JP4055709B2 - アトマイズ法によるナノコンポジット磁石の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、アトマイズ法を用いて鉄基希土類合金のナノコンポジット磁石粉末を製造する方法に関する。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の鉄基希土類磁石合金は、焼結磁石やボンド磁石を用途に広く用いられている。これらの磁石のうち、焼結磁石は、インゴットキャスト法やストリップキャスト法などによって作製された磁石合金を粉砕した後、この粉砕粉をプレス成形し、焼結することによって作製される。一方、ボンド磁石は、メルトスピニング法などによって合金溶湯を急冷・凝固させた後、得られた急冷合金を粉砕し、樹脂と混合、成形することによって作製される。このように、焼結磁石の場合もボンド磁石の場合も、製造に用いられる磁石粉末は、原料となる磁石合金を粉砕することによって得られるため、磁石製造プロセス中には、通常、粉砕工程が不可欠である。
このような粉砕工程を行わずに磁石粉末を作製する方法として、従来より、ガスアトマイズ法が知られている。ガスアトマイズ法では、合金の溶湯をノズルなどを介して不活性ガス中に噴霧し、溶湯とガスとを衝突させることにより、溶湯の液滴を冷却する。これにより、数十μｍ程度の粒径を持つ球状粒子を直接的に形成することが可能になる。ガスアトマイズ法では、溶融金属の液滴が落下中に凝固するため、ほぼ球形の粉末粒子が得られる。ガスアトマイズ法で作製される粉末（アトマイズ粉）は、その形状および粒径がボンド磁石用磁粉として好適である。
アトマイズ法をボンド磁石の製造に利用すれば、そのままボンド磁石用磁石粉末として用いることができるため、機械的な粉砕工程が不必要となり、製造コストを著しく低減することができる。なお、アトマイズ粉の粒径は焼結磁石に用いられる磁石粉末の粒径よりも大きくなるため、焼結用にアトマイズ粉をそのまま用いることは困難である。
現在、ボンド磁石に広く用いられている急冷系の希土類合金磁石粉末の場合、粉末粒子内に結晶粒径２０〜２００ｎｍ程度のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ系化合物相が細かく分散している。このような微細結晶組織は、特定の組成を有する合金溶湯をメルトスピニング法などによって急速に冷却し、アモルファス合金薄帯を作製した後、これに結晶化熱処理を施すことによって形成される。
一方、上記急冷系磁石とは全く異なる金属組織を有する高性能磁石の開発も積極的に進められている。このような磁石の代表例は、ナノコンポジット磁石（交換スプリング磁石）と呼ばれる複合磁石である。ナノコンポジット磁石は、同一金属組織内に硬磁性相と軟磁性相が細かく分散し、各構成相が交換相互作用によって磁気的に結合した構造を有している。ナノコンポジット磁石の各構成相はナノメートルオーダのサイズを有しており、各構成相のサイズや分散性によって規定される微細構造が磁石特性を大きく左右する。
このようなナノコンポジット磁石の中でも、特にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ系化合物相（硬磁性相）とα−Ｆｅや鉄基硼化物などの軟磁性相とが同一金属組織内に分散した磁石が注目を集めている。このナノコンポジット磁石も、従来、メルトスピニングによって合金溶湯を急冷した後、結晶化熱処理を施すことによって作製されてきた。これらの急冷系磁石の粉末をガスアトマイズ法で製造することができれば、粉砕工程が不要となるため、製造コストを大きく低減することが可能になる。
しかしながら、アトマイズ法を用いて上記急冷系磁石粉末を作製することは極めて困難である。これは、アトマイズ法による溶湯冷却速度がメルトスピニング法による溶湯冷却速度よりも１桁から２桁も遅いため、アトマイズ法によっては、充分なレベルにまでアモルファス化した合金組織を形成できなかったからである。
上記のナノコンポジット磁石ではない急冷系磁石、すなわち、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系化合物相のみを含有する急冷系磁石については、ＴｉＣなどを添加することによって合金のアモルファス生成能（quenchability）を向上させ、それによって冷却速度の遅いアトマイズ法でもアモルファス合金を形成できるようにする方法が提案されている。
しかしながら、α−Ｆｅ／Ｒ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石の場合、アトマイズ法で実用に耐えうる高性能の磁石を作製するのは困難である。これは、アトマイズ法のように冷却速度が遅くなると、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相に優先して軟磁性相であるα−Ｆｅ相が析出・成長しやすく、軟磁性相が粗大化する結果、各構成相間の交換相互作用が弱まり、ナノコンポジット磁石として磁気特性が大きく劣化してしまうからである。
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、優れた磁気特性を発揮するナノコンポジット磁石の粉末をアトマイズ法によって製造できるようにすることにある。
本発明による鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＴｉzＭn（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｒは希土類金属元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＭはＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＨｆからなる群から選択された少なくとも１種の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２５原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足し、２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にある。
好ましい実施形態において、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相、硼化物相、およびα−Ｆｅ相が同一の金属組織内に混在している。
好ましい実施形態において、前記α−Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在している。
好ましい実施形態において、前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。
好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいる。
好ましい実施形態において、平均粒径が１μｍ以上１００μｍ以下の範囲内にある。
好ましい実施形態において、保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂr≧０．６Ｔの硬磁気特性を有する。
本発明によるボンド磁石は、上記いずれかの鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末を含むことを特徴とする。
本発明による鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＴｉzＭn（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｒは希土類金属元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＭはＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＨｆからなる群から選択された少なくとも１種の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２５原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足する合金の溶湯をアトマイズ法によって急冷することにより、希土類合金磁石粉末を作製する工程と、前記磁石粉末に熱処理を施すことにより、２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にある組織を形成する工程とを包含する。
好ましい実施形態では、前記アトマイズ法による急冷工程において、体積比率で６０％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む急冷合金を作製する。
好ましい実施形態において、前記軟磁性相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。
好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいる。
好ましい実施形態において、本発明によるボンド磁石の製造方法は、上記いずれかの製造方法によって作製された磁石粉末を用意する工程と、前記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する工程とを包含する。
本発明によれば、メルトスピニング法などの急冷法に比較して冷却速度が遅いアトマイズ法を用いながら、合金組成を最適化するとともに、Ｔｉを添加することにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相をα−Ｆｅ相よりも優先的に析出させ、ナノコンポジット磁石として優れた磁気特性を発揮し得る微細組織を持った磁石粉末を作製することが可能になる。また、本発明では、アトマイズ法によって合金磁石の球状粒子を直接形成することができるため、粉砕工程が不要になり、磁石の製造コストを大幅に低減することが可能になる。
本発明では、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＴｉzＭnで表される合金の溶湯をアトマイズ法によって急冷することにより、鉄基希土類合金のナノコンポジット磁石粉末を作製する。
ここで、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｒは希土類金属元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＭはＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＨｆからなる群から選択された少なくとも１種の元素である。また、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎは、それぞれ、１０＜ｘ≦２５原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足する。
本明細書では、Ｒ2（Ｆｅ1-mＴm）14Ｑの組成式で表現される２−１４−１型硬磁性化合物をＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物（またはＲ2Ｆｅ14Ｂ相）と簡潔に表記することとする。すなわち、「Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物」または「Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相」は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂにおいて、Ｆｅの一部がＣｏおよび／またはＮｉで置換された化合物（相）や、Ｂの一部がＣで置換された化合物（相）を含むものとする。なお、「Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物」は、その一部にＴｉやＭなどの添加元素を含んでいてもよい。
本発明者は、アトマイズ法によってナノコンポジット磁石を作製するため、様々な検討を行った結果、Ｔｉを合金に添加することにより、溶湯の急冷過程中にα−Ｆｅ相が析出・成長することを抑制することができることを見出し、本発明を想到するにいたった。
本発明によれば、アトマイズ法による比較的遅い冷却速度においても、主相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相をα−Ｆｅ相よりも優先的に析出させ、しかも、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相を多磁区化するようなサイズ（３００ｎｍ）までには粗大化させないようにすることができる。その結果、ナノコンポジット磁石として優れた磁気特性を発揮する磁石粉末を得ることができる。
本発明の対象とするα−Ｆｅ／Ｒ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石は、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石に比べて保磁力が高いという利点を有しているが、Ｂ濃度が７〜１０原子％程度と相対的に低く、また、Ｎｄ濃度が１０〜１２原子％程度と高いため、合金のアモルファス生成能が非常に低い。このため、Ｔｉを添加しないでアトマイズ法を適用すると、前述のように軟磁性のα−Ｆｅ相が粗大化した粉末しか得られず、その磁気特性が不充分であった。一方、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系のナノコンポジット磁石の場合は、そのＢ濃度が１８〜２０原子％程度と相対的に高いため、アモルファス生成能が高いが、Ｎｄ濃度が３〜５の原子％程度と少ないため、保磁力が低いという問題がある。また、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石をアトマイズ法によって作製すると、その高いアモルファス生成能故に比較的微細な組織やアモルファス相を含む粉末粒子を形成することが可能であるが、その後に結晶化熱処理を施すと、結晶化に伴う自己発熱によって不均一に結晶成長が進行するため、ナノコンポジット磁石としての高い磁石特性を発揮することはできなかった。
なお、本明細書において、「Ｆｅ3Ｂ」とは、「Ｆｅ3Ｂ」と識別しにくい「Ｆｅ3.5Ｂ」を含むものとする。
本発明では、Ｔｉおよび他の諸元素の含有量を適切な範囲に選択することにより、アトマイズ法によっても微細結晶質（体積比率で６０％以上のＮｄ2Ｆｅ14Ｂを含む組織）のナノコンポジット磁石粉末を形成できるため、その後に結晶化熱処理の工程は不可欠ではない。ただし、合金組織を均一化し、更に磁石特性を優れたものとするためには、結晶質のアトマイズ粉に対して熱処理を行うことが好ましい。
本発明による磁石粉末粒子の組織は、２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にある。より具体的には、硬磁性を担うＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が合金中に均一に分散し、その粒界または亜粒界に、軟磁性の硼化物相やα−Ｆｅ相が存在している。α−Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、典型的には１ｎｍ以上５０ｎｍ以下になる。好ましい実施形態では、硼化物相として、強磁性の鉄基硼化物（Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6）などが析出するため、磁化を高く維持することができる。
上記硼化物相（鉄基硼化物）は、本発明者らが特願２００１−１４４０７６に開示しているように、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物結晶相（主相）の粒界において少なくとも部分的にはフィルム状に存在していると考えられる。このような組織構造が得られると、強磁性硼化物相と主相との磁気的結合（交換相互作用）が更に強まり、強磁性硼化物相の磁化が強固に保持されるため、より大きな保磁力が実現すると考えられる。
上記組織構造を有する本発明の磁石粉末は、ボンド磁石に好適に用いられる。ボンド磁石用として、好ましい平均粉末粒径（走査型電子顕微鏡観察による測定値）は、１μｍ以上１００μｍ以下である。
［アトマイズ法］
上記組成を有する合金の溶湯からアトマイズ法によって永久磁石の粉末を作製するには、ガスアトマイズ法、遠心アトマイズ法、回転電極法、真空法、または衝撃法を用いることができる。遠心アトマイズ法および回転電極法を用いる場合には、高圧でガスを吹きつけて冷却速度を高めることが好ましい。
以下、図１（ａ）および（ｂ）を参照しながら、ガスアトマイズ法を用いる実施形態を説明する。
図１（ａ）は、本実施形態で好適に使用され得るガスアトマイズ装置の構成例を示している。図示されている装置は、合金を高周波加熱または抵抗加熱によって溶解し、合金溶湯１を貯える溶解槽２と、ガスアトマイズによって磁粉（アトマイズ粉）３が形成される噴霧室４とを備えている。溶解槽２が置かれる溶解室や、噴霧室４の内部は、いずれも、好適には不活性ガス雰囲気（アルゴンまたはヘリウム）で満たされている。
溶解槽２の底部には溶湯用ノズル（ノズル径：０．５〜３．０ｍｍ）５があり、溶湯用ノズル５を介して合金溶湯１が噴霧室２の内部に噴射される。溶湯用ノズル５の下方には、図１（ｂ）に示すリング状ガスノズル６が配置されており、このリング状ガスノズル６の複数の孔からリング内側に向けて冷却ガスが強く噴射される。その結果、合金溶融の小滴が多数形成され、周囲のガスによって熱を奪われつつ急冷される。急冷により凝固した金属の小滴は、ガスアトマイズ装置内の底部において磁粉３として集められる。
このようなガスアトマイズ装置を用いる場合、合金溶湯の粘度や噴霧ガスのエネルギーなどを制御することにより、粉末の粒度分布を調節することができる。
なお、アモルファス生成能の低い合金溶湯をガスアトマイズ法によって急冷・凝固させる場合、非晶質または微細結晶組織を有する粉末粒子を作製するには、粒径が例えば２０μｍ以下となるような条件でアトマイズを行う必要があった。それは、形成する粉末粒子の粒径が小さいほど、各粒子の体積に対する表面積の比率が増加し、冷却効果が高まるためである。従来技術によれば、粒径が大きくなると、粒子内部は充分な速度で冷却されず、粗大化した結晶組織が形成されるため、磁石特性が劣化することになる。このような現象が生じると、特にナノコンポジット磁石粉末の場合、磁石特性の劣化が顕著に生じてしまう。
本発明によれば、たとえ粉末粒径が２０〜１００μｍと大きい場合でも、粉末粒子の内部まで均一かつ充分な速度での急冷が実現するため、優れた磁気特性を示すナノコンポジット磁石粉末が作製される。
［熱処理］
上述のガスアトマイズ装置によって作製された磁粉に対しては、その後に、アルゴン（Ａｒ）などの不活性ガス雰囲気中で熱処理を実行することが望ましい。熱処理工程の昇温速度は、好ましくは、０．０８℃／秒以上１５℃／秒以下とし、５００℃以上８００℃以下の温度で３０秒以上６０分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理によって、ガスアトマイズによって粉末粒子中にアモルファス相が残存していた場合でも、ほぼ完全な結晶質組織が得られる。
熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、ＡｒガスやＮ2ガスなどの不活性ガスが好ましい。１．３ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。
なお、原料合金に炭素を添加すると、磁石粉末の耐酸化性が向上する。充分な量の炭素を添加している場合は、アトマイズ粉に対する熱処理を大気雰囲気下で行なっても良い。また、本実施形態における磁石粉末は、アトマイズによって結晶化した段階で既に球形の形状を有しており、その後に機械的な粉砕処理を受けていないため、粉末の単位重量あたりの表面積が公知の機械的粉砕粉に比較して非常に小さい。そのため、熱処理工程時や、他の工程時に大気と接触しても酸化しにくいという利点もある。
上記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する場合、磁石粉末はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の形状に成形される。このとき、本発明の磁石粉末に他の種類の磁粉、例えば、ナノコンポジット磁石以外の急冷合金系磁石粉末、Ｓｍ−Ｔ−Ｎ系磁石粉末、および／またはハードフェライト磁石粉末などを混合してもよい。
［合金組成の限定理由］
Ｑは、その全量がＢ（硼素）から構成されるか、または、ＢおよびＣ（炭素）の組み合わせから構成される。Ｑの組成比率ｘが１０原子％以下になると、アモルファス生成能が低くなりすぎ、ガスアトマイズ法による場合の冷却速度（１０2℃／秒〜１０4℃／秒程度）では、微細な結晶組織を形成することが困難になる。一方、Ｑの組成比率ｘが２５原子％を超えると、構成相中で最も高い飽和磁化を有するα−Ｆｅの存在比率が減少し過ぎるため、残留磁束密度Ｂrが低下してしまう。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０＜ｘ≦２５原子％となるように設定することが好ましい。より好ましい組成比率ｘの範囲は１０＜ｘ≦２０原子％以下であり、更に好ましいｘの範囲は１３≦ｘ≦１８原子％である。
Ｃは急冷凝固合金中の金属組織を微細化させるため、ガスアトマイズ法のように溶湯冷却速度が遅い場合に重要な働きをする。また、Ｃを添加することにより、ＴｉＢ2の析出が抑制されることで合金溶湯の凝固開始温度が低下するため、出湯温度を下げることができる。出湯温度を下げると、溶解時間を短縮することができるため、冷却速度を向上させることが可能になる。ただし、Ｑの総量に対するＣの原子比率割合が０．５を超えると、α−Ｆｅ相の生成が著しくなるため、構成相が変化し、磁気特性が低下する。Ｑの総量に対するＣの原子比率割合は、０．０１以上０．５以下であり、より好ましい範囲は、０．０５以上０．３以下、更に好ましい範囲は０．０８以上０．２０以下である。
Ｒは、希土類元素およびイットリウムからなる群から選択された１種以上の元素である。Ｒは、永久磁石特性を発現するために必要なハード磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂに必須の元素であり、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含むことが好ましく、その必須元素の一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換してもよい。Ｒの組成比率ｙが全体の６原子％未満になると、保磁力の発現に必要なＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が充分に析出せず、４８０ｋＡ／ｍ以上の保磁力ＨcJを得ることができなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが１０原子％以上になると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅの存在量が低下する。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは６≦ｙ＜１０原子の範囲に調節することが好ましい。より好ましいＲの範囲は７≦ｙ≦９原子％であり、更に好ましいＲの範囲は７．５≦ｙ≦８．５である。
Ｔｉは、本発明のナノコンポジット磁石に不可欠な元素である。Ｔｉを添加することにより、高い硬磁気特性を得ることができ、減磁曲線の角形性が改善されるため、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxの増大にもつながる。
Ｔｉを添加しない場合、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの析出・成長に先立ってα−Ｆｅ相が析出し、成長しやすい。そのため、アトマイズ合金に対する結晶化熱処理が完了した段階では、軟磁性のα−Ｆｅ相が粗大化してしまう。
これに対し、Ｔｉを添加すると、α−Ｆｅ相の析出・成長のキネティクスが遅くなり、析出・成長に時間を要するため、α−Ｆｅ相の析出・成長が完了する前にＲ2Ｆｅ14Ｂ相の析出・成長が開始すると考えられる。このため、α−Ｆｅ相が粗大化する前にＲ2Ｆｅ14Ｂ相が均一に分散した状態に成長する。
また、ＴｉはＢに対する親和性が強く、鉄基硼化物の中に濃縮されやすい。そして、鉄基硼化物内でＴｉとＢが強く結合することにより、Ｔｉが鉄基硼化物を安定化すると考えられる。
更に、Ｔｉの添加により、合金溶湯の粘度が５×１０-6ｍ2／秒以下に低下するため、アトマイズ法に適した溶湯粘度が得られる。
Ｔｉの組成比が１２原子％を超えると、α−Ｆｅの生成が著しく抑制されるため、残留磁束密度Ｂrの低下を引き起こす。一方、Ｔｉの組成比が０．１原子％を下回ると、保磁力の発現に必要なＲ2Ｆｅ14Ｂ相が充分析出せず、また析出していても均質微細組織が得られないため、高い保磁力を有することはできない。好ましい範囲は０．１≦ｚ≦１２原子％、より好ましい範囲は１≦ｚ≦７原子％である。
元素Ｍは、合金のアモルファス生成能を向上させる元素である。Ｍを添加すると、合金のアモルファス生成能が向上し、合金溶湯の冷却過程における結晶相の成長を抑制することができる。そして、その後の熱処理により減磁曲線の角形性の良い磁石が得られる。また、Ｍを添加することにより、固有保磁力も向上させることができる。
Ｍの組成比が１０原子％を超えると、α−Ｆｅが析出するような比較的高い温度領域で各構成相の粒成長が著しく進行し、各構成相の交換結合が弱まってしまう結果、減磁曲線の角形性が大きく低下する。このため、Ｍ元素の組成比ｎは０≦ｎ≦１０原子％であることが好ましい。より好ましくは、０．５≦ｎ≦８原子％であり、更に好ましくは１≦ｎ≦６原子％である。なお、Ｍ以外にも、金属組織を微細化する元素として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、および／またはＰｂを添加してもよい。
上記元素の含有残余はＦｅが占める。Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの一種または二種の遷移金属元素Ｔで置換しても所望の硬磁気特性を得ることができる。ただし、Ｆｅに対するＴの置換量ｍが５０％を超えると高い残留磁束密度Ｂrが得られないため、置換量ｍは５０％以下にすることが好ましい（０≦ｍ≦０．５）。より好ましい置換量ｍは４０％以下である。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換することで硬磁気特性が向上し、更にＲ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性も向上する。
［製造方法］
上記組成を有する合金の溶湯からアトマイズ法によって永久磁石の粉末を作製するには、ガスアトマイズ法、遠心アトマイズ法、回転電極法、真空法、または衝撃法を用いることができる。
ガスアトマイズ法を用いる場合、例えば、ノズル径が０．５〜３．０ｍｍ以下の範囲にあるノズルを用いて不活性ガス中に溶湯を噴霧すればよい。このとき、溶湯の噴霧には高速の不活性ガス流を用いる。このガスの圧力は例えば０．１ＭＰａ〜７ＭＰａの範囲内に設定される。ガスアトマイズ法では、合金溶湯の粘度や噴霧ガスのエネルギーなどを制御することにより、粉末の粒度分布を調節することができる。
アモルファス生成能の低い合金溶湯をガスアトマイズ法によって急冷・凝固させる場合、非晶質または微細結晶組織を有する粉末粒子を作製するには、粒径が例えば２０μｍ以下となるような条件でアトマイズを行う必要があった。それは、形成する粉末粒子の粒径が小さいほど、各粒子の体積に対する表面積の比率が増加し、冷却効果が高まるためである。従来技術によれば、粒径が大きくなると、粒子内部は充分な速度で冷却されず、粗大化した結晶組織が形成されるため、磁石特性が劣化することになる。このような現象が生じると、特にナノコンポジット磁石粉末の場合、磁石特性の劣化が顕著に生じてしまう。
本発明によれば、たとえ粉末粒径が２０〜１００μｍと大きい場合でも、粉末粒子の内部まで均一かつ充分な速度での急冷が実現するため、優れた磁気特性を示すナノコンポジット磁石粉末が作製される。
（実施例）
表１に示す組成を有する試料（Ｎｏ．１〜４）の各々について、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｉ、およびＣｕの材料を用いて総量が１ｋｇ（キログラム）となるように秤量し、以下の条件でガスアトマイズを行い、平均粒径５０μｍ程度の粉末を作製した。その後、分級により粒径６３μｍ以下の粉末を得た。
使用ガス：アルゴン（Ａｒ）
ガス圧：４０ｋｇｆ／ｃｍ2 （＝３．９２ＭＰａ）
噴霧温度：１４００℃
溶湯供給速度：２．０ｋｇ／分
Figure 0004055709
表１において、例えば「Ｒ」と表示している欄の「Ｎｄ７．８＋Ｐｒ０．６」は７．８原子％のＮｄと０．６原子％のＰｒを添加したことを示し、「Ｑ」と表示している欄の「Ｂ１２＋Ｃ１」は１２原子％のＢ（硼素）と１原子％のＣ（炭素）を添加したことを示している。
次に、このアトマイズ粉末をＡｒガス雰囲気中において、表１に示す熱処理温度で５分間保持し、その後、室温まで冷却した。熱処理後のアトマイズ粉の磁気特性をＶＳＭ（振動型磁化率測定装置）で測定した。粒径２５μｍ以下の粉末についての測定結果を表２に示す。熱処理後におけるアトマイズ粉の減磁曲線を図１に示す。
Figure 0004055709
このように、本実施例によれば、保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂr≧０．６Ｔの硬磁気特性を示すナノコンポジット磁石粉末を得ることができる。
本発明によれば、メルトスピニング法などの急冷法に比較して冷却速度が遅いアトマイズ法を用いながら、合金組成を最適化するとともに、Ｔｉを添加することにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相をα−Ｆｅ相よりも優先的に析出させ、ナノコンポジット磁石として優れた磁気特性を発揮し得る微細組織を持った磁石粉末を作製することが可能になる。また、本発明では、アトマイズ法によって合金磁石の球状粒子を直接形成することができるため、粉砕工程が不要になり、磁石の製造コストを大幅に低減することが可能になる。
（ａ）は、本発明の実施形態で用いられるガスアトマイズ装置の構成を示す図であり、（ｂ）は、この装置に用いられるガスノズルを示す斜視図である。 本発明の実施例について、減磁曲線（ヒステリシスカーブの第２象限部分）を示すグラフである。

Claims (11)

  1. 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｒは希土類金属元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＭはＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＨｆからなる群から選択された少なくとも１種の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、
    １０＜ｘ≦２５原子％、
    ６≦ｙ＜１０原子％、
    ０．１≦ｚ≦１２原子％、
    ０≦ｍ≦０．５、および
    ０≦ｎ≦１０原子％
    を満足し、
    アトマイズ法によって作製された鉄基希土類合金のナノコンポジット磁石粉末であって、２種類以上の強磁性結晶相を含有し、Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相からなる硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、硼化物相およびα−Ｆｅ相からなる軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲内にあり、前記硼化物相およびα−Ｆｅ相の平均結晶粒径は、前記Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、前記Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在している、鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。
  2. 前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項１に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。
  3. 前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいることを特徴とする請求項２に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。
  4. 平均粒径が１μｍ以上１００μｍ以下の範囲内にある請求項１から３のいずれかに記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。
  5. 保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂr≧０．６Ｔの硬磁気特性を有する請求項１から４のいずれかに記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。
  6. 請求項１から５のいずれかに記載された鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末を含むボンド磁石。
  7. 組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、Ｒは希土類金属元素およびイットリウムからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＭはＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、およびＨｆからなる群から選択された少なくとも１種の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、
    １０＜ｘ≦２５原子％、
    ６≦ｙ＜１０原子％、
    ０．１≦ｚ≦１２原子％、
    ０≦ｍ≦０．５、および
    ０≦ｎ≦１０原子％
    を満足する合金の溶湯をアトマイズ法によって急冷することにより、希土類合金磁石粉末を作製する工程と、
    前記磁石粉末に熱処理を施すことにより、２種類以上の強磁性結晶相を含有し、Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相からなる硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、硼化物相 およびα−Ｆｅ相からなる軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲内にあり、前記硼化物相およびα−Ｆｅ相の平均結晶粒径は、前記Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、前記Ｒ 2 Ｆｅ 14 Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在している組織を形成する工程と、
    を包含する鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
  8. 前記アトマイズ法による急冷工程において、体積比率で６０％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む急冷合金を作製する請求項７に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
  9. 前記軟磁性相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項７または８に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
  10. 前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいる請求項９に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
  11. 請求項７から１０のいずれかに記載の製造方法によって作製された鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末を用意する工程と、
    前記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する工程と
    を包含するボンド磁石の製造方法。
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