であって、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを特徴とする、ネオジム−鉄−ボロン系合金を提供する。また、前記ネオジム−鉄−ボロン系合金の薄帯ないしは鱗片状粉末の形態を有する永久磁石材料を提供する。【選択図】なし

Description

本発明は、ネオジム−鉄−ボロン系合金、ネオジム−鉄−ボロン系合金の製造方法、および、永久磁石材料に関する。

Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを主相とするＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、最も高い磁気特性を有する永久磁石であり、現在、ハイブリッド自動車等の駆動モーターや風力発電をはじめ、工業的に広く応用されている。しかし、主要な構成元素の１つである希土類元素、中でも、耐熱性の確保に重要な重希土類における資源リスクを抱えている。

このリスクを回避する方法として、化学量論組成であるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ（Ｎｄ：Ｆｅ：Ｂ＝１１．７６：８２．３５：５．８８（原子比））よりもＦｅリッチな組成を有し、ハード磁性相とソフト磁性相とを組み合わせた複合組織から構成される「ナノコンポジット磁石」と称される技術（特許文献１〜３、非特許文献１参照）の採用が検討されている。

しかしながら、ナノコンポジット磁石で高保磁力を実現するためには、数１０ｎｍのオーダーでの微細な組織制御が必須であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を代替するには至っておらず、依然として希土類元素の使用量を低減した新規の磁石合金が求められている。

国際公開第２００６／１０１１１７号 特開２０１２−２３４９８５号広報 特開２０１５−２３０９７８号公報

E.F. Knellerら, IEEE Trans. Magn. 27 (1991) 3588.

上記従来技術の問題に鑑み、本発明の一側面では、希土類量が化学量論量よりも少ないネオジム−鉄−ボロン系合金において、保磁力に優れた前記合金を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明の一側面では、平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する複合組織で構成される多結晶合金であって、前記ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを特徴とするネオジム−鉄−ボロン系合金を提供する。

本発明の一側面によれば、希土類量が化学量論量よりも少ないネオジム−鉄−ボロン系合金において、保磁力に優れた前記合金を提供することができる。

以下、本発明を実施するための形態について説明するが、本発明は、下記の実施形態に制限されることはなく、本発明の範囲を逸脱することなく、下記の実施形態に種々の変形及び置換を加えることができる。

［ネオジム−鉄−ボロン系合金］
（構成例）
本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金の構成例について、以下に説明する。

本実施形態の構成例のネオジム−鉄−ボロン系合金は、平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する複合組織で構成される多結晶合金であり、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さい。

本発明の発明者らは、永久磁石合金の１つであるネオジム−鉄−ボロン系合金において、化学量論組成よりも希土類元素含有量を低減した合金において、保磁力に優れた前記合金を開発するため鋭意研究を行った。一般的に、ネオジム−鉄−ボロン系合金に対して、希土類元素含有量を減らすと、保磁力が大幅に減少する。しかしながら、研究の結果、微量の添加元素を加えることによって、主相となるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の格子を収縮させ、かつ、結晶粒子の平均粒径を微細に制御できれば、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることを見出し、本発明を完成させた。

以下、具体的に本実施形態の構成例のネオジム−鉄−ボロン系合金について説明する。

例えば、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金の組成式は、Ｒ_ｘＱ_ｙＭ_ｚＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}で表すことができる。上記組成式のうち、Ｒは、Ｙ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、ＥｒからＮｄを含む１種以上の希土類元素であり、Ｑは、ＢまたはＣからＢを含む１種以上の元素であり、Ｍは、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種以上の金属元素を示す。また、６原子％≦ｘ≦１０原子％、４≦原子％ｙ≦１５原子％、２原子％≦ｚ≦１０原子％とすることができる。特に、ｘ、ｙ、ｚは８原子％≦ｘ≦１０原子％、８原子％≦ｙ≦１２原子％、２原子％≦ｚ≦５原子％とすることが好ましく、８．５原子％≦ｘ≦９．５原子％、８．５原子％≦ｙ≦１１．０原子％、２.５原子％≦ｚ≦４．５原子％とすることがより好ましい。

前記合金の組成は、例えば、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、蛍光エックス線分析法等の手法を用いて決定することができる。

好ましい実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金においては、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造のネオジム−鉄−ボロン系化合物、および立方晶構造のα−Ｆｅ合金の結晶粒子が同一の組織内に混在するものである。ここで、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の内部には、添加元素Ｍを内包することができる。

本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金は、Ｆｅ、Ｑ（Ｑは、ＢまたはＢおよびＣを含む１種以上の元素）、Ｒ（Ｎｄを含む１種以上の希土類元素）、Ｍ（１種以上の金属元素）を含有する純金属や合金の原料を、所定の組成になるように秤量して、これらを融点以上に加熱することで、融解しながら混合し、目指す組成の合金とする。融解して合金化する手法としては、アーク溶解あるいは高周波溶解がある。続いて、この合金を再度融解したのちに非常に高速に急冷を伴って凝固させる。急冷凝固の手段としては、例えば、ストリップキャスティング法やジェットキャスティング法がある。このような手法によって作製したネオジム−鉄−ボロン系合金は、一般的に薄帯ないし鱗片状粉末の形態を有する。

このような手法によって、アモルファス相や極めて微細な結晶粒から構成される合金を作製する。

さらに、前記合金を熱処理することにより、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子と、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する複合組織が形成させる。

熱処理は、前記合金が酸素あるいは窒素等の元素に対して、非常に活性であり、これらの元素との反応を避けるため、Ａｒ等の不活性ガス雰囲気中、あるいは、２×１０^−２Ｐａ以下、好ましくは、５×１０^−３Ｐａ以下の真空中において行い、その昇温速度は１００℃毎分以上であり、好ましくは、１２０℃毎分以上である。

このような速い昇温速度の熱処理は、赤外集光方式の加熱炉によって達成することができる。また、予め所望の熱処理温度に保持された熱処理炉内に試料を導入する方法によっても可能である。

このようにして形成した多結晶の複合組織において、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるα−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、１０ｎｍより大きく、かつ５０ｎｍ以下である。また、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は、１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下である。

結晶粒子の平均粒径は、ネオジム−鉄−ボロン系合金の透過電子顕微鏡や走査電子顕微鏡による断面組織像から切片法や面積計量法を用いて計測することができる。

前記のように本実施形態に結晶粒子の平均粒径の下限値があるのは、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍ以下である、又は、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍ以下であると、結晶粒子は、超常磁性となり、強磁性特性を有さなくなるためである。

前記のように本実施形態に結晶粒子の粒径の上限値があるのは、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、又は、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が５０ｎｍを超えると、保磁力の低下が顕著になるためである。

磁石材料では、保磁力に優れると同時に、残留磁化も優れていることが要請される。前記合金に含まれるα−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が粗大化し、α−Ｆｅ合金の保磁力の低下が顕著となった場合、前記合金が低い印加磁場で磁化反転を開始することで、ヒステリシス曲線に屈曲が生じる。この結果、飽和磁化に対する残留磁化の比（残留磁化比）の低下が顕著となり、磁石材料として不適となる。

前記に加え、本実施形態のネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数は、１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さい。ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ未満であると、結晶粒子の作製が困難である。また、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２１８ｎｍ以上であると、保磁力の低下が顕著となる。

ネオジム−鉄−ボロン系合金に含まれるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の格子定数は、Ｘ線を用いたθ−２θ測定法によって得られる回折ピークから得られる面間隔により求めることができる。

前記Ｘ線回折の測定条件は、特に限定されず、一般的な手法を用いることができる。以下に、代表的な測定条件を示す。

管球の線源には、Ｃｏ−Ｋα線を用いて、管電圧を４５ｋＶ、管電流を４０ｍＡとする。このとき、２θの測定範囲は、１５°から８０°までとする。

ネオジム−鉄−ボロン系化合物の格子定数は、粉末回折パターン（一例として、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ （ＡＳＴＭ） インターナショナル ＰＤＦデータの０１−０７９−１９９５）の中で、比較的相対強度が高く、かつ、互いに十分に分離できるピークが多く含まれる２θが４０°から６０°の範囲に含まれる複数の回折ピークを用いて、決定を行うことができる。

以下に、具体的な実施例を挙げて説明するが、本発明は、これらの実施例に限定されるものではない。

比較例１〜６、実施例１〜８として、作製条件の異なる薄帯の形態を有するネオジム−鉄−ボロン系合金を作製し、評価を行った。

［比較例１］
比較例１として、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ （ＡＳＴＭ） インターナショナル ＰＤＦデータの０１−０７９−１９９５に示されるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数を表１に示す。

［比較例２］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて、アーク溶解させることによって、母合金を得た。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的には、石英坩堝内で高周波誘導加熱により上記母合金を溶解し、ロール表面速度が毎秒５０ｍにて回転する純銅製冷却ロール上に供給し、合金溶湯を急冷することで、合金薄帯を得た。

得られた合金の組成をＩＣＰ発光分光分析法により評価したところ、Ｎｄ９．１原子％、Ｂ１０．１原子％、残部Ｆｅであった。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光方式の加熱炉（以下、赤外集光熱処理装置）において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、６５０℃で５分間保持を行った後、炉冷することで、比較例２の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

比較例２の合金薄帯の保磁力は０．２６Ｔであった。また、比較例２の合金薄帯の残留磁化比は、０．３３であった。比較例２のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は３０．４ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は２９．５ｎｍであった。Ｘ線回折の結果、比較例２のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子は、ａ軸の格子定数が０．８７９ｎｍ、ｃ軸の格子定数が１．２１８ｎｍとなり、比較例１と同等のものが得られた。

［実施例１、２および比較例３］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、Ｔｉ４原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて、アーク溶解させることによって、母合金を得た。

得られた合金の組成をＩＣＰ発光分光分析法により評価したところ、Ｎｄ９．２原子％、Ｂ８．９原子％、Ｔｉ４．１原子％、残部Ｆｅであった。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的には、石英坩堝内で高周波誘導加熱により上記母合金を溶解し、ロール表面速度が毎秒５０ｍにて回転する純銅製冷却ロール上に供給し、合金溶湯を急冷することで、合金薄帯を得た。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光熱処理装置において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、６５０℃、７５０℃および８５０℃で５分間保持を行った後、炉冷することで、実施例１、２および比較例３の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、いずれもＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

表１に示すように、Ｔｉを４原子％添加した実施例１および２の合金薄帯の保磁力は、それぞれ０．８４Ｔおよび０．７２Ｔ、残留磁化比は、それぞれ０．５３、０．４４であり、比較例２の合金薄帯と比較して、残留磁化比を低下させることなく、著しく高い保磁力が得られた。実施例１および２のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ２８．９ｎｍおよび３８．５ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ２９．０ｎｍおよび３８．１ｎｍであった。また、実施例１および２のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物のｃ軸の格子定数は、それぞれ１．２１２ｎｍおよび１．２１６ｎｍであった。

実施例１および２と同じ組成であっても、８５０℃で熱処理した比較例３の合金薄帯では、比較例２の合金薄帯と比べて、保磁力はわずかに増加するものの、残留磁化比は減少し、磁気特性が向上したとは言い難い。比較例３のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、ともに５０ｎｍ以上であり、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数も１．２１９ｎｍであった。

以上の結果から、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを兼備することで、残留磁化比の低下なく、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることが判明した。

［実施例３、４および比較例４］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、Ｔｉ３原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて、アーク溶解させることによって、母合金を得た。

得られた合金の組成をＩＣＰ発光分光分析法により評価したところ、Ｎｄ９．１原子％、Ｂ８．９原子％、Ｔｉ２．９原子％、残部Ｆｅであった。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的な作製条件は実施例１と同様である。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光熱処理装置において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、６５０℃、７５０℃および８５０℃で５分間保持を行った後、炉冷することで、実施例３、４および比較例４の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

表１に示すように、Ｔｉを３原子％添加した実施例３および４の合金薄帯の保磁力は、それぞれ０．５４Ｔおよび０．６３Ｔであった。このとき、実施例３および４の合金薄帯の残留磁化比は、ともに０．４６であった。つまり、比較例２の合金薄帯と比較して、残留磁化比を落とすことなく高い保磁力が得られた。

この時、実施例３および４のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ３２．３ｎｍおよび４５．０ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ３２．１ｎｍおよび４２．９ｎｍであった。また、実施例３および４のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物のｃ軸の格子定数は、それぞれ１．２１０ｎｍおよび１．２１６ｎｍであった。

実施例３および４と同じ組成であっても、８５０℃で熱処理した比較例４の合金薄帯では、保磁力がわずかに増加するものの、残留磁化比は減少した。比較例４のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、ともに５０ｎｍ以上であり、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数は、１．２１８ｎｍであった。

以上の結果から、添加元素Ｍがある特定の組成範囲において、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを兼備することで、残留磁化比の低下なく、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることが判明した。

［実施例５、６および比較例５］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、Ｚｒ４原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて、アーク溶解させることによって、母合金を得た。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的な作製条件は実施例１と同様である。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光熱処理装置において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、６５０℃、７５０℃および９００℃で５分間保持を行った後、炉冷することで、実施例５、６および比較例５の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、α−Ｆｅ合金の結晶粒子、および、ＺｒＢ_２の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

表１に示すように、Ｚｒを４原子％添加した実施例５および６の合金薄帯の保磁力は、それぞれ０．７４Ｔおよび０．８３Ｔであり、比較例２の合金薄帯と比較して、著しく高い保磁力が得られた。このとき、実施例５および６の合金薄帯の残留磁化比は、それぞれ０．５２および０．５０であり、比較例２の合金薄帯と比較して高い値を示した。実施例５および６のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ２６．９ｎｍおよび３７．９ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、それぞれ２９．２ｎｍおよび３８．０ｎｍであった。また、実施例５および６のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物のｃ軸の格子定数は、それぞれ１．２１０ｎｍおよび１．２１３ｎｍであった。

実施例５および６と同じ組成であって、９００℃で熱処理した比較例５の合金薄帯では、保磁力は増加したものの、残留磁化比は減少した。比較例５のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数は、１．２１４ｎｍであり、比較例１および２よりも小さいが、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、ともに５０ｎｍ以上となった。

以上の結果から、添加元素ＭをＺｒとした場合において、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを兼備することで、残留磁化比の低下なく、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることが判明した。

［実施例７］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、Ｖ４原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にてアーク溶解させることによって、母合金を得た。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的な作製条件は実施例１と同様である。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光熱処理装置において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、７５０℃で５分間保持を行った後、炉冷することで実施例７の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

表１に示すように、Ｖを４原子％添加した実施例７の合金薄帯の保磁力は、０．７７Ｔであり、比較例２の合金薄帯と比較して、著しく高い保磁力が得られた。この時、実施例７の合金薄帯の残留磁化比は０．４８であり、比較例２の合金薄帯と比較して、高い残留磁化比が得られた。また、実施例７のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は３０．２ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、３０．９ｎｍであった。また、実施例７のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数は、１．２１４ｎｍであった。

以上のことから、添加元素ＭをＶとした場合においても、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを兼備することにより、保磁力、残留磁化比ともに優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることが判明した。

［実施例８］
Ｎｄ９原子％、Ｂ１０原子％、Ｃｏ２原子％、Ｔｉ２原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料を、７５ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて、アーク溶解させることによって、母合金を得た。

ジェットキャスティング法を用いて、上記母合金から急冷合金薄帯を作製した。具体的な作製条件は実施例１と同様である。

その後、得られた合金薄帯を赤外集光熱処理装置において、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で毎分１３０℃の速度で昇温し、７００℃で５分間保持を行った後、炉冷することで、実施例８の合金薄帯を得た。

得られた合金薄帯をＸ線回折により評価したところ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、α−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する多結晶の複合組織であることが確認された。この合金薄帯の磁気特性、平均粒径、格子定数を測定し、結果を表１にまとめた。

表１に示すように、Ｔｉを２原子％、Ｃｏを２原子％添加した実施例８の合金薄帯の保磁力は、０．８０Ｔであり、比較例２の合金薄帯と比較して、著しく高い保磁力を発揮した。このとき、実施例８の合金薄帯の残留磁化比は、０．５１であり、比較例２の合金薄帯と比較して、高い残留磁化比が得られた。実施例８のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径は２９．２ｎｍであり、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径は、２９．４ｎｍであった。また、実施例８のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数は、１．２１５ｎｍであった。

以上のことから、添加元素Ｍとして、複数の元素を選択した場合においても、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子の平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、α−Ｆｅ合金の結晶粒子の平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下であること、ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを兼備することにより、残留磁化比の低下なく、保磁力に優れたネオジム−鉄−ボロン系合金が得られることが判明した。

Claims (3)

1. 平均粒径が１ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶構造をもつネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子、および、平均粒径が１０ｎｍより大きく、５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ合金の結晶粒子を含有する複合組織で構成される多結晶合金であって、
   前記ネオジム−鉄−ボロン系化合物の結晶粒子のｃ軸の格子定数が１．２０６ｎｍ以上であって、１．２１８ｎｍよりも小さいことを特徴とするネオジム−鉄−ボロン系合金。
2. 請求項１に記載のネオジム−鉄−ボロン系合金を含むことを特徴とする永久磁石材料。
3. 請求項１に記載のネオジム−鉄−ボロン系合金を製造する方法であって、
   ネオジム−鉄−ボロン系合金を超急冷法によって薄帯ないし鱗片状粉末の形態を有する合金とし、
   さらに毎分１００℃以上の速度により昇温する熱処理を施すことを特徴とするネオジム−鉄−ボロン系合金の製造方法。