JP4644986B2

JP4644986B2 - Anisotropic iron-based permanent magnet and method for producing the same

Info

Publication number: JP4644986B2
Application number: JP2001214695A
Authority: JP
Inventors: 裕和金清; 哲広沢
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2001-07-16
Filing date: 2001-07-16
Publication date: 2011-03-09
Anticipated expiration: 2021-07-16
Also published as: JP2003031407A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、二種以上の強磁性化合物相を含有するＦｅ−Ｒ−Ｂ−Ｔｉ系異方性鉄基永久磁石、およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
磁石粉末の粒子の種類には、大きく分けて、磁気的に異方性を示すものと等方性を示すものとがある。異方性を示す磁石粉末の粒子は磁界中で磁界の向きに配向されるため、異方性磁石粉末を成形する際に粉末に対して配向磁界を印加すれば、異方性磁石を製造することが可能である。これに対して、等方性を示す磁石粉末の粒子は、磁界中で特定方向に配向されないため、異方性磁石の製造には用いることができない。
【０００３】
異方性を示す磁石粉末粒子は、実質的に単結晶組織から構成されているか、結晶方位が特定方向を向いた多結晶組織から構成されている。これに対して、等方性を示す磁石粉末の粒子中にはランダムな方位を向いた複数の結晶組織が存在しており、これらは特定方向に配向していない。
【０００４】
現在、実用化されている異方性磁石粉末粒子の多くは、作製される粉末粒子に比較して充分に大きな結晶組織を持つ希土類合金を粉砕し、それによって、略単結晶的な粒子を形成する技術によって製造されている。結晶組織の比較的大きな希土類合金は、原料合金の溶湯を相対的に遅い速度で冷却することによって作製される。
【０００５】
冷却速度の速い液体急冷法を用いて作製されるＦｅ−Ｒ−Ｂ系希土類磁石（以下、「急冷合金磁石」と称する。）の組織構造は、実用化されている異方性希土類磁石粉末の組織構造よりも微細である。このため、急冷合金を粉砕して通常の大きさの磁石粉末粒子（平均粒径数μｍ程度）を作製した場合、単結晶に近い結晶構造を持つ粉末粒子を得ることはできない。例えば特開昭５９−６４７３９号公報に開示されている液体急冷法によって鉄基合金磁石を作製すると、形成されるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶粒の平均サイズは１００ｎｍ程度になる。この結晶粒径は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物の単軸結晶粒径（３００ｎｍ程度）よりも小さいが、通常の粉砕技術によっては希土類合金を１００ｎｍ以下に粉砕することはできない。このため、各粉末粒子中には磁化容易軸が等方的に分散した複数の結晶粒が混在することとなる。従って、液体急冷法によって作製した合金をそのまま粉砕して形成した粉末からは異方性磁石を製造することはできない。
【０００６】
図１（ａ）および（ｂ）を参照しながら、液体急冷法によって作製した急冷凝固合金に異方性を付与する従来の方法を説明する。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相の磁化容易軸の向きを矢印で模式的に示している。
【０００７】
図１（ａ）は、液体急冷法によって作製した急冷凝固合金薄帯１２の一部を模式的に示している。この急冷凝固合金薄帯１２は多結晶状態にあり、各結晶粒の磁化容易軸は等方的に分散している。このような組織構造を有する急冷凝固合金薄帯１２を平均粒径３００μｍ程度のフレーク状に粉砕した後、ホットプレスすることによってバルク体の永久磁石を作製することができる。このバルク体永久磁石は、容易磁化方向が等方的に分散した急冷合金薄帯１２を成形原料として作製されたものであるため、等方性の永久磁石である。
【０００８】
加熱しながら上記の等方性永久磁石に一次応力を与えると、応力方向と平行な磁化容易軸を持つ結晶粒が選択的に成長する。その結果、図１（ｂ）に示されるように、バルク体を構成する結晶粒の多くは、磁化容易軸が応力方向と平行に揃った結晶粒に取り込まれ、バルク体の異方性永久磁石１４が得られる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上記の従来技術では、急冷凝固合金から形成した磁石に磁気的異方性を付与することは可能であるが、製造工程が複雑であるため、製造コストが高くなる。その結果、上記方法によって製造された異方性磁石１４の価格は、粉末冶金法によって量産されている異方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石の価格よりも高くなってしまう。このため、上記の方法は実用的でない。
【００１０】
特開昭６１−１１９３１５号公報は、急冷合金中に含まれる微細結晶相を特定方向に配向させる従来技術を開示している。この公報に開示されている方法では、急冷凝固後の合金薄帯を熱間圧延し、それによって結晶相の方位を特定方向に向けようとしている。また、特開昭６２−２７６８０２号公報は、単ロール法または双ロール法によって希土類合金の溶湯を急冷凝固することによって合金薄帯を形成した後、この薄帯を圧延ロールによって機械的に塑性変形し、それによって異方性を付与する方法を記載している。
【００１１】
本出願人は、メルトスピニング法によってＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金磁石を異方化する技術を特願平２０００−１１９１９６の明細書に開示している。しかし、この技術によれば、異方性磁石は得られるものの、０．５〜１．２ｍｍのオリフィス径を有するノズルから合金溶湯を供給するため、溶湯の急冷処理速度が最大でも１ｋｇ／ｍｉｎ程度と少なく、また、ノズルが閉塞するといったトラブルにより安定して処理を継続できず、量産化方法としては問題があった。
【００１２】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は量産化可能なプロセスにより安価に異方性磁石を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明による異方性鉄基永久磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（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１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｔｉを必ず含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、
１０＜ｘ≦２０原子％、
６≦ｙ＜１０原子％、
０．１≦ｚ≦１２原子％、および
０≦ｍ≦０．５
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以下の範囲内にあり、前記硬磁性相が異方化していることを特徴とする。
【００１４】
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。
【００１５】
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。
【００１６】
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。
【００１７】
好ましい実施形態において、前記Ｒの組成比率ｙは９．０原子％以下である。
【００１８】
本発明によるボンド磁石は、上記いずれかの異方性鉄基永久磁石の粉末を含む磁石粉末を樹脂で成形したものであることを特徴とする。
【００１９】
本発明による異方性鉄基永久磁石の製造方法は、Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、およびＴｉを含有する合金溶湯を作製する工程と、
前記合金溶湯を冷却することにより、過冷却状態の合金を作製し、前記過冷却状態の合金が凝固潜熱によって結晶化する前に前記合金に一次応力を加えることにより、異方化したＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相をα−Ｆｅよりも優先的に成長させる工程とを包含する。
【００２０】
好ましい実施形態においては、ストリップキャスト法を用いて前記合金溶湯を冷却する。
【００２１】
本発明による異方性鉄基永久磁石の製造方法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（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１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｔｉを必ず含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、
１０＜ｘ≦２０原子％、
６≦ｙ＜１０原子％、
０．１≦ｚ≦１２原子％、および
０≦ｍ≦０．５
を満足する合金の溶湯を作製する工程と、
前記合金溶湯を冷却することにより、過冷却状態の合金を作製する工程と、
前記過冷却状態の合金が凝固潜熱によって結晶化する前に前記合金に一次応力を加える工程と、
を包含する異方性鉄基永久磁石の製造方法。
【００２２】
好ましい実施形態においては、前記合金に一次応力を加えることにより、異方化したＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相をα−Ｆｅよりも優先的に成長させる。
【００２３】
前記合金溶湯を冷却する工程において、回転する冷却ロールの表面に前記合金溶湯を接触させ、過冷却液体状態にある合金を形成し、前記合金に一次応力を加える工程においては、前記過冷却状態にある合金が前記冷却ロールから離れた後、圧延ロールによって前記合金に圧力を印加する。
【００２４】
ストリップキャスト法を用いて前記合金の溶湯を冷却する。
【００２５】
前記合金に一次応力を加えた後、前記合金に対して熱処理を行う。
【００２６】
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異方性鉄基永久磁石の粉末を用意する工程と、前記粉末を用いてボンド磁石を作製する工程とを包含する。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明は、Ｔｉを添加した鉄基合金磁石用原料合金の溶湯を急冷することによって原料合金の過冷却状態の合金を形成し、その過冷却状態の合金が凝固潜熱によって結晶化する前に一次応力を印加することより、主相結晶が異方化した急冷凝固合金を作製する。本発明では、合金に添加したＴｉの働きにより、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂをα−Ｆｅよりも優先的に析出・成長させることができるため、特性に優れた異方性磁石を量産レベルで得ることが可能になる。
【００２８】
本明細書で使用する「過冷却状態の合金」とは、「ガラス転移点（ガラス転移温度またはガラス化遷移温度）Ｔ_gを持つ合金であって、合金温度がガラス転移点Ｔ_gよりも高く、非晶質の状態にある合金」を意味するものとする。
【００２９】
一次応力が付加された後の合金は完全に結晶化している必要は無く、非晶質組織から形成されている部分が存在しても良い。非晶質組織中に硬磁気特性を持つ微細な結晶が存在し、合金中の各微細結晶に加えられる応力の印加方向に平行な方向に各微細結晶の容易磁化方向が異方化していれば良い。
【００３０】
以下、本発明による異方性鉄基永久磁石の製造方法の実施形態を説明する。
【００３１】
本発明では、まず、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_zで表現される合金の溶湯を作製する。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１種以上の元素、Ｒは、ＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素である。また、添加元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｔｉを必ず含む少なくとも１種の金属元素である。
【００３２】
上記組成式中の比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍは、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する。
【００３３】
本発明では、硬磁性層であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶に異方性を付与するため、結晶化過程に先だってＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂが最初に析出するように組成を調節した上記合金の溶湯をストリップキャスト法にて急冷し、それによって過冷却状態の合金を形成する。過冷却状態の合金は、凝固が終了した状態で固体中の原子拡散が起こっており、大きな塑性変形能を有している。
【００３４】
本発明では、過冷却状態の合金が自らの凝固潜熱によって結晶化してＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が析出する前に、その合金に対して一次応力を加える。応力付与開始から終了までの結晶化進行過程において、Ｔｉの働きで優先的に析出・成長するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が圧力を受けて異方化される。
【００３５】
本発明によれば、上記組成の合金を用いるため、メルトスピニング法に比べ溶湯処理速度が３倍以上であるストリップキャスト法を採用しても合金溶湯を過冷却状態にすることができる。
【００３６】
以下、図２を参照しながら、本発明に好適に用いることのできる装置を説明する。
【００３７】
図２の装置は、内部を不活性ガス雰囲気で減圧状態にすることができる不図示のチャンバ内に配置される。酸化しやすい希土類元素ＲやＦｅ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ためである。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や窒素を用いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
【００３８】
この装置は、溶解坩堝１と、溶解坩堝１から供給される合金溶湯２を冷却するための冷却ロール３と、溶解坩堝１から冷却ロール３に溶湯２を導くシュート（タンディッシュ）４と、冷却ロール３から離れた急冷合金５に一次応力を付与するための圧延ロール６とを備えている。圧延ロール６以外の部分は、ストリップキャスト装置を構成している。
【００３９】
溶解坩堝１は、合金原料を溶融することによって作製した溶湯２をシュート４に対して略一定の供給量で供給することができる。この供給量は、溶解坩堝１を傾ける動作を制御することなどによって、任意に調節することができる。
【００４０】
冷却ロール３は、その外周面が銅などの熱伝導性の良好な材料から形成されており、直径が例えば３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が例えば１５ｃｍ〜１００ｃｍの寸法を有する。冷却ロール３は、不図示の駆動装置によって所定の回転速度で回転することができる。この回転速度を制御することによって、冷却ロール３の溶湯冷却面の周速度を任意に調節することができる。この装置による冷却速度は、冷却ロール３の回転速度などを選択することにより、例えば約１０²℃／秒〜約２×１０⁴℃／秒の範囲で制御可能である。
【００４１】
シュート４の溶湯案内面は、水平方向に対して傾斜し、冷却ロール３までの溶湯の流路を形成する。シュート４の先端部と冷却ロール３の表面との距離は数ｍｍ以下に保たれる。そして、シュート４は、その先端部と冷却ロール３の中心とを結ぶ線が水平方向に対して０°以上９０°以下の角度を形成するように配置される。シュート傾斜角度は、溶湯の供給量（レート）を微妙に制御するために重要なパラメータであり、１°以上８０°以下であることが好ましく、１０°以上４５°以下であることが更に好ましい。
【００４２】
シュート４上に供給された溶湯２は、シュート４の先端部から冷却ロール３の表面に対して圧力を加えられずに供給され、冷却ロール３の表面に溶湯のパドル７が形成される。
【００４３】
シュート４は、アルミナ焼結体等のセラミックスで構成され、溶解坩堝１から所定の流量で連続的に供給される溶湯２を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、溶湯２の流れを整流することができる。シュート４に供給された溶湯２における溶湯表面部の流れを選択的に堰き止めることができる堰き止め板を設ければ、整流効果を更に向上させることができる。
【００４４】
シュート４を用いることによって、冷却ロール３の胴長方向（軸線方向：紙面に垂直）において、一定幅にわたって略均一な厚さに広げた状態で、溶湯２を供給することができる。なお、シュート４は上記機能に加え、冷却ロール３に達する直前の溶湯２の温度を調整する機能をも有する。シュート４上における溶湯２の温度は、液相線温度よりも１００℃以上高い温度であることが望ましい。溶湯２の温度が低すぎると、急冷後の合金特性に悪影響を及ぼす初晶が局所的に核発生し、これが凝固後に残存してしまうことがあるからである。
【００４５】
シュート４上での溶湯滞留温度は、溶解坩堝１からシュート４に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート４自体の熱容量などを調節することによって制御可能であるが、必要に応じてシュート加熱設備（不図示）を設けても良い。
【００４６】
シュート４上に供給された溶湯２は、冷却ロール３と接触した後、冷却ロール３の回転に伴って（冷却ロール３に引き上げられるようにして）ロール周面上を移動し、この移動過程において冷却される。なお、溶湯漏れを防止するために、シュート４の先端部と冷却ロール３との間の距離は、３ｍｍ以下（特に０．２〜１．０ｍｍの範囲）に設定されることが好ましい。
【００４７】
冷却ロール３の外周面上で凝固された合金溶湯２は、本発明では、過冷却状態の急冷合金５となって冷却ロール３から離れる。過冷却状態の急冷合金５は、圧延ロールによって一次応力を付与され、異方化されて結晶化する。
【００４８】
上記装置を用いて溶湯を冷却速度１０³K／s〜１０⁴Ｋ／sで急冷する場合、過冷却状態は８００℃〜５００℃の冷却温度過程で得られる。このような冷却速度を実現するには、冷却ロール３のロール表面速度を７ｍ／s以上２３ｍ／s未満に設定することが好ましい。ロール表面速度が７ｍ／s未満になると、１０³K／s以上の冷却速度が得られないため、過冷却液状態を形成することなく結晶化されてしまう。一方、ロール表面速度が２３ｍ／sを超えると、ロール上に生成されるべき溶湯のパドルが安定せず、溶湯が跳ね飛ばされるような状態となるため、所望の溶湯急冷状態を得ることができない。ロール表面速度のより好ましい範囲は、９ｍ／s以上２２ｍ／s以下であり、更に好ましい範囲は１０ｍ／s以上２０ｍ／s以下である。
【００４９】
パドル７の生成状態は、ロール表面速度以外だけではなく、冷却ロール３への溶湯供給速度にも影響される。安定したパドル７の生成状態を維持するには、溶湯供給速度を、冷却ロール３に接触するパドル７の単位幅当たり、１０ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以下に調節することが好ましい。ただし、溶湯供給速度が０．５ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以下になると、処理能力が低下する。以上のことから、溶湯供給速度は０．５ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以上１０ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以下が好ましい。より好ましい溶湯供給速度の範囲は、１ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以上８ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以下であり、更に好ましい溶湯供給速度の範囲は、２ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以上６ｋｇ／ｍｉｎ／cｍ以下である。
【００５０】
急冷雰囲の圧力は、１．３ｋＰａ以上９０ｋＰａ未満に調節することが好ましい。急冷雰囲気の圧力が１．３ｋＰａ未満になると、冷却ロール表面に合金溶湯が張り付き、急冷合金をロールから剥離できなくなるおそれがある。急冷雰囲気の圧力が９０ｋＰａを超えて大きくなると、冷却ロール表面と合金溶湯との間に雰囲気ガスが巻き込まれ、ガスポケットが生じやすくなる。ガスポケットが形成されると、均一な急冷状態が得られず、不均質な急冷組織となるため、過冷却状態を安定して得ることができなくなる。急冷雰囲気の好ましい圧力範囲は、１０ｋＰａ以上７０ｋＰａ以下であり、より好ましい範囲は、１０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下である。
【００５１】
過冷却状態の急冷合金５に一次応力を加える方法としては、いかなる方法を用いても良いが、ストリップキャスト装置から連続的に形成される合金に対して適切な応力を付与するには、圧延ロール（双ロール圧延装置）を用いることが好ましい。
【００５２】
急冷合金５に付与する圧力は５ＭＰａ以上であることが好ましい。圧力は５ＭＰａ以上あれば、合金に異方性を付与することが可能である。印加圧力が増大するとともに、圧延用双ロールの軸受けおよび架台部を強固にする必要があるため、経済性の点から、印加圧力の好ましい範囲は５ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下である。印加圧力のより好ましい範囲は１０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下であり、更に好ましい範囲は５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下である。
【００５３】
圧延ロール６の表面温度は２０度℃以上に調節することが好ましい。過冷却状態を維持したまま圧延を開始するためには、圧延ロール表面温度を１００℃から８００℃に加熱した方がより異方化の効果が大きい。１００℃以下の場合では圧延ロール表面に過冷却状態の合金が到達した時点で合金表面近傍の組織が結晶化するため、合金全体を異方化することが難しい。また、８００℃以上では急冷合金が加熱されるため、１０³K／s以上の冷却速度が得られず、過冷却状態を維持できない。圧延ロールの表面温度は、２００℃以上７００℃以下であることがより好ましい。
【００５４】
冷却ロール３の材質としては、熱伝導の点から、純銅および銅合金、鉄、真鍮、タングステン、青銅を採用できる。機械的強度および経済性の点からは、銅、鉄、または銅および鉄を主成分とする合金が好ましい。一方、圧延ロール６の材質としては、熱膨張係数が小さく、加熱時の硬度が高い材料が好ましく、炭素鋼およびダイス鋼、ハイスピード鋼、W-Ｃ、モリブデンの他、セラミックが採用できる。加熱時の硬度と経済性の点からは、炭素鋼およびダイス鋼が特に好ましい。
【００５５】
上記の装置を用いて、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶が異方化した組織をもつ合金が得られる。上記実施形態では、圧延ロール３による加圧によって合金はフレーク状または粉末状に分断される。このようにして得られた合金に対しては、更に熱処理を施しても良い。
【００５６】
（結晶構造）
本発明による異方性永久磁石は、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相が体積比率で６０％以上９０％以下を占め、硬磁性相の粒界および亜粒界に平均結晶サイズが１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の微細な鉄基硼化物および／またはα−Ｆｅが存在しているコンポジット構造の金属組織を有しており、しかも、硬磁性相が異方化している点に特徴を有している。
【００５７】
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率が６０％以下の場合、粒界に存在するα−Ｆｅ相が粗大化するため、硬磁気特性が劣化する。一方、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率が９０％を超えて多くなると、鉄基硼化物が粒界において均一に分布できないため、減磁曲線が劣化する。このため、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率は、６０％以上９０％以下が好ましい。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率の更に好ましい範囲は、７０％以上８５％以下である。
【００５８】
熱処理前の急冷合金中には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂₃Ｂ₆、およびＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相等の準安定相が含まれていても良い。その場合、熱処理によって、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相は消失し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化を示す鉄基硼化物（例えばＦｅ₂₃Ｂ₆）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。
【００５９】
本発明の場合、最終的にα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、軟磁性相と硬磁性相とが交換相互作用によって磁気的に結合するため、優れた磁気特性が発揮される。
【００６０】
熱処理後におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、単軸結晶粒径である３００ｎｍ以下となる必要があり、１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが更に好ましい。これに対し、硼化物相やα−Ｆｅ相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、各構成相間に働く交換相互作用が弱まり、減磁曲線の角形性が劣化するため、（ＢＨ）_maxが低下してしまう。これらの平均結晶粒径が１ｎｍを下回ると、高い保磁力を得られなくなる。以上のことから、硼化物相やα−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましく、３０ｎｍ以下であることが更に好ましい。
【００６１】
［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の総量に対するＣの原子比率割合は０．２５以下であることが好ましい。
【００６２】
Ｑの組成比率ｘが１０原子％以下になると、急冷時の冷却速度が１０²℃／秒〜１０⁵℃／秒程度と比較的低い場合、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相とアモルファス相とが混在する急冷合金を作製することが困難になり、その後に熱処理を施しても高い保磁力が得られない。また、液体急冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップキャスト法を採用できなくなり、永久磁石の価格が上昇してしまうことになる。一方、Ｑの組成比率ｘが２０原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相の体積比率が増し、同時に、構成相中で最も高い飽和磁化を有するα−Ｆｅの存在比率が減少するため、残留磁束密度Ｂ_rが低下してしまう。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０原子％を超え、２０原子％以下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原子％以上１７原子％以下である。
【００６３】
Ｒは、希土類元素（Ｙを含む）の群から選択された１種以上の元素である。ＬａまたはＣｅが存在すると、保磁力および角形性が劣化するため、ＬａおよびＣｅを実質的に含まないことが好ましい。ただし、微量のＬａやＣｅ（０．５原子％以下）が不可避的に混入する不純物として存在する場合は、磁気特性上、問題ない。従って、０．５原子％以下のＬａやＣｅを含有する場合は、ＬａやＣｅを実質的に含まないといえる。
【００６４】
Ｒは、より具体的には、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Ｈ_cJ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原子％以上１０原子％未満の範囲、例えば、６原子％以上９．５原子％以下に調節することが好ましい。より好ましいＲの範囲は８原子％以上９．３原子％以下であり、最も好ましいＲの範囲は８．３原子％以上９．０原子％以下である。
【００６５】
添加金属元素Ｍは、Ｔｉを必須としており、更にＺｒおよび／またはＨｆを含んでいても良い。Ｔｉは、合金溶湯の急冷中に硬磁性相を軟磁性相よりも早くに析出・成長させるという効果を発揮するとともに、保磁力Ｈ_cJおよび残留磁束密度Ｂ_rの向上および減磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エネルギー積（ＢＨ）_maxを向上させるため、必須の添加元素である。。
【００６６】
金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の０．５原子％未満になると、Ｔｉ添加の効果が充分に発現しない。一方、金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の１２原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相の体積比率が増すため、残留磁束密度Ｂ_rの低下を招来しやすい。以上のことから、金属元素Ｍの組成比率ｚは０．５原子％以上１２原子％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましいｚの範囲の下限は１．０原子％であり、より好ましいｚの範囲の上限は８．０原子％である。更に好ましいｚの範囲の上限は６．０原子％である。
【００６７】
また、Ｑの組成比率ｘが高いほど、Ｑ（例えば硼素）を過剰に含むアモルファス相が形成されやすいので、金属元素Ｍの組成比率ｚを高くすることが好ましい。具体的には、ｚ／ｘ≧０．１を満足させるように組成比率を調節することが好ましく、ｚ／ｘ≧０．１５を満足させることがより好ましい。
【００６８】
なお、Ｔｉは特に好ましい働きをするため、金属元素ＭはＴｉを必ず含むことが好ましい。この場合、金属元素Ｍ全体に対するＴｉの割合（原子比率）は、７０％以上であることが好ましく、９０％以上であることが更に好ましい。
【００６９】
Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占めるが、Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの１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。Ｆｅに対するＴの置換量が５０％を超えると、０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂ_rが得られない。このため、置換量は０％以上５０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、減磁曲線の角形性が向上するとともに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性が向上する。ＣｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は０．５％以上４０％以下である。
【００７０】
【実施例】
図２に示すような装置（ストリップキャスト装置と双ロール圧延装置とを組み合わせて装置）を用い、合金溶湯を過冷却状態にした後、急冷合金の剥離方向に配した双ロールによって引き続き熱間圧延を施し、異方性永久磁石を製造した。
【００７１】
本実施例では、Ｎｄ：８．２ａｔ％、Ｂ：１０．５ａｔ％、Ｔｉ：２ａｔ％、Ｃ：０．５ａｔ％、Ｎｂ０：．７５ａｔ％、残部Ｆｅの合金組成となるよう配合した原料５ｋｇを坩堝内に挿入した後、高周波誘導加熱により溶解し、合金溶湯を形成した。合金の溶解は、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて行った。
【００７２】
この後、ロール表面速度１５ｍ／sで回転する直径２５０ｍｍの純銅製の冷却ロール上へ合金溶湯を供給し、溶湯を急冷した。溶湯は、傾斜された坩堝からシュート上を流れて冷却ロール上へ供給される。溶湯の供給速度は、坩堝の傾転角を調整することにより、４ｋｇ／ｍｉｎに制御した。ロール上へ供給された溶湯は、ロール表面で幅１５ｍｍのパドルを形成した。溶湯の急冷は、パドルとロールの界面で行われる。本実施例での溶湯冷却過程をニコン製赤外線熱画像計測装置（ＬＡＩＲＤ−Ｓ２７０）を用い観測した。その結果、冷却速度は２×１０⁴K／sであった。
【００７３】
冷却ロールによって急冷された溶湯は、ロール直上から６０°の位置付近で過冷却状態の急冷合金となり、その後、ロールから連続的に剥離された。急冷合金は、剥離方向直下に配したダイス鋼製の圧延ロールにより加圧され、一次応力が加えられた。圧延ロールの直径は２００ｍｍであり、急冷合金の厚さ方向に１００ＭＰａの圧力を印加した。
【００７４】
冷却ロール上の急冷合金剥離点から圧延ロールまでの距離を決定するため、金属光沢を示す過冷却液体状態の合金が凝固潜熱によって赤熱するまでの距離を計測した。合金の赤熱は、ロール剥離点から３００ｍｍ離れた位置で生じていた。このため、ロール剥離点から２７０ｍｍに離れた位置に圧延ロールを設置した。圧延直前の合金温度は、前述の赤外線熱画像計測装置を用いた計測によると、６００℃程度であった。
【００７５】
なお、圧延時に急冷合金が急速に冷却されると、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が異方化する前に結晶化が完了してしまうことになる。これを避けるため、本実施例では圧延ロールの表面をあらかじめヒータによって３００℃まで加熱した。
【００７６】
圧延後、急冷合金は粉末粒径３ｍｍ程度の板状粉末状態となり、回収された。得られた粉末を１５０μｍ以下に粉砕した後、粉末ＸＲＤにて調査したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの回折ピークと僅かにＦｅ₂₃Ｂ₆の回折ピークが観察された。
【００７７】
また、加圧方向（粉末粒子またはフレークの厚さ方向）と平行な面および垂直な面について、それぞれ、ＸＲＤによる評価を行った。その結果、（４１０）のピーク高さに対する（００４）ピーク高さの比、すなわち（００４）／（４１０）強度比は１以上であった。（００４）ピーク高さは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物のＣ面による反射であり、（４１０）ピーク高さは、粉末ＸＲＤでは最も高いピーク強度を示す。この結果から、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物の容易磁化方向であるＣ軸が圧延方向に対して垂直な方向に配向し、異方性が付与されていることが確認された。
【００７８】
続いて、圧延後の粉末を６８０℃で１０分間、Ａｒ流気中で熱処理した後、粉末粒径１５０μｍ以下になるよう粉砕した。３０ｍｇの粉砕粉をパラフィンと共に内径３ｍｍ高さ８ｍｍのホルダー内へ入れた後、パラフィンを約６０℃で溶かした。次に、０．８ＭＡ／ｍの配向磁界中で粉末配向を行った試料を作製した後、振動試型磁力計を用いて配向方向と同一方向におけるの粉末の磁気特性を評価した。その結果、Ｂ_r：１．０２Ｔ、Ｈ_cJ：６５２．９ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max：２１６．８ｋＪ／ｍ³の磁気特性が得られた。一方、配向方向と垂直な方向に測定した場合は、Ｂ_r：０．５９Ｔ、Ｈ_cJ：６７０．３ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max：４７．１ｋＪ／ｍ³の磁気特性しか得られなかった。この結果は、上記方法で作製した磁石が異方性磁石であることを明確に示している。
【００７９】
次に、透過型電子顕微鏡を用いて圧延後における粉末の金属組織を調査した。その結果、平均結晶粒径８０ｎｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を確認することができた。ＴＥＭ−ＥＤＸではＮｄを含まない相は同定できず、Ｆｅ₂₃Ｂ₆の存在は確認できなったが、Ｆｅ₂₃Ｂ₆の存在は粉末ＸＲＤによって確認された。以上のことから、Ｆｅ₂₃Ｂ₆は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界または亜粒界において、数ナノメータ程度の超微細結晶粒として、もしくは、厚さ数ナノメータ程度のフィルム状で存在していると考えられる。
【００８０】
【発明の効果】
本発明によれば、量産化可能なストリップキャスト法を用いて安価に異方性磁石を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）はＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用合金の溶湯を回転する単ロールに接触させることによって作製した急冷合金薄帯１２の一部断面図であり、（ｂ）は急冷合金薄帯１２のフレーク状粉末から作製されたバルク体磁石に応力を与えることによって作製された異方性磁石１４の一部断面図である。
【図２】本発明に好適に用いられる装置の構成を示す図である。
【符号の説明】
１坩堝
２合金溶湯
３冷却ロール
４シュート（タンディッシュ）
５急冷合金
６圧延ロール
７パドル[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an Fe—R—B—Ti-based anisotropic iron-based permanent magnet containing two or more ferromagnetic compound phases and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
The types of magnet powder particles are roughly classified into those showing magnetic anisotropy and those showing isotropic properties. Since the magnet powder particles exhibiting anisotropy are oriented in the direction of the magnetic field in the magnetic field, an anisotropic magnet is produced by applying an orientation magnetic field to the powder when forming the anisotropic magnet powder. It is possible. In contrast, magnet powder particles exhibiting isotropic properties are not oriented in a specific direction in a magnetic field, and therefore cannot be used for the production of anisotropic magnets.
[0003]
The magnet powder particles exhibiting anisotropy are substantially composed of a single crystal structure, or are composed of a polycrystalline structure whose crystal orientation is in a specific direction. On the other hand, there are a plurality of crystal structures oriented in random directions in the magnetic powder particles showing isotropic properties, and these are not oriented in a specific direction.
[0004]
Many of the anisotropic magnet powder particles currently in practical use are pulverized rare earth alloys with a sufficiently large crystal structure compared to the produced powder particles, thereby forming substantially single crystal particles. Manufactured by technology. A rare earth alloy having a relatively large crystal structure is produced by cooling a molten raw material alloy at a relatively slow rate.
[0005]
The structure of an Fe-RB-based rare earth magnet (hereinafter referred to as “quenched alloy magnet”) produced by using a liquid quenching method with a high cooling rate is the same as that of an anisotropic rare earth magnet powder that has been put into practical use. It is finer than the tissue structure. For this reason, when the rapidly cooled alloy is pulverized to produce magnet powder particles having an ordinary size (average particle size of about several μm), it is not possible to obtain powder particles having a crystal structure close to a single crystal. For example, when an iron-based alloy magnet is produced by the liquid quenching method disclosed in JP-A-59-64739, Nd formed ₂ Fe ₁₄ The average size of the B-type crystal grains is about 100 nm. The crystal grain size is Nd ₂ Fe ₁₄ Although it is smaller than the uniaxial crystal grain size (about 300 nm) of the B-type compound, the rare earth alloy cannot be pulverized to 100 nm or less by a normal pulverization technique. For this reason, each powder particle contains a plurality of crystal grains in which easy axes of magnetization are isotropically dispersed. Therefore, an anisotropic magnet cannot be produced from a powder formed by directly pulverizing an alloy produced by a liquid quenching method.
[0006]
A conventional method for imparting anisotropy to a rapidly solidified alloy produced by a liquid quenching method will be described with reference to FIGS. 1 (a) and 1 (b). Nd ₂ Fe ₁₄ The direction of the easy magnetization axis of the B crystal phase is schematically indicated by arrows.
[0007]
FIG. 1A schematically shows a part of a rapidly solidified alloy ribbon 12 produced by a liquid quenching method. The rapidly solidified alloy ribbon 12 is in a polycrystalline state, and the easy axis of magnetization of each crystal grain is isotropically dispersed. The rapidly solidified alloy ribbon 12 having such a structure is pulverized into flakes having an average particle size of about 300 μm, and then hot-pressed to produce a bulk permanent magnet. This bulk permanent magnet is an isotropic permanent magnet because it is prepared by using the quenched alloy ribbon 12 having an easy magnetization direction isotropically dispersed as a forming raw material.
[0008]
When primary stress is applied to the isotropic permanent magnet while heating, crystal grains having an easy axis of magnetization parallel to the stress direction are selectively grown. As a result, as shown in FIG. 1B, most of the crystal grains constituting the bulk body are taken into crystal grains whose easy magnetization axes are aligned in parallel with the stress direction, and the anisotropic permanent magnet of the bulk body 14 is obtained.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
In the above prior art, it is possible to give magnetic anisotropy to a magnet formed from a rapidly solidified alloy, but the manufacturing process is complicated, so that the manufacturing cost increases. As a result, the price of the anisotropic magnet 14 manufactured by the above method becomes higher than the price of the anisotropic Nd—Fe—B sintered magnet mass-produced by the powder metallurgy method. For this reason, the above method is not practical.
[0010]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-119315 discloses a conventional technique for orienting a fine crystal phase contained in a quenched alloy in a specific direction. In the method disclosed in this publication, the alloy ribbon after rapid solidification is hot-rolled, and thereby the orientation of the crystal phase is directed to a specific direction. Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 62-276802 discloses an alloy ribbon formed by rapidly solidifying a rare earth alloy melt by a single roll method or a twin roll method, and this ribbon is mechanically plastically deformed by a rolling roll. And a method for imparting anisotropy thereby.
[0011]
The present applicant has disclosed in the specification of Japanese Patent Application No. 2000-119196 a technique for anisotropicizing an R—Fe—B alloy magnet by a melt spinning method. However, according to this technique, although an anisotropic magnet can be obtained, the molten alloy is supplied from a nozzle having an orifice diameter of 0.5 to 1.2 mm, so that the rapid quenching speed of the molten metal is about 1 kg / min at the maximum. In addition, there is a problem as a mass production method because the process cannot be stably continued due to a trouble such as nozzle clogging.
[0012]
The present invention has been made in view of such various points, and its main object is to provide an anisotropic magnet at low cost by a process that can be mass-produced.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
An anisotropic iron-based permanent magnet according to the present invention has a composition formula of (Fe _1-m T _m ) _100-xyz Q _x R _y M _z (T is one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C, and R is one type substantially free of La and Ce. The above rare earth metal element, M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf, and is represented by at least one metal element that necessarily contains Ti), and the composition ratios x, y, z, and m is respectively
10 <x ≦ 20 atomic%,
6 ≦ y <10 atomic%,
0.1 ≦ z ≦ 12 atomic%, and
0 ≦ m ≦ 0.5
Satisfied,
It contains two or more types of ferromagnetic crystal phases, the average size of the hard magnetic phase is in the range of 10 nm to 200 nm, the average size of the soft magnetic phase is in the range of 1 nm to 100 nm, and the hard magnetic phase is anisotropic It is characterized by being.
[0014]
In a preferred embodiment, R ₂ Fe ₁₄ A B-type compound phase, a boride phase, and an α-Fe phase are mixed in the same metal structure.
[0015]
In a preferred embodiment, the boride phase includes a ferromagnetic iron-based boride.
[0016]
In a preferred embodiment, the iron-based boride is Fe. _Three B and / or Fe _{twenty three} B ₆ Is included.
[0017]
In a preferred embodiment, the composition ratio y of R is 9.0 atomic% or less.
[0018]
The bonded magnet according to the present invention is characterized in that a magnet powder containing powder of any one of the above-mentioned anisotropic iron-based permanent magnets is formed of a resin.
[0019]
The method for producing an anisotropic iron-based permanent magnet according to the present invention contains Fe, Q (Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C), R (R is a rare earth element), and Ti. Producing a molten alloy,
By cooling the alloy melt, a supercooled alloy is produced, and the anisotropic stress is applied by applying a primary stress to the alloy before the supercooled alloy is crystallized by latent heat of solidification. ₂ Fe ₁₄ And a step of preferentially growing the B-type crystal phase over α-Fe.
[0020]
In a preferred embodiment, the molten alloy is cooled using a strip casting method.
[0021]
The method for producing an anisotropic iron-based permanent magnet according to the present invention has a composition formula of (Fe _1-m T _m ) _100-xyz Q _x R _y M _z (T is one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C, and R is one kind substantially free of La and Ce. The above rare earth metal element, M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf, and is represented by at least one metal element that necessarily contains Ti), and the composition ratios x, y, z, and m is respectively
10 <x ≦ 20 atomic%,
6 ≦ y <10 atomic%,
0.1 ≦ z ≦ 12 atomic%, and
0 ≦ m ≦ 0.5
Producing a molten alloy that satisfies
A step of producing an undercooled alloy by cooling the molten alloy;
Applying a primary stress to the supercooled alloy before it is crystallized by latent heat of solidification;
For producing an anisotropic iron-based permanent magnet comprising:
[0022]
In a preferred embodiment, the alloy is made anisotropic by applying a primary stress to the alloy. ₂ Fe ₁₄ The B-type crystal phase is preferentially grown over α-Fe.
[0023]
In the step of cooling the molten alloy, the molten alloy is brought into contact with the surface of a rotating cooling roll to form an alloy in a supercooled liquid state, and in the step of applying primary stress to the alloy, the supercooled state is set. After an alloy leaves the cooling roll, pressure is applied to the alloy by a rolling roll.
[0024]
The molten alloy is cooled using a strip casting method.
[0025]
After applying a primary stress to the alloy, heat treatment is performed on the alloy.
[0026]
The method for producing a bonded magnet according to the present invention includes a step of preparing an anisotropic iron-based permanent magnet powder produced by any one of the above production methods, and a step of producing a bonded magnet using the powder. .
[0027]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention forms a supercooled alloy of a raw material alloy by quenching a molten alloy of a raw material alloy for an iron-based alloy magnet to which Ti is added, and the primary alloy before the supercooled alloy is crystallized by latent heat of solidification. By applying stress, a rapidly solidified alloy whose main phase crystals are anisotropic is produced. In the present invention, by the action of Ti added to the alloy, R ₂ Fe ₁₄ Since B can be deposited and grown preferentially over α-Fe, an anisotropic magnet having excellent characteristics can be obtained at the mass production level.
[0028]
As used herein, “supercooled alloy” means “glass transition point (glass transition temperature or vitrification transition temperature) T”. _g The alloy temperature is the glass transition point T _g Higher and in an amorphous state ”.
[0029]
The alloy after the primary stress is applied need not be completely crystallized, and there may be a portion formed from an amorphous structure. If there are fine crystals with hard magnetic properties in the amorphous structure, and the easy magnetization direction of each fine crystal is anisotropic in a direction parallel to the direction of stress applied to each fine crystal in the alloy good.
[0030]
Hereinafter, an embodiment of a method for producing an anisotropic iron-based permanent magnet according to the present invention will be described.
[0031]
In the present invention, first, the composition formula is (Fe _1-m T _m ) _100-xyz Q _x R _y M _z An alloy melt represented by is produced. Here, T is one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C, and R is substantially La and Ce. One or more rare earth metal elements not contained in The additive element M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf, and is at least one metal element that necessarily contains Ti.
[0032]
The ratios x, y, z and m in the above composition formula are 10 <x ≦ 20 atomic%, 6 ≦ y <10 atomic%, 0.1 ≦ z ≦ 12 atomic%, and 0 ≦ m ≦ 0.5. Satisfied.
[0033]
In the present invention, R is a hard magnetic layer. ₂ Fe ₁₄ In order to impart anisotropy to the B-type compound crystal, R ₂ Fe ₁₄ A molten alloy of the above alloy whose composition is adjusted so that B is precipitated first is rapidly cooled by a strip cast method, thereby forming a supercooled alloy. In the supercooled alloy, atomic diffusion in the solid occurs in the state where solidification is completed, and the alloy has a large plastic deformability.
[0034]
In the present invention, the supercooled alloy is crystallized by its own solidification latent heat to cause R ₂ Fe ₁₄ Before the B-type compound phase precipitates, primary stress is applied to the alloy. R that precipitates and grows preferentially by the action of Ti during the crystallization process from the start to the end of stress application ₂ Fe ₁₄ The B-type compound phase is anisotropicized under pressure.
[0035]
According to the present invention, since the alloy having the above composition is used, the molten alloy can be brought into a supercooled state even when a strip casting method in which the molten metal treatment speed is three times or more compared with the melt spinning method is adopted.
[0036]
Hereinafter, an apparatus that can be suitably used in the present invention will be described with reference to FIG.
[0037]
The apparatus shown in FIG. 2 is disposed in a chamber (not shown) that can be decompressed in an inert gas atmosphere. This is because the alloy manufacturing process is performed in an inert gas atmosphere in order to prevent oxidation of a raw material alloy containing rare earth elements R and Fe that are easily oxidized. As the inert gas, a rare gas such as helium or argon or nitrogen can be used. Note that since nitrogen is relatively easy to react with the rare earth element R, it is preferable to use a rare gas such as helium or argon.
[0038]
This apparatus includes a melting crucible 1, a cooling roll 3 for cooling the molten alloy 2 supplied from the melting crucible 1, a chute (tundish) 4 for guiding the molten metal 2 from the melting crucible 1 to the cooling roll 3, cooling A rolling roll 6 for applying a primary stress to the quenched alloy 5 separated from the roll 3 is provided. Portions other than the rolling roll 6 constitute a strip casting apparatus.
[0039]
The melting crucible 1 can supply the molten metal 2 produced by melting the alloy raw material to the chute 4 at a substantially constant supply amount. This supply amount can be arbitrarily adjusted by controlling the operation of tilting the melting crucible 1.
[0040]
The outer peripheral surface of the cooling roll 3 is made of a material having good thermal conductivity such as copper, and has a diameter of, for example, 30 cm to 100 cm and a width of, for example, 15 cm to 100 cm. The cooling roll 3 can be rotated at a predetermined rotational speed by a driving device (not shown). By controlling this rotational speed, the peripheral speed of the molten metal cooling surface of the cooling roll 3 can be arbitrarily adjusted. The cooling rate by this apparatus is, for example, about 10 by selecting the rotation speed of the cooling roll 3 or the like. ² ° C / second to about 2 × 10 ^Four It can be controlled in the range of ° C / second.
[0041]
The molten metal guide surface of the chute 4 is inclined with respect to the horizontal direction and forms a flow path of the molten metal to the cooling roll 3. The distance between the tip of the chute 4 and the surface of the cooling roll 3 is kept at several mm or less. And the chute | shoot 4 is arrange | positioned so that the line which connects the front-end | tip part and the center of the cooling roll 3 may form an angle of 0 degree or more and 90 degrees or less with respect to a horizontal direction. The chute inclination angle is an important parameter for finely controlling the supply amount (rate) of the molten metal, and is preferably 1 ° or more and 80 ° or less, and more preferably 10 ° or more and 45 ° or less.
[0042]
The molten metal 2 supplied onto the chute 4 is supplied from the tip of the chute 4 without applying pressure to the surface of the cooling roll 3, and a molten metal paddle 7 is formed on the surface of the cooling roll 3.
[0043]
The chute 4 is made of ceramics such as an alumina sintered body, delays the flow rate so that the molten metal 2 continuously supplied from the melting crucible 1 at a predetermined flow rate is temporarily stored, and the flow of the molten metal 2 is reduced. Can be rectified. If a damming plate that can selectively dam the flow of the molten metal surface in the molten metal 2 supplied to the chute 4 is provided, the rectifying effect can be further improved.
[0044]
By using the chute 4, the molten metal 2 can be supplied in a state where the cooling roll 3 is widened to a substantially uniform thickness over a certain width in the trunk length direction (axial direction: perpendicular to the paper surface). In addition to the above function, the chute 4 has a function of adjusting the temperature of the molten metal 2 immediately before reaching the cooling roll 3. The temperature of the molten metal 2 on the chute 4 is desirably a temperature that is 100 ° C. or more higher than the liquidus temperature. This is because if the temperature of the molten metal 2 is too low, primary crystals that adversely affect the alloy properties after quenching are locally nucleated, which may remain after solidification.
[0045]
The molten metal residence temperature on the chute 4 can be controlled by adjusting the molten metal temperature at the time of pouring from the melting crucible 1 into the chute 4 or the heat capacity of the chute 4 itself. (Shown) may be provided.
[0046]
After the molten metal 2 supplied on the chute 4 comes into contact with the cooling roll 3, the molten metal 2 moves on the circumferential surface of the roll as the cooling roll 3 rotates (so as to be pulled up to the cooling roll 3). To be cooled. In order to prevent molten metal leakage, the distance between the tip of the chute 4 and the cooling roll 3 is preferably set to 3 mm or less (particularly in the range of 0.2 to 1.0 mm).
[0047]
In the present invention, the molten alloy 2 solidified on the outer peripheral surface of the cooling roll 3 becomes a supercooled quenched alloy 5 and leaves the cooling roll 3. The supercooled quenched alloy 5 is imparted with a primary stress by a rolling roll, and is anisotropically crystallized.
[0048]
Using the above apparatus, the molten metal is cooled at a rate of 10 ^Three K / s-10 ^Four In the case of quenching at K / s, the supercooled state is obtained in the cooling temperature process of 800 ° C to 500 ° C. In order to realize such a cooling rate, it is preferable to set the roll surface speed of the cooling roll 3 to 7 m / s or more and less than 23 m / s. When the roll surface speed is less than 7 m / s, 10 ^Three Since a cooling rate of K / s or more cannot be obtained, crystallization occurs without forming a supercooled liquid state. On the other hand, when the roll surface speed exceeds 23 m / s, the molten metal paddle to be generated on the roll is not stable, and the molten metal is splattered, so that a desired molten metal quenching state cannot be obtained. . A more preferable range of the roll surface speed is 9 m / s or more and 22 m / s or less, and a more preferable range is 10 m / s or more and 20 m / s or less.
[0049]
The generation state of the paddle 7 is influenced not only by the roll surface speed but also by the molten metal supply speed to the cooling roll 3. In order to maintain a stable production state of the paddle 7, it is preferable to adjust the molten metal supply speed to 10 kg / min / cm or less per unit width of the paddle 7 in contact with the cooling roll 3. However, when the molten metal supply rate is 0.5 kg / min / cm or less, the processing capacity decreases. From the above, the molten metal supply rate is preferably 0.5 kg / min / cm or more and 10 kg / min / cm or less. A more preferable range of the molten metal supply rate is 1 kg / min / cm or more and 8 kg / min / cm or less, and a further preferable range of the molten metal supply rate is 2 kg / min / cm or more and 6 kg / min / cm or less.
[0050]
The pressure of the quenching atmosphere is preferably adjusted to 1.3 kPa or more and less than 90 kPa. If the pressure in the quenching atmosphere is less than 1.3 kPa, the molten alloy may stick to the surface of the cooling roll, and the quenching alloy may not be peeled from the roll. When the pressure in the quenching atmosphere exceeds 90 kPa, the atmosphere gas is caught between the surface of the cooling roll and the molten alloy, and gas pockets are easily generated. When the gas pocket is formed, a uniform quenching state cannot be obtained, and a heterogeneous quenching structure is obtained, so that a supercooled state cannot be stably obtained. A preferable pressure range of the quenching atmosphere is 10 kPa or more and 70 kPa or less, and a more preferable range is 10 kPa or more and 60 kPa or less.
[0051]
As a method for applying the primary stress to the supercooled quenched alloy 5, any method may be used, but in order to apply an appropriate stress to the alloy continuously formed from the strip casting apparatus, a rolling roll It is preferable to use (a twin roll rolling device).
[0052]
The pressure applied to the quenched alloy 5 is preferably 5 MPa or more. If the pressure is 5 MPa or more, anisotropy can be imparted to the alloy. Since the applied pressure increases and the bearings and pedestals of the rolling twin rolls need to be strengthened, the preferable range of the applied pressure is 5 MPa or more and 1500 MPa or less from the viewpoint of economy. A more preferable range of the applied pressure is 10 MPa or more and 1000 MPa or less, and a more preferable range is 50 MPa or more and 800 MPa or less.
[0053]
The surface temperature of the rolling roll 6 is preferably adjusted to 20 ° C. or higher. In order to start rolling while maintaining the supercooled state, the effect of anisotropy is greater when the roll surface temperature is heated from 100 ° C. to 800 ° C. When the temperature is 100 ° C. or lower, the structure near the alloy surface is crystallized when the supercooled alloy reaches the surface of the rolling roll, so that it is difficult to make the entire alloy anisotropic. Further, since the quenched alloy is heated at 800 ° C. or higher, 10 ^Three A cooling rate of K / s or more cannot be obtained, and the supercooled state cannot be maintained. The surface temperature of the rolling roll is more preferably 200 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
[0054]
As the material of the cooling roll 3, pure copper and copper alloy, iron, brass, tungsten, and bronze can be adopted from the viewpoint of heat conduction. From the viewpoint of mechanical strength and economy, copper, iron, or an alloy containing copper and iron as main components is preferable. On the other hand, the material of the rolling roll 6 is preferably a material having a low coefficient of thermal expansion and high hardness during heating, and carbon steel, die steel, high speed steel, WC, molybdenum, and ceramic can be used. Carbon steel and die steel are particularly preferable from the viewpoints of hardness during heating and economy.
[0055]
Using the above device, R ₂ Fe ₁₄ An alloy having a structure in which the B-type crystal is anisotropic is obtained. In the above embodiment, the alloy is divided into flakes or powders by pressing with the rolling roll 3. The alloy thus obtained may be further subjected to heat treatment.
[0056]
(Crystal structure)
The anisotropic permanent magnet according to the present invention has an average crystal grain size of 10 nm to 200 nm. ₂ Fe ₁₄ The hard magnetic phase having a B-type crystal structure accounts for 60% or more and 90% or less by volume, and fine iron-based borides having an average crystal size of 1 nm or more and 50 nm or less at the grain boundaries and subgrain boundaries of the hard magnetic phase and / or Or it has the metal structure of the composite structure in which (alpha) -Fe exists, and it has the characteristics in the point that the hard magnetic phase is anisotropic.
[0057]
R ₂ Fe ₁₄ When the volume ratio of the B phase is 60% or less, the α-Fe phase existing at the grain boundaries is coarsened, and thus the hard magnetic properties are deteriorated. On the other hand, R ₂ Fe ₁₄ If the volume ratio of the B phase exceeds 90%, the iron-based boride cannot be uniformly distributed at the grain boundaries, and the demagnetization curve is deteriorated. For this reason, R ₂ Fe ₁₄ The volume ratio of the B phase is preferably 60% or more and 90% or less. R ₂ Fe ₁₄ A more preferable range of the volume ratio of the B phase is 70% or more and 85% or less.
[0058]
In the quenched alloy before heat treatment, R ₂ Fe ₁₄ In addition to the B-type compound phase and the amorphous phase, Fe _Three B phase, Fe _{twenty three} B ₆ And R ₂ Fe _{twenty three} B _Three Metastable phases such as phases may be included. In that case, by heat treatment, R ₂ Fe _{twenty three} B _Three The phase disappears and R ₂ Fe ₁₄ Iron-based borides exhibiting a saturation magnetization equivalent to or higher than the saturation magnetization of the B phase (for example, Fe _{twenty three} B ₆ ) And α-Fe can be grown.
[0059]
In the case of the present invention, even if a soft magnetic phase such as α-Fe is finally present, the soft magnetic phase and the hard magnetic phase are magnetically coupled by an exchange interaction, so that excellent magnetic properties are exhibited. Is done.
[0060]
R after heat treatment ₂ Fe ₁₄ The average crystal grain size of the B-type compound phase needs to be uniaxial crystal grain size of 300 nm or less, preferably 10 nm or more and 200 nm or less, and more preferably 20 nm or more and 100 nm or less. On the other hand, when the average crystal grain size of the boride phase or α-Fe phase exceeds 50 nm, the exchange interaction acting between the constituent phases is weakened, and the squareness of the demagnetization curve is deteriorated. (BH) _max Will fall. When the average crystal grain size is less than 1 nm, a high coercive force cannot be obtained. From the above, the average crystal grain size of the soft magnetic phase such as boride phase or α-Fe phase is preferably 1 nm or more and 50 nm or less, and more preferably 30 nm or less.
[0061]
[Reason for limiting composition]
Q is entirely composed of B (boron) or a combination of B and C (carbon). The atomic ratio of C to the total amount of Q is preferably 0.25 or less.
[0062]
When the composition ratio x of Q is 10 atomic% or less, the cooling rate during rapid cooling is 10 ² ℃ / sec ~ 10 ^Five When the temperature is relatively low, such as C / sec, R ₂ Fe ₁₄ It becomes difficult to produce a quenched alloy in which a B-type crystal phase and an amorphous phase are mixed, and a high coercive force cannot be obtained even if heat treatment is performed thereafter. In addition, the strip casting method, which has a relatively low process cost among liquid quenching methods, cannot be adopted, and the price of the permanent magnet increases. On the other hand, when the composition ratio x of Q exceeds 20 atomic%, the volume ratio of the amorphous phase remaining after the crystallization heat treatment increases, and at the same time, the abundance ratio of α-Fe having the highest saturation magnetization in the constituent phases decreases. Residual magnetic flux density B _r Will fall. From the above, the composition ratio x of Q is preferably set so as to be more than 10 atomic% and not more than 20 atomic%. A more preferable range of the composition ratio x is 10 atom% or more and 17 atom% or less.
[0063]
R is one or more elements selected from the group of rare earth elements (including Y). When La or Ce is present, the coercive force and the squareness deteriorate, so it is preferable that La and Ce are not substantially contained. However, when a very small amount of La or Ce (0.5 atomic% or less) exists as an unavoidable impurity, there is no problem in terms of magnetic characteristics. Therefore, it can be said that La and Ce are not substantially contained when 0.5 or less atomic percent La and Ce are contained.
[0064]
More specifically, R preferably contains Pr or Nd as an essential element, and part of the essential element may be substituted with Dy and / or Tb. When the composition ratio y of R becomes less than 6 atomic% of the total, R required for the expression of coercive force ₂ Fe ₁₄ A compound phase having a B-type crystal structure does not sufficiently precipitate, and a coercive force H of 480 kA / m or more _cJ You will not be able to get. Further, when the R composition ratio y is 10 atomic% or more, the abundance of iron-based boride and α-Fe having ferromagnetism decreases. Therefore, the composition ratio y of the rare earth element R is preferably adjusted to a range of 6 atomic% to less than 10 atomic%, for example, 6 atomic% to 9.5 atomic%. A more preferable range of R is 8 atom% or more and 9.3 atom% or less, and a most preferable range of R is 8.3 atom% or more and 9.0 atom% or less.
[0065]
The additive metal element M essentially includes Ti, and may further contain Zr and / or Hf. Ti exhibits the effect of precipitating and growing the hard magnetic phase faster than the soft magnetic phase during the rapid cooling of the molten alloy, and has a coercive force H _cJ And residual magnetic flux density B _r Contributes to the improvement of the squareness of the demagnetization curve and the maximum energy product (BH) _max Is an essential additive element. .
[0066]
When the composition ratio z of the metal element M is less than 0.5 atomic% of the whole, the effect of adding Ti is not sufficiently exhibited. On the other hand, if the composition ratio z of the metal element M exceeds 12 atomic% of the whole, the volume ratio of the amorphous phase remaining after the crystallization heat treatment increases, so the residual magnetic flux density B _r It is easy to invite a decline. From the above, the composition ratio z of the metal element M is preferably in the range of 0.5 atomic% to 12 atomic%. A more preferable lower limit of the z range is 1.0 atomic%, and a more preferable upper limit of the z range is 8.0 atomic%. A more preferable upper limit of the range of z is 6.0 atomic%.
[0067]
Further, the higher the Q composition ratio x, the easier it is to form an amorphous phase containing excessive Q (for example, boron). Therefore, it is preferable to increase the composition ratio z of the metal element M. Specifically, it is preferable to adjust the composition ratio so as to satisfy z / x ≧ 0.1, and it is more preferable to satisfy z / x ≧ 0.15.
[0068]
In addition, since Ti functions especially preferable, it is preferable that the metal element M necessarily contains Ti. In this case, the ratio (atomic ratio) of Ti to the entire metal element M is preferably 70% or more, and more preferably 90% or more.
[0069]
Fe occupies the remainder of the above-mentioned elements, but desired hard magnetic properties can be obtained even if a part of Fe is replaced with one or two transition metal elements (T) of Co and Ni. When the substitution amount of T for Fe exceeds 50%, a high residual magnetic flux density B of 0.7 T or more _r Cannot be obtained. For this reason, the substitution amount is preferably limited to a range of 0% to 50%. By replacing part of Fe with Co, the squareness of the demagnetization curve is improved and R ₂ Fe ₁₄ Since the Curie temperature of the B phase is increased, the heat resistance is improved. A preferable range of the amount of Fe substitution by Co is 0.5% or more and 40% or less.
[0070]
【Example】
Using an apparatus as shown in FIG. 2 (a combination of a strip casting apparatus and a twin roll rolling apparatus), after the molten alloy is supercooled, it is subsequently hot rolled by twin rolls arranged in the peeling direction of the quenched alloy. To produce an anisotropic permanent magnet.
[0071]
In this example, Nd: 8.2 at%, B: 10.5 at%, Ti: 2 at%, C: 0.5 at%, Nb0:. After inserting 5 kg of the raw material blended so as to have an alloy composition of 75 at% and the balance Fe, it was melted by high frequency induction heating to form a molten alloy. The alloy was melted in an Ar atmosphere maintained at 50 kPa.
[0072]
Thereafter, the molten alloy was supplied onto a pure copper cooling roll having a diameter of 250 mm rotating at a roll surface speed of 15 m / s to quench the molten metal. The molten metal flows from the inclined crucible over the chute and is supplied onto the cooling roll. The molten metal supply rate was controlled to 4 kg / min by adjusting the tilt angle of the crucible. The molten metal supplied onto the roll formed a paddle with a width of 15 mm on the roll surface. The molten metal is rapidly cooled at the interface between the paddle and the roll. The molten metal cooling process in this example was observed using a Nikon infrared thermal image measuring device (LAIRD-S270). As a result, the cooling rate is 2 × 10 ^Four K / s.
[0073]
The molten metal rapidly cooled by the cooling roll became a supercooled quenched alloy in the vicinity of a position of 60 ° from immediately above the roll, and then peeled continuously from the roll. The quenched alloy was pressed by a rolling roll made of die steel placed directly under the peeling direction, and primary stress was applied. The diameter of the rolling roll was 200 mm, and a pressure of 100 MPa was applied in the thickness direction of the quenched alloy.
[0074]
In order to determine the distance from the quenching alloy peeling point on the cooling roll to the rolling roll, the distance until the supercooled liquid alloy showing metallic luster was red-hot by the latent heat of solidification was measured. The red heat of the alloy was generated at a position 300 mm away from the roll peeling point. For this reason, the rolling roll was installed in the position away from the roll peeling point to 270 mm. The alloy temperature immediately before rolling was about 600 ° C. according to the measurement using the infrared thermal image measurement device described above.
[0075]
When the quenched alloy is rapidly cooled during rolling, R ₂ Fe ₁₄ Crystallization will be completed before the B phase becomes anisotropic. In order to avoid this, in this example, the surface of the rolling roll was previously heated to 300 ° C. by a heater.
[0076]
After rolling, the quenched alloy became a plate-like powder with a powder particle size of about 3 mm and was recovered. After the obtained powder was pulverized to 150 μm or less and investigated by powder XRD, Nd ₂ Fe ₁₄ B diffraction peak and slightly Fe _{twenty three} B ₆ Diffraction peaks were observed.
[0077]
In addition, evaluation by XRD was performed on a plane parallel to the pressing direction (thickness direction of powder particles or flakes) and a plane perpendicular thereto. As a result, the ratio of the (004) peak height to the peak height of (410), that is, the (004) / (410) intensity ratio was 1 or more. (004) The peak height is Nd ₂ Fe ₁₄ This is reflection from the C-plane of the B-type compound, and the (410) peak height shows the highest peak intensity in the powder XRD. From this result, Nd ₂ Fe ₁₄ It was confirmed that the C axis, which is the easy magnetization direction of the B compound, was oriented in a direction perpendicular to the rolling direction and anisotropy was imparted.
[0078]
Subsequently, the rolled powder was heat-treated at 680 ° C. for 10 minutes in an Ar flow, and then pulverized to a powder particle size of 150 μm or less. After putting 30 mg of pulverized powder together with paraffin into a holder having an inner diameter of 3 mm and a height of 8 mm, the paraffin was melted at about 60 ° C. Next, after preparing a sample in which powder orientation was performed in an orientation magnetic field of 0.8 MA / m, the magnetic properties of the powder in the same direction as the orientation direction were evaluated using a vibration test magnetometer. As a result, B _r : 1.02T, H _cJ : 652.9 kA / m, (BH) _max : 216.8 kJ / m ^Three The magnetic characteristics of were obtained. On the other hand, when measured in a direction perpendicular to the orientation direction, _r : 0.59T, H _cJ : 670.3 kA / m, (BH) _max : 47.1 kJ / m ^Three Only the magnetic properties were obtained. This result clearly shows that the magnet produced by the above method is an anisotropic magnet.
[0079]
Next, the metal structure of the powder after rolling was investigated using a transmission electron microscope. As a result, Nd having an average crystal grain size of 80 nm ₂ Fe ₁₄ B phase could be confirmed. TEM-EDX cannot identify a phase that does not contain Nd, and Fe _{twenty three} B ₆ The existence of Fe could not be confirmed, but Fe _{twenty three} B ₆ The presence of was confirmed by powder XRD. From the above, Fe _{twenty three} B ₆ Nd ₂ Fe ₁₄ It is considered that at the grain boundary or subgrain boundary of the B phase, it exists as ultrafine crystal grains of about several nanometers or as a film having a thickness of about several nanometers.
[0080]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, an anisotropic magnet can be provided cheaply using the strip cast method which can be mass-produced.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 (a) is a partial cross-sectional view of a quenched alloy ribbon 12 produced by bringing a molten Nd—Fe—B alloy alloy for rare earth magnets into contact with a rotating single roll, and FIG. It is a partial cross section figure of the anisotropic magnet 14 produced by giving stress to the bulk magnet produced from the flaky powder of the alloy ribbon 12.
FIG. 2 is a diagram showing a configuration of an apparatus preferably used in the present invention.
[Explanation of symbols]
1 crucible
2 Alloy melt
3 Cooling roll
4 Shoot (tundish)
5 Quenched alloy
6 Rolling roll
7 paddle

Claims

The composition formula is (Fe _1-m T _m ) _100-xyz Q _x R _y M _z (T is one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is selected from the group consisting of B and C One or more elements, R is one or more rare earth elements substantially free of La and Ce, M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr and Hf, and Ti must At least one kind of metal element), and the composition ratios x, y, z and m are respectively
10 <x ≦ 20 atomic%,
6 ≦ y <10 atomic%,
0.1 ≦ z ≦ 12 atomic%, and 0 ≦ m ≦ 0.5
Satisfied,
Containing two or more ferromagnetic crystalline phases, hardness average size of the magnetic phase 10nm or 200nm or less, Ri near within the average size of the soft magnetic phase is 1nm or more 100nm or less,
An anisotropic iron-based permanent magnet in which the hard magnetic phase and the soft magnetic phase are magnetically coupled by an exchange interaction, and the hard magnetic phase is anisotropic.

The anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 1, wherein an R ₂ Fe ₁₄ B type compound phase, a boride phase, and an α-Fe phase are mixed in the same metal structure.

The anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 2, wherein the boride phase includes a ferromagnetic iron-based boride.

The anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 3, wherein the iron-based boride contains Fe ₃ B and / or Fe ₂₃ B ₆ .

The anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 1, wherein the composition ratio y of R is 9.0 atomic% or less.

A bonded magnet obtained by molding a magnet powder containing the anisotropic iron-based permanent magnet powder according to any one of claims 1 to 5 with a resin.

Producing a molten alloy containing Fe, Q (Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C), R (R is a rare earth element), and Ti;
By cooling the molten alloy, a supercooled alloy is produced, and by applying a primary stress to the alloy before the supercooled alloy is crystallized by solidification latent heat, anisotropic R ₂ Fe ₁₄ growing a B-type crystal phase preferentially over α-Fe;
For producing an anisotropic iron-based permanent magnet comprising:

The method for producing an anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 7, wherein the molten alloy is cooled using a strip casting method.

The composition formula is (Fe _1-m T _m ) _100-xyz Q _x R _y M _z (T is one or more elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is selected from the group consisting of B and C One or more elements, R is one or more rare earth elements substantially free of La and Ce, M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr and Hf, and Ti must At least one kind of metal element), and the composition ratios x, y, z and m are respectively
10 <x ≦ 20 atomic%,
6 ≦ y <10 atomic%,
0.1 ≦ z ≦ 12 atomic%, and 0 ≦ m ≦ 0.5
Producing a molten alloy that satisfies
A step of producing an undercooled alloy by cooling the molten alloy;
Applying a primary stress to the supercooled alloy before it is crystallized by latent heat of solidification;
Of producing an anisotropic iron-based permanent magnet including

By adding primary stress to the alloy, anisotropic ferrous permanent claim 9, characterized in that also grow preferentially than the anisotropy was R ₂ Fe ₁₄ B type crystalline phase alpha-Fe Magnet manufacturing method.

In the step of cooling the molten alloy, the molten alloy is brought into contact with the surface of a rotating cooling roll to form an alloy in a supercooled liquid state,
The anisotropic iron according to claim 9 or 10, wherein, in the step of applying primary stress to the alloy, after the alloy in the supercooled state leaves the cooling roll, pressure is applied to the alloy by a rolling roll. A manufacturing method of a base permanent magnet.

The method for producing an iron-based rare earth alloy magnet according to claim 11, wherein the molten metal of the alloy is cooled using a strip casting method.

The method for producing an anisotropic iron-based permanent magnet according to claim 9, wherein a primary stress is applied to the alloy, and then the alloy is heat-treated.

Preparing a powder of an anisotropic iron-based permanent magnet produced by the production method according to claim 9;
The manufacturing method of the bonded magnet including the process of producing a bonded magnet using the said powder.