JP3604308B2

JP3604308B2 - Raw material alloy for nanocomposite magnet, powder and manufacturing method thereof, and nanocomposite magnet powder and magnet manufacturing method

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Publication number: JP3604308B2
Application number: JP29143999A
Authority: JP
Inventors: 哲広沢; 裕和金清; 恭孝重本
Original assignee: Neomax Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 1998-12-07
Filing date: 1999-09-06
Publication date: 2004-12-22
Anticipated expiration: 2019-09-06
Also published as: JP2000234137A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｆｅ_３Ｂ化合物の微結晶およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の微結晶が混在したナノコンポジット磁石の製造方法に関する。特に、ナノコンポジット磁石を製造するための原料合金およびその粉末、原料合金の製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末やナノコンポジット磁石の製造方法に関する。また、本発明はナノコンポジット磁石を備えたモータにも関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ_３Ｂ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相であるＦｅ_３Ｂ微結晶とハード磁性相であるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ微結晶が均一に分布し、交換相互作用によって両者が磁気的に結合した磁石である。これらの微結晶はナノメートル（ｎｍ）オーダーのサイズを持ち、両微結晶相が複合化した組織（ナノコンポジット組織）を構成していることから、「ナノコンポジット磁石」と呼ばれている。
【０００３】
ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相を含みながらも、ハード磁性相との磁気的結合によって優れた磁石特性を発揮することができる。また、Ｎｄ等の希土類元素を含まないソフト磁性相が存在する結果、全体として希土類元素の含有量が低く抑えられる。このことは、磁石の製造コストを低減し、磁石を安定に供給するうえでも好都合である。
【０００４】
このようなナノコンポジット磁石は、溶融した原料合金を急冷し、それによっていったん非晶質化した後、熱処理によって微結晶を析出させるという方法を用いて製造される。
【０００５】
非晶質状態の合金は片ロール法などのメルトスピニング技術を用いて作製されれるのが一般的である。メルトスピニング技術は、回転する冷却ロールの外周表面上に溶湯状原料合金を流下し、溶湯原料合金を冷却ロールと短時間だけ接触させることによって原料合金を急冷・凝固させるものである。この方法による場合、冷却速度の制御は冷却ロールの回転周速度を調節することによって行われる。
【０００６】
凝固し、冷却ロールから離れた合金は、周速度方向に薄く且つ長く延びたリボン（薄帯）形状になる。この合金薄帯は破断機によって破砕され薄片化したのち、粉砕機によってより細かいサイズに粉砕されて粉末化される。
【０００７】
その後、結晶化のための熱処理が行われる。この熱処理によって、Ｆｅ_３Ｂ微結晶およびＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ微結晶が生成され、両者は交換相互作用によって磁気的に結合することになる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
熱処理によってどのような金属組織を形成するかが磁石特性を向上させる上で重要である。しかし、この熱処理は制御性および再現性の観点で幾つかの問題点を有していた。すなわち、非晶質原料合金の結晶化反応で短時間に大きな熱が発生する結果、熱処理装置による合金温度の制御が困難であるという問題があった。特に、大量の原料合金粉末に対して熱処理を施そうとする場合、その温度制御が不能状態に陥りやすかったため、少量ずつの原料合金粉末に対してしか熱処理を施せなくなり、処理レート（単位時間あたりの粉末処理量）が低下してしまうという問題があった。このことは、磁石粉末の量産化にとって大きな支障となっていた。
【０００９】
本発明は斯かる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、結晶化反応熱を少なくし、それによって微細かつ均質な金属組織を持った磁石粉末を再現性良く効率的に製造するのに適したナノコンポジット磁石用原料合金（粉末）およびその製造方法を提供することにある。
【００１０】
また、本発明の他の目的は、磁石性能に優れたナノコンポジット磁石粉末の製造方法およびナノコンポジット磁石の製造方法を提供することにある。
【００１１】
本発明の更に他の目的は、このように優れた特性を持つナノコンポジット磁石を備えたモータを提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明によるナノコンポジット磁石用原料合金は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表されるナノコンポジット磁石用原料合金であって、
ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素であり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、０．０１≦ｕ≦７
を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、前記ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満である。
【００１３】
本発明によるナノコンポジット磁石用原料合金粉末は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表されるナノコンポジット磁石用原料合金粉末であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素であり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、０．０１≦ｕ≦７を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、前記ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満である。
【００１４】
ナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表されるナノコンポジット磁石用原料合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素であり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金を製造する方法において、前記原料合金の溶湯を形成する工程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程とを包含し、前記急冷凝固工程に際して前記合金の冷却速度を調整することによって、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを凝固後の原料合金が含有し、しかも、前記ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満にする。
【００１５】
前記急冷凝固された原料合金から粉末を作製する工程を更に包含していてもよい。
【００１６】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００１７】
本発明によるナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素であり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、前記ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満であるナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ_３Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程とを包含する。
【００１８】
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、前記原料合金の溶湯を形成する工程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程と、前記急冷凝固された原料合金を破砕する工程と、前記原料合金を粉砕する工程とを包含し、前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００１９】
本発明によるナノコンポジット磁石の製造方法は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素であり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７．０、０．０１≦ｕ≦７を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、前記ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満であるナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ_３Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程と、前記熱処理後の原料合金の粉末を用いて成形体を形成する工程とを包含する。
【００２０】
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、前記原料合金の溶湯を形成する工程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程と、前記急冷凝固された原料合金を破砕する工程と、前記原料合金を粉砕する工程とを包含し、前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００２１】
好ましい実施形態では、前記成形体を形成する工程は、前記熱処理後の原料合金の粉末を用いてボンド磁石を作製する工程を含む。
【００２２】
本発明によるモータは、上記ナノコンポジット磁石の製造方法によって製造されたナノコンポジット磁石を備えている。
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明では、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕの何れかで表されるナノコンポジット磁石用合金の溶湯を作製した後、その合金溶湯を急冷して凝固する。
【００２４】
ここで、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣＵ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素である。組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕは、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足する。これらの組成限定理由については後述する。
【００２５】
本発明者は、合金溶湯の冷却凝固に際して、その冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とすることが好ましいことを見いだした。また、このような冷却速度にて冷却凝固した合金およびその粉末は、次に述べるような金属ガラス状態にあることがわかった。すなわち、粉末Ｘ線回折におけるブラッグ散乱ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満である。
【００２６】
このような原料合金またはその粉末に対して熱処理を施すと、それによって、Ｆｅ_３Ｂ微結晶およびＲ−Ｆｅ−Ｂ系微結晶の結晶化が生じ、優れた磁石特性を持ったナノコンポジット磁石構造が発現することになる。
【００２７】
本発明の原料合金は、結晶化のための熱処理を受ける前において金属ガラス構造を有しており、長距離の周期的秩序性を示していないことが粉末Ｘ線回折から確認されている。本願発明者の実験によれば、合金溶湯の冷却速度を前述のようにして調節することによって、上記準安定相Ｚを含む金属ガラス状合金を形成することができ、その後の熱処理によって極めて優れた磁気特性が発揮されることになる。
【００２８】
本発明の金属ガラス合金を用いて製造した磁石が磁石特性に優れる第１の理由は、上述の金属ガラス状態にある合金中において、Ｆｅ_３Ｂ等の結晶成長に必要な微小前駆体（エンブリオ）が高密度で分散しているためと考えられる。そのため、熱処理を行うと、合金中に存在する多数の前駆体が示す短距離秩序を核として結晶成長が進行し、その結果、微細かつ均質な結晶組織が形成されることになる。またＦｅ_３Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡散によって進行するため、その結晶化を比較的低い温度で達成することが可能になるという利点もある。
【００２９】
Ｆｅ_３Ｂの結晶化は５９０〜６００℃の温度で生じる。この結晶化の進展に伴って、Ｎｄ等の希土類元素がＦｅ_３Ｂの周囲の非晶質領域にはき出され、その部分の組成がＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂに近づく。その結果、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂは複雑な構造を持つ三元化合物であるにもかかわらず、長距離の原子拡散を必要とすることなく、結晶化する。Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂが結晶化する温度は、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が完了する温度よりも約２０〜９０℃だけ高く、約６１０〜６９０℃である。
【００３０】
このように本発明による原料合金では、Ｆｅ_３Ｂの結晶化とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂの結晶化とを異なる温度範囲で別々に実行できるため、結晶化に伴う大きな反応熱が短時間に生じることがなく、２０ｎｍ程度の微細な金属組織を再現性良く生成することができる。このことは、合金結晶化のための熱処理工程を制御する上で重要である。すなわち、大きな反応熱を伴い結晶化が一挙に進展してしまうと、合金の温度を所定範囲内に制御することができなくなるからである。
【００３１】
準安定相Ｚは、その実際の構造がまだ確認されていないが、Ｘ線回折で特定位置に急峻な回折線ピークを持つため、その存在を定量的に把握することができる。準安定相Ｚは、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置に鋭いブラッグ散乱ピークを示し、また、０．４１７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔および０．２６７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にも、ほぼ同レベルのブラッグ散乱ピークを示す。また、これらに加えて０．１３４ｎｍ±０．００５ｎｍにもブラッグピークを示すことがある。
【００３２】
急冷凝固後に合金中に存在した準安定相Ｚは、磁石化のための熱処理によって熱分解して最終的には準安定相Ｆｅ_３Ｂを生成するものと考えられる。この過程は、Ｆｅ_３Ｂの不均一核の生成が最も頻繁に生じる温度よりも低い温度であって、比較的に広い範囲の温度で進行すると考えられる。
【００３３】
準安定相Ｚは急冷凝固時の冷却速度が比較的に小さい場合に凝固薄帯の表面付近に形成され、冷却速度が従来の急冷凝固方法の場合のように大きい場合には生成されない特徴を有している。本発明では、準安定相Ｚを適切な量だけ生成するように冷却速度を調整している。すなわち、本発明では、適切な冷却速度を決定する場合の指標として、準安定相Ｚの存在を利用している。合金の組成を変更したり、冷却装置を変更した場合でも、準安定相Ｚの生成量を基に冷却速度を設定しなおせば、本発明の原料合金として最適な状態のものが簡単に得られる。なお、準安定相Ｚ自体が微結晶化にとって大きな役割を果たしているか否かは不明である。ただ、準安定相Ｚがある割合で形成されるように急冷条件を制御すれば、その後の熱処理で高い磁気特性が得られることがわかっている。
【００３４】
以下、冷却速度が所定範囲から外れた場合に何が生じるかを説明する。
【００３５】
まず、冷却速度が速すぎる場合を説明する。
【００３６】
冷却速度が速すぎると、合金はほぼ完全な非晶質状態になる。その場合、Ｆｅ_３Ｂの不均一核が生成するサイトの数が極めて少ないため、あとの熱処理でＦｅ_３Ｂの結晶粒が大きく成長することになる。その結果、微細な結晶組織を形成できず、保磁力などが低下し、優れた磁気特性が発揮されなくなる。
【００３７】
このように冷却速度が速すぎる場合、準安定相Ｚの生成が抑制される。その存在比率をＸ線回折におけるブラッグ散乱ピークの強度で評価すると、準安定相Ｚによるブラッグ散乱ピーク強度はハローパターンの最高強度の５％未満になり、ほとんど観察されないレベルにある。この場合、Ｆｅ_３Ｂ結晶化のための核を発生するために大きな駆動力が必要となり、結晶化反応温度が高温側に移動する。しかも、その場合いったん結晶化反応が開始すると、結晶化反応が爆発的に進行するため、短時間に大量の熱が発生して原料合金温度が高くなる。その結果、原子拡散が高速で生じるレベルにまで原料合金温度が上昇して反応工程の制御性を失い、粗大な金属組織しか得られなくなってしまう。
【００３８】
上記結晶化のための熱処理を連続熱処理法を用いて行う場合、単位時間あたりの原料合金粉末供給量を低く抑え、結晶化反応熱が熱拡散によって周囲に逸散できるようにする必要がある。連続熱処理法に代えてバッチ処理法による場合も、同様の理由から、原料合金粉末の処理量を大きく制限する必要がある。
【００３９】
次に、冷却速度が遅すぎる場合を説明する。
【００４０】
冷却速度が遅すぎると、周期的規則性が長範囲にわたって形成される。多くの場合、安定相であるＦｅが結晶化してしまう。このように冷却速度が遅すぎると、結晶相のブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの上に重なって観察されるようになる。体心立方型Ｆｅの最強線である（１１０）ブラッグ散乱ピークが面間隔０．２０３ｎｍの位置に観測され、その強度がハローパターンの最高強度の５％以上となった場合、「冷却速度は遅すぎる」と判断できる。Ｆｅは生成時点では高温相のガンマ鉄である可能性があるが、室温では体心立方鉄に変態している。
【００４１】
最後に、Ｆｅの結晶核が生成する程には冷却速度が遅くないが、好ましい冷却速度には達していない場合を説明する。この場合、結晶核エンブリオが既に大きな組織に成長してしまっているため、あとの熱処理工程で微細な結晶組織を形成することができなくなる。この場合の合金は準安定相Ｚを多く含んでおり、粉末Ｘ線回折によると、準安定相Ｚのブラッグ反射ピークの強度が極めて高くなり、ハローパターンの最高強度の２００％を超える。
【００４２】
このように準安定相Ｚの比率が非常に大きな状態の原料合金は、あとの熱処理によって粗大な金属組織しか生成することができなくなる。その理由は、Ｆｅ_３Ｂの核発生サイトが減少するとともに、平衡相であるＦｅの結晶粒成長が優先的に生じるからである。熱処理後の金属組織が粗大化すると、Ｆｅ_３ＢやＦｅの磁化方向とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂの磁化方向との間の交換相互作用を介した磁気的結合が不充分となる。その結果、本来のナノコンポジット磁石が持つ高い磁気特性を発現させられなくなる。
【００４３】
本発明によるナノコンポジット磁石用原料合金の特質を整理すると、下記の通りになる。
【００４４】
１．Ｆｅ_３Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡散で進行するため、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が比較的低温で開始する。その結果、結晶化反応速度が過度に速くなることはない。
【００４５】
２．Ｆｅ_３Ｂの結晶化核が高密度で分散し、かつ熱平衡相が粗大に結晶化しないため、微細な結晶化金属組織を形成することができる。
【００４６】
３．大きな結晶化反応熱を伴うことなく、結晶化を制御性良く実行させることができるようになる。その結果、磁石特性を劣化させることなく、熱処理工程での原料粉末処理量を増大させることができる。
【００４７】
４．Ｆｅ_３Ｂの結晶化に必要な結晶核が原料合金中に高密度で存在するため、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金属組織を形成することができる。このことは、高い磁石特性の発現を可能にする。
【００４８】
冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒にするには、回転する冷却ロールの外周表面に溶湯を接触させて急速に抜熱し、溶湯の一部を高速凝固させるとともに、高速凝固によってできた合金薄帯を速やかに溶湯から引き離すことが必要である。そうすることによって溶湯から合金薄帯への熱の流入を遮断し、さらに抜熱することができる。これにより、合金薄帯中で結晶化相変態あるいは過度の構造緩和が起こることを阻止できる。なお、適度の構造緩和は準安定相の生成のために必要である。
【００４９】
このような高速凝固を工業的かつ定常的に安定した状態で行うには、回転しているロールに対して一定量の溶湯を供給することが必要である。そのためには、溶湯の供給源とロール表面との間に溶湯の溜まり（リザーバーとして働く）を安定的に形成させることが好ましい。このような溶湯の溜まりは、例えば融点以上に加熱したノズルオリフィスを通して一定範囲内の圧力で溶湯を整流化して噴射すれば形成できる（第１の急冷凝固方法）。こうして形成した溶湯の溜まりは、通常、「パドル」または「フット」と称される。
【００５０】
溶湯の溜まりを形成する方法は他にもある。例えば、回転する冷却ロールの外周近傍に耐火物を配置し、耐火物とロール表面との間に上方（ロール表面の移動方向）に開放された空間を形成する。この空間内に溶湯を注いで湯だまりを生成することによってロール外周面に溶湯を接触させ、回転するロール外周面上に溶湯の急冷凝固物を生成せしめる。この凝固物をロール外周面と共に上方に移動させて湯だまりから引き上げる方法によっても達成される（第２の急冷凝固方法）。
【００５１】
次に、第３の急冷凝固方法を説明する。まず、一対のロールを外周面が対抗するようにして設置し、両ロール間に狭い隙間を設定する。この隙間をロール側面から挟み込むようにして耐火物壁を配置し、これらによって上方に解放された空間を形成する。この隙間空間内に定常的に溶湯を注ぎ、回転するロール表面に溶湯を接触させることによって急冷凝固物を生成する。このとき、ロール間の隙間部分でロール表面が下方に向かうようにロールを回転させ、ロール間の隙間から下方に向けて急冷凝固物を排出する。第３の急冷凝固方法では、数対の回転ロールを更に下方に設け、多段で抜熱することも可能である。
【００５２】
上記の各急冷方法に対し、溶湯溜まりの生成を必要としない方法もある。それは、回転するロールに向かって溶湯の噴霧流をぶつけ、急速に凝固させる方法（第４の急冷凝固方法）である。しかしながら、このような方法では、ロール表面にたたきつけられる溶湯液滴の体積及び速度に依存して冷却速度が変化してしまう。しかも、溶湯液滴の体積及び速度は数倍〜数十倍の範囲で分布するため、前述した第１〜第３の急冷凝固方法に比べて冷却速度の分布範囲が広くなる傾向がある。その結果、操業条件の設定を経験的に決める必要がある。
【００５３】
なお、上記の急冷凝固方法では、何れの場合でもロール内部に水などを流すことによってロール自体を冷却し、ロール外周面の温度を一定値に保持することが好ましい。
【００５４】
本発明では、急冷前の合金温度（溶湯温度）Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させる。上述の回転ロールを用いる何れの方法においても、溶湯の溜まりとロール外周面との接触長さは工学的観点からある一定値以上にすることが困難である。すなわち、第１の急冷凝固方法の場合、溶湯溜まりの大きさを成る一定範囲以上にすると、溶湯溜まりの生成状態が不安定となり、定常状態を維持できなくなる。第２の急冷凝固方法では、溶湯溜まりのための空間を設けているため、この上限値は幾らか緩和されるが、ロールと溶湯との接触長さが長くなると、凝固物に溶湯からの熱の流入が継続されるため、凝固物の構造に変化が生じるようになる。これらの観点から、工業的操業においては接触長さを約５ｍｍ以上５０ｍｍ以下にすることが好ましい。
【００５５】
ロール表面の移動速度は、上記接触長さを規定する接触領域内において所望の冷却速度を達成するように調整される。好ましいロール表面の移動速度は、第１の急冷凝固方法の場合６〜２０ｍ／秒程度であり、第２の急冷凝固方法の場合２〜８ｍ／秒程度である。したがって、接触長さが１０ｍｍ、表面速度が６ｍ／秒の場合、１２００℃から８００℃まで冷却すれば、２．４×１０^５Ｋ／秒の冷却速度が得られることになる。
【００５６】
冷却条件及び溶湯とロールとの接触長さから要求される最低のロール表面速度は、例えば接触長さ５ｍｍの場合、１２００℃から８００℃までの幅４００Ｋの温度区間を最低冷却速度５×１０^４Ｋ／秒で冷却する条件に相当する。接触時間は４００Ｋ÷５×１０^４Ｋ／秒から８ｍ／秒であることが要求されるので、最低ロール表面速度は５ｍｍ÷８ｍ／秒から約０．６３ｍ／秒となる。一方、最高のロール周速度は、例えば接触長さ５０ｍｍで１２００℃から４００℃までの幅８００Ｋの温度区間を５×１０^６Ｋ／秒で冷却することに相当し、同様にして、３１２．５ｍ／秒となる。
【００５７】
ロール表面速度が遅いと、溶湯供給レート変動の影響を受けやすくなるため望ましくない。また、ロール表面速度が速すぎると、溶湯溜まりを攪乱して定常状態の維持が困難になるうえ、ロールが高速回転による遠心力に耐えるように機械強度を高める必要が生じるため、好ましくない。従って、上述のように、安定した工業的操業を実現するためには、第１の急冷方法では通常６〜２０ｍ／秒程度、第２の急冷方法では２〜８ｍ／秒程度が好ましい。
【００５８】
冷却速度５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒で上述の方法により得られた合金の厚さは、通常７０〜３００μｍ程度の範囲内にある。急冷凝固における凝固界面の移動速度は溶湯とロール表面との伝熱係数により変化するが、本合金系では５０ｍｍ／秒〜１００ｍｍ／秒の程度である。従って、合金薄帯の厚さは、例えば接触長が１０ｍｍで表面速度６ｍ／秒で１２００℃から８００℃まで冷却すれば、接触時間が０．１６７ｍ／秒であるから、約８０μｍ〜１７０μｍである。
【００５９】
以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。
【００６０】
［原料合金およびその粉末の製造方法］
本実施形態では、図１（ａ）および（ｂ）に示す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を用いることが好ましい。窒素は希土類元素と反応しやすいため、不活性ガスとして用いることは好ましくない。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
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と、これによって急冷凝固された原料合金を急冷室２内で破砕する破断機１０とを備えている。この装置によれば、溶解、出湯、急冷凝固、破断等を連続かつ平行して実行することができる。このような装置は、例えば特開平８−２７７４０３号公報に詳しく記載されている。
【００６４】
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、８ｂ、および９ｂとガス排気口１ａ、２ａ、８ａ、および９ａとが装置の適切な箇所に設けられている。
【００６５】
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。
【００６６】
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、溶解室１と急冷室２との間に適当な大きさの圧力差を形成することによって、溶湯２１の出湯をスムーズに実行するこができる。
【００６７】
冷却ロール７の表面は例えばクロムめっき層で覆われており、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。
【００６８】
本装置によれば、例えば合計２０ｋｇの原料合金を２０〜４０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した合金は、破断前においては、厚さ：７０〜１５０μｍ、幅：１．５〜６ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２であるが、破断装置１０によって長さ２〜１５０ｍｍ程度の合金薄片２３に破砕されたのち、回収機構部９によって回収される。図示している装置例では、回収機構部９に圧縮機１１を備え付けており、それによって薄片２３を圧縮することができる。
【００６９】
次に、図１の装置を用いた原料合金の製造方法を説明する。
【００７０】
まず、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕの何れかで表されるナノコンポジット磁石用合金の溶湯２１を作製し、溶解室１の貯湯容器４に貯える。ここで、Ｒ、Ｍ、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕの範囲などは、前述した通りである。
【００７１】
次に、この溶湯２１は出湯ノズル５から水冷ロール７上に出湯され、水冷ロール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、冷却速度の高精度の制御が可能な方法を用いる必要があり、本実施形態では液体急冷法の一つである片ロール法を用いている。急冷凝固のためには、この他にガスアトマイズ法を用いることも可能であるが、この方法によれば冷却速度が粉末粒径に大きく依存して変化し、適切な冷却速度を経た粉末粒子の収率を高められないため、本発明には不適当である。
【００７２】
本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とする。この冷却速度で合金の温度を△Ｔ１だけ低い温度に低下させる。急冷前の合金溶湯２１の温度は融点Ｔｍに近い温度（例えば１２００〜１３００℃）にあるため、合金の温度は冷却ロール７上でＴｍから（Ｔｍ−△Ｔ１）にまで低下する。本願発明者の実験によれば、最終的な磁石特性を向上させるという観点から△Ｔ１は４００〜８００℃の範囲内にあることが好ましい。
【００７３】
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の外周表面ら合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、本実施形態の場合は０．５〜２ミリ秒である。その間に、合金の温度は低下し、凝固する。その後、凝固した合金は冷却ロール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（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）に低下する。△Ｔ２は、装置のサイズや雰囲気ガスの圧力によって変化するが、約１００℃またはそれ以上である。
【００７４】
本実施形態では、合金薄帯２２の温度が（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）になった段階で装置内で速やかに破砕工程を実行し、その場で合金薄片２３を作製する。そのため、（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）が合金のガラス化温度Ｔｇよりも低くなるように（△Ｔ１＋△Ｔ２）の大きさを調整することが好ましい。もし、（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）≧Ｔｇであれば、合金が軟化した状態にあり、その破断が困難になるからである。凝固合金の破断・粉砕工程を他の装置で別途実行する場合は、合金温度が室温程度に低下するため、（△Ｔ１＋△Ｔ２）の大きさを考慮する必要はない。
【００７５】
なお、急冷室２内の絶対圧力は、２〜３０ｋＰａの範囲内に設定することが好ましく、３〜１０ｋＰａの範囲内に設定することが更に好ましい。このような減圧状態で溶湯２１を冷却ローラ７上に流下すれば、溶湯２１とローラ７の表面との間に雰囲気ガスがまき込まれるおそれがなくなり、溶湯２１の冷却速度を従来より低くしても、冷却状態が均一化され、表面形状の優れた合金薄帯２２が得られるからである。これに対して、常圧雰囲気中において、本実施形態のように遅い周速度で回転する冷却ローラ上に溶湯２１を流下すると、合金薄帯２２の表面形状が劣化してしまうおそれがある。
【００７６】
また、本実施形態のように、急冷凝固工程に引き続いて破砕装置による凝固合金の破砕工程を速やかに実行すれば、長い合金リボンとして冷却ロールから吐き出された急冷合金を比較的に狭い空間内でコンパクトに回収することができる。急冷凝固装置と破砕装置とを別構成にすると、いったん急冷合金を長い薄帯として、かさばった状態で収納する必要が生じる。
【００７７】
破断装置によって破砕された合金薄片を公知の機械的粉砕装置によって更に粉砕すれば、熱処理工程やその後の成形工程に適した大きさの合金粉末を作製することができる。本実施形態では、パワーミル装置で約８５０μｍ以下となるまで合金の粗粉砕を行った後、ピンディスクミル装置によって粒度が約１５０μｍ以下となるまで粉砕する。
【００７８】
［ナノコンポジット磁石粉末の製造方法］
以下に、図２を参照しながら、上記原料合金粉末に対して行う熱処理方法を説明する。
【００７９】
図２は、フープベルトを用いた粉末焼成炉装置を示している。この装置は、本体２８によって回転可能に支持された回転ロール２４および２５と、それらの回転ロール２４および２５の回転によって一方向に所定速度で駆動されるフープベルト２６とを備えている。原料合金の粉末はフープベルト２６上の原料フィード位置Ａに供給され、図中左方に運搬される。フープベルト２６上に供給された粉末は、摺切板２７によって均され、それによって粉末の高さが一定レベル以下（例えば高さ２〜４ｍｍ）に調整される。その後、粉末は金属チューブに囲まれた加熱ゾーンに入り、そこで微結晶化のための熱処理を受ける。加熱ゾーン（例えば長さ１１００ｍｍ）内には、例えば３ゾーンにわけて不図示のヒータが配置されている（１ゾーンの長さは例えば３００ｍｍ）。粉末は加熱ゾーン内を移動しながら、熱処理を受けることになる。加熱ゾーンの後段には、例えば長さ８００ｍｍの冷却ゾーンＣが存在し、粉末は水冷された金属筒内を通過することによって冷却される。冷却された粉末は、回転ローラ２５の左下方で不図示の回収装置によって回収される。
【００８０】
この熱処理装置によれば、与えられた加熱ゾーンの長さに対して、フープベルト２６の移動速度を調整することによって熱処理工程を制御することができる。
【００８１】
熱処理工程としては、例えば、昇温レート１００〜１５０℃／分にて熱処理温度５９０〜７００℃にまで上昇させ、その状態を５〜１５分程度のあいだ保持すればよい。その後、合金温度を降温レート１００〜１５０℃／分にて室温レベルまで低下させる。
【００８２】
なお、熱処理の処理粉末量を増大させるには、フープベルト２６の幅を広くし、フープベルト２６の単位長さ当たりの粉末供給量を大きくする一方、加熱ゾーンの長さを長くし、回転ローラ２４および２５の回転周速度を早くすればよい。本発明による合金粉末によれば、熱処理に際して急激に大きな結晶化反応熱が生成されないため、熱処理工程における合金粉末の温度制御が容易である。その結果、粉末供給量を増加しても、安定した磁気特性を持つ磁石粉末を作製できる。
【００８３】
上記熱処理装置による熱処理を受けた原料粉末は、前述したように微結晶化し、ナノコンポジット磁石としての特性を発揮できるようになる。こうして、熱処理前においては金属ガラス状態にあり、硬質磁性材料としての特性を示さなかった原料合金粉末が、熱処理によって磁気特性に優れたナノコンポジット磁石合金粉末に変化する。
【００８４】
［磁石の製造方法］
以下に、上記ナノコンポジット磁石合金粉末から磁石を製造する方法を説明する。
【００８５】
まず、前述のようにして得られたナノコンポジット磁石合金粉末にエポキシ樹脂からなるバインダーと添加剤とを加え、混練することによってコンパウンドを作製する。次に、コンパウドの所望形状の成形空間を持つ成形装置によってプレス成形した後、加熱硬化工程、洗浄工程、コーティング工程、検査工程、着磁工程を経て、最終的なボンド磁石を得ることができる。
【００８６】
成形加工は、上述の圧縮成形に限定されるわけではなく、公知の押出成形、射出成形、または圧延成形によってもよい。磁石粉末は、採用する成形法の種類に応じてブラスチック樹脂やゴムと混練されることになる。
【００８７】
なお、射出成形による場合、樹脂として広く使用されているポリイミド（ナイロン）の他、ＰＰＳのように高軟化点樹脂を使用することができる。これは、本発明の磁石粉末が低希土類合金から形成されているため、酸化されにくく、比較的に高い温度で射出成形を行っても磁石特性が劣化しないからである。
【００８８】
また、本発明の磁石は酸化されにくいため、最終的な磁石表面を樹脂膜でコートする必要もない。従って、例えば、複雑な形状のスロットを持つ部品のスロット内に射出成形によって本発明の磁石粉末および溶融樹脂を圧入し、それによって複雑な形状の磁石を一体的に備えた部品を製造することも可能である。
【００８９】
［モータ］
次に、このようにして製造した磁石を備えたモータの実施形態を説明する。
【００９０】
本実施形態のモータは、ＩＰＭ（ＩｎｎｅｒＰｅｒｍａｎｅｎｔＭａｇｎｅｔ）型モータであり、前述の製造方法によって作製したボンド磁石を一体型ロータのスプリング磁石として用いる。
【００９１】
なお、本発明の磁石は、この種のモータ以外にも、他の種類のモータやアクチュエータに好適に用いられることは言うまでもない。
【００９２】
以下に、本発明の実施例および比較例を説明する。
【００９３】
［第１の実施例］
本実施例では、絶対圧力が３０ｋＰａ以下のアルゴン雰囲気中で前述の急冷凝固工程を行った。冷却ロールとしては、厚さ５〜１５μｍのクロムめっき層で覆われた銅合金製ロール（直径：３５０ｍｍ）を用いた。その銅合金製ロールを１０ｍ／秒の周速度で回転しながら、その外周表面上に原料合金の溶湯を流下し、急冷凝固させた。溶湯の温度は輻射温度計で測定したところ、１３００℃であった。溶湯は、オリフィスから毎秒１０〜２０ｇのレートで直径１．３〜１．５ｍｍにして落下させた。
【００９４】
表１に各実施例についての溶湯の組成、およびハローパターンの最高強度に対する準安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）を示す。表１からわかるように、何れの実施例についても「ブラッグ反射強度の比」が５〜２００％の範囲内にあった。なお、表１において、例えば「Ｒ」の欄に記載されている「Ｎｄ２．５＋Ｐｒ１」という表記は、希土類元素ＲとしてＮｄとＰｒとを含み、それぞれの組成比が２．５原子％および１原子％であることを意味している。
【００９５】
図３（ａ）は、番号２の実施例に関する粉末Ｘ線回折パターンを示している。図３（ａ）からわかるように、背景をなすハローパターンが２θ＝約４３°において最高強度を示す一方、２０＝５１．４°において急峻な強度ピークが観察される。この急峻な強度ピークは、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置に現れたブラッグ散乱ピークである。このブラッグ散乱ピークは、準安定相Ｚによるものである。他に、０．４１７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔、および０．２６７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にも、準安定相Ｚによる回折線が観測される。
【００９６】
なお、上記の粉末Ｘ線回折パターンの観測は、測定装置としてリガクＲＩＮＴ２０００を用い、試料とＣｕターゲットとの間にモノクロメータを設置して実行した。
【００９７】
本実施例の原料合金を８５０μｍ以下の粒径を持つ粉末に粉砕した後、図２の粉体焼成炉（試験用：長さ２ｍ）で原料合金粉末に熱処理を施した。原料合金粉末は加熱ゾーンを１０分間で通過した後、冷却ゾーンＣを１０分間で通過した。熱処理雰囲気はアルゴンガスであり、単位面積あたり０．６ｇ／ｃｍ^２の搭載密度で原料合金粉末を供給した。単位時間あたりの処理量を３ｋｇとした場合の磁気特性と最適熱処理温度とを表２に示す。
【００９８】
［比較例１］
表３に示す組成を有する溶湯を用いて、実施例と同様のプロセスを実行した。
【００９９】
実施例との相違点は溶湯の冷却速度にあり、この比較例では、ロール周速度を２０ｍ／秒とした。他の条件は、実施例の条件と実質的に同一である。表３から、ハローパターンの最高強度に対する準安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）が５％未満であることがわかる。
【０１００】
図３（ｂ）は、番号２の実施例に関する粉末Ｘ線回折パターンを示している。図３（ｂ）からわかるように、準安定相Ｚによるブラッグ散乱ピークが明瞭には観測されなかった。
【０１０１】
本比較例に関する最適熱処理温度および熱処理後の磁気特性を表４に示す。熱処理装置および方法は実施例の場合と同一である。表４から、保磁力が実施例に比較して低く、磁石特性が劣っていることがわかる。この原因は、熱処理の制御性がわるく、望ましい結晶成長が実現していないためである。
【０１０２】
実施例の磁石特性と同等の磁石特性を発現させるには、熱処理時の粉末処理量を１時間あたり０．７ｋｇに低下させる必要があった。比較例の場合、熱処理の制御性が低下しているため、合金粉末の量を少なくして処理しない限り、所望の金属組織を持った磁石合金を得ることができない。このことは、比較例は磁石化のための熱処理工程でスループットが劣っており、量産に向いていないことを示している。
【０１０３】
［比較例２］
表５に示す組成を有する溶湯を用いて、実施例と同様のプロセスを実行した。
【０１０４】
実施例との相違点は冷却速度および溶湯の流下量にある。この比較例では、ロール周速度を５ｍ／秒とし、毎秒２０〜３０ｇのレートで溶湯を落下させた。熱処理時の粉末処理量は、１時間あたり３ｋｇとした。他の条件は、実施例の条件と実質的に同一である。
【０１０５】
表５には、ハローパターンの最高強度に対する準安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）と、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度の比（％）が示されている。表５からわかるように、冷却速度が遅すぎると、ハローパターンの最高強度に対する準安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）は２００％を超えている。
【０１０６】
図４は、番号２の実施例に関する粉末Ｘ線回折パターンを示している。図４からわかるように、準安定相Ｚによるブラッグ散乱ピークは顕著に観測されるが、ハローパターンの強度が著しく低下している。
【０１０７】
本比較例について、熱処理後の磁気特性と最適熱処理温度とを表５に示す。熱処理装置および方法は実施例の場合と同一である。表６から、保磁力が実施例に比較して低く、磁石特性が劣っていることがわかる。
【０１０８】
熱処理時の粉末処理量を変化させても、実施例の磁石特性と同等の磁石特性を発現させることはできなかった。このことから、冷却速度が遅すぎると、好ましいナノコンポジット組成を得ることはできなくなることがわかる。
【０１０９】
［第２の実施例］
以下、前述した第２の方法による実施例を説明する。
【０１１０】
本実施例では、図１の装置において、ノズルオリフィスと回転ロールの相対位置を変更した。より詳細には、冷却ロール７の中心を基準にして斜め４５度上方から樋を介して溶湯を傾注し、樋とロール外周面とで囲まれる上方解放の空間（幅１０ｍｍ）内で溶湯の深さが５ｍｍ〜８ｍｍとなるように制御しながら溶湯を急冷凝固した。なお、本実施例で使用した原料合金の組成は、表１および表３に記載されたものと同一である。
【０１１１】
ロール表面と接触して凝固した合金薄帯は、ロール７の回転に伴って上方に引き出され、ロール７の頂上を過ぎた付近でロール７から剥がれて下方に落下した。その後、合金薄帯は滑り台を介して粉砕機に導入され、粉砕された。このときのロール周速度は５ｍ／秒であった。溶湯温度は湯だまりの位置で１２００℃〜１２８０℃であり、冷却時の雰囲気圧力は４０ｋＰａ〜５０ｋＰａであった。合金薄帯の温度は、波長帯域３〜５μｍの赤外線強度を測定し、鉄の黒体輻射を仮定してステファン・ボルツマン分布から推定した。こうして得た合金薄帯の推定温度は、湯だまりから引き出された直後に既に約８００℃〜９００℃まで低下していた。また、得られた合金薄帯の厚さは１００μｍ〜１７０μｍであった。凝固時の冷却速度は、溶湯とロールの接触長さが湯の深さの１．４倍（１／ｃｏｓ４５度）として、１．３×１０⁶Ｋ／秒〜３．４×１０⁶Ｋ／秒と見積もられた。
【０１１２】
溶湯は湯だまりから引き上げられた後、さらに速やかに抜熱されるため、ロール７から剥離する時点での合金薄帯温度は４００〜５００℃に低下していた。本実施例で使用した装置のロール径は３５０ｍｍであったため、溶湯がロールに接触してから離れるまでの時間はロールが１／８回転する時間に相当し、約２０ｍ秒であった。従って、溶湯のロール上での平均の冷却速度は３．６×１０⁴Ｋ／秒〜４．５×１０⁴Ｋ／秒であったと見積もられる。
【０１１３】
これらの合金のガラス化遷移温度は、非晶質合金を２０℃／分で加熱する条件で熱分析を行い、Ｆｅ_３Ｂの結晶化温度（約５９０〜６００℃）以下でガラス遷移が観察される場合でもせいぜい約５５０℃〜５８０℃である。一方、そのような熱分析でガラス遷移が観測されない場合は、ガラス化遷移温度は結晶化温度以上であることになる。本実施例の場合、合金薄帯がロール７から離れる時点における合金薄帯温度が４００〜５００℃であったため、合金薄帯はガラス化遷移温度以下に急冷されてからロール７を離れたことがわかる。
【０１１４】
このようにして得られた合金薄帯をＸ線回折装置によりＣｕ−Ｋα線を用いて測定した結果、図５に示す回折パターンが得られた。この回折パターンにある回折線は、図中に示したようにＦｅ_２３Ｂ_６相として指数付けできるものであることが分かった。
【０１１５】
この原料を図２に示した評価用熱処理炉を用いて３ｋｇ／ｈの供給量で熱処理したところ、それぞれ表７に示す熱処理温度（炉の設定温度）において表７に示す磁石特性が得られた。同一組成の合金について、０．７ｋｇ／ｈの供給量で熱処理した比較例１と本実施例とを比べると、本実施例の磁気特性が相対的に高いことがわかる。言いかえると、本実施例の熱処理工程はスループットが高い。なお、表７の最左欄の番号は、表１および表３に示されている番号に対応しており、同じ番号は同一組成の原料合金を示している。
【０１１６】
［第３の実施例］
以下、前述した第３の方法による実施例を説明する。
【０１１７】
ロール径１５０ｍｍの一対の炭素鋼製急冷ロールをロール間距離が１６０μｍとなるようにして相対配置し、ロール間の隙間位置においてロール表面が下方に移動するようにロールを同一速度で互いに逆方向に回転させた。本実施例でも、ロール表面速度を５ｍ／秒とした。ロール側面に耐火物フェルトを介して耐火物の堰を作り、溶湯が側面方向へ漏れないようにした。このようにして上方から石英ノズルオリフィスを通して溶湯をロール間隙間に向かって流下させ、ロール間の隙間空間内に湯だまりを形成した。湯だまりの幅（ロール間隔と平行方向）に基づいて推定した湯だまり深さは約１０ｍｍであった。溶湯はロール間の隙間から下方に引き出され、連続した急冷合金薄帯が形成された。急冷前の溶湯温度は１３００℃、合金薄帯温度はロール直下で約８００℃であった。従って、平均冷却速度は約２．５×１０^５Ｋ／秒と見積もられた。本実施例では、薄帯をさらに冷却アルゴンガス流により抜熱し、薄帯温度を５００℃以下にまで低下させた。
【０１１８】
この合金を図２に示した評価用熱処理炉を用いて３ｋｇ／時間の供給量で熱処理したところ、それぞれ表８に示す最適熱処理温度（炉の設定温度）において表８に示す磁石特性が得られた。同一組成の合金について、０．７ｋｇ／時間の供給量で熱処理した比較例１と本実施例とを比べると、本実施例の磁気特性が相対的に高いことがわかる。言いかえると、本実施例の熱処理工程はスループットが高い。
【０１１９】
【表１】

【０１２０】
【表２】

【０１２１】
【表３】

【０１２２】
【表４】

【０１２３】
【表５】

【０１２４】
【表６】

【０１２５】
【表７】

【０１２６】
【表８】

【０１２７】
［組成限定理由］
最後に、合金組成の限定理由を説明する。
【０１２８】
希土類元素Ｒは、ハード磁性相であるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂに必須の元素である。本発明でのＲは、ＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する。ＰｒおよびＮｄの何れか一方の元素は、一軸結晶磁気異方性を持つＲ_２Ｆｅ_１４Ｂを生成するために不可欠である。ＰｒおよびＮｄ以外の希土類元素は、適宜任意に選択される。Ｒの組成比は、２原子％を下回ると保磁力発生の効果が少なすぎるので好ましくない。一方、Ｒの組成比が６原子％を超えると、Ｆｅ_３Ｂ相およびＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成されず、α−Ｆｅ相が主相となってしまうため、保磁力が著しく低下してしまうことになる。以上のことから、Ｒの組成比ｘについては、２≦ｘ≦６であることが好ましい。
【０１２９】
Ｂは、ソフト磁性相であるＦｅ_３Ｂおよびハード磁性相であるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂの両方にとって必須の元素である。Ｂの組成比ｙが１６〜２０原子％の範囲から外れると所要の保磁力が発揮されないため、Ｂの組成比ｙについては１６≦ｙ≦２０であることが好ましい。更に、Ｂがこの組成範囲を外れると、融点が上昇し、溶解温度および貯湯容器の保温温度を高める必要が生じ、また、非晶質生成能も低下するので所望の急冷合金組織が得られにくくなる。
【０１３０】
Ｃｏは、キュリー温度を向上させることによって磁気特性の温度変化依存性を減少させ、その結果、磁気特性を安定化させるという機能を持つ。また、合金溶湯の粘性を改善するという機能もあり、溶湯流下レートの安定化にも寄与する。Ｃｏの添加割合が０．０２原子％を下回ると上記機能が充分に発揮されず、７原子％を超えると磁化特性が低下し始める。Ｃｏの添加は、これらの機能を発揮させたい場合に行えば良く、本発明の効果を得る上でＣｏの添加が不可欠であるわけではない。Ｃｏを添加する場合は、上述の理由から、その組成比ｚについて０．２≦ｚ≦７が成立することが好ましい。
【０１３１】
Ｍは、保磁力をできるだけ増加させたい場合などに添加する。Ｍの添加割合が０．０１原子％を下回ると、保磁力増加が充分に観察されず、Ｍの添加割合が７原子％を超えると、磁化が低下する。従って、Ｍを添加する場合は、その組成比ｕについて、０．１≦ｚ≦７が成立することが好ましい。Ｍの中で、Ｃｒは保磁力増加の他に耐食性向上の効果も発揮する。また、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇは結晶化熱処理工程での適正温度範囲を拡大する効果がある。
【０１３２】
【発明の効果】
本発明によるナノコンポジット磁石用原料合金によれば、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡散で進行するため、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が比較的低温で可能となる。また、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が進行する温度範囲がＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂの結晶化が進行する温度範囲からずれるため、熱処理時にそれぞれの結晶化が時間的に別々に起こる。このため、結晶化反応熱が広い温度範囲に分散し、大きな結晶化反応熱が一度に放出されることなく、微結晶化を制御性良く実行させることができるようになる。その結果、磁石特性を劣化させることなく、熱処理工程での原料粉末処理量を向上させることができる。
【０１３３】
また、Ｆｅ_３Ｂの結晶化に必要な結晶核が原料合金中に高密度で存在するため、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金属組織を形成することができ、高い磁石特性の発現を可能にする。
【０１３４】
本発明のナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法によれば、合金のＸ線回折におけるブラッグ反射ピークを指標として用いて、合金形成のための冷却過程を制御することが可能になる。このため、冷却速度を最適化することや、管理することが容易になり、磁石特性に優れたナノコンポジット磁石のための原料合金を安定して製造することができるようになる。
【０１３５】
本発明のナノコンポジット磁石粉末の製造方法によれば、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金属組織を制御性よく形成することができるので、磁石特性に優れた磁石を高いスループットで提供することが可能になる。
【０１３６】
本発明のナノコンポジット磁石によれば、優れた磁石特性が発揮されるので、モータやアクチュエータなどの特性を低いコストで向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は、本発明によるナノコンポジット磁石用原料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】本発明によるナノコンポジット磁石を製造する方法に用いる熱処理装置の例を示す断面図である。
【図３】（ａ）は第１の実施例のＸ線回折パターンを示すグラフであり、（ｂ）は比較例１のＸ線回折パターンを示すグラフである。
【図４】比較例２のＸ線回折パターンを示すグラフである。
【図５】第２の実施例のＸ線回折パターンを示すグラフである。
【符号の説明】
１ｂ、２ｂ、８ｂ、および９ｂ雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ、および９ａ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
１０破断機１０
１１圧縮機
２１溶湯
２２合金薄帯
２３合金薄片
２８本体
２４回転ロール
２５回転ロール
２６フープベルト
２７摺切板[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to Fe ₃ The present invention relates to a method for producing a nanocomposite magnet in which fine crystals of a B compound and fine crystals of a Fe—R—B compound are mixed. In particular, the present invention relates to a raw material alloy for producing a nanocomposite magnet and a powder thereof, a method for producing the raw material alloy, and a method for producing a nanocomposite magnet powder and a nanocomposite magnet. The present invention also relates to a motor provided with a nanocomposite magnet.
[0002]
[Prior art]
Fe ₃ B / Nd ₂ Fe ₁₄ B-based nanocomposite magnets are Fe, which is a soft magnetic phase. ₃ B crystallite and Nd which is hard magnetic phase ₂ Fe ₁₄ B is a magnet in which B crystallites are uniformly distributed and both are magnetically coupled by exchange interaction. These microcrystals have a size on the order of nanometers (nm), and constitute a structure (nanocomposite structure) in which both microcrystalline phases are combined, so that they are called “nanocomposite magnets”.
[0003]
The nanocomposite magnet can exhibit excellent magnet characteristics due to magnetic coupling with the hard magnetic phase while including the soft magnetic phase. Moreover, as a result of the presence of a soft magnetic phase that does not contain rare earth elements such as Nd, the content of rare earth elements as a whole can be kept low. This is advantageous in reducing the manufacturing cost of the magnet and supplying the magnet stably.
[0004]
Such a nanocomposite magnet is manufactured using a method in which a melted raw material alloy is rapidly cooled to be once amorphized, and then microcrystals are precipitated by heat treatment.
[0005]
In general, an amorphous alloy is produced using a melt spinning technique such as a single roll method. In the melt spinning technique, a raw material alloy is flowed down on the outer peripheral surface of a rotating cooling roll, and the raw material alloy is rapidly cooled and solidified by contacting the molten raw material alloy with the cooling roll for a short time. In this method, the cooling rate is controlled by adjusting the rotational peripheral speed of the cooling roll.
[0006]
The alloy that has solidified and separated from the cooling roll has a ribbon (thin ribbon) shape that is thin and long in the circumferential speed direction. The alloy ribbon is crushed and sliced by a breaker, and then pulverized to a finer size by a pulverizer and pulverized.
[0007]
Thereafter, heat treatment for crystallization is performed. By this heat treatment, Fe ₃ B crystallites and Nd ₂ Fe ₁₄ B crystallites are produced and both are magnetically coupled by exchange interaction.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
What metallographic structure is formed by heat treatment is important for improving the magnetic properties. However, this heat treatment has several problems in terms of controllability and reproducibility. That is, there is a problem that it is difficult to control the alloy temperature by the heat treatment apparatus as a result of generating a large amount of heat in a short time by the crystallization reaction of the amorphous material alloy. In particular, when heat treatment is to be performed on a large amount of raw material alloy powder, the temperature control tends to be impossible, so heat treatment can only be performed on a small amount of raw material alloy powder, and the processing rate (per unit time) There is a problem that the amount of powder processing) decreases. This has been a major hindrance to the mass production of magnet powder.
[0009]
The present invention has been made in view of the above points, and its main purpose is to reduce the heat of crystallization reaction, thereby producing magnetic powder having a fine and homogeneous metal structure efficiently with high reproducibility. An object of the present invention is to provide a raw material alloy (powder) for a nanocomposite magnet and a method for producing the same.
[0010]
Another object of the present invention is to provide a method for producing a nanocomposite magnet powder excellent in magnet performance and a method for producing a nanocomposite magnet.
[0011]
Still another object of the present invention is to provide a motor including a nanocomposite magnet having such excellent characteristics.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The raw material alloy for nanocomposite magnets according to the present invention has a general formula of Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u A raw material alloy for a nanocomposite magnet represented by:
R is a rare earth element containing one or both of Pr and Nd in an amount of 90 atomic% or more, and the balance containing another lanthanum series element or one or more elements of Y in an amount of 0% to less than 10%, and M is Al , Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and one or more elements selected from the group consisting of Ag and Ag, The composition ratios x, y, z and u are 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, 0.01 ≦ u ≦ 7.
In addition, the Bragg reflection peak in X-ray diffraction contains a metastable phase Z at a position corresponding to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is the highest in the halo pattern. It is 5% or more and less than 200% of the intensity, and the intensity of the (110) Bragg scattering peak of the body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.
[0013]
The raw material alloy powder for a nanocomposite magnet according to the present invention has a general formula of Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyz R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u R is a raw material alloy powder for a nanocomposite magnet, wherein R contains 90% by atom or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% of other lanthanum series elements or one or more elements of Y. %, More than 10%, and M is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au and It is one or more elements selected from the group consisting of Ag, and the composition ratios x, y, z and u are 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, 0.01 ≦ u ≦ 7 is satisfied, and the Bragg reflection peak in X-ray diffraction contains a metastable phase Z at a position corresponding to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is halo. More than 5% of the maximum strength of the pattern 2 Less than 0%, and the strength of the (110) Bragg diffraction peak of body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.
[0014]
The manufacturing method of the raw material alloy for the nanocomposite magnet has the general formula Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u R is a raw material alloy for a nanocomposite magnet, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% of another lanthanum series element or one or more elements of Y More than 10% rare earth element, M is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au and Ag One or more elements selected from the group consisting of: composition ratio x, y, z and u are 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, and 0.01 ≦ The method for producing a raw material alloy for a nanocomposite magnet satisfying u ≦ 7 includes a step of forming a molten metal of the raw material alloy and a step of rapidly solidifying the molten metal, and cooling the alloy during the rapid solidification step By adjusting the speed The solid alloy containing the metastable phase Z in which the Bragg reflection peak in X-ray diffraction corresponds to the crystal plane spacing of 0.179 nm ± 0.005 nm is contained, and the intensity of the Bragg reflection peak is It is 5% or more and less than 200% of the maximum intensity of the halo pattern, and the intensity of the (110) Bragg scattering peak of the body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.
[0015]
The method may further include a step of producing powder from the rapidly solidified raw material alloy.
[0016]
In the rapid solidification step, the cooling rate of the alloy is 5 × 10 ⁴ ~ 5x10 ⁶ It is preferable that the temperature of the alloy is lowered to 400 to 800 ° C. lower than the temperature Tm of the alloy before quenching by K / sec.
[0017]
The method for producing a nanocomposite magnet powder according to the present invention has a general formula of Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u R is an alloy for nanocomposite magnets, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% or more of other lanthanum series elements or one or more elements of Y It is a rare earth element containing less than 10%, and M is from Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag. One or more elements selected from the group consisting of x, y, z, and u having 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, and 0.01 ≦ u ≦ 7 is satisfied, and the Bragg reflection peak in X-ray diffraction contains a metastable phase Z at a position corresponding to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is a halo pattern. 20% or more of the maximum strength of 20 And preparing a nanocomposite magnet raw material alloy powder having an intensity of (110) Bragg scattering peak of body-centered cubic Fe of less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern; The raw material alloy powder for the composite magnet is subjected to a heat treatment, whereby Fe ₃ And crystallization of the B compound and the Fe—R—B compound.
[0018]
The step of preparing the powder of the raw material alloy for the nanocomposite magnet includes the step of forming a molten metal of the raw material alloy, the step of rapidly solidifying the molten metal, the step of crushing the rapidly solidified raw material alloy, and the raw material Crushing the alloy, and in the rapid solidification step, the cooling rate of the alloy is 5 × 10 ⁴ ~ 5x10 ⁶ It is preferable that the temperature of the alloy is lowered to 400 to 800 ° C. lower than the temperature Tm of the alloy before quenching by K / sec.
[0019]
The method for producing a nanocomposite magnet according to the present invention has the general formula Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u R is an alloy for nanocomposite magnets, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% or more of other lanthanum series elements or one or more elements of Y It is a rare earth element containing less than 10%, and M is from Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag. One or more elements selected from the group consisting of composition ratios x, y, z and u of 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7.0, 0.01 ≦ u ≦ 7 is satisfied, and the Bragg reflection peak in X-ray diffraction contains a metastable phase Z at a position corresponding to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is halo. More than 5% of pattern maximum strength 200 A raw material alloy powder for a nanocomposite magnet having a (110) Bragg scattering peak intensity of body-centered cubic Fe of less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern, and the nanocomposite A heat treatment is applied to the raw material alloy powder for the magnet, whereby Fe ₃ A step of crystallizing the B compound and the Fe—R—B-based compound, and a step of forming a compact using the raw material alloy powder after the heat treatment.
[0020]
The step of preparing the powder of the raw material alloy for the nanocomposite magnet includes the step of forming a molten metal of the raw material alloy, the step of rapidly solidifying the molten metal, the step of crushing the rapidly solidified raw material alloy, and the raw material Crushing the alloy, and in the rapid solidification step, the cooling rate of the alloy is 5 × 10 ⁴ ~ 5x10 ⁶ It is preferable that the temperature of the alloy is lowered to 400 to 800 ° C. lower than the temperature Tm of the alloy before quenching by K / sec.
[0021]
In a preferred embodiment, the step of forming the compact includes a step of producing a bonded magnet using the raw material alloy powder after the heat treatment.
[0022]
A motor according to the present invention includes a nanocomposite magnet manufactured by the method for manufacturing a nanocomposite magnet.
[0023]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the present invention, the general formula is Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u After producing a melt of the alloy for a nanocomposite magnet represented by any of the above, the melt of the alloy is rapidly cooled and solidified.
[0024]
Here, R is a rare earth element containing one or both of Pr and Nd at 90 atomic% or more, and the balance containing other lanthanum series elements or one or more elements of Y at 0% or more and less than 10%, M is one or more elements selected from the group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, CU, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag It is. The composition ratios x, y, z, and u satisfy 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, and 0.01 ≦ u ≦ 7. The reasons for limiting the composition will be described later.
[0025]
The inventors have set the cooling rate to 5 × 10 5 when the molten alloy is cooled and solidified. ⁴ ~ 5x10 ⁶ It has been found that K / sec is preferable. Moreover, it turned out that the alloy solidified by cooling at such a cooling rate and its powder are in a metallic glass state as described below. That is, it contains a metastable phase Z in which the Bragg scattering peak in powder X-ray diffraction corresponds to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is 5% of the maximum intensity of the halo pattern. The intensity of the (110) Bragg scattering peak of the body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.
[0026]
When such a raw material alloy or its powder is subjected to heat treatment, Fe ₃ Crystallization of B crystallites and R—Fe—B system crystallites will occur, and a nanocomposite magnet structure with excellent magnet properties will be manifested.
[0027]
It has been confirmed from powder X-ray diffraction that the raw material alloy of the present invention has a metallic glass structure before undergoing a heat treatment for crystallization, and does not exhibit long-range periodic order. According to the experiment of the present inventor, the metal glassy alloy containing the metastable phase Z can be formed by adjusting the cooling rate of the molten alloy as described above, and is extremely excellent by the subsequent heat treatment. Magnetic properties will be exhibited.
[0028]
The first reason why the magnet manufactured using the metallic glass alloy of the present invention is excellent in magnet properties is that in the alloy in the metallic glass state described above, Fe ₃ This is probably because the fine precursors (embryo) necessary for crystal growth such as B are dispersed at a high density. Therefore, when heat treatment is performed, crystal growth proceeds with short-range order represented by a large number of precursors present in the alloy as a nucleus, and as a result, a fine and homogeneous crystal structure is formed. Fe ₃ Since crystallization of B proceeds by atomic diffusion in a very short range, there is an advantage that the crystallization can be achieved at a relatively low temperature.
[0029]
Fe ₃ Crystallization of B occurs at a temperature of 590-600 ° C. As this crystallization progresses, rare earth elements such as Nd are transformed into Fe. ₃ The amorphous region around B is expelled, and the composition of the portion is Nd ₂ Fe ₁₄ Approach B As a result, Nd ₂ Fe ₁₄ Although B is a ternary compound having a complicated structure, it crystallizes without requiring long-distance atomic diffusion. Nd ₂ Fe ₁₄ The temperature at which B crystallizes is Fe ₃ It is about 610-690 degreeC higher by about 20-90 degreeC than the temperature which the crystallization of B is completed.
[0030]
Thus, in the raw material alloy according to the present invention, Fe ₃ Crystallization of B and Nd ₂ Fe ₁₄ Since crystallization of B can be performed separately in different temperature ranges, a large heat of reaction accompanying crystallization does not occur in a short time, and a fine metal structure of about 20 nm can be generated with good reproducibility. This is important in controlling the heat treatment process for alloy crystallization. That is, if the crystallization progresses at once with a large reaction heat, the temperature of the alloy cannot be controlled within a predetermined range.
[0031]
Although the actual structure of the metastable phase Z has not yet been confirmed, the presence of the metastable phase Z can be quantitatively grasped because it has a steep diffraction line peak at a specific position by X-ray diffraction. The metastable phase Z shows a sharp Bragg scattering peak at a position corresponding to a crystal plane spacing of 0.179 nm ± 0.005 nm, and has a crystal plane spacing of 0.417 nm ± 0.005 nm and 0.267 nm ± 0.005 nm. The Bragg scattering peak at substantially the same level is also shown at a position corresponding to the crystal plane spacing. In addition to these, a Bragg peak may also be observed at 0.134 nm ± 0.005 nm.
[0032]
The metastable phase Z present in the alloy after the rapid solidification is thermally decomposed by heat treatment for magnetization, and finally the metastable phase Fe. ₃ It is considered that B is generated. This process is similar to Fe ₃ It is considered that the formation of heterogeneous nuclei of B proceeds at a temperature lower than the most frequently occurring temperature and in a relatively wide range of temperatures.
[0033]
The metastable phase Z is formed near the surface of the solidified ribbon when the cooling rate during rapid solidification is relatively small, and is not generated when the cooling rate is high as in the conventional rapid solidification method. doing. In the present invention, the cooling rate is adjusted so that the metastable phase Z is generated in an appropriate amount. That is, in the present invention, the presence of the metastable phase Z is used as an index when determining an appropriate cooling rate. Even when the composition of the alloy is changed or the cooling device is changed, an optimum material alloy of the present invention can be easily obtained by resetting the cooling rate based on the generation amount of the metastable phase Z. . It is unclear whether the metastable phase Z itself plays a major role for microcrystallization. However, it has been found that if the quenching condition is controlled so that the metastable phase Z is formed at a certain ratio, high magnetic properties can be obtained by the subsequent heat treatment.
[0034]
Hereinafter, what happens when the cooling rate deviates from the predetermined range will be described.
[0035]
First, a case where the cooling rate is too fast will be described.
[0036]
If the cooling rate is too fast, the alloy will be almost completely amorphous. In that case, Fe ₃ Since the number of sites in which heterogeneous nuclei of B are generated is extremely small, Fe treatment ₃ B crystal grains grow greatly. As a result, a fine crystal structure cannot be formed, the coercive force and the like are lowered, and excellent magnetic properties cannot be exhibited.
[0037]
Thus, when the cooling rate is too fast, the generation of the metastable phase Z is suppressed. When the abundance ratio is evaluated by the intensity of the Bragg scattering peak in X-ray diffraction, the intensity of the Bragg scattering peak due to the metastable phase Z is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern, which is at a level hardly observed. In this case, Fe ₃ A large driving force is required to generate nuclei for B crystallization, and the crystallization reaction temperature moves to the high temperature side. In addition, in this case, once the crystallization reaction is started, the crystallization reaction proceeds explosively, so that a large amount of heat is generated in a short time and the raw material alloy temperature is increased. As a result, the raw material alloy temperature rises to a level at which atomic diffusion occurs at a high speed, the controllability of the reaction process is lost, and only a coarse metal structure can be obtained.
[0038]
When the heat treatment for crystallization is performed using a continuous heat treatment method, it is necessary to suppress the supply amount of the raw material alloy powder per unit time so that the heat of crystallization reaction can be dissipated to the surroundings by thermal diffusion. Even when the batch processing method is used instead of the continuous heat treatment method, the processing amount of the raw material alloy powder needs to be greatly limited for the same reason.
[0039]
Next, a case where the cooling rate is too slow will be described.
[0040]
If the cooling rate is too slow, periodic regularity is formed over a long range. In many cases, Fe which is a stable phase is crystallized. Thus, when the cooling rate is too slow, the intensity of the Bragg reflection peak of the crystal phase is observed over the halo pattern. When the (110) Bragg scattering peak, which is the strongest line of body-centered cubic Fe, is observed at a position with an interplanar spacing of 0.203 nm and the intensity is 5% or more of the maximum intensity of the halo pattern, “the cooling rate is slow. Too much ". Fe may be high-temperature phase gamma iron at the time of formation, but is transformed into body-centered cubic iron at room temperature.
[0041]
Finally, a case where the cooling rate is not so slow as to produce Fe crystal nuclei but has not reached a preferable cooling rate will be described. In this case, since the crystal nucleus embryo has already grown into a large structure, it becomes impossible to form a fine crystal structure in a subsequent heat treatment step. The alloy in this case contains a large amount of metastable phase Z, and according to powder X-ray diffraction, the intensity of the Bragg reflection peak of metastable phase Z is extremely high, exceeding 200% of the maximum intensity of the halo pattern.
[0042]
Thus, the raw material alloy in which the ratio of the metastable phase Z is very large can only generate a coarse metal structure by the subsequent heat treatment. The reason is Fe ₃ This is because the number of nucleation sites of B decreases and the growth of Fe crystal grains as an equilibrium phase occurs preferentially. When the metal structure after heat treatment becomes coarse, Fe ₃ Magnetization direction of B and Fe and Nd ₂ Fe ₁₄ The magnetic coupling via exchange interaction with the magnetization direction of B becomes insufficient. As a result, the high magnetic properties of the original nanocomposite magnet cannot be expressed.
[0043]
The characteristics of the raw material alloy for nanocomposite magnets according to the present invention are summarized as follows.
[0044]
1. Fe ₃ Since crystallization of B proceeds by atomic diffusion in the very short range, Fe ₃ B crystallization starts at a relatively low temperature. As a result, the crystallization reaction rate is not excessively increased.
[0045]
2. Fe ₃ Since the crystallization nuclei of B are dispersed at a high density and the thermal equilibrium phase does not crystallize coarsely, a fine crystallized metal structure can be formed.
[0046]
3. Crystallization can be performed with good controllability without large heat of crystallization reaction. As a result, the raw material powder throughput in the heat treatment step can be increased without deteriorating the magnet characteristics.
[0047]
4). Fe ₃ Since the crystal nuclei necessary for crystallization of B are present in the raw material alloy at a high density, a fine and uniform metal structure can be formed by magnetizing heat treatment. This makes it possible to develop high magnet properties.
[0048]
Cooling rate 5 × 10 ⁴ ~ 5x10 ⁶ In order to achieve K / sec, the molten metal is brought into contact with the outer peripheral surface of the rotating cooling roll to rapidly remove heat, rapidly solidify a part of the molten metal, and quickly pull away the alloy ribbon formed by the rapid solidification from the molten metal. It is necessary. By doing so, the inflow of heat from the molten metal to the alloy ribbon can be blocked, and further heat can be removed. Thereby, it is possible to prevent crystallization phase transformation or excessive structural relaxation from occurring in the alloy ribbon. In addition, moderate structural relaxation is necessary for the generation of a metastable phase.
[0049]
In order to perform such high-speed solidification in an industrially and steady state, it is necessary to supply a certain amount of molten metal to the rotating roll. For this purpose, it is preferable to stably form a molten metal pool (acting as a reservoir) between the molten metal supply source and the roll surface. Such a pool of molten metal can be formed, for example, by rectifying and injecting the molten metal at a pressure within a certain range through a nozzle orifice heated to a melting point or higher (first rapid solidification method). The molten metal pool thus formed is usually referred to as “paddle” or “foot”.
[0050]
There are other methods for forming a pool of molten metal. For example, a refractory is arranged in the vicinity of the outer periphery of the rotating cooling roll, and a space opened upward (moving direction of the roll surface) is formed between the refractory and the roll surface. By pouring the molten metal into this space to generate a puddle, the molten metal is brought into contact with the outer peripheral surface of the roll, and a rapidly solidified solidified product of the molten metal is generated on the outer peripheral surface of the rotating roll. This is also achieved by a method in which the solidified product is moved upward together with the outer peripheral surface of the roll and pulled out of the puddle (second rapid solidification method).
[0051]
Next, a third rapid solidification method will be described. First, a pair of rolls are installed so that the outer peripheral surfaces face each other, and a narrow gap is set between both rolls. The refractory wall is arranged so as to sandwich this gap from the roll side surface, thereby forming a space released upward. By rapidly pouring the molten metal into the gap space and bringing the molten metal into contact with the rotating roll surface, a rapidly solidified product is generated. At this time, the roll is rotated so that the roll surface is directed downward in the gap portion between the rolls, and the rapidly solidified product is discharged downward from the gap between the rolls. In the third rapid solidification method, several pairs of rotating rolls can be provided further downward to remove heat in multiple stages.
[0052]
For each of the above-described rapid cooling methods, there is also a method that does not require generation of a molten metal pool. It is a method (fourth rapid solidification method) in which a molten metal spray is blown toward a rotating roll and rapidly solidified. However, such a method depends on the volume and velocity of the molten metal droplets that are struck against the roll surface. Cooling rate Will change. Moreover, since the volume and velocity of the molten metal droplets are distributed in the range of several times to several tens of times, compared with the first to third rapid solidification methods described above. Cooling rate There is a tendency that the distribution range of becomes wide. As a result, it is necessary to empirically determine the setting of operating conditions.
[0053]
In any of the above rapid solidification methods, in any case, it is preferable to cool the roll itself by flowing water or the like inside the roll and maintain the temperature of the outer peripheral surface of the roll at a constant value.
[0054]
In the present invention, the temperature of the alloy is lowered to a temperature lower by 400 to 800 ° C. than the alloy temperature (molten metal temperature) Tm before quenching. In any method using the above-described rotating roll, it is difficult to make the contact length between the molten metal pool and the outer peripheral surface of the roll at a certain value or more from an engineering viewpoint. In other words, in the case of the first rapid solidification method, when the size of the molten metal pool exceeds a certain range, the state of the molten metal pool becomes unstable, and the steady state cannot be maintained. In the second rapid solidification method, since the space for the molten metal pool is provided, this upper limit value is somewhat relaxed. However, when the contact length between the roll and the molten metal is increased, the solidified product is heated from the molten metal. As the inflow continues, the structure of the coagulum changes. From these viewpoints, in industrial operations, the contact length is preferably about 5 mm or more and 50 mm or less.
[0055]
The moving speed of the roll surface is adjusted so as to achieve a desired cooling rate in the contact area that defines the contact length. A preferable moving speed of the roll surface is about 6 to 20 m / second in the case of the first rapid solidification method, and about 2 to 8 m / second in the case of the second rapid solidification method. Therefore, if the contact length is 10 mm and the surface speed is 6 m / sec, then cooling from 1200 ° C. to 800 ° C. will result in 2.4 × 10 ⁵ A cooling rate of K / sec will be obtained.
[0056]
The minimum roll surface speed required from the cooling conditions and the contact length between the molten metal and the roll is, for example, in the case of a contact length of 5 mm, the temperature range of 1200 ° C. to 800 ° C. and a width of 400K is the minimum cooling speed of 5 × 10. ⁴ This corresponds to the condition of cooling at K / sec. Contact time is 400K ÷ 5 × 10 ⁴ Since K / second to 8 m / second is required, the minimum roll surface speed is from 5 mm ÷ 8 m / second to about 0.63 m / second. On the other hand, the maximum roll peripheral speed is, for example, 5 × 10 5 in a temperature section with a contact length of 50 mm and a width of 800 K from 1200 ° C. to 400 ° C. ⁶ This corresponds to cooling at K / second, and in the same manner, 312.5 m / second.
[0057]
When the roll surface speed is low, it is not desirable because it is easily affected by fluctuations in the molten metal supply rate. On the other hand, if the roll surface speed is too high, it is difficult to maintain the steady state by disturbing the molten metal pool, and it is not preferable because it is necessary to increase the mechanical strength so that the roll can withstand centrifugal force due to high-speed rotation. Therefore, as described above, in order to realize a stable industrial operation, it is usually preferable to be about 6 to 20 m / sec in the first quenching method and about 2 to 8 m / sec in the second quenching method.
[0058]
Cooling rate 5 × 10 ⁴ ~ 5x10 ⁶ The thickness of the alloy obtained by the above method at K / sec is usually in the range of about 70 to 300 μm. The moving speed of the solidification interface in the rapid solidification varies depending on the heat transfer coefficient between the molten metal and the roll surface, but is about 50 mm / second to 100 mm / second in the present alloy system. Accordingly, the thickness of the alloy ribbon is, for example, about 80 μm to 170 μm because the contact time is 0.167 m / sec if the contact length is 10 mm and the surface speed is 6 m / sec and cooled from 1200 ° C. to 800 ° C. .
[0059]
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
[0060]
[Production method of raw material alloy and its powder]
In this embodiment, a raw material alloy is manufactured using the apparatus shown in FIGS. 1 (a) and (b). In order to prevent the oxidation of the raw material alloy containing rare earth elements that are easily oxidized, the alloy manufacturing process is executed in an inert gas atmosphere. As the inert gas, a rare gas such as helium or argon is preferably used. Since nitrogen easily reacts with rare earth elements, it is not preferable to use it as an inert gas.
[0061]
The apparatus shown in FIG. 1 includes a melting chamber 1 and a quenching chamber 2 for a raw material alloy that can maintain a vacuum or an inert gas atmosphere and adjust the pressure.
[0062]
The melting chamber 1 is a melting furnace 3 that melts the raw material 20 blended so as to have a desired magnet alloy composition at a high temperature, a hot water storage container 4 having a hot water discharge nozzle 5 at the bottom, and a mixture while suppressing the entry of air. And a blended raw material supply device 8 for supplying the raw material into the melting furnace 3. The hot water storage container 4 has a heating device (not shown) that stores the molten alloy 21 of the raw material alloy and can maintain the temperature of the hot water at a predetermined level.
[0063]
The rapid cooling chamber 2 includes a rotary cooling roll 7 for rapidly solidifying the molten metal 21 discharged from the hot water nozzle 5, and a breaker 10 for crushing the raw material alloy thus rapidly solidified in the rapid cooling chamber 2. According to this apparatus, melting, tapping, rapid solidification, breaking, etc. can be performed continuously and in parallel. Such an apparatus is described in detail, for example, in JP-A-8-277403.
[0064]
In this apparatus, the atmosphere in the melting chamber 1 and the quenching chamber 2 and the pressure thereof are controlled within a predetermined range. For this purpose, atmospheric

gas supply ports

1b, 2b, 8b and 9b and

gas exhaust ports

1a, 2a, 8a and 9a are provided at appropriate locations in the apparatus.
[0065]
The melting furnace 3 can be tilted, and the molten metal 21 is appropriately poured into the hot water storage container 4 through the funnel 6. The molten metal 21 is heated in the hot water storage container 4 by a heating device (not shown).
[0066]
The hot water discharge nozzle 5 of the hot water storage container 4 is disposed in the partition wall between the melting chamber 1 and the quenching chamber 2 and causes the molten metal 21 in the hot water storage container 4 to flow down to the surface of the cooling roll 7 positioned below. The orifice diameter of the hot water nozzle 5 is, for example, 0.5 to 2.0 mm. When the viscosity of the molten metal 21 is large, the molten metal 21 is less likely to flow through the discharge nozzle 5, but by forming an appropriate pressure difference between the melting chamber 1 and the quenching chamber 2, the molten metal 21 can be discharged. It can be executed smoothly.
[0067]
The surface of the cooling roll 7 is covered with, for example, a chromium plating layer, and the diameter of the cooling roll 7 is, for example, 300 to 500 mm. The water cooling capacity of the water cooling device provided in the cooling roll 7 is calculated and adjusted according to the solidification latent heat per unit time and the amount of hot water.
[0068]
According to this apparatus, for example, a total of 20 kg of the raw material alloy can be rapidly solidified in 20 to 40 minutes. The alloy formed in this way is an alloy ribbon (alloy ribbon) 22 having a thickness of 70 to 150 μm and a width of 1.5 to 6 mm before breaking, but the alloy having a length of about 2 to 150 mm by the breaking device 10. After being crushed into thin pieces 23, it is recovered by the recovery mechanism unit 9. In the example of the apparatus shown in the figure, the recovery mechanism unit 9 is provided with a compressor 11 so that the thin piece 23 can be compressed.
[0069]
Next, a method for producing a raw material alloy using the apparatus shown in FIG. 1 will be described.
[0070]
First, the general formula is Fe _100-xy R _x B _y , Fe _100-xyz R _x B _y Co _z , Fe _100-xyu R _x B _y M _u Or Fe _100-xyz R _x B _y Co _z M _u A melt 21 of the alloy for a nanocomposite magnet represented by any of the above is prepared and stored in the hot water storage container 4 of the melting chamber 1. Here, the ranges of R, M, composition ratios x, y, z, and u are as described above.
[0071]
Next, the molten metal 21 is discharged from the hot water nozzle 5 onto the water cooling roll 7, rapidly cooled by contact with the water cooling roll 7, and solidified. As the rapid solidification method, it is necessary to use a method capable of controlling the cooling rate with high accuracy. In this embodiment, a single roll method, which is one of the liquid rapid cooling methods, is used. For rapid solidification, it is also possible to use a gas atomizing method. However, according to this method, the cooling rate changes greatly depending on the powder particle size, and the collection of the powder particles after an appropriate cooling rate is achieved. Since the rate cannot be increased, it is not suitable for the present invention.
[0072]
In this embodiment, when the molten metal 21 is cooled and solidified, the cooling rate is 5 × 10 5. ⁴ ~ 5x10 ⁶ K / second. At this cooling rate, the temperature of the alloy is lowered to a temperature lower by ΔT1. Since the temperature of the molten alloy 21 before the rapid cooling is close to the melting point Tm (for example, 1200 to 1300 ° C.), the temperature of the alloy decreases from Tm to (Tm−ΔT1) on the cooling roll 7. According to the experiment of the present inventor, ΔT1 is preferably in the range of 400 to 800 ° C. from the viewpoint of improving the final magnet characteristics.
[0073]
The time for which the molten alloy 21 is cooled by the cooling roll 7 corresponds to the time from the contact of the alloy with the outer peripheral surface of the rotating cooling roll 7 until it leaves, and in the case of this embodiment, 0.5 to 2 mm. Seconds. During, The temperature of the alloy will drop Solidify. Thereafter, the solidified alloy leaves the cooling roll 7 and flies in an inert atmosphere. While the alloy is in the form of a ribbon, the temperature is lowered to (Tm−ΔT1−ΔT2) as a result of the heat deprived from the atmospheric gas. ΔT2 varies depending on the size of the apparatus and the pressure of the atmospheric gas, but is about 100 ° C. or higher.
[0074]
In this embodiment, when the temperature of the alloy ribbon 22 reaches (Tm−ΔT1−ΔT2), the crushing process is quickly performed in the apparatus, and the alloy flakes 23 are produced on the spot. Therefore, it is preferable to adjust the size of (ΔT1 + ΔT2) so that (Tm−ΔT1−ΔT2) is lower than the vitrification temperature Tg of the alloy. If (Tm−ΔT1−ΔT2) ≧ Tg, the alloy is in a softened state and its fracture becomes difficult. When the fracture / pulverization process of the solidified alloy is separately performed by another apparatus, the alloy temperature is lowered to about room temperature, and therefore, it is not necessary to consider the size of (ΔT1 + ΔT2).
[0075]
In addition, it is preferable to set the absolute pressure in the quenching chamber 2 in the range of 2-30 kPa, and it is still more preferable to set in the range of 3-10 kPa. If the molten metal 21 flows down on the cooling roller 7 in such a reduced pressure state, there is no possibility that atmospheric gas will be trapped between the molten metal 21 and the surface of the roller 7, and the cooling rate of the molten metal 21 is made lower than before. This is because the alloy ribbon 22 having a uniform surface shape and an excellent surface shape can be obtained. On the other hand, when the molten metal 21 flows down on a cooling roller rotating at a slow peripheral speed as in the present embodiment in a normal pressure atmosphere, the surface shape of the alloy ribbon 22 may be deteriorated.
[0076]
Further, as in this embodiment, if the crushing process of the solidified alloy by the crushing device is performed immediately following the rapid solidification process, the quenched alloy discharged from the cooling roll as a long alloy ribbon can be contained in a relatively narrow space. It can be collected in a compact manner. If the rapid solidification device and the crushing device are configured separately, it is necessary to store the rapid cooling alloy as a long ribbon once in a bulky state.
[0077]
If the alloy flakes crushed by the breaking device are further pulverized by a known mechanical pulverizing device, an alloy powder having a size suitable for the heat treatment step and the subsequent forming step can be produced. In this embodiment, the alloy is roughly pulverized to about 850 μm or less with a power mill device, and then pulverized with a pin disk mill device to a particle size of about 150 μm or less.
[0078]
[Production method of nanocomposite magnet powder]
Below, the heat processing method performed with respect to the said raw material alloy powder is demonstrated, referring FIG.
[0079]
FIG. 2 shows a powder firing furnace apparatus using a hoop belt. This apparatus includes

rotating rolls

24 and 25 that are rotatably supported by a main body 28, and a hoop belt 26 that is driven at a predetermined speed in one direction by the rotation of the rotating

rolls

24 and 25. The raw material alloy powder is supplied to the raw material feed position A on the hoop belt 26 and conveyed to the left in the figure. The powder supplied onto the hoop belt 26 is leveled by the sliding plate 27, whereby the height of the powder is adjusted to a certain level or less (for example, 2 to 4 mm in height). Thereafter, the powder enters a heating zone surrounded by a metal tube where it undergoes a heat treatment for microcrystallization. In the heating zone (for example, length 1100 mm), heaters (not shown) are arranged in, for example, three zones (the length of one zone is 300 mm, for example). As the powder moves through the heating zone, it undergoes a heat treatment. A cooling zone C having a length of, for example, 800 mm exists at the subsequent stage of the heating zone, and the powder is cooled by passing through a water-cooled metal cylinder. The cooled powder is collected by a collecting device (not shown) at the lower left of the rotating roller 25.
[0080]
According to this heat treatment apparatus, the heat treatment process can be controlled by adjusting the moving speed of the hoop belt 26 with respect to the length of the given heating zone.
[0081]
As the heat treatment step, for example, the heat treatment temperature may be increased to 590 to 700 ° C. at a temperature rising rate of 100 to 150 ° C./min, and the state may be maintained for about 5 to 15 minutes. Thereafter, the alloy temperature is lowered to a room temperature level at a temperature drop rate of 100 to 150 ° C./min.
[0082]
In order to increase the amount of heat treated powder, the width of the hoop belt 26 is widened and the amount of powder supplied per unit length of the hoop belt 26 is increased, while the length of the heating zone is increased, and the rotating roller The rotational

peripheral speeds

24 and 25 may be increased. According to the alloy powder according to the present invention, since the heat of crystallization reaction is not rapidly generated during the heat treatment, the temperature control of the alloy powder in the heat treatment step is easy. As a result, even if the powder supply amount is increased, a magnet powder having stable magnetic properties can be produced.
[0083]
The raw material powder subjected to the heat treatment by the heat treatment apparatus is microcrystallized as described above, and can exhibit the characteristics as a nanocomposite magnet. Thus, the raw material alloy powder that is in the metallic glass state and does not exhibit the characteristics as the hard magnetic material before the heat treatment is changed into a nanocomposite magnet alloy powder having excellent magnetic properties by the heat treatment.
[0084]
[Magnet manufacturing method]
Below, the method to manufacture a magnet from the said nanocomposite magnet alloy powder is demonstrated.
[0085]
First, a compound is produced by adding the binder and additive which consist of an epoxy resin to the nanocomposite magnet alloy powder obtained as mentioned above, and knead | mixing them. Next, after press molding by a molding apparatus having a molding space having a desired shape of the compound, a final bonded magnet can be obtained through a heat curing process, a cleaning process, a coating process, an inspection process, and a magnetizing process.
[0086]
The molding process is not limited to the compression molding described above, and may be a known extrusion molding, injection molding, or rolling molding. The magnet powder is kneaded with a plastic resin or rubber according to the type of molding method employed.
[0087]
In addition, in the case of injection molding, a high softening point resin such as PPS can be used in addition to polyimide (nylon) widely used as a resin. This is because the magnet powder of the present invention is formed from a low-rare earth alloy, so that it is not easily oxidized, and the magnet characteristics are not deteriorated even when injection molding is performed at a relatively high temperature.
[0088]
Further, since the magnet of the present invention is hardly oxidized, it is not necessary to coat the final magnet surface with a resin film. Therefore, for example, the magnet powder and the molten resin of the present invention can be press-fitted into a slot of a part having a complicatedly shaped slot, thereby producing a part integrally provided with a complicatedly shaped magnet. Is possible.
[0089]
[motor]
Next, an embodiment of a motor provided with the magnet manufactured as described above will be described.
[0090]
The motor of this embodiment is an IPM (Inner Permanent Magnet) type motor, and a bond magnet manufactured by the above-described manufacturing method is used as a spring magnet of an integrated rotor.
[0091]
Needless to say, the magnet of the present invention is suitably used for other types of motors and actuators besides this type of motor.
[0092]
Examples of the present invention and comparative examples will be described below.
[0093]
[First embodiment]
In this example, the aforementioned rapid solidification process was performed in an argon atmosphere with an absolute pressure of 30 kPa or less. As the cooling roll, a copper alloy roll (diameter: 350 mm) covered with a chromium plating layer having a thickness of 5 to 15 μm was used. While the copper alloy roll was rotated at a peripheral speed of 10 m / sec, the raw material alloy melt flowed down on the outer peripheral surface and rapidly solidified. The temperature of the molten metal was 1300 ° C. when measured with a radiation thermometer. The molten metal was dropped from the orifice to a diameter of 1.3 to 1.5 mm at a rate of 10 to 20 g per second.
[0094]
Table 1 shows the composition of the melt for each example and the ratio (%) of the Bragg reflection intensity of the metastable phase Z to the maximum intensity of the halo pattern. As can be seen from Table 1, the “Bragg reflection intensity ratio” was in the range of 5 to 200% for any of the examples. In Table 1, for example, the notation “Nd2.5 + Pr1” described in the column “R” includes Nd and Pr as the rare earth element R, and the composition ratios thereof are 2.5 atom% and 1 atom, respectively. % Means.
[0095]
FIG. 3 (a) shows the powder X-ray diffraction pattern for the example number 2. As can be seen from FIG. 3A, the background halo pattern shows the highest intensity at 2θ = about 43 °, while a sharp intensity peak is observed at 20 = 51.4 °. This steep intensity peak is a Bragg scattering peak that appears at a position corresponding to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm. This Bragg scattering peak is due to the metastable phase Z. In addition, diffraction lines due to the metastable phase Z are also observed at positions corresponding to a crystal plane interval of 0.417 nm ± 0.005 nm and a crystal plane interval of 0.267 nm ± 0.005 nm.
[0096]
In addition, observation of said powder X-ray diffraction pattern was performed using Rigaku RINT2000 as a measuring apparatus and installing the monochromator between the sample and Cu target.
[0097]
After the raw material alloy of this example was pulverized into a powder having a particle size of 850 μm or less, the raw material alloy powder was subjected to heat treatment in the powder firing furnace (for testing: length 2 m) of FIG. The raw material alloy powder passed through the heating zone in 10 minutes and then passed through the cooling zone C in 10 minutes. The heat treatment atmosphere is argon gas, 0.6 g / cm per unit area ² The raw material alloy powder was supplied at a loading density of. Table 2 shows the magnetic characteristics and the optimum heat treatment temperature when the treatment amount per unit time is 3 kg.
[0098]
[Comparative Example 1]
Using the molten metal having the composition shown in Table 3, the same process as in the example was performed.
[0099]
The difference from the example lies in the cooling rate of the molten metal. In this comparative example, the roll peripheral speed was 20 m / sec. Other conditions are substantially the same as those of the example. From Table 3, it can be seen that the ratio (%) of the Bragg reflection intensity of the metastable phase Z to the maximum intensity of the halo pattern is less than 5%.
[0100]
FIG. 3 (b) shows a powder X-ray diffraction pattern for the example number 2. As can be seen from FIG. 3B, the Bragg scattering peak due to the metastable phase Z was not clearly observed.
[0101]
Table 4 shows the optimum heat treatment temperature and the magnetic properties after the heat treatment for this comparative example. The heat treatment apparatus and method are the same as in the example. From Table 4, it can be seen that the coercive force is lower than that of the examples and the magnet properties are inferior. This is because the controllability of heat treatment is poor and desirable crystal growth has not been realized.
[0102]
In order to develop magnet characteristics equivalent to those of the examples, it was necessary to reduce the amount of powder processed during heat treatment to 0.7 kg per hour. In the case of the comparative example, since the controllability of heat treatment is lowered, a magnet alloy having a desired metal structure cannot be obtained unless the amount of alloy powder is reduced. This indicates that the comparative example is inferior in throughput in the heat treatment step for magnetization and is not suitable for mass production.
[0103]
[Comparative Example 2]
Using the molten metal having the composition shown in Table 5, the same process as in the example was performed.
[0104]
The difference from the example is in the cooling rate and the flow rate of the molten metal. In this comparative example, the roll peripheral speed was 5 m / sec, and the molten metal was dropped at a rate of 20 to 30 g per second. The amount of powder processed during the heat treatment was 3 kg per hour. Other conditions are substantially the same as those of the example.
[0105]
Table 5 shows the ratio (%) of the Bragg reflection intensity of the metastable phase Z to the maximum intensity of the halo pattern and the ratio (%) of the intensity of the (110) Bragg scattering peak of the body-centered cubic Fe. . As can be seen from Table 5, when the cooling rate is too slow, the ratio (%) of the Bragg reflection intensity of the metastable phase Z to the maximum intensity of the halo pattern exceeds 200%.
[0106]
FIG. 4 shows the powder X-ray diffraction pattern for the example of number 2. As can be seen from FIG. 4, the Bragg scattering peak due to the metastable phase Z is remarkably observed, but the intensity of the halo pattern is significantly reduced.
[0107]
Table 5 shows the magnetic characteristics after heat treatment and the optimum heat treatment temperature for this comparative example. The heat treatment apparatus and method are the same as in the example. From Table 6, it can be seen that the coercive force is lower than that of the example and the magnet characteristics are inferior.
[0108]
Even if the amount of powder processed during the heat treatment was changed, it was not possible to develop magnet characteristics equivalent to those of the examples. From this, it can be seen that if the cooling rate is too slow, a preferable nanocomposite composition cannot be obtained.
[0109]
[Second Embodiment]
Hereinafter, an embodiment according to the second method described above will be described.
[0110]
In this example, the relative position of the nozzle orifice and the rotating roll was changed in the apparatus of FIG. More specifically, the molten metal is decanted from the upper side of the cooling roll 7 through a culvert from 45 degrees obliquely, and the depth of the molten metal is within an open space (width 10 mm) surrounded by the ridge and the outer peripheral surface of the roll. The molten metal was rapidly cooled and solidified while being controlled to be 5 mm to 8 mm. The composition of the raw material alloy used in this example is the same as that described in Tables 1 and 3.
[0111]
The alloy ribbon solidified in contact with the roll surface was pulled upward as the roll 7 was rotated, and peeled off from the roll 7 near the top of the roll 7 and dropped downward. Thereafter, the alloy ribbon was introduced into a pulverizer via a slide and pulverized. The roll peripheral speed at this time was 5 m / sec. The molten metal temperature was 1200 ° C to 1280 ° C at the position of the puddle, and the atmospheric pressure during cooling was 40 kPa to 50 kPa. The temperature of the alloy ribbon was estimated from the Stefan-Boltzmann distribution by measuring the infrared intensity in the wavelength band of 3 to 5 μm and assuming the black body radiation of iron. The estimated temperature of the alloy ribbon thus obtained had already dropped to about 800 ° C. to 900 ° C. immediately after being drawn from the puddle. Moreover, the thickness of the obtained alloy ribbon was 100 μm to 170 μm. During solidification Cooling rate Is 1.3 × 10, assuming that the contact length between the molten metal and the roll is 1.4 times the depth of the molten metal (1 / cos 45 degrees). ⁶ K / sec to 3.4 × 10 ⁶ K / s was estimated.
[0112]
Since the molten metal was pulled up from the hot water pool and then quickly removed, the alloy ribbon temperature at the time of peeling from the roll 7 was lowered to 400 to 500 ° C. Since the roll diameter of the apparatus used in this example was 350 mm, the time from when the molten metal contacts the roll until it leaves is equivalent to the time that the roll rotates 1/8, About 20 ms Met. Accordingly, the average cooling rate on the molten metal roll is 3.6 × 10 6. ^Four K / sec ~ 4.5 × 10 ^Four It is estimated that it was K / sec.
[0113]
The vitrification transition temperature of these alloys is determined by conducting thermal analysis under the condition that the amorphous alloy is heated at 20 ° C./min. ₃ Even when a glass transition is observed below the crystallization temperature of B (about 590 to 600 ° C.), it is at most about 550 ° C. to 580 ° C. On the other hand, when no glass transition is observed in such thermal analysis, the vitrification transition temperature is equal to or higher than the crystallization temperature. In the case of this example, since the alloy ribbon temperature was 400 to 500 ° C. when the alloy ribbon was separated from the roll 7, the alloy ribbon was rapidly cooled below the vitrification transition temperature and then left the roll 7. Understand.
[0114]
As a result of measuring the alloy ribbon obtained in this manner using Cu-Kα rays with an X-ray diffractometer, a diffraction pattern shown in FIG. 5 was obtained. The diffraction lines in this diffraction pattern are Fe as shown in the figure. ₂₃ B ₆ It turns out that it can be indexed as a phase.
[0115]
When this raw material was heat-treated at a supply rate of 3 kg / h using the heat treatment furnace for evaluation shown in FIG. 2, the magnet characteristics shown in Table 7 were obtained at the heat treatment temperatures (furnace set temperature) shown in Table 7, respectively. . When the comparative example 1 heat-processed with the supply rate of 0.7 kg / h about the alloy of the same composition is compared with a present Example, it turns out that the magnetic characteristic of a present Example is relatively high. In other words, the heat treatment process of this embodiment has a high throughput. The numbers in the leftmost column of Table 7 correspond to the numbers shown in Tables 1 and 3, and the same numbers indicate the raw material alloys having the same composition.
[0116]
[Third embodiment]
Hereinafter, an embodiment according to the above-described third method will be described.
[0117]
A pair of quenching rolls made of carbon steel with a roll diameter of 150 mm are arranged relative to each other so that the distance between the rolls is 160 μm, and the rolls are moved in the opposite directions at the same speed so that the roll surface moves downward in the gap position between the rolls Rotated. Also in this example, the roll surface speed was 5 m / sec. A refractory weir was made on the side of the roll via a refractory felt to prevent the molten metal from leaking in the side direction. In this way, the molten metal flowed down from above through the quartz nozzle orifice toward the gap between the rolls to form a puddle in the gap space between the rolls. The puddle depth estimated based on the puddle width (in the direction parallel to the roll interval) was about 10 mm. The molten metal was drawn downward from the gap between the rolls, and a continuous quenched alloy ribbon was formed. The melt temperature before quenching was 1300 ° C., and the alloy ribbon temperature was about 800 ° C. immediately below the roll. Therefore, the average cooling rate is about 2.5 × 10 ⁵ K / s was estimated. In this example, the ribbon was further removed by a cooled argon gas flow, and the ribbon temperature was lowered to 500 ° C. or lower.
[0118]
When this alloy was heat treated at a supply rate of 3 kg / hour using the heat treatment furnace for evaluation shown in FIG. 2, the magnet characteristics shown in Table 8 were obtained at the optimum heat treatment temperatures (furnace set temperatures) shown in Table 8, respectively. It was. When the comparative example 1 which heat-processed with the supply rate of 0.7 kg / hour about the alloy of the same composition is compared with a present Example, it turns out that the magnetic characteristic of a present Example is relatively high. In other words, the heat treatment process of this embodiment has a high throughput.
[0119]
[Table 1]

[0120]
[Table 2]

[0121]
[Table 3]

[0122]
[Table 4]

[0123]
[Table 5]

[0124]
[Table 6]

[0125]
[Table 7]

[0126]
[Table 8]

[0127]
[Reason for composition limitation]
Finally, the reason for limiting the alloy composition will be described.
[0128]
Rare earth element R is a hard magnetic phase R ₂ Fe ₁₄ It is an essential element for B. In the present invention, R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance contains 0% or more and less than 10% of other lanthanum series elements or one or more elements of Y. One of the elements Pr and Nd is R having uniaxial crystal magnetic anisotropy. ₂ Fe ₁₄ Indispensable for producing B. Rare earth elements other than Pr and Nd are arbitrarily selected. If the composition ratio of R is less than 2 atomic%, the effect of generating a coercive force is too small, which is not preferable. On the other hand, when the composition ratio of R exceeds 6 atomic%, Fe ₃ Phase B and Nd ₂ Fe ₁₄ Since the B phase is not generated and the α-Fe phase becomes the main phase, the coercive force is significantly reduced. From the above, the composition ratio x of R is preferably 2 ≦ x ≦ 6.
[0129]
B is Fe, which is a soft magnetic phase ₃ B and R which are hard magnetic phases ₂ Fe ₁₄ It is an essential element for both B. When the composition ratio y of B is out of the range of 16 to 20 atomic%, the required coercive force is not exhibited. Therefore, the composition ratio y of B is preferably 16 ≦ y ≦ 20. Furthermore, if B is out of this composition range, the melting point increases, the melting temperature and the temperature of the hot water storage container need to be increased, and the amorphous forming ability also decreases, so that it is difficult to obtain a desired quenched alloy structure. Become.
[0130]
Co has the function of reducing the temperature change dependency of the magnetic characteristics by increasing the Curie temperature, and as a result, stabilizing the magnetic characteristics. It also has the function of improving the viscosity of the molten alloy and contributes to the stabilization of the molten metal flow rate. When the addition ratio of Co is less than 0.02 atomic%, the above function is not fully exhibited, and when it exceeds 7 atomic%, the magnetization characteristics begin to deteriorate. Co may be added when it is desired to exert these functions, and the addition of Co is not indispensable for obtaining the effects of the present invention. When Co is added, it is preferable that 0.2 ≦ z ≦ 7 holds for the composition ratio z for the reason described above.
[0131]
M is added when the coercive force is to be increased as much as possible. When the addition ratio of M is less than 0.01 atomic%, the coercive force increase is not sufficiently observed, and when the addition ratio of M exceeds 7 atomic%, the magnetization decreases. Therefore, when M is added, it is preferable that 0.1 ≦ z ≦ 7 holds for the composition ratio u. Among M, Cr exhibits an effect of improving corrosion resistance in addition to an increase in coercive force. Further, Cu, Au, and Ag have an effect of expanding the appropriate temperature range in the crystallization heat treatment step.
[0132]
【The invention's effect】
According to the raw material alloy for nanocomposite magnets according to the present invention, Fe ₃ Since crystallization of B proceeds by atomic diffusion in the very short range, Fe ₃ B can be crystallized at a relatively low temperature. Fe ₃ The temperature range where crystallization of B proceeds is Nd ₂ Fe ₁₄ Since it deviates from the temperature range where crystallization of B proceeds, each crystallization occurs separately in time during the heat treatment. For this reason, the heat of crystallization reaction is dispersed in a wide temperature range, and the microcrystallization can be executed with good controllability without releasing large heat of crystallization reaction at a time. As a result, the raw material powder throughput in the heat treatment step can be improved without deteriorating the magnet characteristics.
[0133]
Fe ₃ Since the crystal nuclei necessary for crystallization of B are present in the raw material alloy at a high density, a fine and uniform metal structure can be formed by magnetizing heat treatment, and high magnet characteristics can be expressed.
[0134]
According to the method for producing a raw material alloy for a nanocomposite magnet of the present invention, it is possible to control the cooling process for forming an alloy using the Bragg reflection peak in the X-ray diffraction of the alloy as an index. For this reason, it becomes easy to optimize and manage the cooling rate, and it becomes possible to stably produce a raw material alloy for a nanocomposite magnet having excellent magnet characteristics.
[0135]
According to the method for producing a nanocomposite magnet powder of the present invention, a fine and uniform metal structure can be formed with good controllability by magnetizing heat treatment, so that a magnet having excellent magnet characteristics can be provided with high throughput. become.
[0136]
According to the nanocomposite magnet of the present invention, excellent magnet characteristics are exhibited, so that characteristics of motors and actuators can be improved at low cost.
[Brief description of the drawings]
1A is a cross-sectional view showing an example of the overall configuration of an apparatus used in a method for producing a raw material alloy for a nanocomposite magnet according to the present invention, and FIG. 1B is an enlarged view of a portion where rapid solidification is performed. is there.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing an example of a heat treatment apparatus used in a method for producing a nanocomposite magnet according to the present invention.
3A is a graph showing the X-ray diffraction pattern of the first example, and FIG. 3B is a graph showing the X-ray diffraction pattern of Comparative Example 1. FIG.
4 is a graph showing an X-ray diffraction pattern of Comparative Example 2. FIG.
FIG. 5 is a graph showing an X-ray diffraction pattern of a second example.
[Explanation of symbols]
1b, 2b, 8b, and 9b Atmospheric gas supply port
1a, 2a, 8a, and 9a gas outlet
1 Dissolution chamber
2 quenching room
3 Melting furnace
4 Hot water storage container
5 Hot water nozzle
6 funnel
7 Rotating cooling roll
10 Breaker 10
11 Compressor
21 Molten metal
22 Alloy ribbon
23 Alloy flakes
28 body
24 Rotating roll
25 Rotating roll
26 Hoop Belt
27 Scraper

Claims

General formula _{_{_{Fe 100-xy R x B y}}} , is represented by _{_{_{Fe 100-xyz R x B y}}} Co z, Fe 100-xyu R x B y M u, or _{_{_{Fe 100-xyzu R x B y}}} Co z M u A raw material alloy for nanocomposite magnets,
R is a rare earth element containing 90% by atom or more of one or both of Pr and Nd, and the balance containing 0% or more and less than 10% of one or more elements of other lanthanum series elements or Y;
M is one or more elements selected from the group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag And
The composition ratio x, y, z and u are
2 ≦ x ≦ 6,
16 ≦ y ≦ 20,
0.2 ≦ z ≦ 7,
0.01 ≦ u ≦ 7
Satisfied, yet
It contains a metastable phase Z in which the Bragg reflection peak in X-ray diffraction corresponds to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is 5% or more of the maximum intensity of the halo pattern 200 %, And
A raw material alloy for a nanocomposite magnet, wherein the intensity of a (110) Bragg scattering peak of body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.

General formula _{_{_{Fe 100-xy R x B y}}} , is represented by _{_{_{Fe 100-xyz R x B y}}} Co z, Fe 100-xyu R x B y M u, or _{_{_{Fe 100-xyzu R x B y}}} Co z M u A raw material alloy powder for a nanocomposite magnet,
R is a rare earth element containing 90% by atom or more of one or both of Pr and Nd, and the balance containing 0% or more and less than 10% of one or more elements of other lanthanum series elements or Y;
M is one or more elements selected from the group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag And
The composition ratio x, y, z and u are
2 ≦ x ≦ 6,
16 ≦ y ≦ 20,
0.2 ≦ z ≦ 7,
0.01 ≦ u ≦ 7
Satisfied, yet
It contains a metastable phase Z in which the Bragg reflection peak in X-ray diffraction corresponds to a crystal plane interval of 0.179 nm ± 0.005 nm, and the intensity of the Bragg reflection peak is 5% or more of the maximum intensity of the halo pattern 200 %, And
A raw material alloy powder for a nanocomposite magnet, wherein the intensity of a (110) Bragg scattering peak of body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern.

General formula _{_{_{Fe 100-xy R x B y}}} , is represented by _{_{_{Fe 100-xyz R x B y}}} Co z, Fe 100-xyu R x B y M u, or _{_{_{Fe 100-xyzu R x B y}}} Co z M u A raw material alloy for a nanocomposite magnet, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% or more and 10% of one or more elements of other lanthanum series elements or Y R is a rare earth element, and M is a group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag. One or more elements selected from the group consisting of 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, and 0.01 ≦ u ≦ 7. In a method for producing a raw material alloy for a nanocomposite magnet satisfying
Forming a melt of the raw material alloy;
A step of rapidly solidifying the molten metal;
Including
In the rapid solidification step, the cooling rate is set to 5 × 10 ^{4 to} 5 × 10 ⁶ K / second, and the temperature of the alloy is lowered to a temperature lower by 400 to 800 ° C. than the temperature Tm of the alloy before the rapid cooling. The solid alloy containing the metastable phase Z in which the Bragg reflection peak in diffraction corresponds to a position corresponding to the crystal plane spacing of 0.179 nm ± 0.005 nm is contained, and the intensity of the Bragg reflection peak is the highest in the halo pattern. Nanocomposite magnet raw material characterized in that the intensity of the (110) Bragg scattering peak of the body-centered cubic Fe is less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern, and the intensity is 5% or more and less than 200% of the intensity Alloy manufacturing method.

The manufacturing method of the raw material alloy for nanocomposite magnets of Claim 3 which further includes the process of producing powder from the rapidly solidified raw material alloy.

General formula _{_{_{Fe 100-xy R x B y}}} , is represented by _{_{_{Fe 100-xyz R x B y}}} Co z, Fe 100-xyu R x B y M u, or _{_{_{Fe 100-xyzu R x B y}}} Co z M u An alloy for nanocomposite magnets, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% or more and less than 10% of other lanthanum series elements or one or more elements of Y It is a rare earth element to be contained, and M is selected from the group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag. One or more selected elements, the composition ratios x, y, z and u satisfy 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7, and 0.01 ≦ u ≦ 7. Satisfactory, and between crystal planes where the Bragg reflection peak in X-ray diffraction is 0.179 nm ± 0.005 nm (110) Bragg scattering of body-centered cubic Fe, which contains a metastable phase Z located at a position corresponding to the distance, the intensity of the Bragg reflection peak is 5% or more and less than 200% of the maximum intensity of the halo pattern Preparing a raw material alloy powder for a nanocomposite magnet having a peak intensity of less than 5% of the maximum intensity of the halo pattern;
Subjecting the raw material alloy powder for nanocomposite magnet to a heat treatment at 590 to 700 ° C. for 5 to 15 minutes, thereby performing crystallization of the Fe ₃ B compound and the Fe—R—B compound,
A method for producing a nanocomposite magnet powder comprising:

The step of preparing the raw material alloy powder for the nanocomposite magnet,
Forming a melt of the raw material alloy;
A step of rapidly solidifying the molten metal;
Crushing the rapidly solidified raw material alloy;
Crushing the raw material alloy;
Including
In the rapid solidification step, the cooling rate of the alloy is set to 5 × 10 ^{4 to} 5 × 10 ⁶ K / second, and the temperature of the alloy is lowered to a temperature lower by 400 to 800 ° C. than the temperature Tm of the alloy before the rapid cooling. The method for producing a nanocomposite magnet powder according to claim 5 .

General formula _{_{_{Fe 100-xy R x B y}}} , is represented by _{_{_{Fe 100-xyz R x B y}}} Co z, Fe 100-xyu R x B y M u, or _{_{_{Fe 100-xyzu R x B y}}} Co z M u An alloy for nanocomposite magnets, wherein R contains 90 atomic% or more of one or both of Pr and Nd, and the balance is 0% or more and less than 10% of other lanthanum series elements or one or more elements of Y It is a rare earth element to be contained, and M is selected from the group consisting of Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Pt, Pb, Au, and Ag. One or more selected elements, and the composition ratios x, y, z and u are 2 ≦ x ≦ 6, 16 ≦ y ≦ 20, 0.2 ≦ z ≦ 7.0, 0.01 ≦ u ≦ 7 And the Bragg reflection peak in X-ray diffraction is 0.179 nm ± 0.005 nm. And the Bragg reflection peak has a intensity of 5% or more and less than 200% of the maximum intensity of the halo pattern, and the (110) Bragg scattering peak of body-centered cubic Fe Preparing a raw material alloy powder for a nanocomposite magnet whose strength is less than 5% of the maximum strength of the halo pattern;
Subjecting the raw material alloy powder for nanocomposite magnet to a heat treatment at 590 to 700 ° C. for 5 to 15 minutes, thereby performing crystallization of the Fe ₃ B compound and the Fe—R—B compound,
Forming a compact using the raw material alloy powder after the heat treatment;
A method for producing a nanocomposite magnet.

The step of preparing the raw material alloy powder for the nanocomposite magnet,
Forming a melt of the raw material alloy;
A step of rapidly solidifying the molten metal;
Crushing the rapidly solidified raw material alloy;
Crushing the raw material alloy;
Including
In the rapid solidification step, the cooling rate of the alloy is set to 5 × 10 ^{4 to} 5 × 10 ⁶ K / second, and the temperature of the alloy is lowered to a temperature lower by 400 to 800 ° C. than the temperature Tm of the alloy before the rapid cooling. The method for producing a nanocomposite magnet according to claim 7 , wherein:

The method for producing a nanocomposite magnet according to claim 7 or 8 , wherein the step of forming the formed body includes a step of producing a bonded magnet using the raw material alloy powder after the heat treatment.

A motor comprising a nanocomposite magnet manufactured by the method for manufacturing a nanocomposite magnet according to claim 7, 8 or 9 .