TW541547B - Nanocomposite magnet and method for producing same - Google Patents

Description

541547 * 五、發明說明（1) ---- 【發明所屬技術領域】 、本發明係有關於適合各種馬達或致動器使用之永久磁 鐵之製la方法，尤其係有關於具有多種強磁性相之鐵基稀 土類磁鐵原料合金及其製造方法。 【習知技術】 近年來’在家電用機器、0A機器以及電氣設備等，要 求更高性能化和小型輕量化。因而，對於在這些機器使用 之永久磁鐵，要求使磁性電路整體上之性能與重量之比值 變成最大，例如要求使用殘留磁通密度匕為〇· 5T(tesla) 以上之永久磁鐵。可是，利用以往之比較便宜之硬鐵酸鹽 磁鐵，無法使殘留磁通密度Br變成〇 5T以上。 現在在具有ϋ· 5Τ以上之殘留磁通密度&之永久磁鐵 上，已知利用粉末冶金法製造之^气〇系磁鐵。除了Sm_c〇 糸磁鐵以外，利用粉末冶金法製造之Nd_Fe_B系燒結磁鐵 或利用液體急冷法製造之Nd_F卜B系急冷磁鐵可發揮高的 =1磁通密度Br。刖者之Nd-Fe-β系燒結磁鐵例如公開於 昭59-46 008號公報，後者之⑽―Fe_B系急冷磁鐵例如 A開於特開昭60 -9 852號公報。 【發明要解決之課題】 可是，Sm-Co系磁鐵因成為原 有罐鐵價格貴之缺點。 料之Sm及Co都昂貴 具

而在N d - F e - B系磁鐵之情況 重量％)包含便宜之Fe，雖然 在主成分（整體之60重量 價格比S m - C 〇系磁鐵便

541547 五、發明說明（2) 宜’但是具有其製程所需費用冑之 〜 ^ 由之一係在含有量佔整體之1〇重量％ 。製程費用高之理 精製或還原反應需要大規模之設 5重量％之“之分離 利用粉末冶金法之情況，製程數一之製程。又，在 而，利用液體急冷法製造之Nd交夕/ 以熔化製程—液體冷卻製程—熱處 糸急冷磁鐵，因 程得到，具有工程費用比利用粉末冶八比較簡單之製 系磁鐵便宜之優點。可是，在利用^4造之Nd-Fe〜B 了得到塊狀之永久磁鐵，因需要將自法之情況，為 鐵粉末和樹脂混合後形成黏結磁鐵，^ =金所製造之磁 黏結磁鐵之充填率（體積百分比）至多_。粉末佔所形成之 體急冷法所製造之急冷合金係在磁性上等k。，又，利用液

由於以上之理由，使用液體急冷法所=三 系急冷磁鐵和利用粉末冶金法所製 仏 d-Fe -B

系燒結磁鐵相比，具有匕低之問斤之異向性之-以一 B 在改善Nd-Fe-B系急冷磁鐵之手法上，如在 卜7502號公報上之記載所示，複合的添加從由Nb、 M〇、Hf、Ta以及W構成之群所選擇之至少一種之元素和從 由Τι、V以及cr構成之群所選擇之至少一種之元素係有 效。藉著添加這種元素，保磁力Hcj和耐蝕性提高，但是已 知之改善殘留磁通密度匕之有效之方法只有提高黏結磁鐵 之密度。又，在Nd-Fe-B系急冷磁鐵中含有6原子％以上之 豨土類元素之情況，若依據很多之先行技術，為了提高熔 液之急冷速度’使用經由喷嘴向冷卻滾筒喷射溶液之溶化

541547 五、發明說明（3) 旋轉法。 、 在· —Fe—B系急冷磁鐵之情況，提議以FesB型化合物 為主相之磁鐵材料（R.C〇eh〇orn等，j.de 1>1^3，（：8，1 99 8,6 6 9〜670頁），具有稀土類元素之濃度比較 -、之、、且成即接近Nds 8Fen 2B19 (原子％)之組成。本永久磁 $材料藉著對於利用液體急冷法所製造之非晶形合金進行 、、、α晶化熱處理’具有自係軟磁性之F % B相及硬磁性之 NdgFeuB相混合之微細結晶集合體形成之準安定構造，稱 為「毫微複合磁鐵」。關於這種毫微複合磁鐵，報告上記 載具有1 T以上之高的殘留磁通密度I，但是其保磁力&為 160kA/m〜240 kA/m，比較低。因而，該永久磁鐵材料之使 用限於磁鐵之動作點為1以上之用途。 又’嘗試對晕微複合磁鐵之原料合金添加各種金屬元 素’令磁性特性提高（特開平3 — 2 611 〇4號公報、特許第 272 75 0 5號公報、特許第272 75 06號公報、國際專利申請之 國際公開公報W0 0 0 3/034 03, W. C. Chan，et. al. “THE RFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF a-Fe/Nd2Fe14B-TYPE NANOCOMPOSITES ”，IEEE·Trans· Magn·No· 5，INTERMAG. 99, Kyongiu，Korea pp.3265 -32 67,1 999 )，但是未必得到充分 之「每單位價格之特性值」。這是因在毫微複合磁鐵未得 到可實用之大的保磁力，在實際使用無法發現充分之磁性 特性。 本發明鑑於上述之事項，其目的在於提供一種永久磁

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鐵之製造方法，可便宜的剪、& -0· 8T下滿足可實用之古^坆/、有在保持殘留磁通密度匕 異之磁性特性之鐵基合;:=力（例如心-60 OkA/ra)之優 【解決課題之方式】 本發明之鐵基稀土類磁斗 準備-種鐵基稀土類磁鐵肩金之製造方法’包含 溶液之組成式以(C合金々'液之製程’該合金 從由Co 及Ν·ί 错# 少掷1()°-x-y—z-n(Bl—pCp)xRyTizMJT 表示 伙由Co及1構成之群所選擇之一上 由π幻及稀土類金屬構成之群所選擇 气 素，M 表示從由 Ai、Sl、v、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、^、

Nb、Mo、、Ag、Hf、Ta、W、pt、Au以及⑼構成之群所選擇 之一種以上之元素）表達，組成百分比（原子百分比、 y、Ζ、m、η以及Ρ各自滿足10<X g25原子％、7 gy<1〇原子 %、〇· 5 Q $ 12 原子。/〇、〇 “ 就 5、〇·工 “ u 原子％ 及〇 S p $ 0 · 2 5 ;供給導引面相對於水平方向形成角度1〜8 〇。 之⑺槽上该合金炫液後令合金炼液向和冷卻滾筒接觸之區 域移動之製程；以及利用冷卻滾筒將合金熔液急冷後，製 作包含RgF e14B型化合物相之急冷合金之冷卻製程。 在較佳之實施形態，該冷卻製程包含利用該導引裝置 將該合金熔液之流動寬度沿著該冷卻滾筒之軸線方向調整 成既定之大小之製程。 在較佳之實施形態，在減壓環境氣體中製造該急冷合 金0

541547 五、發明說明（5) 在較佳之實施形態，將該環境氣體之壓力調整為 0· 13kPa 以上 l〇〇kPa 以下。 在較佳之實施形態，在該冷卻製程，將該R2Fei4B型化 合物相之存在比例設為該急冷合金之6 〇體積％以上。 在較佳之實施形態，在該冷卻製程將該冷卻滾筒表面 之轉動周速調整為在5m/秒以上2 6m/秒以下之範圍；將該 曰金仏液之每單位寬度之供給速度設為3kg/分/ cm以下。 • 在較佳之實施形態’包含一種製程，形成含有至少包 含h F eu B型化合物相、α f e相以及強磁性鐵基硼化物相 之3種以上之結晶相之組織，使該R2Fei4B型化合物相之平 均結晶粒徑變成2〇nm以上20 0nm以下，使該a-Fe相及硼化 物相之平均結晶粒徑變成1ηπι以上5〇nm以下。 在較佳之貫施形悲’強磁性鐵基石朋化物位於& ei4 B型 化合物相之晶界或亞晶界。 在較佳之實施形態，藉著對該急冷合金進行結晶化熱 處理，形成該組織。 在較佳之實施形態’該結晶化熱處理包含以5 5 〇。〇以 上8 50 t以下之溫度保持該急冷合金3〇秒以上之處理。 在較佳之實施形態，包含在該結晶化熱處理之前將該 急冷合金粉碎之製程。 在較佳之實施形態，該鐵基硼化物包含!^ ^及/或

Fe23B6。 在較佳之實施形態，該元素Μ —定含有此。 在較佳之實施形態，和除了實質未含Nb以外實質上具

541547 五、發明說明（6) f同:組成之鐵基稀土類磁鐵原， 線溫度低1 〇 t：以上。 冷狀之4相 Nb之含有量按照原子百分比係 該組成式中之C之組成百分比p滿 在較佳之實施形態 整體之〇· 1%以上3%以下 在較佳之實施形態 足〇· 〇1 $0. 25之關係 >在較佳之實施形態，將在供給該導引裝置之前之時刻 之邊合金熔液之動黏度設為5 X 1 〇-6m2/秒以下。 在較佳之實施形態，在該合金熔液之凝固過程最初析 出之化6物相之凝固溫度和該組成百分比p係零之情況相 比，低5 °C以上。 在較佳之實施形態，在該冷卻製程，在該合金熔液之 凝固過程最初析出之化合物相係鈦化硼系化合物。 在較佳之實施形態，該冷卻製程令表面之中心線粗糙 度Ra為20 //m以下之冷卻滾筒以丨〇m/秒以上之表面周速轉 動。 々在較佳之實施形態，在該冷卻製程，將利用該冷卻滾 =急冷之该合金溶液之每一條流道之熔液急冷處理速度調 節在〇.7kg/分以上而未滿分之範圍内。 在較佳之實施形態，在該冷卻製程，利用該導引裝置 將該合金熔液之一條流道之寬度調整至5mm以上而未滿 20mm 〇 在較佳之實施形態，將該合金熔液之動黏度調整至5 X 1 0~6m2 /秒以下。

第11頁 541547 五、發明說明 ---------- 300。〇在以較/圭之實施形態，將該導引裝置之表面溫度保持在 秒。 上，使得該合金熔液之動黏度不超過5 X 1 〇-6m2/ 卜？nn在耠佳之實施形態，使急冷合金之厚度變成50 以 上下。 以佳之實施形態’1亥導引裝置由含有aia80體積％ 以上之材料構成。 父佳之實施形態，該冷卻滾筒使用由具有導熱係數 5 m/K以上之材料形成之基材。 鐵 在較佳之實施形態，該冷卻滾筒具有由碳鋼、鎢、 銅、鋼、鈹或銅系之合金形成之基材。 鉻 之實施形態，對該冷卻滚筒之基材之表面鍍上 鎳或其組合。 本發明之鐵基永久磁鐵之製造方法，包含準備利用 法所製造之鐵基稀土類磁鐵原料合金之製程； 及1 μ、载基稀土類磁鐵原料合金進行熱處理之製程。 甘由ΐϊ:之黏結磁鐵之製造方法，包含準備利用上述之 ^i以方法所製造合金粉末之製程；及使用該粉末 製造黏結磁鐵之製程。 本發明之急冷合金，係組成式以（F ^ nQxMUn(T表示從由0〇肌構成之群所選·^之二—種—y上之 :素’Q表示從由ΒΜ構成之群所選擇之—種以上之元 素’R表不稀土類金屬元素1表示從由Μ ϋ、V、。、

Mn、Cu、Ga、Zr、Nb、Mq、Hf、Ta、w 十、外以及

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m之、群所選擇之一種以上之元素）表達，組成百分比 ’、 百/刀比）x、y、z、m以及各自滿足10<x幺20肩子％、6 ^<。1〇原子％ 'o.Hzy 原子％及 〇原 ΪΓΛ急冷合金，其特徵為厚度位於50 以上2〇〇 以 ^内，在和厚度方向正交之2個端面形成結晶組 纖0 在較佳之實施形態，該結晶組織包含 ^以下之強磁性…物相；及平均粒二：：上 2 0 0 nm以下之R2Fe14B型化合物相。 在較佳之實施形態，在該兩端面之結晶組織所夾之區 域存在非晶質部分。 在較佳之實施形態，厚度係80 //m以上。 0 R T本J:之急冷合金，係組成式以（FeiiTm)m… dx y 1 ιζΜη(Τ表示從由Co &Ni構成之群所選擇之一種以上之 兀素，Q表示從由B&C構成之群所選擇之一種以上之元 素’R表不稀土類金屬元素，Μ表示從由A1、Si、v、Cr、 Mn ' Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、w、Pt、Pb、Au 以及 jg構成之群所選擇之一種以上之元素）表達，組成百分比 子百分比）x、y、z、m以及各自滿足1〇<χ $2〇原子％、6 $y<Q10 原子％、〇· 5 $6 原子％、〇 $〇· 5 以及〇 & S5 原子^之急冷合金，其特徵為厚度位於6 〇 # m以上丨5 〇 # m以 下之範圍内；反動導磁率係1 · 1以上2以下。 本之磁粉’係組成式以（Fei—raTra)1[1。—x—"一 η X y 表示從由Co及Ni構成之群所選擇之一種以上之

M1547 五、發明說明（9) 元素，Q表示從由B及C構成之淼私阳 辛，R矣千錳人s 战之群所選擇之一種以上之元 I以录不稀土類金屬元专^主―

Mn、r η λΤ I Μ 表不從由A1、Si、v、c

Mn、Cu、Ga、Zr、Mb、Mo、Hf τ a σ ^ 1, ^ f、Ta、W、Pt、Pb、Au 以及

Ag構成之群所選擇之一種 (原子百分比）x、y、z ^兀素）表達，組成百分比 <v^i n /¾ -.〇/ U 及各自滿足10<x $20 原子％、e

Sy<10 原子 ％ 、〇 5<7<ft©i〇/ ^ .0/ ^ ^ ^ 原子％、0 S0. 5 以及0 “ S 5 原子％之磁粉，其特徵A芈的 行倣馮干均粒徑係60 以上1 10 //m以 下，相對於長軸尺寸之勒細p + . u 了之短軸尺寸之比例為0. 3以上1以下； 保磁力Hcj係6〇〇kA/in以上。 【發明之實施形態】 $讲^么明之永久磁鐵之製造方法利用薄帶鑄造法在減壓 裱境中將含有Fe、R、w白冬v + _ ^ I、、 . B R(包sY之一種以上之稀土類金屬元 /、 U及Τι之鐵基合金熔液冷卻，藉此製造含有微細之 丄e14B型化合物相之急冷合金。然後，按照需要對急冷合 至進行=處理，令在急冷合金中殘留之非晶質結晶化。 薄帶鑄造法係藉著令合金熔液和冷卻滾筒之表面接 日萄冷卻合金溶液，製造急冷合金之薄帶之方法。在本發 =、，利用比以往之薄帶鑄造法高速轉動之冷卻滾筒將合金 k液急冷•凝固。薄帶鑄造法和使用喷嘴孔口向冷卻滾筒 ^表面喷射合金熔液之熔化旋轉法相比，冷卻速度低，但 疋因可製造寬度寬且比較厚之急冷合金薄帶，在量產性上 優異。 若依據本發明，製造在急冷合金中軟磁性之a - F e幾

第14頁 541547 、發明說明(1〇) 乎未析出’而具有1 F eH B型化合物相之結晶組織或者具有 2FeuB型化合物相之組織和非晶形相混合之組‘ 'νΓ ^ 2-» ± 〜 向’ 于到抑制iFe^B型化合物相之粗大化，係熱處理後，也 將其平均粒徑設為2〇nm以上150nm以下，而且α〜Fe相等軟 磁性相微細的分散之高性能之複合型永久磁鐵。又，微^ 之軟磁性相位於hFej型化合物相之晶界或亞晶盖 成相之間加強交換相互作用。 以往，將具有和本發明之對象之組成類似之组成 Λ’Λ本古發明之組成將Τ1除夕卜之組成）之合金炫液冷卻而 艮多R2FeuB型化合物相之急冷合金時，得到“ 卢理J f之合金組織。因而，具有在以後之結晶化熱 ίϊΓ:?粗大化之問題。^Fe等軟磁性相粗大化時’ 寺^，為惡化，還是無法得到可實用之永久磁鐵。 比#上八ί在本發明使用之原料合金組成般硼之含有量 據比較少（10原子％以下）之情況’若依 β Pe β $ I i ^製造令合金熔液之冷卻速度充分降低而 ^金4時除2 t體積組成百分比超過6°%之急冷凝固 其前驅體析出：24於相以外，還有很多“+或 粗大化，磁鐵特性大為晶化熱處理，一相進行 由於以上之拿馆 y 合磁鐵之保磁力辦大，存在一種常識’為了令毫微複 卻速度，設為急;;凝固；：溶：f轉法提高合金熔液之冷 態後，自該非晶形相刹:*之部分由非晶形相佔有之狀 利用、、、吉晶化熱處理形成均勻之微細化

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之組織較好。這疋由於為了得到具有微細之結晶相分敢之 合金組織之毫微複合磁鐵，認為應在易控制之熱處理製 自非晶形相進行結晶化。 $

因而’報告一種技術（W.C.Chan，et.al. “ΤΓίΐΕ RFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF a-Fe/Nd2Fe14B-TYPE NANOCOMPOSITES ”，IEEE·Trans·Magn·No· 5, INTERMAG· 99

Kyongiu’Korea ρρ·32 6 5-32 67，1 99 9 )，藉著對原料合金、恭 加具有優異之非晶形相產生性能之La後，將該原料合金2 溶液急冷，製造以非晶形相為主相之急冷凝固合金後，在 結晶化熱處理令Ndg F B相及a -F e相雙方析出•成長，往 一相都變成約數十nm之微細的。此外，在該論文，教導恭 加微量（2 a t % )之T i等高熔點金屬元素令磁鐵特性提高，^ 令係稀土類元素之Nd之組成百分比自9· 5 at%增加至1丨〇 at%，在使Nc^Fe^B相及α -Fe相雙方微細化上較好。添加 該局溶點金屬係為了抑制石朋化合物（R2 F Bs或F e3 B)之產 生，製造只由NdJe^B相及a _Fe相之2相構成磁鐵。 該毫微複合磁鐵用之急冷合金係使用喷嘴向高速轉動 之冷卻滾筒之表面噴射合金熔液之熔化旋轉法製造。在利 用熔化旋轉法之情況，因得到極快之冷卻速度，適合製造 非晶質之急冷合金。 而，在本發明，使用薄帶鑄造法，以比在以往之熔化 旋轉法之冷卻速度慢之速度冷卻合金溶液，但是利用添加 元素Ti之作用，抑制在急冷凝固製程之r -Fe相（以後變成

第16頁 541547 五、發明說明（12) '喊 a -Fe相）之析出，還抑制在結晶化熱處理製程之q —Fe相 等軟磁性相之粗大化。結果，可製造微細型化合 物相均勻的分之急冷合金。 若依據本發明，雖然使用稀土類元素量比較少（未滿 1 Oat%)之原料合金，但是能以量產水準製造磁化（殘留磁 通密度）及保磁力高、在減磁曲線之角形性也優異之永久 磁鐵。 ^ 本t明之保磁力之增加係藉著在冷卻製程令Nd2Fe^B 相優先析出•成長，雖然因而令Nd2Fei4B相之體積百分比 ，加，但是抑制軟磁性相之粗大化而實現。認為磁化之增 力二係由於利用Ti之作用’自在急冷凝固合金中存在之侧豐 :之=性非晶形相產生強磁性鐵基㈣物㈣化合物 分比ίΪ結晶化熱處理後殘留之非磁性非晶形相之體積百 以下更詳細說明本發明夕# # 首先，準備組成式:;(Fe之鐵稀土類合金磁鐵。 ΛτίζΜη表達之合金溶液。在此Bi〜PCp) 群所選擇之一籀以卜夕-主 表不從由Co及Ni構成之 屬構成之群所選擇之一=以/表示從由γ(釔）及稀土類金 ^…b構成之群;選：之、仏，、 素。又，組成百分比(原子擇之-種以上之元 自滿足如下之關係式。 扣仏、乂、2、111、11以及{)各 l〇<x $25 原子％ 541547 五、發明說明（13) 7 Sy<10 原子％ ' 0·5$ζ‘12 原子％ 0 ^ m ^ 0 . 5 0 · 1 $ η $ 5原子％以及 〇 Sp $0· 25 其次，進行冷卻製程，利用薄帶鑄造法， 氣體中將該合金熔液急冷後，製n反％境 :上之微細之(例如平均粒徑為V二 合物相之急冷合金。 ））R2 F e14 B型化 然後，按照需要，對於急冷合金進行处曰 形成包含R2FeuB型化合物相及強 "θθ化熱處理， 微複合組織。在軟磁彳生# '土硼化物相之毫 處理條件調整成這種組織vRFe=:件及結晶化熱 ，成一 2◦。⑽ 句、，曰粒徑變成i nm以上5〇nm以下。 及α-Fe相之平 之據本發明，藉著所添加之丁1之作用，i人人… 先的產生报多R2Fe^型化合物相。“炫液 型化合物相之平均==徑大。係硬磁性相 性相之平均尺寸充 ^比較大，α-Fe相等軟磁 效的結合，敕磁μΓ Γ 成相利用交換相互作用有 金整體上4 = ^化方向受到硬磁性相之限：ί 4不優異之減磁曲線之角形性 口 第18頁 541547 五、發明說明（14) 在本發明’藉著調整合金組成、合金之冷卻速度以及 熱處理溫度等製造條件，可產生和型化合物相之飽 和磁化同等或具有更高之飽和磁化之鐵基硼化物或“ -Fe °所產生之鐵基硼化物例如係FesB(飽和磁化丨· 5Τ)或 Fe^6(飽和磁化ι·6Τ)。在此，R2Fei4B之飽和磁化在^係⑽ 之情況係約1 · 6T，a -Fe之飽和磁化係2· 1 T。 、在利用本發明之製造方法之情況，易產生如上述之強 磁性之鐵基硼化物之理由係製造R2Fei4B型化合物相佔大半 之凝固合金時，因在急冷合金中存在之非晶形相一定含有 過剩之石朋，该多餘之硼在結晶化熱處理和別的元素結合後 易析出•成長。可是，熱處理前之非晶形相所含之硼和別 的元素結合，產生磁化低之化合物時，磁鐵整體上磁化就 降低。在此，在本專利說明書之「非晶形相」不僅只由原 ^排列=全無秩序化之部分構成之相，也包含部分含有結 曰曰化之剷驅體或微結晶（尺寸：數⑽以下）或者原子群之 相八體而e ，將利用X射線繞射或透射電子顯微鏡觀察 無法明確的界定結晶構造之相廣稱為「非晶形相」。而， 將利用X射線繞射或透射電子顯微鏡觀察可明確的界定結 晶構造之相稱為「結晶相」。 若依據本發明者之實驗，得知只有添加了以之情況， 鬥°添iiv,、cr、Mn、Nb、M0之情況等別種金屬之情況不 =降未I生磁化之降低，反而磁化提高。又，在添加了Ti 述之別的添加元素相比，減磁曲線之角形性 特別良好。由於這些事mTi_f 化合 物之產生上具有特別重要之作用。、 原料合金之組成範圍之中， 。尤其，在本發明使用之 磁性之鐵基硼化物因熱處理而易j =較少之情況，具有強 之非日日开》相中所含之蝴被 在此情況，非磁性 晶化熱處理後殘留之非磁性非曰$，化物中之結果，在結 因強磁性之結晶相增加，殘留：以體積百分比減少， 又，在添加了Ti之情況，抑制二？提面。 揮優異之硬磁性特性。而且， e之晶粒成長，發 外之強磁性相，因而在合金内可妒相或a -Fe相以 性相之組織。在替肪，添加⑽有3種以上之強磁 況’在α -Fe相析出之比較高之溫度區：等金屬7°素之情 成長顯S，無法利用和硬磁性相°換或’ α-Fe相之晶粒 -Fe相之磁化方向之結果，減磁曲線之換、、、。^效的限制α 此外，在替代Ti，添;Mb、Μο、|^,乂大為降低。 相不析出之比較低之溫度區域進行 情況，，在a-Fe 線之角形性優異之良好之硬磁性：可:到減磁曲 行J處理之情況，推測Mei4B型微細二度 '生二未形成毫微複合磁鐵之;== 時，^相就自非晶形相中析出。 °而粗大化Λ Ti之情況不同，析出後，急速成長 限制α-Fe相W無法利用、和硬磁性相之交換結合有效的 石化方向，減磁曲線之角形性大為降低。 #代14，添加口或以之情況，這些添加金屬 口 ； Fe，因反強磁性的結合，磁化大為降低。 541547

而，在添加了 Ti之情況，α _Fe相之析出·成長之 kinetics變慢，因析出•成長需要時間，認為在a_Fe相 之析出•成長完了之前NdJeuB相開始析出•成長。因 :二$ α-Fe相粗大化之前Nd2Fei4B相以均均的分散狀態大 為成長。 於是，只在添加了Ti之情況，適當的抑制α —Fe相粗 大化叮形成強磁性之鐵基石朋化物。此外，τ i 条 冷，令Fe初晶（以後變態成Fe”—Fe〕之結晶化延遲: 使得易於產生過冷卻液體之元素上和硼或碳同時具有重要 之作。用，將合金溶液急冷時之冷卻速度設為約1 〇2它/秒 1 〇 c /秒之比較低值，也不會令析出粗大之q 一 f e，可製 造含有60體積％以上之R2FeuB型結晶相之急冷合金（除了、 hFe^ B型結晶相以外還含有鐵基硼化物）。 在本發明，使用將熔液自滑槽（導引裝置）向冷卻滾筒 亡直接注入之薄帶鑄造法，不利用喷嘴孔口控制熔液之流 量。因而，和利用使用喷嘴孔口之熔化旋轉法之情況相 比生產力尚，製造費用低。於是，為了在利用薄帶鑄造 法也可達成之冷卻速度範圍將R-Fe-B系稀土類合金之熔液 非晶形化，一般需要添加10原子％以上之B(硼）。於是，在 Γ加了^1艮多B之情況，在對於急冷合金進行結晶化熱處理 後’ β濃度高之非磁性之非晶形相也殘留於金屬組織中， 二丟付到均負之微細結晶組織。結果，強磁性相之體積百 降低’引起磁化降低。可是，如本發明般添加τ丨時， 因觀察到上述之現象，產生磁化高之鐵基硼化物，意外的

541547 五、發明說明（17) 磁化提高。 [限定組成之理由] B及C之總和之組成百分比X變成丨〇原子％以下時，在急 冷時之冷卻速度約1 〇2它/秒〜丨〇4 /秒之比較慢之情況，難 製造R2FeuB型結晶相和非晶形相混合之急冷合金，進行熱 處理也無法得到高的保磁力。又，組成百分比χ變成1〇原 子％以下時’無法產生顯示高磁化之鐵基硼化物。因鐵基 觸化物中之爛和T i結合後產生安定之化合物，鐵基硼化物 愈多’耐候性提高。因而，X需要超過丨〇原子％。而，組成 百分比χ超過25原子％時，因結晶化熱處理後 形相之體積百分比增加，同時在構成相中具有=之 磁化之a -Fe之存在百分比減少，殘留磁通密度札就降 低由於以上之事項’將組成百分比χ設為超過1 〇原子％、 2^原子％以下較好。更好之組成百分比χ之範圍係超過ι〇 子％、17原子％以下。 c相對於Β及c之整體之百分比卩在原子比上位於〇以上 、下之範圍杈好。為了得到添加C之效果，C之百分比 I、里1以上較好。？比0.01小很多時，幾乎得不到添加C ^效^。《-Fe相之產生量增大，發生磁性特性惡化之問 ^。百为比P之下限係0.02較好，口之上限係〇2以下較 好。百分比p係〇 · 〇 8以上〇 · i 5以下更好。 幸。土類元素（包含γ)之群所選擇之一種以上之元 ^換51子i日寺，R2Fe"B相之R(典型上為⑻被u或。 置、因保磁力及角形性惡化’實質上不含La及。較好。

541547 五、發明說明（18) 但，在微量之La或Ce(0· 5原子％以下）以無法避免的混入之 雜質存在之情況，磁性特性上無問題。因此，在含有〇 . 5 原子％ 2La或Ce之情況，可說實質上未含La或Ce。 更具體而言，R在必需元素上包含Pr或Nd較好，用])y 及/或Tb置換該必需元素一部分也可。R之組成百分比y變 成未滿整體之6原子％時，無法充分析出具有發現保磁力所 需之R2 F e14 B型結晶相構造之化合物相，無法得到高保磁力 Hcj。又，R之組成百分比y變成1 〇原子％以上時，因具有強 磁性之鐵基硼化物之存在量降低，替代的B豐富之非磁性 層之存在量增加，未形成毫微複合構造，磁化降低。因 而，將稀土類元素R之組成百分比y調整成在例如6原子％以 上9· 5原子％以下之6原子％以上而未滿1〇原子％之範圍較 好。更好之R之範圍係7原子％以上9· 3原子％以下，最好之R 之範圍係8· 3原子％以上9· 0原子％以下。 添加T i，發揮在合金熔液急冷中令硬磁性相比軟磁性 相早析出•成長之效果，而且保磁力Hcj及殘留磁通密度 提咼以及有助於改善減磁曲線之角形性，令最大能量積 (BH)max 提雨。 丁 i之組成百分比z未滿整體之〇 · 5原子％時，發現添加 Τι之效果不充分。而，Ti之組成百分比z超過整體之12原 子％日守’因在結晶化熱處理後也殘留之非晶形相之體積百 分比增加，易引起殘留磁通密度匕降低。由於以上之事 項’ Τι之組成百分比z設在〇 · 5原子％以上丨2原子％以下較 好。更好之2之範圍之下限係1. 〇原子％，更好之2之範圍之

第23頁 541547 五、發明說明（19) 上限係6原子％。最好之z之範圍之上限係5原子％。 又，因由C及/或B構成之Q之組成百分比X愈高，易形 成過度包含Q (例如爛）之非晶形相’提局T i之組成百分比z 較好。T i對於B之親和性強，濃縮於硬磁性相之晶界。T i 相對於B之百分比過高時，T i不是位於晶界，而進入 R2 F e14 B化合物中，有令磁化降低之可能性。又，丁 i相對於 B之百分比過低時，產生很多非磁性之B豐富之非晶形相。 若依據實驗，將組成百分比調整成令滿足〇. 〇5 $ζ/χ $〇. 4 較好，令滿足0· 1 $ζ/χ $ 〇· 35更好，最好係〇· 1 3 Sz/x $ 為了得到各種效果，添加Μ也可。Μ係從由a 1、s i、 V、Cr、Μη、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、ψ、pt、

Pb、Au以及Ag構成之群所選擇之一種以上之元素。

Fe佔有上述元素之剩餘之含有量，但是用c〇及η之一 種或二種之轉移金屬元素（τ)置換Fe之一部分也可得到所 要之硬磁性特性。T相對於Fe之置換量超過5〇%時，無法得 到0 · 7T以上之高的殘留磁通密度Br。因而，將置換量限制 在0%以上5 0%以下之範圍較好。此外，藉著用置換^之

一部分，因減磁曲線之角形性提高，而且反21?^6相之居禮 溫度上升，耐熱性提高。c〇置換Fe之量之較佳之範圍係〇· 5%以上40%以下。 以下邊參照圖面邊詳細說明本發明之較佳實施形態。 眚施形態1 ^ 首先’ §兒明本發明之實施形態1。

第24頁 541547 五、發明說明（20) 在本實施形態，使用圖1所示之薄帶鑄造裝置製造急 冷凝固合金。為了防止包含易氧化之稀土類元素R或Fe之 原料合金氧化，在惰性氣體環境中製作急冷合金。在惰性 氣體上可使用氦或氬等稀有氣體或氮氣。此外，因氮氣和 稀土類元素R比較容易反應，使用氦或氬等稀有氣體較 好。 圖1之薄帶鑄造裝置配置於町將内部設成在惰性氣體 環境之減壓狀態之圖上未示之室内。本薄帶鑄造裝置具備 溶爐1 ’用以將合金原料熔化；冷卻滾筒7，用以令自熔爐 1之底部出口 2供給之合金熔液3急冷·凝固；導管4及滑槽 (導引裝置）5，將熔液3自熔爐1導向冷卻滾筒7 ;以及刮板 氣體噴射器9，凝固後使薄帶狀之合金8易自冷卻滾筒7剝 離。 熔爐1能以大致固定之供給量供給滑槽5藉著將合金原 料溶化所製作之熔液3。藉著控制使熔爐1傾斜之動作等可 任意調整該供給量。此外，導管4不是必需，也可直接供 給滑槽5自熔爐1流出之合金熔液3。 冷卻滾筒7自銅等導熱性良好之材料形成其外周面， 例，，具有直徑30cm〜100cm、寬:^㈣〜i〇0cm之尺寸。冷卻 滾筒7利用圖上未示之驅動裝置能以既定之轉速轉動。藉 著控制該轉速，可任意調整冷卻滚筒7之周速。藉著選擇 冷卻滾筒7之轉速可在約102t/秒〜約1(pt/秒之範圍控制 5亥溥帶輪造裝置之冷卻速度。 導引滑槽5之熔液以相對於水平方向之角度（傾斜角

)41547

度）α傾斜，滑槽5 此 在數mm以下。而，則螭部和冷卻滾筒之表面之距離保持 之中心之線形成相:槽5配置成連接其前端部和冷卻滾筒7 。）。滑槽5之傾斜角：水平方向之角度以。$冷‘90 ^㈣。之關UH1。“㈣。較好’滿足5。 係較好。 ’、子°角度/5滿足1 〇 S /3 $ 55 °之關 ^ 7 9 所供給之熔液3自滑槽5之前端部供給冷卻滾 °碑^ ’在冷卻滾筒7之表面形成熔液之直澆口窩6。 ⑺、曰使知暫時性貯存自熔爐1以既定之流量連續的供 ::之溶液3 ’ ρ*低流速，可將熔液3之流動整流。若設置可 ^擇性攔，f供給滑槽5之熔液3之熔液表面部之流動之攔 反，可更提高整流效果。藉著使用滑槽5，在冷卻滾筒7之 月同長方向（軸線方向：和紙面垂直），能以在固定寬度擴散 成厚度大致均句之狀態供給熔液3。藉著調整滑槽5之熔液 導引面之j頁斜角度’可微調熔液供給速度。溶液利用其 自重在滑槽5之傾斜之導引面流動，具有和水平方向（χ軸 方向）平行之動1成分。滑槽5之傾斜角度α愈大，溶液之 流速愈快，動量也愈大。 滑槽5除了上述之功能以外，還具有調整到達冷卻滾 筒7正前之熔液3之溫度之功能。希望在滑槽5上之熔液3之 溫度係比液相線溫度高1 〇 〇 °c以上之高溫。因為熔液3之溫 度過低時，局部性晶核形成對急冷後之合金特性有不良影 響之T i Bg等之初晶，初晶凝固後可能殘留。又，溶液溫度 過低日守’溶液黏度上升’易發生丨賤液（s p丨a s h)。藉著調整

第26頁 541547 五、發明說明（22) 在自炼爐1向滑槽5注入時之溶液溫度或滑槽5本身之熱容 量等可控制在滑槽5上之熔液溫度，但是按照需要設置滑 槽加熱裝置（在圖1上未示）也可。 在本實施形態之滑槽5，在配置成和冷卻滾筒7之外周 面相向之端部，具有沿著冷卻滾筒之軸線方向只相距既定 之間隔設置之多個排出部。該排出部之寬度（熔液之一條 流動寬度）設為〇.5cm〜10. Ocm比較適當，設為0.7cm〜4. Ocm 更適當。在本實施形態，在排出部之各熔液之流動寬度設 為1 cm。此外，熔液之流動寬度具有隨著遠離該排出部之 位置而向橫向擴大之傾向。在滑槽5設置多個排出部而形 成多條熔液流動之情況使得相鄰之熔液之流動不接觸較 好〇 滑槽5上所供給之熔液3沿著冷卻滾筒7之軸線方向具 有和各排出部之寬度大致相同之寬度，和冷卻滚筒7接 觸。然後，以既定之流出寬度和冷卻滾筒7接觸I熔液3隨 著冷卻滚筒7之轉動在滾筒周面上移動，在該移動過 =。此外，為了防止熔液茂漏，滑槽5之前端部和冷^ 靖7之間之距離設為3mm(尤其〇. 4〜〇, 7_之範圍）以 〜10cm比較適當。若 液接觸部（熔液冷卻 排出部所排出之熔 s増加之情況也可實 相鄰之排出部間之間隙，設為i 照這樣將在冷卻滾筒7之外周面之炫 部）分開成多處，可有效的冷卻自各 液。結果，在令對滑槽5之溶液供給 現所要之冷卻速度。

第27頁 541547 五、發明說明（23) ------ 此外，滑槽5之形態未限定為上述之形熊 ^ 押 一之排出部的也可，流出寬度設為更大的也可係具有.單 在轉動之冷卻滾筒7之外周面上凝固之人^ °〜 ^ 薄帶狀之凝固合金8後，自冷卻滾筒7剝離。°气炫」夜，變^ 之情況，自多個排出部各自流出之熔液變二=开/二 後凝固。剝離後之凝固合金8在圖上未示疋覓度之π 尨前收。 禾不之回收裝置破碎 於是，薄帶鑄 依據喷嘴徑之喷射 熔液阻塞等問題， 之加熱設備或用以 初期設備投資或運 又，在溶化旋 棄加工費用貴之噴 槽，運轉費用便宜 此外，若依據 慢速令冷卻滾筒轉 合金薄帶變厚。 可是，在薄帶 合金溶液’在冷卻 動之情況，具有難 直澆口窩6之問題 液推滾筒表面之壓 生微小之間隙。因 迻法不像熔化旋轉法般使用喷嘴，因無 速度之限制或在噴嘴部' 嗜八士旦a立 貝角#之凝固所引起之 適合大5:生產。又，闵； U也不需要喷嘴部 控制熔液頭壓力之壓力批 〜&刀控制機構，可將 轉費用抑制為小。 ^ 轉法，因無法再利用噴嘴部分，必須丟 嘴，但是在薄帶鑄诰、本^ 土 、 ” ~ /去因可重複仗用滑 〇

薄帶鑄造法，和溶化於M 、 岭1匕靛轉法相比，因以 動或可令合金流出潘旦μ 05履里增加，可使急冷 每造法因不向冷卻步肖叙 ▽巧展同之表面強力喷射 滾筒7以10m/秒以上之，击丄也 两土貝土杰 丄 < 比較快之周速轉 在冷卻滾筒7之表面蘀々 双卸德疋的形成熔液之 。又，在未使用嘖嘴夕v主、 $為之情況，因合金熔 力小，在合金炼液法、吞松 二★人人^外收和滾琦表面之間易發 而’在合金熔液和滾n 展茼表面之間之密接

541547 五、發明說明（24) 性上，薄帶鑄造法比薄帶鑄造法差。 其解決方法將後述。 關於费接性之問題及 在本實施形態，以熔液和冷卻滾符 寬度之供給速度規u液供給速度（處之每單位接觸 利用薄帶鑄造法之情況’因熔液如沿著亡限f :: 向具有既定之接觸寬度般和冷卻滾筒接ς部滾同之軸線方 件和每單位接觸寬度之熔液供給速度大2 ’熗液之冷部條 熔液供給速度太快時，冷卻节筒三目依 低，結果，未促進非晶質化;;；含=，冷卻速度降 之心里，無法付到適合毫微複合。 而，在本發明，將每單位技鎚_ ^ 取之原枓合金。因 分）設為3kg/分/cm^位接觸見度㈣之供給速度⑽ 护能i熔ίίϊ所示’例如以接觸寬度約2cmx 3條之接觸 約0.5 kg/分心：。3之情況’藉著將供給速度設為 於是，辨菩二士、可貫現約3 kg/分以上之處理量。 滾筒以該特i範圍‘ c定範圍之周速轉動之冷卻 法之情況也可高生產力、=it供給熔液，在使用薄帶鑄造 造法因未使m射作所要之急冷合金。纟薄帶鑄 峻，Xi ^ $噴射麵w法般令製造費用顯著增加之喷 而 嘴費用’又也不會因喷嘴阻塞事故而停止生 產。 式土、t Π貫^ I喊’可將冷卻滾筒之周速設為5 m/秒以上 二、心。滾筒之周速未滿5m/秒時，因冷卻性能不 足…、法得到所要之急冷合金，又，設為2〇m/秒以上時

541547 五、發明說明（25) 難利用滾筒拉 也可能引起困 質、熔液供給 狀合金變得極 時，將薄帶狀 將磁粉成形時 磁鐵之磁粉密 得到充分之冷 以上20m/秒以 好。冷卻滾筒 下。 起熔液，因 難。最佳之 速度等而異 薄而體積大 合金粉碎後 ’磁粉之流 度降低，磁 卻速度。因 下較好，設 之周速之最 冷卻合金以薄片狀飛散，對回收 周速會因冷卻滾筒之構造、材 ’但是周速快時，因得到之薄帶 ’變得難處理。又，周速太快 所製作之磁粉之形狀變成扁平， 動性或空穴充填率降低。結果， 鐵特性惡化。而，周速慢時，難 此，冷卻滾筒之周速設為5m/秒 為6m/秒以上至i5m/秒以下更 好之範圍係1 0 m /秒以上1 3 m/秒以 此外，每單位接觸寬度之供給速度超過仏^分/㈣ 日2 i無法得到既定之冷卻速度，難製作所要之急冷合金。 母早位接觸寬度之供給速度之適當之範圍會按照滾筒之周 速、滾请之構造等而異，係2kg/分/ cm以下較好，係 1 · 5kg/分/cm以下更好。 又，裝置整體上之熔液供給速度（處理速度）在未滿3 kg/分時生產力差，因無法實現便宜之原料供給，設為3 kg/,分以上。因而，在適當的選擇了滑槽或冷卻滾筒之形 狀等之情況，將每單位接觸寬度之供給速度設為〇 · 4kg/分 /cm以上較好。 例如在使使直徑約3 5 cm、寬度約1 5 cm之銅製滾筒之情 況’若滾筒周速係5 m /秒〜1 0 m /秒，每單位接觸寬度之供給 速度係約〇· 5kg/分/cm〜2kg/分/cm較好。在此情況，能以

第30頁 541547 五、發明說明（26) 0· 5kg/分〜6 kg/分之供給速度進行急冷製程。 // m以上9 0 // m以下。又’考慮黏結磁鐵之充填密产時 冷合金之厚度超過8G //m較好。 藉著適當的選擇滑槽5之形狀或熔液排出部之寬度和 條數、炼液供給速度等，可將所得到之薄帶狀急冷合^之 厚度（平均值）及寬度調整在適當範圍内。又，^ ^二条冷 合金之寬度係1 5mm〜8Omm之範圍較好。又，薄帶狀人金之 厚度太薄時因體密度變低，變成回收困難；太厚時溶液 之滾筒接觸面和自由面（嫁液表面）之冷卻速度不同，因在 自由面無法得到充分之冷卻速度而不太好。因而，將薄帶 狀合金之厚度設為50 //m以上250 //m以下較好，設為6〇 以上20 0 以了更好。急冷合金之厚度之最佳之"*範'''圍係^

[熱處理]

在本實施形態，在氬氣環境中進行熱處理。最好將# 溫速度設為5 °C /秒〜2 0 °C /秒，在5 5 0 °C以上8 5 〇 °c以下：、田 度保持3 0秒以上2 0分以下之時間後，冷卻至室溫為止 /JDL 用該熱處理，在殘留非晶形相中準安定相之微細結曰曰 利 •成長，形成毫微複合組織構造。若依據本發明f ^出 開始W之時刻（as-cast)因微細之R2FeuB結晶相（Nd F 結晶相）存在整體之60體積％以上，抑制a—F 2 euB 仰私具他之 結晶相之粗大化，RJe^B結晶相以外之各構成相（軟磁 相）均勻的微細化。熱處理後之R2Fe14B結晶相（Nd 晶相）在合金中所佔體積百分比係65〜85%。 2 結 此外，熱處理溫度低於5 5 0 °C時，熱處理德 土從也殘留很

第31頁 541547 五 發明說明（27) 多非晶形相，依據急冷條件，有保磁力未達到充分之位準 之情況。又，熱處理溫度超過8 5 〇 時，各構成相之粒成 長顯者’殘留磁通密度匕降低，減磁曲線之角形性惡化。 因而，熱處理溫度係5 5 0 t以上8 5 0 t以下較好，但是更好 之熱處理溫度之範圍係5 7 〇。〇以上8 2 0 °C以下。 在本發明，在急冷合金中均勻且微細的析出充分量之

Nd2FeuB型化合物相。因而，在對於急冷合金敢不進行结 晶化熱處理之情況，急冷凝固合金本身也可發揮磁鐵特 性。因而’結晶化熱處理不是本發明必需之製程，但是因 進行此製程提高磁鐵特性而較好。此外，和以 溫之熱處理也可令充分的提高磁鐵性特性。 ' 、熱處理環境為了防止合金之氧化，5〇kPa以之 或氮氣等惰性氣體較好。在〇· i kP以下直亞乳 理也可。 …工肀進仃熱處 ^熱，理前之急冷合金中，除了 R2 B化 日日形相以外，句R 士 n 口切々曰汉乔 等準安定相Α π /相23 6、R2 euB相以及R2Fe23B3相 疋相也可。在此情況，利用熱處理可八p p n =後和以以相之飽和磁化相等或比A高R2)B3相消 ，物“列如Fe23B6)或…晶成；：：：和=鐵 祝明書之「Fe3B相」包含相」長此外，在本專利 軟磁: f終存在之軟磁性相，也因 軟磁心徑=性相之平均結晶粒徑小， 異之磁性特性。 肖父•、目互作用磁性結合，發揮優

541547 發明說明 、在熱處理後之Nd2FeuB型化合物相之平均結晶粒徑需 要係單結晶粒徑之30 0nm以下，最好係2〇nm以上2〇〇nma 下較好，係2 0 nm以上1 5 0nm以下較好。而，強磁性之鐵基 删化物或α -Fe相之平均結晶粒徑超·nm日/，作^之於鐵各基 構成相間之交換相互作用變弱，因減磁曲線之角形性惡 化，（BH)fflax降低。一般，這些相之析出物變成數nm大小之 =出物，不會變成具有比lnm小之直徑之析出物。由以上 得知，硼化合物相或α —Fe相等軟磁性相之平均結晶粒徑 係lnm以上5 0nm以下較好，係5nm以上3〇nm以下更妤。磁性 特性上，Nd2FeuB型化合物相之平均結晶粒徑係2〇·以上 lOOnm以下較好，軟磁性相之平均結晶粒徑係丨㈣以上3〇nm ^下更好又’在父換彈簧粒徑磁鐵上為了發揮優異之性 能，NdJe^B.型化合物相之平均結晶粒徑比軟磁性相之平 均值大較好。 又，右依據本實施形態，如圖2所示，得到在Nd2Fe14B 聖化合物相之晶界或亞晶界存在鐵基硼化物相 ((F e · T 1 ) B) 1 〇 〇之組織構造。這種組織適合使構成相間之 交^相互㈣最大化。在鐵基職物中存扣。這是由於 ^朋和性強，Ti易在鐵基石朋化物中濃縮。因在鐵 = 1和B強烈結合’添加T i使鐵基硼化物安定 匕卜#在熱處理前預先將急冷合金之薄帶粗切斷或粉 ::太r可務二在熱處理後將所得到之磁鐵微粉碎，製作磁鐵 "刀 广刀 可自該磁粉利用周知之製程製造各種黏結磁

541547 五、發明說明（29) 鐵。在製造黏結磁鐵之情況，鐵基人、 樹脂或尼龍樹脂混合後，形成所要之形狀:此，粉和環氧 Sm-Fe-N系磁粉或硬鐵酸鹽磁體磁给牯，將例如 毫微複合磁粉混合也可。 之別的種類之磁粉和 使用上述之黏結磁鐵可製造馬達。 機器。 勤印荨各種旋轉 在將利用本發明之方法所得到之磁鐵粉 形黏結磁鐵用之情況，粉碎成平均 ' 成 丄又 击以 J饥度變成2 Ο 0 nm以下較 好’更好之粉末之平均粒度係3〇心以上15〇_以下。 二，在用於f縮成形黏結磁鐵用之情況，粉碎 以下較好，更好之粉末之平均粒度糾 以上 //m以下。更好之範圍係5〇#mwi2〇〇#m以下。 實施形^ 、其,，說明本發明之貫施形態2。在用薄帶鑄造法將 在=而兀素上包含τ 1之上述組成之合金之熔液急冷•凝固 之情況，在熔液中易形成Ti*B結合之化合物（TW等）， 結果，熔液之液相線溫度比具有以往之組成之鐵基稀土類 磁鐵原料合金之溶液的冑。溶液之液相線溫度變高時，將 熔液溫^度之設定值提高該量（例如比液相線溫度高約丨〇 〇 c )，右未預先將熔液黏度保持充分的低，鉦法現穩定 之流出熔液。 、 可是，在冷卻滾筒之表面令合金熔液急冷•凝固之情 況，提高流出熔液之溫度時，因滾筒表面溫度上升，急冷

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541547 五、發明說明（30) 5 t ί帶Ϊ 5冷卻滾筒剝離，易纏住冷卻滾筒。合金薄 、、'令部滾筒時，對纏住之合金上不斷的供給熔液/因 在急冷合今巾姦a 4 生之結晶相粗大化，最後之磁鐵特性惡 Ί G ° 本問 法幾乎不 表面接觸 間之密接 低，因為 而， 勻且充分 金組成， 金之微細 量產高性 冷卻滾筒 發生。 之熔液 性也佳 均勻且 在利用 的冷卻 炫液之 組織， 能之毫 在利用熔 之量少， 。結果， 充分的冷 薄帶鑄造 大量之合 冷卻速度 L 決定磁鐵 微複合磁 比較少 化旋轉又，強 冷卻滾 卻熔液 法之情 金溶液 或冷卻 特性。 鐵，需 量之合金熔液之熔化旋轉 法之情況，和冷卻滾筒之 喷射之熔液和滾筒表面之 筒冷卻熔液之性能難降 0 況，因未使用喷嘴，難均 。又，在本發明使用之合 之均勻性大為左右急冷合 因而，為了用薄帶鑄造法 要充分防止合金薄帶纏住

本發明者發現藉著對於上述之組成系之合金添加適量 之仙’。合金炫液之液相線溫度降低了 1 Ot以上（例如約 40〜80^ Cj。合金熔液之液相線溫度降低時，令熔液溫度只

降低A里’溶液黏度也幾乎不增加，熔液可連續安定的流 ^ 1出炫液溫度變低時，因在冷卻滾筒之表面可達成充 分之冷卻’防止在滾筒之纏住，而且可使急冷凝固合金組 織均勻微細化。 因此’在本實施形態，用薄帶鑄造法將組成式以（F ei -mTm)1GQ—x—y —z—_pCp)xRyTizNbn 表達之合金之熔液急冷。

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在此’ T表示從由Co及Ni構成之群所選擇之一種以上之一 素，R表示以從由Y(釔）及稀土類金屬構成之群所選之凡一 種以上之元素，組成百分比X、y 之關係式。 、η以及p滿足如下 10<x $25 原子％ 7 $ y < 1 0 原子 ％ 〇·5$ζ$12 原子％ 〇 $0· 5 〇 · 1 $ η $ 5原子％以及 〇 ^0. 25 此外，為了防止合金纏住冷卻滾筒，不僅添加Nb， 且如上述所示，在適當之範圍調整環境氣體壓力較好。 在本實施形態’使用圖3所示之薄帶置 合金。為了防止易氧化之稀土類元素 氣體上可使用氦或氩等稀有氣體或氮氣^衣私在惰性 圖3之薄帶鑄造裝置配置於可將内部設成在 根境之減壓狀態之室内。本薄帶鑄造裝置和圖丨之裝=體 樣具備：熔爐1，用以將合金原料熔化； 、一 供給之合金請^ =3自炫爐i導向冷卻滾筒7 ;… K， 凝固，使薄帶狀之合金8易自冷卻滾筒7剝離。贺射益9， 熔爐1能以大致固定之供給量供給滑槽5藉著將人 溶化所製作之炼液3。藉著控制使溶爐1傾斜之動作等$

541547 五、發明說明（32) 任意調整該供給量。 冷卻滚筒7自銅等導熱性良好之材料形成其外周面， 具有直徑（2r)30cm〜100cm、寬I5cm〜i〇〇cm之尺寸。冷卻滚 _ 7利用圖上未示之驅動裝置能以既定之轉速轉動。藉著 ，制該轉速，可任意調整冷卻滾筒7之周速。藉著選擇'冷 ，滚筒7之轉速可在約1 02 °C /秒〜約1 〇5它/秒之範圍控制該 薄帶鑄造裝置之冷卻速度。 μ ^ 滑槽5上所供給之熔液3自滑槽5之前端部未受壓的供 給冷卻滾筒7之表面，在冷卻滾筒7之表面形成熔液之直’洗 D 窩 6。 /7° 滑槽5用陶兗等構成 使得暫時性貯存自熔爐1以既定 ^流量連續的供給之熔液3，降低流速，可將熔液3之流動 流。若設置可選擇性攔住在供給滑槽5之熔液3之熔L 面部之流動之攔板，可更提高整流效果。 / 在薄帶鑄造製程之各種條件適用在實施形態丨所說明 種二ί，對於急冷合金進行後之製程和在實施形態1之^製 和Nb若Ξίϋ施形態2，藉著對鐵基稀土類合金添加Ti 製造急二Ϊ:,熔液之液相線溫度’㉟以量產水準穩定的 =外’ Nb之組成百分比係0. 1原子％以上5原子％以τ較 好，係0·5原子％以上3.原子％以下更好。 乂下車乂

第37頁 541547 五、發明說明（33) 其次’說明本發明之實施形態3。 如上述所示，在本發明使用之合金，在 ^

Ti和B結合之化合物(TiB2#)，結果’溶液之^目了易田开二成 °C )。因；f ί ί ί ί線溫度降低5 °C以上(例如約1。〜4 〇 因添加奴而合金熔液之液相線溫度降人 溫度只降低該量，也因抑制τ •-才7焓液 車X & 卜V* 、 $卩制TlB2專之、、、°日日化，熔液黏度幾 在心ρ J衿…ί可連績安定的流出。、溶液溫度變低時，因 ;冷部滾淹之表面可達成充分之冷卻，防止在滚筒之纏 住，而且I使急冷凝固合金組織均勻微細化。 τ ^在本Κ訑形態，藉著用薄帶鑄造法將組成式以（Fei — 瓜《 100—x—y—z—表達之合金熔液急冷，製造鐵 基稀土類急冷凝固人| , t 0金°在此，T表示從由Co及Ni構成之 1選擇之一種以上之元素，r表示從由¥(釔）及稀土類金 ς屬構成之群所選擇之一種以上之元素，Μ表示從由A1、 1、V、Cr、Μη、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、 W Pt、Au以及Pb構成之群所選擇之一種以上之元 素。 该組成式中之X、y、z、m、η以及p各自滿足以下之關 係式。 10<x $25 原子％ 7 $ y < 1 0 原子 ％

第38頁 541547 五、發明說明（34) 〇· 5 ‘ 12 原子％ 〇 ^ m ^ 0 . 5 〇·1$η‘5原子％以及 〇 ^ Ρ ^ 0 · 2 5 為了令該合金熔液凝固，在本實施形態也使用圖3所 示之薄帶鑄造裝置。此外，在本實施形態，將氧氣濃度在 質量百分比1 〇 0 0 ppm以下之原料熔化，將在熔化狀態之合 金之氧氣濃度控制在質量百分比30 0 Oppm以下。因熔液之 氧氣濃度因環境中之氧氣分壓或自熔化至急冷凝固為止之 時間等而變，在本實施形態，藉著調整這些各條件，使得 乳氣濃度不超過3〇〇〇ρριη。 滑槽5上所供給之熔液3自滑槽5之前端部未受壓的供 給冷卻滾筒7之表面，在冷卻滾筒7之表面形成熔液之直澆 口窩δ。在本實施形態，藉著添加碳，因將熔液之液相線 溫度保持低溫，炼液之動黏度在熔液溫度1 2 〇 〇 °c以上之情 況保持在5 X 1 〇-6 m2 /秒以下，實現平順之熔液流動。 滑槽5上之熔液3之溫度宜比液相線溫度高1 〇 〇 °c以 上。因為合金熔液3之溫度過低時，對急冷後之合金特性 有不良影響之初晶會造成局部性晶核形成，初晶凝固後可 能殘留。 在薄帶鑄造製程之各種條件適用在實施形態1所說明 的。又’對於急冷合金進行後之製程和在實施形態1之製 程一樣。 ' 此外’因所得到之急冷合金薄帶之「體密度」常係〇 ·

第39頁 541547 五、發明說明（35) 5g/cc以下，急冷後，使用適當 「體密度」變成lg/cc以上後裝置將合金粉碎成 本薄帶鑄造製程以後之製程σ I 相同之製程即可。 n、要進仃和在實施形態1 若依據本實施形態3，藉著斟种| & 降低合金炼液之液相線溫度能對以鐵曰基；\土類合金添加C， 冷合金。 此以1產水準穩定的製造急 實施形熊j ，係約 i，在比 令儘量提 高速之周 時，難充 旋轉法相 在滾筒表 個原因。 上滑動， 情況，因 卻滾筒表 使在冷卻 金。 之情況， 1 2m/在/在y之薄帶禱造法之冷卻滾筒之周速很慢 1〜2m/秒。在本發明使用之合金組合，

較低速也可形成良質之急冷合金曰者曰添加T 高磁鐵特性，“遠比在以往 帶二為了 速冷卻熔液較好。 4 π ~造法之周速 可是，在薄帶鑄造法，提 分提起合金熔液。&薄帶鑄造：:厂^轉速 比，炼液對於轉動之滾筒表 ^，和溶化 面形成之薄空氣層侵入溶液這係 因為，令冷卻滾筒高速轉動時衰；表面之間之-無法拉起熔液之緣故。而烙液在滾局表面 經由喷嘴孔口具有大動量之炫：轉t之 滾筒A匕可兄=和滚筒表面密接，即 由於上述之事項， =士，固合 两要冷部速度

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五、發明說明（36) 使用溶化旋轉法將冷卻滾筒之周速設為高速（例如2〇ιη/秒 以上）。反之在冷卻速度可慢之情況，使用薄帶鑄造法將 冷卻滾筒之周速設為低速（例如丨〜2m /秒）。 在利用液體急冷法製造鐵基稀土類磁鐵之情況，只要 未充分提高冷卻速度，就無法得到所要之微細組織構造。 尤其，在製造由Nd-Fe-B系化合物構成之硬磁性相和“、心 軟磁性相利用交換相互作用磁性結合之毫微複合磁鐵之 況，以往若不利用熔化旋轉法，因冷卻速度變成不充分， 無法仟到所要之急冷組織。因此，未實現用薄帶鑄造法

產這種毫微複合磁鐵。 本發明者們為了達成若利用以往之薄帶鑄造法難實現 之冷卻速度’檢討使用高速（周速：丨〇 m/秒以上））轉動之 冷卻滾请之薄帶鑄造法之開發。在本發明者們之薄帶鑄造 法’供給傾斜之滑槽（導引裝置）上合金熔液，利用熔液之 自重在滑槽上形成合金熔液之橫向流動。藉著照這樣賦與 溶液比較大之動量，將熔液碰撞冷卻滾筒表面，可令熔液 和高速轉動之冷卻滾筒之表面密接。 ’ 可是’若利用本發明者們之該薄帶鑄造法，付知添;

C或後在減壓環境下將熔液急冷，也有急冷合金纏住冷 卻滾筒之情況。急冷合金纏住冷卻滾筒時，急冷製程不 不中斷’急冷製程無法繼續進行。這成為實現量產化之 大障礙。 在本實施形態，說明在高速轉動之冷卻滾筒上安定的 形成炼液之直澆口窩，而且對於防止急冷合金纏住冷卻滾

第41頁 541547 五、發明說明（37) 筒有益之滑槽之構造及冷卻滾筒。 $ =形態，使用圖3所示之裝置 . ,:形成至冷卻滾筒7為止之熔液之流道。滑二方向傾 和水平方向之間夕念^ /月價3之導引面 液之供給量（Rate)之^之參角數度。）α係、用以微秒的控制溶 ^ ^ ί ί ί V 'fA5 ^ f^ ^ 液之直澆口窩6。 1之表面形成熔 圖4係表示滑才ft ^i ^ /月ht)之上面之立體圖。本滑 向前端部之導引件g。這』導= r〇mffl V ^ :用二:=ί間隔供給冷卻滾筒表面各條溶液。若 利用具有這種導引件之滑槽5，在冷卻滾筒7之胴 右 (轴^方向：和紙面垂直），㊣以在固定寬度擴散成 =均勻之m給溶液3。此外，此時各帶之寬度（急冷^ 至之寬度）設為5〜20隨。因為帶寬度底於5_時，量產性 低，超過20mm時難安定的鑄造。 牛 在薄帶鑄造裝置使用之冷卻滾筒7之表面，一般存 微細之凹凸。冷卻滾筒7之表面粗度變大時，因在滾筒表 面存在微細之凹凸，合金熔液和冷卻滾筒7之表面之有效 之接觸面積就減少。 圖5係示意顯示和以周速1〇m/秒轉動之冷卻滾筒之表

第42頁 541547 五、發明說明（38) -----一 面接觸之溶液之剖面形狀。在冷卻滾筒7之表面和溶液之 下面之間捲入環境氣體，形成多個氣袋5〇。冷卻滾筒7之 表面粗度愈粗，滾筒表面和溶液之有效之接觸面積就減 少。結果，冷卻滾筒7對熔液之散熱量降低，合金溶液3之 冷卻速度實質上減少。照這樣冷卻滾筒7之冷卻性能降低 時，在和冷卻滾筒7接觸而邊凝固下凝固合金8之溫度未充 分降低。 凝固合金8凝固時收縮，但是該凝固收縮愈不充分， 愈難自轉動之冷卻滾筒7剝離，變成易纏住冷^卩滾筒。 ，，帶狀之凝固合金8纏住冷卻滾筒7時，冷卻製程無法繼 續。尤其在利用薄帶鑄造法之情況，因熔液和滾筒表面接 觸之部分之滾筒周圍方向尺寸比熔化旋轉法的長，具有凝 固合金8易纏住冷卻滾筒之問題。 而，若依據熔化旋轉法，如圖6所示，經由喷嘴向冷 卻滾筒7之表面喷射比較少量之合金熔液，因將熔液壓在 滾筒表面’在冷卻滾筒7之表面粗糙度大之情況，滾筒表 面和熔液之間之密接性也佳，因冷卻性能變高，容易以充 分之速度均勻的冷卻合金溶液。 册+如以上之說明所示，在利用本發明所採用之型式之薄 帶鑄造法之情況，令冷卻滾筒7以周速丨〇m/秒以上高速轉 動時，在冷卻滾筒7之表面之中心線粗糙度“對凝固合金8 ，住冷部滾筒有重大之影響。依據本發明者之實驗，得知 右在冷部滾筒7之表面之中心線粗糙度“係2〇 #瓜以下，因 可得到充分之冷卻效果，可防止凝固合金8纏住冷卻滾筒

541547 五、發明說明（39) Ί。 由以上之事項，在本發明，將在冷卻滾筒之表面之中 心線粗縫度Ra設為20 # m以下。此外，為了在量產水準安 定的繼續製造’將在冷卻滾筒之表面之中心線粗链度r a設 為1 3 // m以下較好，設為7 # m以下更好。 又’在本發明採用之薄帶鑄造法，如圖3及圖4所示， 因合金熔液3在傾斜之滑槽5上緩慢的流動，為了在高速轉 動之冷卻滾筒7之表面上形成適當之直澆〇窩6，合金熔液 3之動黏度之大小係重要。依據實驗，得知在合金熔液3之 動黏度超過5 X 1 〇-6m2/秒之情況，在冷卻滾筒7上未形成直 澆口窩6，熔液3變成濺液，未急冷。因而，將合金熔液3 之動黏度調整至5 X 10-6ffl2/秒以下較好，調整至丨χ 1〇_ν/ 秒以下更好。 該滑槽5之表面溫度太低時，有在流到冷卻滾筒7之前 二液3之動置變成過高之情況。滑槽5之表面溫度係 1 η 6二之障况，熔液在滑槽5上冷卻，因動黏度超過5 X 1 0—6 m2 /秒，滑梯ς々主工、四& 7口 #丄 糟5之表面 >孤度保持在3 0 0 °C以上較好。滑 之表面溫度保持在贿以上較好，保持在55〇月 滑槽5之材質除了氧化鋁、矽石、氧化鍅、 富鋁紅柱石等陶咨从刺、，么1杜扣斤 乳化鎖 含80體積％以t >材枓外 使用氮化爛⑽）。使用包 1 在和鐵基稀土類合金之熔液之「可渴 ΐ r了i土類難反應之氧化紹(Ai2〇3)之材料較好。 為了使侍&槽5不會因熱衝擊而裂開，多孔質之陶瓷 541547 五、發明說明（40) =緻密質好。自，使得熔液流動之滑槽之表面儘量平滑較 為了利用冷卻滾筒7將合金熔液安 熱係數50W/m/K以上之基材製作冷卻滾j 使用導 卻滚筒7之基材上除了銅及銅合金 ：U。在迫種冷 鋼、鶴、钥、鈹、組。為了安定的冷匕可使用鐵、炭 數係10 0W/m/K以上之銅及銅合金或者…^，使用導熱係 在冷卻_之基材之V面鍍 鉻、鎳、或其組合較好。藉此可彌補鋼等之熔點低产 =冷ί滾筒基材之缺點…可抑制在熔液冷卻中在ί _表面發生之滾筒基材之熔化及傷痕。結果，彳將在 表面之中心線粗糙度Ra長期保持在20#m以下，由膜強 :導=觀點，鍍金膜之厚度在…，0_之範圍； :金膜之更好之厚度係5⑽70心，最好之厚度係10 去外L在合金熔液3之每一條之熔液急冷處理速度係 = 1^//刀之情況，在冷卻滾筒上未形成直燒口窩6，無 =保持安定之熔液急冷狀態。而，合金熔液3之每一條之 ::Γ ~ f理速度變成3kg/分以上時，因所供給之溶液3 滾筒表面可形成之直澆口窩6之體積，多餘之熔液3 2 /液，未急冷。因此，合金熔液3之每一條之熔液急 、处理速度係〇 · 7kg/分以上而未滿4kg/分較好。更好之範 圍係l、kg/分以上而未滿3kg/分，最好之範圍係丨^/分以上 而未滿2kg/分。由量產性之觀點，使用圖4所示之導引

第45頁 541547 五、發明說明（41) 件：使供：冷卻滾筒上之熔液變成數條較好。在使多條熔 液^動之情況，設置使熔液間不接觸之適當之間隔較好。 在本實施形態，將冷卻滾筒7之滾筒表面速度設為 1〇m/秒以上26m/秒以下。藉著滾筒表面速度變成i〇m/秒以 上，可更有效的抑制α —Fe相析出。但，滾筒表面周速超 過26m/秒時，在滾筒上應產生之熔液之直澆口窩6不安 定、，因變成熔液彈濺之狀態（發生濺液）。無法得到所要之 熔液急冷狀態。滾筒表面速度之更好之上限係23m/秒以 下，最好之上限係20m/秒以下。 直洗口窩6之產生狀態不僅受到滾筒表面速度影響， 而且也文到對冷卻滾筒7之溶液供給速度影響。為了保持 女疋之直洗口窩6之產生狀態，將供給冷卻滾筒γ之炼液之 每一條流道之熔液供給速度調整在上述之範圍内較好。 在本實施例，將急冷環境之壓力調整在0 ·丨3kp a以上 而未滿lOOkPa。急冷環境之壓力變成未滿i3kPa時，合金 溶液黏在冷卻滾筒表面，可能無法自滾筒剝離急冷合金。 而’急冷環境之壓力超過10 OkPa時，在冷卻滾筒7之表面 和炫液之下面之間捲入環境氣體，易發生氣袋。形成氣袋 時’無法得到均勻之急冷狀態，因變成不均質之急冷組 織’無法安定的得到過冷卻狀態。急冷環境之較佳之壓力 範圍係1.3kPa以上9 0kPa以下，再好一點之範圍係l〇kPa以 上7〇kPa以下，更好之範圍係l〇kPa以上60kPa以下，最好 之範圍係30kPa以上50kPa以下。 如以上所示將合金熔液急冷之情況，合金熔液對於冷

第46頁 )41547 五、發明說明（42) ^ 2 3 ί ί t役接性提高，因均勻的赋與高冷卻效果 '適 ^ 心〜合金’幾乎未發生纏住冷卻滾筒之問題。 [急冷合金之組織構造] 而變：7之係二:顯不急冷合金之組織構造依據有無添加Ti 金(以2 Γ得知，因用薄帶鑄造法所製作之急冷合 η匕利用炼化旋轉法所製作之急冷合金厚，在急冷合 由面fs(和冷卻滾筒未接觸之面：上端面）附近形成 二^又’在滚筒面Rs(和冷卻滾筒接觸之面：下端面） 妨 形成結晶粒。這是由於在滾筒面RS易產生不均勻 ^^不均句核之周圍易進行結晶成長。在用薄帶鑄造法 斤1作之急冷合金隨著自各端面接近膜中央部，結晶粒之 小及結晶粒之體積密度變小。 在添加了 Τ1之情況’形成之結晶粒整體上小，尤盆， = -Fe微細且個數也少。而且，在膜之中央部非晶質部分 ’在滾筒面RS側形成之結晶質層比在自由 …i 7Ti之情況，鐵基领化物 (二)析出…在未添加Ti之情況，結晶粒之大小變 Ϊ卻ίϊ二…匕大人。因急冷合金愈厚，自由面FS之 Π;”降低ίΐ金愈厚，在自由面以側易形成粗 性降‘日日二θ因二 f =金愈厚，最後所得到之磁鐵特 Ϊ 二具有抑制結晶粒粗大化之： 果易形成厚的急冷合金。在本實施形態之情況，可Ϊ急

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〜20°，之範圍。由粉碎後之粉末粒 丁 <办狀或磁性特性之觀點，急冷合金之較. 60〜150 "m，更佳之厚度係70〜120 /zm。於是，若:二= 明，可製作在習知技術困難之厚度8〇 以上之魚冷人毛 金，得到具有優異之磁性特性之毫微複合磁鐵。〜此v 口， ，7，在模式上將各結晶粒記載為比實際大，實際之 晶粒之大小小到無法圖示之程度。 T 、、、" 若依據本實施形態之高速薄帶鑄造法，在魚冷人 ，中央部分存非晶質，在自，由面及滾筒面RS (在厚产方 向橫切之2個端面）側也存在結晶質部分。而且，在添二了 Τ、ι之情況，因抑制α —Fe之粗大化，磁鐵特性優異。/因冷 部滾筒之周速在薄帶鑄造法比以往格外高速，#晶粒未^且 大化，得到具有適合毫微複合磁鐵之組織構造之急冷合 金。又，急冷後之合金（帶）因在其自由面FSA滚筒面Rs之 兩面附近具有結晶相存在之組織構造，在熱處理前將急冷 合金粉碎之情況，急冷合金也易粉碎，粉碎效率提高。 此外’將利用本實施形態之製造方法最後所得到之毫 倣複合磁鐵用於馬達時，為了強大的減磁場作用於磁鐵也 繼績保持充分位準之磁化’希望具有6 0 0kA/nl以上之高固 有保磁力Hcj。為了實現這種高保磁力，需要將急冷合金之 金屬組織中所含之& F eu B型化合物相之體積百分比設為 60%以上。 在本實施形態之鐵基稀土類合金之組合和hFej型化 合物相之化學量論組成相比，R濃度低、B濃度高。在這種

第48頁 M1547 五、發明說明（44) 組成，藉著添加Ti，過剩之只知钟沾人 a 物。藉著添加Ti所;τ μ #鐵、、、σ Β ，易形成鐵基硼化 ，考外加1 1所侍到之鐵基硼化物，具有毫々 小，係強磁性。添加Τι·，丁說4 ^ ’宅U荨級之大 因產生上述之…2 抑制粗大之卜之析出，而且 R2Fe14B型化合物才目利用交換相敦匕· 5亥鐵基硼化物和 起磁化降低，互作用堅固的結合，不會引 接丄上人- 見與化學置論組成和R2Fe14B相同之鐵某 稀土類合金同等水準之硬磁性特性。2 14則之鐵基 法在本實施形態之鐵基稀土類合金之 磁性相以外，在同一組織包含飽和磁化值于=更 2 eu相同等水準以上之軟磁性鐵基硼化物，在具有同程 度之保磁力Hcj之合金，磁鐵之反動導磁率心比未含鐵基 石朋化物之鐵基稀土類合金高。具體而言，在本實施形態之 ，基稀土類合金磁鐵之反動導磁率心在稀土類R之組成百 分比r係8· 5原子％以上而未滿10原子％之範圍顯示丨·卜丨· 4 之值’而在組成百分比T係7原子％以上8· 5原子％以下之範 圍顯不1 · 2〜2 · 0之值。此外，在組成百分比τ係8 · 5原子％ 以上而未滿1 〇原子％之範圍，本實施形態之磁鐵之殘留磁 通密度匕係0,7〜0.9T，保磁力1^係6 0 0〜1 2 0 0kA/m，在組成 百分比r係7原子％以上8 · 5原子％以下之範圍，殘留磁通密 度匕係0.75〜0.95T，保磁力Hcj係500〜9 5 0 kA/m。此外，用 在J IS規格之C 2 5 0 1 - 1 9 8 9記載之方法量測反動導磁率// r。 反動導磁率μ r係在硬磁性相及軟磁性相結晶化後利用交 換相互作用在磁性上結合之合金固有之參數。 在馬達使用磁鐵之情況反動導磁率成為評價磁鐵

第49頁 541547 五、發明說明（45) 性能上之重要；^ # 速增加時，ΓΐΠ，說明這一點。即’令馬達之轉 之時刻馬達轉’ ΐ反電動勢之大小和輸入電壓 電氣上磁鐵動作^二、：為了更提：馬達之轉速，因在 樾t，印鐵動作—β/Η)降至低磁導，需要使反雷勳墊 二高之效\磁在控兹制）。11著這種控制，令馬達轉速之上限更 用於馬達。 、口顯不咼的反動導磁率心，適合 往特Γ高卜速在ΐΓ二:：滚筒之”在薄帶鑄造法比以 2〇m/秒以上)慢疋/未比化方走轉f ”之周速（例如 先析出後粗大化 1 ’ a_FefcR2Fe“B系化合物優 德典tl:: t所說明之急冷方法所得到之急冷合金在粉碎 後文到熱處理。 ，熱處理後之合金中之^卜^型化合物相之大小（平 二；；彳二或平句長軸長度）需要變成係單軸結晶粒徑之⑽ ，係20 nm以上200㈣以下較好，係20⑽以上100_以 =更1。而，鐵基硼化物或^“相之平均結晶粒徑超過 nm日守作用於各構成相間之交換相互作用變弱，因減磁 線之角形性惡化，(βΗ )咖就降低。這些平均結晶粒徑小 於1 n in時，無法得到冥仅r并； 上、 于j回保磁力。由於以上之事項，硼化物 =或α-Fe相等軟磁性相之平均粒徑係i 以上5〇nm以下 較好，係3 0 n m以下更好。 自用本發明之製造方法所製造之合金最後所得到之粉

末粒子 好。最 照 寸之平 作之急 狀接近 所製作 形態相 子。在 性或流 照 之值。 之大小（粒徑） 好之粒徑之範 這樣所得到之 均比（寬高比） 冷合金之厚度 等軸形狀之粉 之急冷合金之 同之粉碎條件 本實施形態所 動性優異，最 這樣所得到之 係1 0〜3 0 0 圍係8 0〜1 粉末粒子 係約0 . 3〜 相對於粉 末粒子。 厚度約2 0 ’可得到 得到之粉 適合黏結 磁粉之保 # m較好，係5 〇〜} 5 〇 # ^更 1 0 // m。 之相對於長軸尺寸之短軸尺 1 · 〇。因在本實施形態所製 末粒控充分的厚，易得到形 而’利用一般之嫁化旋轉法 〜4 0 // m，因薄，在和本實施 寬高比小之片狀之粉末粒 末因寬高比接近1，在充填 磁鐵。磁力Hcj可顯示6 0 0kA/m以上 [磁粕之耐氧化性及磁性特性之粒度分布相依性] 、邊和以往之急冷磁鐵粉末比較，邊說明用本發明之製 以方法自合金最後得到之磁粉（以下稱為毫微複合磁粉）之 耐氧化性及磁性特性之粒度分布相依性。 在此，比較本發明之毫微複合磁粉和以往作為急冷磁 鐵粉末之由MQI公司販賣叫卜B&MQp-〇(最大粒徑都是3〇〇 // m以下）。此外，照這樣所示製作本發明之毫微複合磁粉 之試料。 首先，將以和上述之實施例！一樣之方法所製作之急 冷合金（Nd : 9原子％、b : u原子％、Ti : 3原子％、c〇 : 2原 子％、殘留Fe合金、平均厚度：7〇 _、標準偏差σ : 13 # m)粉碎成850 以下後，使用具有長度約5〇〇mm之均熱帶

541547 五、發明說明（47) ' ^環帶（^l〇p belt)爐，藉著以20g/分之供給速度將粉末 投入在氬氣流下以皮帶進給速度100mm/分保持在68 0 °C之 爐内’進行熱處理，得到磁粉。使用鋼針圓盤粉碎機（pin d 1 sk m 1 1 1 )將所得到之磁粉粉碎成按照體積基準包含約 3>〇%之寬高比為〇 · 4以上1 · 0以下之粉末之粒度分布，作為 毫微複合磁粉之試料NCP-0。 。 表1表示將各種磁粉在大氣中以各種溫度（2 3 °C、3 〇 〇 C 乂及3 5 0)放置1個小時後之氧氣含有率和磁性特性。 使用振動式磁力計量測了磁性特性。和在2 3 °C所量測之結 果一起表示在大氣中以300 °C及350 °C各自放置1個小時後 之結果。 ^ .如，1所示，MQP-B在大氣中以3 0 0 °C放置1個小時後氧 氣含有量增加至〇· 67質量％為止，而以350 °C放置1個小時 ，I加，93質量％為止。MQP-0以3 0 0 °C放置1個小時後氧 4 :有里6加至0.24質量％為止，而以350 °C放置1個小時 後增加至0· 59質量％為止。 士而三，微複合磁粉NCP-0，在大氣中以3〇〇°c放置1個 小#後氧乳含有量也只增加至〇· 1質量％為止，而以3 5 0 °C 放置1個】日$後氧氣含有量增加至0 · 2質量％為止，得知和 以往之急冷磁鐵粉末相比，在耐氧化性上優異。 曰又’在圖1 5表示使用熱天秤量測了各自之磁粉之加熱 質=增加率之結果。此外，加熱環境係在大氣中，升溫速 度設為10 °C /分。由圖15得知，毫微複合磁粉NCP-0和 MQP-B或MQP-Q相比，氧化所引起之質量增加少，在耐氧化

Μ

第52頁 541547 五、發明說明（48) 性上優異。 其次，關於表1之磁性特性，MQP_B之磁性特性荖 低，例如在（BH )max，在3 0 0。(：放置1個小時後降至在 置1個小時的之約65%，在35〇 〇c放置i個小時後降至 為止。又，在MQP- Q之（M)_，在35〇。〇放置 時德 至在23t放置i個小時的之約未滿8〇%為止。巾， 磁權卜0在350 t；放置i個小日寺後其（ΒΗ)_也只降 C放置1個小時的約90%為止。 在23 於疋，因毫微複合磁粉在耐氧化性上優異， =磁^製程,如複合物之調熱硬化）磁粉難作/ *此，可簡化或省略為了抑制磁粉氧化而 尤其是MQP-B)需要之磁粉之防錄處理二 藉者將複5物成形所製作之成形體為了令立 要例如將樹脂加熱而硬4匕。在使用以往：，需 情況，為了抑制磁粉氧化，需要在真空= 粉末之 境中加熱硬化，但是藉著使用毫微複合磁粉，^ =體環 加熱硬化。即，藉著使用毫微複合磁粉， =氣中 之製程，降低費用。此外，以往之急冷磁磁鐵 性差，難應用於例如需要在約25 0。〇〜3〇〇它之 '田 耐虱化 揉捏之製程或成形之製程之射出成形用:樹脂 藉著使用毫微複合磁粉，可得到利用但是 '。磁鐵。纟了充分的得到毫微複合磁粉之優異之5 :之黏 之優點，使用調製成以3〇〇 I以上35 0 t以 \、θ』虱化性 中放置1個小時後之氧氣含率變成〇 = ς在大氣 貝里/〇以下之磁粉

第53頁 541547 五、發明說明（49) 較好，使用調製成該氧氣含有率變成〇· 2質量％ 之黏結 更好。例如，考慮各種旋轉機器或致動器用〜之=礤粉 > "礤織要 求之磁性特性時，在適合這些黏結磁鐵使用之礤, 特性上，在最終之狀態，滿足Br - 〇 · 7T、（ BH ) 之礤性 80kJ/m3、Hcj - 6 0 0kA/m較好。使用具有上述之 磁粉時，考慮在黏結磁鐵之製程之氧化之影鍵氣化性之 上述之磁性特性。 7胃，也可得到 [表1] 磁粉 溫度 (BH)max Br HcJ ^〇T^ (°C) (kJ/m3) (T) (kA/m) (%) NCP-0 23 107.0 0.802 1009.7 0.02 300 103.1 0,790 989.3 0.10 350 96.1 0.774 1006.8 MQP - Β 23 ~~-*— 122.0 0.899 732.6 7Γ—'—- 0.04 300 —---- 79.3 0.762 686.8 067^ 350 38.2 0.546 635.8 1.93^ MQP-O [23 ^~—-- I 113.0 0.818 1007.6 --------------- 0.04 300 ----__ 105.7 "—〜~—- _ 0.802 999.0 024^" 350 __ 88.5 ---—-- 0.744 977.4 —_ _ ---- 0.59 本發明之奎彳料 磁性特性具有=1複s磁粉因其組成及組織之特徵，在其 土類元+R之^徑相依性小之特徵。毫微複合磁粉除了稀 小的二V:八率，低、r豐富之晶界相不存在以外， 性高，硼化合铷刀政成包含匕^3相’還®Ti和石朋之親和 相比別的相含有很多T i。結果，毫微複合

ΙΗϋΙ 第54頁 541547 五、發明說明（50) 磁粉和以往之急冷磁鐵粉末相比， 粉碎後可保持優異之磁性特性。在耐氧化性上優異，在 以往之急冷磁鐵粉末因含有比較大 R，易氧化，粒徑愈小，粉 权大里之稀土類元素 性特性之降低變得顯著：氧化所引起之磁 大粒_〇 „以下），粒徑所^53_p-B(最 粉末粒子之磁性特性降低。關於殘留磁二 顯示最高值之超過125 _15〇〆m以下之粉末ς 相 通密度ΒΓ(0· 90Τ)，53 //m以下之於古2末粒子殘邊磁 ΒΓΠ 土# 下之如末粒子之殘留磁通密度 〇% 〇 X 5 ^^H)max 下之值之时絀2 嶋（係38 ^以下和超過38 "m53 以 //m以下夕早丨八古Y係85.5 kJ/m3，降至係超過150#m212 Γ下ΛΛ 平'句之⑽)_(係超過15〇_180_ 以下之值和超過180 以下之值之單純平均 114· 6 kJ/m3之未滿75%為止。 而，毫微複合磁粉之氧化所引起之磁性特性降低之比 例低，磁性特性之粒徑相依性小。例如，在毫微複合磁粉 NCP 〇 (最大粒徑3 0 〇 # m以下），如表3所示，磁性特性和粒 徑，乎不相依，具有優異之磁性特性。例如，關於殘留磁 通密度Br ’相對於顯示最高值之超過1〇6 # ml 25 " ^以下之 粉末粒子之殘留磁通密度Br( 0.84 5T)，53 以下之粉末 粒子之殘留磁通密度Br (約〇· 829T)具有98%以上之值。 又’關於（BH)max，53 /z m以下之粉末粒子之平均之（βη)_ 係1 0 4 · 6 k J / in3，具有係超過1 5 0 // m 21 2 /z m以下之粉末粒

第55頁 541547 五、發明說明（51) 子之平均之（BH)max之106.6 kJ/m3之98%以上之值。對於各 種組成之毫微複合磁粉進行一樣之評價之結果，得知對於 大部分之組成，毫微複合磁粉之5 3 // m以下之粉末粒子之 平均之（BH)max具有超過150 /zm212 以下之粉末粒子之平 均之（BH)max之90%以上之值，對於很多組成得到95%以上之 值。此外，使用依據J I S 8 8 0 1之標準之篩子評價磁粉之粒 度分布。 [表2 ]

粒徑 (#m) (BH)max (kJ/m3) HcJ (kA/m) Br (T) <38 83.7 744 0.79 38<，$53 87.2 752 0.79 53<, ^75 94.2 739 0.82 75<, ^106 108.3 748 0.84 106<, ^125 111.5 754 0.86 125<, ^150 116.8 741 0.90 150<f ^180 115.7 750 0.88 180<, ^212 113.4 763 0,85 212<, ^250 110.1 755 0.87 250< 112.9 752 0.88 第56頁 541547 五、發明說明（52) [表3 ] 粒徑 (Urn) NCP - 0 質量％ (BH)max HcJ Br (kJ/m3) (kA/m) (T) S3S 9.36 104.5 854.66 0.830 38<, ^53 6.83 104.77 844.00 0.829 53<f ^75 12.34 107.16 853.39 0.831 75<, <106 19.76^ 110.67 859.75 0.837 106CH25 12.23^ 112.64 866.12 0.845 125<, ^150 15.24 111.63 864.21 0.843 150<, ^180 9.42 105.64 896.30 0.820 180<, ^212 8.89 107.61 849.41 0.831 212<, <250 4.27 99.67 851.16 0.814 250< 1.65 88.44 844.64 0.800 於是’因毫微複合磁粉具有和以往之急冷磁鐵粉末同 等以上之磁性特性，可替代以往之急冷磁鐵粉末（例如⑽ 粉），用作黏結磁鐵用磁粉。當然，只用毫微複合磁粉構 成黏結磁鐵用磁粉也可，但是，將上述之MQ粉之中之粒徑 53 以下之粉末粒子置換為毫微複合磁粉也可。 以下舉例說明藉著混入53 以下及38 以下之微粒 子改善充填性之效果。 首先’自具有表4所示之各種粒度分布之毫微複合磁 粉之試料NCP-1製作NCP一5。此外，藉著使用〇· 5mm 0之篩 子用動力磨粉機粉碎調製N C P -1之磁粉，使用上述之針磨 粉機裝置藉著各自將轉速設為3〇〇〇rpni、4〇〇〇rpm、

第57頁 541547 五、發明說明（53) 5000rpm 以及 8000rpm調制 7 4 使用堆實密度計量測了 ϋ ϊ他之NCP_2〜NCP—5之磁粉。 密度之結果如表5所示。%些主磁粉試料ΚΡ-1〜NCP_5之堆實 料中所含粒徑為53 =表5，一併表示在各自之磁粉試 25〇 之粉末粒子之質量^之粉末粒子之質量％及粒徑超過 由表5之結果得知，人士 1 以下之粒子（嚴格上為9二有1〇質量％以上之粒徑為53^ 之堆實密度高達4 3g/ ·3質量％以上）之試料NCP_3〜NCP —5 依據磁粉之堆實密声以上，得知磁粉之充填性優異。 複合物之磁粉二 2 °平價之磁粉之充填性和黏結磁鐵用之 之複合物之I扒、性相關，使用充填性高之磁粉所調製 量％ D 〈磁粉之充填性也高。因此，藉著使用含有10質 鐵用、t」1人之粒徑為5 3 “ m以下之毫微複合磁粉’改善黏結磁 形體複合物之磁粉之充填性或流動性，可得到高品質之成

541547 五、發明說明（54) [表4 ] 粒徑 f “ \ NCP-0 質量％ (BH)max HCJ Br \ /im； (kJ/m3) (kA/m) ⑺ ^38 9.36 104.5 854.66 0.830 38<, ^53 6.83 104.77 844.00 0.829 53<, ^75 12.34 107.16 853.39 0.831 75<, ^106 19.76 110.67 859.75 0.837 106<, ^125 12.23 112.64 866.12 0.845 125<, ^150 15.24 111.63 864.21 0.843 150<, ^180 9.42 105.64 896.30 0.820 180<, ^212 8.89 107.61 849.41 0.831 212<, ^250 4.27 99.67 851.16 0.814 250< 1.65 88.44 844.64 0.800 [表5] (質量％) (質量％) (g/cm3) $53 /im 250 "m< Tap Density NCP-1 4.30 12.00 4.01 NCP - 2 4.59 7.21 4.12 NCP - 3 9.50 2.59 4.28 NCP - 4 16.30 1.27 4.25 NCP-5 38.90 0.00 4.33 ΗΙϋΙ 第59頁 541547 五、發明說明（55) 此外，為了提高成形密度，含有粒徑為38 //m以下之 粉末粒子較好。藉著調製具有表6所示之粒度分布之毫微 複合磁粉NCP-；1〜NCP-16後，各自和2質量％之環氧樹脂混 合，得到複合物。藉著使用各自之複合物以成形壓力 98 OMPa (1 01/ cm2 )壓縮成形，得到黏結磁鐵成形體。在圖 16表示各自之黏結磁鐵成形體之密度及在各自之複合物使 用之磁粉中之粒徑為3 8 // m以下之粉末粒子之含有率。 [表6 ] 粒徑， NCP (/im) -11 -12 一13 -14 -1 5 -16 ^38 2.1 4.9 9.4 11.6 15.0 18.0 38d53 2.5 4.6 6.8 11.0 23.2 20.9 53<, ^75 5.2 11.8 12.3 14.4 26.0 26,9 75<, ^106 13.9 23.1 19.8 20.3 22.4 23.6 106<, ^125 11.1 13.5 12.2 13.5 6.1 5.6 125<, ^150 14.1 16.3 15.2 10.4 2-9 3.4 150<, $180 17.5 10,7 9.4 9.0 2.2 1.2 180<f ^212 17.6 9.1 8.9 6.9 1.7 0.4 21 2<, ^250 8.8 3.5 4.3 2.1 0.5 0.1 250<, ^300 4.3 1.6 1.7 0.8 0.1 0.0 300< 2.9 1.0 0.0 0.1 0.0 0.0

由圖1 6得知，3 8 # m以下之粉末粒子之含有率過低和 過高成形體之密度都降低。進行各種檢討之結果，為了得 到充分之成形體密度，使用含有約8質量％以上之粒徑為38

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AID以下之粉末粒子較好。但，使用粒徑為38 以下之 :粒子之含有率超過16質量％之磁粉時，成形性降低，.： 法得到高密度之高品質之成形體。 …、 [複合物及磁鐵體之製造方法之說明] 結劑 粉和 藉著 劑， 和樹 為顆 可。 變化 耐I虫 系、 一氧 也可 用途 上可 樹脂 將含有上述之毫微複合磁粉之磁鐵用磁 混合後，製造黏結磁鐵用複合物。 树知等黏 揉捏裝置(例如揉捏機或塵出機)將磁 …可塑性树月曰揉捏，製造射出成形用之複合物。又， 2用溶劑稀釋後之熱硬化性樹脂和磁粉混合後除去溶 ΐ造壓縮成形用之複合物。按照需要將所得到之磁粉 月曰之混合物分解粉碎。藉著調整分解粉碎之條件，設 粒狀也可。又，將藉由粉碎所得到之粉末材料造粒也 磁粉之耐|虫 知之表面處 脂之可濕性 、鋁酸鹽系 瓷超微粒子 安定劑、難 合物因用各 定樹脂之種 環氧樹脂、 龍（尼龍66 為了提南 處理等周 性或和樹 鈦酸鹽系 化矽等陶 ’使用熱 磁鐵用複 適當的決 使用例如 、或者尼 性，對磁粉 理也可。此 、複合物之 、錯酸鹽系 、硬脂酸鋅 燃劑、可塑 種成形方法 類及磁分之 本紛樹脂或 •尼龍6、尼 之表面預先進行化學 外，為了改善磁粉之 成形性，使用矽烷 等各種結合劑、膠態 或硬脂酸鈣等潤滑劑 劑等也可。 用於各種用途，按照 調配百分比。在樹脂 蜜胺樹脂等熱硬化性 龍12等）、或者聚乙

541547 五、發明說明（57) 烯、聚丙烯、聚氯化乙烯、聚酯、硫化聚苯等熱可塑性樹 脂、或者橡夥或彈性體以及這些之變形體、共聚合物、混 合物等。 此外’因利用本發明之磁粉改善複合物之充填性及/ 或成形性，也可使用以往難使用之高黏度樹脂。此外，因 磁粉難氧化’可使用因熔點或軟化點高而在以往無法使用 之樹脂（例如聚醯亞胺或液晶聚合物等，還有各種樹脂之 尚分子量等級品），可改善黏結磁鐵之特性（耐熱性等）。

又，在使用熱硬化性樹脂之情況，也可使用在比以往之高 溫硬化之樹脂。 在成形方法上可舉例表示壓縮成形、滾壓成形、砑d 成形、擠壓成形以及射出成形。在這些成形方法之中之屬 縮成形、滾壓成形以及擠壓成形，只能成形形狀比較簡肩 之成形體，但是因成形時未要求太高之流動性，可提高淘 鐵，末之充填率。藉著使用本發明之磁粉，可實現比以名 更间（例如超過80%)之磁粉充填率，可充填至最高約9〇%』 ^。但，過度提高充填率時，用以將磁粉間充分結合之相 月曰不足 口了此發生黏結磁鐵之機械性強度降低或在使月

時發生磁粉脫落，磁粉充填率係85%以下較好。又，在壓 ，成=藉著使用本發明之磁粉，可減少在成形性之表面开 量’得到可抑制對在表面形成之樹脂被膜之不^ 二敎ϊ=ΐ &些成形*法，適當的使用熱硬化性樹 月曰…、可塑性樹脂、橡膠等。 因使用本發明之磁粉時流動性提高，尤其適合用於身

541547 ^ 五、發明饒明（58) 出成形用複合物。可得到用使用以 合物難成形之形狀複雜之成形體。f之磁鐵粉末之複 充填率（例如超過6 5%)調配磁鐵 ’ ^以比以往高之 性特性。此夕卜，本發明之磁粉因；^m鐵體之磁 少，難氧化。因此，使用軟化2兀：之合有率比較 熱可塑性彈性體，在比較高乂间之”、'可塑性樹脂或 會降低。 罕门^里進仃射出成形磁性特性也不 [黏結磁鐵之應用例] =發明之黏結磁鐵用複合物如上述所示， ，'广鐵粉末(例卿公司製之產品名mqp_b)之複合物 二成異之充填性(成形性）、耐熱性優異，而且 了 ίϋΓ 往之急冷磁鐵粉末之黏結磁鐵同等以 上之磁性特性之黏結磁鐵，適合用於各種用途。 立邊參照圖1 7邊說明應用於步進馬達之例子。圖1 7係示 意顯示具備永久磁鐵轉子型之步進馬達丨〇〇之構造之分解、 立體圖。步進馬達100具有轉子1〇1及定子部1〇2，設於轉 子^ 1、之周邊轉子1 〇 1具備黏結磁鐵，將外徑8 m m之外周 面著磁成在ίο極均等。定子部102具備外軛1〇2&、1〇2b ; 2 個内軛103，與外軛互相背對背黏接；以及激磁線圈 104a、104b。本步進馬達1〇〇係所謂的pM型步步進馬達， 利用和一個脈衝電流應之激磁線圈丨〇4a、1〇4b之磁動勢進 行轉子101只轉動1步角之動作。 具備轉子i 0 4^之黏結磁鐵使用上述之本發明之充填性

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(成形性）優異之複合物形邊，且 拎太之黏灶磁奶π笪、，成，、有和使用以往之急冷磁鐵 ΐ 之磁性特性，而且機械性特性優 ^不必擔心發生破碎等’可靠性優異。X，耐熱性也優 具備這種使用本發明之痛人从 、隹n丨别一 ^ :知a之複σ物所形成之黏結磁鐵之步 進馬達小型•南性能且可靠性優異 碟機等0Α機器、照相機、影像等^機器等。』衣钺次茲

轉子101可用各種方法製造。例如\藉著將使用埶硬 化性樹脂之複合物壓縮成形也可，藉著將使用熱可塑性樹 脂之複合物射出成形或擠壓成形形成也可。以下，邊參昭 圖1 8邊說明轉子1 0 1之製造方法。 /… 例如，在使用以熱硬化性樹脂為黏結劑之複合物之情 況，藉著採用邊參照圖18(a)〜（c)邊說明之成形方法，可 裝k圖1 8 ( d )所示之黏結磁鐵一體成形體型之轉子2 〇 〇。 圖18(d)所示之轉子20 0具備轉子軸2〇5、設於其周圍 之輛2 0 8以及黏結磁鐵2 1 〇。黏結磁鐵2 1 〇和輛2 〇 8之表面 21 2黏接。 轉子20 0按照自圖18(a)至（c)所示之製程製造。

首先’如圖1 8 (a )所示，令收容了粉末狀之複合物2 〇 1 之進給盒203在極：具204之上面滑動邊向空穴2〇2内充填複 合物2 01。在模具2 〇4設定在其中央壓入了轉子軸2〇5之軛 208後’將辅助構件207設置成覆蓋轉子軸20 5。在模具204 和這些構件之間形成空穴2 0 2。 其次，例如，如圖1 8 (b )所示，藉著經由上衝頭2 〇 g將

第64頁 541547 * 五、發明說明（60) '一" 複合物201壓縮成形’在物理上令軛2〇8和複合物2〇1之 形體結合。 接著，如圖18(c)所示，自模具2〇4取出轉子成形體。 自轉子軸20 5及軛2 08簡單的拆下辅助構件2〇7，轉子轴 2 0 5、軛2 0 8以及黏結磁鐵2 1 0 —體化。但，在此狀態，黏 結磁鐵21 0係複合物之粉末成形體，複合物所含之^硬^ 性樹脂係未硬化。 其次，為了將黏結磁鐵21G硬化及強化在軛2〇8和黏結 磁鐵210之界面212之接合，在既定之溫度令複合物硬化1 按照使用之樹脂適當的設定硬化溫度及硬化時間。 本發明之複合物因含有耐熱性優異之磁粉，可成為在 比以往局之硬化溫度適當的硬化之複合物。因此，可形成 财熱性、機械特性以及黏接強度比以往優異之黏結磁鐵 2 1 0。此外，本發明之複合物因磁粉本身之耐餘性優異， 在大氣中進行熱硬化處理，磁鐵特性之惡化也極小。因 此’因不必在惰性氣體環境進行熱硬化處理，可減少工程 費用。 若依據上述之成形方法，因邊將環形之黏結磁鐵2 j 〇 成形’同時可將輛2 〇 8及轉子軸2 0 5和黏結磁鐵2 1 〇 —體成 形，能以高生產力製造轉子200。 此外’說明了自模具2 0 4取出成形體後硬化之例子， 但疋在模具2 〇 4設置加熱機構，在模具2 〇 4内硬化也可，在 加壓之狀態硬化也可。此外，未限定為壓縮成形，利用射 出成形也可形成黏結磁鐵一體成形型轉子。

第65頁 541547 五、發明說明（61) 又，本發明之複合物因具有比使用了以往之急冷磁鐵 粉末之複合物高之充填性（成形性及/或流動性），可破實 充填成小的間隙（例如約2mm寬）。因此，本發明之複合物 適合用於製造在IPM(Interi〇r Permanent Magnet)型馬達 之磁鐵埋設型轉子30 0 (參照圖19)。 圖1 9所示之磁鐵埋設型轉子3 〇 〇具備鐵心（例如直徑 80mm、厚度50mm)301 ;轉動軸槽302，在鐵心301之中心形 成；以及多個弧狀磁鐵槽3 0 4，在鐵心3 0 1之周邊部形成。 在此，設置8個弧狀磁鐵槽3 04，各自之槽304成為具有第 一槽（例如寬3· 5mm) 304a和第二槽（例如寬1· 8mm ) 30 4b之二 層構造。在這些槽3 0 4 a及3 0 4 b内充填本發明之複合物，形 成黏結磁鐵。藉著與S極和N極交互配置配成和轉子3〇〇之 夕個磁鐵槽3 0 4相向之定子組合（圖上未示），得到I pM型焉 達。 ^ 黏結磁鐵之成形可用各種方法進行。例如，在使用含 有熱硬化性樹脂之複合物之情況，可採用槽内壓縮成形法 (例如參照特開昭6 3 —981 〇8號公報）。又，在使用含有熱硬 化性樹脂之複合物之情況，可採用擠壓成形法或射出^形 去。在採用任一種成形方法之情況，都因本發明之複合物 之充填性優異，可確實充填至槽3〇4a及3〇4b内，而且機械 特性或耐熱性優異，同時可形成具有和以往同等以上之石^ 眭特性之黏結磁鐵。因此，可製造比以往高性能、古 ▲ 性之小型IPM型馬達。 ^ 本發明之複合物適合用於形成具有圖2〇(a)所示之角

第66頁 541547 ， 五、發明說明（62) 度感測器（旋轉式蝙碼器）4 〇 〇之黏結磁鐵。 士圖2 0 (a)所不之旋轉式編碼器41 1具備轉動軸4 1 3 ;轉 動鼓416，和轉動軸413連結·’轉子414，具有和轉動鼓416 之外周面黏接之多個黏結磁鐵41 5 ;以及檢測器41 7，在轉 子414之外周面間隔配置。檢測器417只要係可檢測來自轉 子41 4、之磁通之變化的，未特別限定，例如可使用霍耳元 件、磁性電阻元件以及磁性阻抗效應元件。又，轉動軸 41 3和馬達41 2連結。檢測器4丨7和圖上未示之量測部連

本之複合物所形成之黏結磁鐵415例如係s 20(b)所不之圓柱狀，沿著轉動鼓416之外周面交互 :Γ。極轉動 也可。 ？如使用金屬材料形成，不是磁性材赤 本旋轉式編碼器400之動作如以下所示 動軸413轉動時，轉子414按 動 此時，配置於轉子414夕冰R二神以 <轉動而轉動。 41 7形成之磁ϋ > + °之黏結磁鐵41 5在檢測器 = = 之轉動變化。檢測器 量或電流之變化量等）：5化之輸出化號（電壓之變化 樣量測馬達=量圖上未颇 異、性(成形性、流動性)優 性比以往優異之黏結磁·且特性或耐熱 农垃小型巧性能以及可靠

541547 五、發明說明（63) 性高之角度感測器。 此外，本發明之複合物適合用於形成參照圖2 1 ( a )及 (b )說明之磁性滾筒用之黏詰磁鐵。 圖21 (a)係示意顯示電子照相用之處理匣501之構造之 剖面圖。處理匣50 1成一體的具有感光鼓510，朝箭號A方 向轉動；帶電滾筒5 0 2，用以使感光鼓51 0帶電；顯像裝置 5 11 ;以及清潔裝置5 1 2。 顯像裝置51 1具備收容炭粉5 13之顯像容器5 0 9，在顯 像容器5 0 9之開口部將顯像滑套5 0 6配設成向感光鼓5 1 0相 向。又，顯像裝置511具備彈性刀51 4，彈性刀5 14碰觸顯 像滑套50 6，管制利月顯像滑套5 06載送之炭粉5 1 3之層厚 度0 圖2 1 ( b )係示意顯示處理匣5 〇 1具有之顯像裝置 構造之剖面圖 …顯像滑套506用非磁性材料形成，經由軸承由顯像容 森50 9支撐成可轉動。在顯像滑套（例如直徑隨）内配 =磁性滾筒（例如直徑8.5mm)5〇7。在磁性滾筒5〇7之軸部 入，& 5 ΐ = 口 MU，藉著缺口 50h — 1和顯像容器509卡 合，固疋磁性滾筒5 0 7。磁拇爷铭ς n 7 + 1』 夕仞番目士 η 性/袞请5 0 7在和感光鼓5 1 0相向 之位置具有顯像極S1，在Α 極。 牡八他位置具有S2極、Ν1極以及Ν2 磁鐵508配置成包圍顯傻艰卷 之間隙g弗# 2：并望 Ρ 象/月套5 0 6 ’在和顯像滑套5 0 6 ^成性幕’藉著利用該磁性幕在PI 1¾、肉佴接户 粉，防止炭粉洩漏。. 扭眷在間隙内保持厌

541547 ， 發明說明（64) 磁性滾筒5 0 7因使用本發明之複合物形成， 往之磁鐵同等以上之磁性特性，而且機械^性具有和以 優異。因此，可使磁性滾筒507或顯像滑套5〇6 1耐熱性也 型化，同時可提高性能。使用本發明之複合物以在更小 性滾筒也可應用於影印機或雷射列表機内:形成之磁 像匣。 a 1之顯像裝置或顯 【實施例】 實施例1 將具有如下之表7所示之組成之純度99· 5%以上

Fe、Ti、Nd以及Nb秤重成總重變成6 0 0g後，· ^入_之^、 坩堝。然後，在壓力70kPa之氬氣環境中利X古H銘製 這些合金原料溶化，製作了合金熔液。在炫液：度口到、達將 1 5 0 0 c後，鑄入水冷之銅製鑄模上，製作了平板狀 金。 《合 將所传到之合金粉碎後，將2 5 m g之碎片熔化，在〆 流中使用差示熱量計（DTA)以冷卻速度20它/分分析合2氣 液之凝固過程。量測結果如表7所示。 σ金炫

第69頁 541547

五、發明說明（65) [表7 ] 試料 No. 合金組成（原子％) Fe B Ti Nb ，凝固温邊（。〇 1 st. 2nd 1 2 3 4 5 f餘邵分12 3 0.5 重τ ί ί部分14 3 1.0 雲孓部分11 2 0.3 ^ 餘部分 14 4 1.5 9,0 剩餘部分13 3 0.7 1185 1120 1174 1075 1196 1133 1160 1068 1175 1112 6 了 剩餘部分14 4 -y‘u 剩餘部分14 3 — 1240 1 145 1231 1140 在此A料Ν〇 · 1〜5係不僅τ i還添加了 Nb之試料，試料 No· 6〜7係未添加Nb之試料。 丁 A料 在表7之最右攔記載對於各試料Ν〇·丨〜7 與合金炼液之凝固過程特徵之溫度。記為「ist」 f:在：卻、合金熔液之過程發生最初<凝固之溫度（「5 相線，度」）。記為「2nd」之溫度表示 合二液 過程在比液相線溫度低之、、w疮 、^ /夜之 固點」）。這些溫度具體:气發生/二 觀測到發熱尖峰值之溫度\ ' '、|差不熱1計（DTA) 圖8係表示試料Νο· 2(添加肋）及 之DTA之圖形。由圖8得知， 〇主6(無添加帅） N“相比，在冷卻過程發生==情：，和試料 知王之敢初之發熱尖峰值之溫度， 541547 五、發明說明（66) 即液相線溫度（「1 s t」）低了 6 0 °C以上。 該最初之發熱尖峰值有可能引起TiB2等鈦和硼之化合 物相析出。在本實施例，因添加比以往高濃度之T丨及石朋， 易形成鈦和硼之化合物（熔點高），推測其析出溫度高。在 未添加Ti之以往之組成系/Nd2Fei4B系），合金熔液之 液相線溫度係約1 2 0 0 °C以下。認為在本發明，藉著添加τ 土 及Mb ’這種化合物之析出溫度降低，合金熔液之液相線溫 度降低。 在使用試料N 〇. 6 (比較例）之合金之情況，需要以1 3 5 〇 C之咼的流出溶液溫度進行薄帶鑄造，但是在使用試料 No· 2 (實。施例）之合金之情況，可將流出熔液溫度設為例如 約1 25 0 °C。像這樣流出熔液溫度降低時，抑制在熔液之冷 卻過程早析出之RJeJ型化合物或TiB2之粗大化，磁鐵V 性提高。 、 實施例2 將具有如下之表8所示之組成之純度99· 5%以上之B、 Fe、Ti、Nd以及C秤重成總重變成6〇〇g後，投入氧化鋁劁 =堝。然後，在壓力70kPa之氬氣環境中利用高頻加舞= 这些合金原料熔化，製作了合金熔液。在熔液溫度到達 1 50 0 °C後，鑄入水冷之銅製鑄模上，製作了平板狀 金0 〇 、將所得到之合金粉碎後，將25mg之碎片熔化， > 流中使用差示熱量計（DTA)以冷卻速度2〇 〇C /八八人氣氣 液之凝固過程。量測結果如表8所示。 刀刀口金熔

第71頁 541547 * 五、發明說明（67) [表8]

Nd Fe

合金組成 B % 子 原

C Μ 凝固温度 1 st. 2nd. 9.0 9·〇·、《τ、可》分 y y 餘部分 11··了 9·〇剩餘部分12 6 9-〇剩餘部分13.3 9·0 分 14 a〇剩餘部分13 4· 8· 1 3· Λ.700 12-1-110- 443353 43 〇 Cu0.4 Nb0.5 〇 Si1 Nb1 1200 1187 1183 1210 1168 1012 1009 989 1002 1047 1103 〇 1240 1145 〇 1225 1120 在此:試料No· 8〜13係不僅Ti還添加了C之試料，試冲 Ν ο · 1 4〜1 5係未添加c之試料。 在表8之最右攔記載對於各試料N〇. 8〜丨5之合金熔液鬼 與合金熔液之凝固過程特徵之溫度。記為「丨討」之溫度 表=在冷卻合金熔液之過程發生最初之凝固之溫度（「ς 「2nd」之溫度表示在冷卻合金溶液泛 =在比又相工溫度低之溫度發生下一凝固之溫度（「凝 觀剛i發勃^洛皿插度’具體而言，係利用差示熱量計（DTA: 4 N發熱尖峰值之溫寒。 DTA二9 ”料N〇. 8 (添加C)及試料No. 14(無添加C)之 之圖形。由圖9得知，在試料肋,8之情況，和試料 541547 · 五、發明說明（68) N:.14Λν/Λ卻過程發生之最初之發熱尖峰值之溫 度，即液相線溫度（「1st」）低了 40它以上。 物相in，峰值有可能引起μ等鈦和鄉之化合 :相析出。在本貫施例，因添加比以往高濃度之Ti及硼， 土形成鈦和硼之化合物（熔點高），推測其析出溫度高。在 ΐΓΐΤι =往之組成系(Fe3B轉^系），合金熔液之 二相線溫度係約12〇〇(：以下。認為在本發明藉著添加Ti 種化合物之析出溫度降低，合金炼液之液相線溫 度降低。 在使用試料No. 14之合金之情況，需要以135〇。〇之 的k出熔液溫度進行薄帶鑄造，但是在使用試料N〇 8(實 ，例）之合金之情況，可將流出熔液溫度設為例如約13〇〇 =。像這樣流出熔液溫度降低時，抑制在熔液之冷卻過程 早析出之R2FeuB型化合物或TiB2之粗大化，磁鐵特性提 高0 •將具有表8所示之組成之純度99· 5%以上之b、Fe、

Tl、Nd以及c秤重成總重變成i5g後，投入在底部具有直徑 〇二8二'之孔口之石英坩堝。然後，在壓力I33〜47.92kpa之 鼠氣環i兄中利用南頻加熱將這些合金原料熔化，製作了合 金^液。在熔液溫度到達1 3 5 0 t後，用氬氣對液面加壓: 使炼液自孔口向位於下方0 · 7mm之冷卻滚筒之外周面滴 1 冷卻滾筒係純銅製，令轉動成外周面速度變成1 5 ^ / ^ 1藉著和這樣之冷卻滾筒接觸’合金溶液急冷而凝固。 …、這樣彳于到寬2〜3 m m、厚度2 0〜5 0 // m之連續之急冷凝固合

第73頁 541547 · 五、發明說明（69) 金之薄帶。圖1 0係表示試料N 〇· 8及試料n 〇 · 1 4之X R D之圖案 之圖形。由圖1 0得知’相對於在試料N 〇 · 8之情況非晶質佔 大部分’而在試料Ν ο · 1 4結晶組織之比例多。 在氬氣環境中在6 〇 0〜8 0 0 C之熱處理溫度範圍將本急 冷凝固合金薄帶保持6〜8分鐘後，冷卻至室溫為止。然’ 後，使用VSM評價急冷合金薄帶（長度3〜5mm)之磁性特性。 量測結果如表9所示。 [表9 ] 試斜No Br(T) HcJ(kA/m ) (BH)max(kJ/m3 ) 熱處理溫度rc):· 8 0.81 987 107 760 9 0.77 668 90.6 740 1〇 0.88 788 124 700 11 〇·81 764 101 780 12 0.78 955 100 •740 13 0.81 1080 107 600 14 0.82 884 111 720 15 0.81 758 97.7 760 金， 而言 重變 環境 其次，準備具有和表8之試料Νο·13同一組成之 使用3圖所示之薄帶鑄造裝置製作了急冷合金。氣、、合 ，將純度9 9 · 5 %以上之β、Fe、τ丨、Nd以及c秤重虑 成10kg後，投入熔化槽。然後，在壓》3〇kPa< ^:包 中利用高頻加熱將這些合金原料熔化’製作了人氣氟 在炼液溫度到達135(rc後，使溶液流向滑槽。

第74頁 541547 ·

滑槽上平順的流動，利用冷卻滾筒冷卻。冷卻滾筒之 周速設為12m/秒。 面 在氬氣環境中在7 4 〇 °C之熱處理溫度範圍將照這樣所 得到=急冷合金（平均厚度··約8〇 “η)保持6〜8分鐘後，冷 卻至室溫為止。然後，使用VSM評價急冷合金之磁性 7 性。 τ 量測結果係殘留磁通密度Br為〇· 79Τ '保磁力L為 1 0 90kA/m_，最大磁能積（BH)max*1〇2kJ/m3。將本磁e性特性 和表9所不之試料Ν〇· 8之磁性特性相比，得知得到大 同之特性。 ^ 其次，對於C佔（B + C )之總和之比例（原子比例p )為 〇· 25以下之試料和p超過〇· 25之試料量測了XRD及減磁曲 圖11係表示NdgFenB!2 AMTi4(實施例：ρ=〇· 1)及 fHFenB'Ji4(比較例：ρ = 〇· 5)在熱處理前之XRD圖案。這 些試料雖然組成不同，但是都和上述之實施例一樣的 作。此外，圖12係表示(實施例）及 NF B7 C7 T i4 (比車父例）之減磁曲線。 _在C之比例P超過〇 · 2 5而達到〇 · 5之情況，如 :，觀察到T i -C之繞射尖峰值顯著。像這樣c過多因 ;急冷合金中析出很多Ti-c相’熱處理後之構成相比例偏 離所要之範®，如圖12所示’減磁曲線之角 C佔（B + C)之總和之比例（原子比例p)係〇. 25以支 發生這種問題。 卜就不曰 541547 發明說明（71) 實施例3 在本貫％例’使用圖3所示之薄帶鑄造裝置。 、首先，為了在原子比例具有龍36^12.6(：1.41^3,1之組 成，使用純度99· 5%以上之B、c、Fe、Nb、Ti以及Nd秤重 成總重變成5kg。將這些金屬投入氧化鋁坩堝内，在壓力 35kPa之氬氣環境中利用高頻加熱熔化。化為 1 3 5 0 °C 〇 、熔化後將坩堝傾斜轉動，供給多孔質陶磁製之滑槽上 熔液導向冷卻滾筒之表面。利用加熱器將滑槽之表面溫 ，保持在6 0 0 C。X，為了在滑槽上熔液平順的流向滾 _，使滑槽相對於水平方向只傾斜2 〇。（角度“）。又，將 /月槽配置成熔液向滾筒之正上部注入於對坩堝之位置只傾 斜杓（角度石）之位置。此外，在本實施例之滑槽如圖4 所不，具有熔液導引件，用以將自坩堝所接受之熔液之流 動分成2條後供給滾筒。 令冷卻滾筒以1 4m/秒之表面周速轉動。藉著調整坩堝 之傾斜角’將在滑槽上流動之熔液之供給速度調整成每一 條溶液之流動變成l5kg/分。在本實施例，使用表面之中 心線粗糙度Ra為5 # πι之純銅製滾筒。利用滾筒内部之水冷 防止滾筒溫度上升。 利用CuK α特性X射線調查了所得到之急冷合金之組織 時’確認了 Nd2FeuB之繞射尖峰值而且係及α — Fe混 合之急冷合金組織。

第76頁 541547 、 五、發明說明（72) 用所得到之急冷合金之粉末XRD，圖14表示使 f磁力計所量測之急冷合金之減磁曲線。在圖1 3及 f載為「as-cast」之曲線係關於急冷合金的。 ^用動力磨粉機粉碎急冷合金。然後，以氬氣氣 Γ、1 = *内溫度保持在740弋之環皮帶式連續熱處理爐内 心~ 口金粕末，進行熱處理。此時之供給速度保持在3 Og/ 分0 '在圖13及圖14也各自表示在熱處理後之粉末XRD及減 磁曲線。在圖13及圖14熱處理後之資料以記载為 「as-annealed」之曲線表示。熱處理後之磁性特性如以 下之表10所示。 [表 1 0 ] 磁特性 1:5^ (T) HCJ (kA/m) (BH)m_ (kJ/m3) 實施例3 —〇·80 1027.8 105.61 由圖1 4及表1 0得知，在本實施例之鐵基永久磁鐵發揮 了良好之磁性特性。 其次，用透射型電子顯微鏡（TEM)觀測熱處理後之微 細金屬組織。結果，得知在熱處理後之組織内存在平均粒 徑約40 nm之結晶粒和在其晶界存在約1 〇 ^m之微細結晶 粒。又，利用HRTEM(高解析度透射型電子顯微鏡）之金屬 組織分析之結果，確認了平均粒徑約4 〇nm之結晶粒係 Nt^Fe^B，在其晶界存在Fe23B6 4Fe3B之鐵基硼化物。

541547 五、發明說明（73) 實施例4 在本實施例也使用圖3所示之薄帶鑄造裝置。 首先，為了在原子比例具有Nd9Fe73B12.6ci4Ti Nb之組 成’使用純度99. 5%以上之b、c、Fe、肋、η以及Nd科重 成總重變成5kg。將這些金屬投入氧化鋁坩堝内，在壓力 35kPa之氬氣環境中利用高頻加熱熔化。將熔化溫度設為 1 3 5 0 0c。 熔化後將坩堝傾斜轉動，供給多孔質陶磁製之滑槽上 熔液，導向冷卻滾筒之表面。利用加熱器將滑槽之表面溫 ，保持在60 0 °C。又，為了在滑槽上熔液平順的流向滚 筒，使滑槽相對於水平方向只傾斜2 〇。（角度α )。又，將 滑槽配置成熔液向滾筒之正上部注入於對坩堝之位置只傾 斜4 0 (角度万）之位置。在本實施例也使用圖4所示之滑 槽0 在^實施例，令冷卻滚筒以表丨丨所示之表面周速轉 動。藉著調整掛禍之傾斜角，將在滑槽上流動之熔液之供 給速度（每一條溶液之流動）調整成如表丨丨所示。將每一條 溶液之流動寬度設為1 〇mm，調查了滾筒周速及熔液供給速 度對急冷之影響。 此$ ’在本實施例也和實施例3 一樣，使用表面之中 心線粗糙度Ra為5 # m之純鋼製滾筒。利用滾筒内部之水冷 防止滾筒溫度上升。

第78頁

541547 ·

[表 11] 每一揉— 0.5 0.7 1.0 10 X Δ 〇 12 X 〇 〇 滾筒 14 X Ο 〇 表面 16 X △ 〇 周速 18 X Δ 〇 Vs (m/秒） 20 X △ 〇 22 X X 〇 24 X X △ 26 X X △ (k g/分）__

7!3~ 1,5 2Ό~2^ 3,0 3 5~~4Ό Ο 〇 〇 Δ Δ Δ A

〇 〇 〇 △ △ X X 〇 〇 〇 △ X X X 〇 〇 〇 △ X X X 〇 〇 〇 X X X X 〇 〇 Δ X X X X 〇 △ △ X X X X △ X X X X X X X X X X X X X

在表1 1， 「〇」表示可安定的製作急冷合金之情況。 而，「x」表示發生激液而無法安定的得到具有所要之組 織之急冷合金之情況。「△」表示雖然常觀察到製作安定 之急冷合金，但是斷續的發生濺液之情況。

由表11得知，在滾筒表面周速為1 〇m/秒以上i 8ιη/秒以 下之情況，在每一條熔液流動之熔液供給速度為i . 〇 kg /分 以上2· Okg/分以下實現安定之急冷。滾筒表面周速愈快， 急冷合金薄帶愈薄，又，也愈易發生賤液。 每一條溶液流動之炼液供給速度對急冷合金薄帶之厚 度之影響不大，但是令急冷合金薄帶之寬度變化。熔液供 給速度愈快，急冷合金薄帶之寬度愈寬。

第79頁 541547 - 五、發明說明（75) 急冷合金薄帶之厚度和滾筒表 即，滚筒表面周速愈快，急冷合金薄帶^依的變化。 表面周速為1 Om/秒時，急冷合金薄 ；;j。例如’滾筒 ;滚筒表面周速為22m/秒時，| 句厚度係釣1〇〇 度係約45〜80 。 w冷合金薄帶之平均厚 如上述所示，急冷合金薄帶之 超過80 _之厚度之情況）’藉著 二艾^(例如在具有 到形狀接近等軸形狀之粉末粒；將;易得 之黏結磁鐵。 啄了付到磁鐵特性優異 此外’利用CuKa特性X射線調查了在滾筒表面周速 i每一條溶液流動之炼液供給速度為丨.31^/分之條 f所之急冷合金之組織。結果，確認了Nd2Fe14B之繞 古尖峰值而且係F Ββ及〇： - F e混合之急冷合金組織。 右依據本發明，藉著使用薄帶鑄造法將在原料合金添 力了 T i之稀土類合金溶液急冷之情況，可在降低磁鐵所需 之稀土類元素之量下量產保磁力及磁化充分高之發揮優異 之磁性特性之鐵基稀土類磁鐵原料合金。

第80頁 541547 圖式簡單說明 δ凡％ 圖1係表示在本發明適合使用之薄帶鑄造嚴 t 構， 造 例之圖 圖2係表示利用本發明製造之毫微複合滋 圖 的 別 圖3係表示在本發明適合使用之薄帶鑄造 構造例之圖。 圖4係表示在薄帶鑄造裝置使用之合金 引裝置）之立體圖。 圖5係表示使用薄帶鑄造法之在冷卻滾筒之表 心線粗糙度R a對合金溶液之急冷之影響。 圖6係表示使用薄帶鑄造法之在冷卻滾筒之表面之中 心線粗糙度Ra對合金熔液之急冷之影響。 圖7 (a)及（b )係表示用薄帶鑄造法所形成之急冷合金 之組織構造之剖面圖，（a)係表示添加了Ti tR — T一B系合金 之剖面，（b)係表示未添加Ti之R-τ-B系合金之剖面。 圖8係表示試料ν〇·2及試料Νο·6之DTA之圖形。 圖9係表示試料ν〇· 8及試料No· 14之DTA之圖形。 、，圖1 0係表示結晶化熱處理前（a s — c a s t)之試料N 〇 · 8及 試料No. 14之粉末χ射線繞射資料之圖形。 圖11 係表示實施例：ρ=0· Nd9Fe73B7C7Ti4(比較例：ρ = 0· 5)之減磁曲線。 圖12係表示Nd9Fe73Bi2 6Ci 4Ti4(實施例）及 Nd9Fe73B7C7Ti4(比較例）之減磁曲線。 圖1 3係關於本發明之實施形態之粉末XRD之圖形。記 裝 煖浪 滑 槽（ 中

第81頁 541547 * 圖式簡單說明 載為「as-cast」之曲線係關於急冷合金的，記載為 「as-annealed」之曲線係關於在熱處理後之合金的。 圖1 4係使用振動型磁力計所量測之關於本發明之實施 形態之減磁曲線之圖形。記载為「as —cast」之曲線係關 於急冷合金的’記載為ras-annealed」之曲線係關於在 熱處理後之合金的。 圖1 5係表示本發明之毫微複合磁粉及以往之急冷磁鐵 粉末之加熱質量增加率之圖形。

圖1 6係表示使用粒度分布不同之毫微複合磁粉所形成 之黏結磁鐵成形體之密度之圖形。 圖17係示意顯示具備本發明之實施形態之永久磁鐵轉 子裂之步進馬達100之構造之分解立體圖。 圖18(a)〜（d)係表示本發明之實施形態之黏結磁鐵一 體成形體之轉子2〇〇及其成形製程之圖。 圖1 9係表示本發明之實施形態之磁鐵埋設型轉子3〇〇 之構造之模式圖。 圖20(a)及（b)係示意顯示本發明之實施形態之旋 編碼器411之構造之圖。 土

圖2 1 ( a )及（b )係示意顯示具備本發明之實施形態之 性滾筒507之電子照相用之處理匣5〇1之構造之剖面圖。 【符號說明】 1〜炼爐 2〜熔爐之底部出口

第82頁 541547 圖式簡單說明 3 〜合金溶液 4 〜導管 5〜滑槽（熔液之導引裝置） 6 〜合金溶液之直洗口窩 7 〜冷卻滾筒 8 〜急冷合金 100 〜鐵基硼化物相（（Fe. Ti)-B)

G〜導引件 P〜熔液噴射壓力 F S 〜自由面 RS〜滾筒面

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Claims (1)

1. 541547 _案號90128182_年月日 修正__ 六、申請專利範圍 以上lOOkPa以下。 5 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中，在該冷卻製程，將該hFei4 B型化合物 相之存在比例設為該急冷合金之6 0體積％以上。 6.如申請專利範圍第5項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中·· 在該冷卻製程將該冷卻滾筒表面之轉動周速調整為在 5m/秒以上26m/秒以下之範圍； 將該合金熔液之每單位寬度之供給速度設為3kg/分 /cm以下。 7 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中包含如下製程：形成含有至少包含 R2FeMB型化合物相、α -Fe相以及強磁性鐵基硼化物相之3 種以上之結晶相之組織，使該R2 F B型化合物相之平均会士 晶粒徑變成2 0 nm以上2 0 0 nm以下，使該α -F e相及,化物相 之平均結晶粒徑變成1 nm以上50nm以下。 8.如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中，強磁性鐵基硼化物位於化F 物相之晶界或亞晶界。 土化合 9 ·如申清專利範圍第7或8 、 金之製造方法，其中，.藉著對今之鐵基稀土類磁鐵原料合 理，而形成該組織。 μ急冷合金進行結晶化熱卢 10·如申請專利範圍第9項 处 之製造方法，其中，該結晶鐵基稀土類磁鐵原料合 “、、處理包含以55 0 Qc以上85〇

   541547 六、申請專利範圍 C以下之/规度保持該急冷合金3 〇秒以上之處理。 11.如申請專利範圍第1 〇項之鐵基稀土類磁鐵原料厶 金之製造方法，其中，包含在該結晶化熱處理之前將該口急 冷合金粉碎之製程。 ^ 1 2 ·如申請專利範圍第7或8項之鐵基稀土類磁鐵原料 合金之製造方法，其中，該鐵基硼化物包含F /或， Fe23B6 〇 ^ • 13 ·如申請專利範圍第}項之鐵基稀土類磁鐵原料人 之製造方法，其中，該元素Μ 一定含有Nb。 口、’ 14.如申請專利範圍第13項之鐵基稀土類磁鐵 ^造方法，其中’和除了實質上未含心之：外原實枓合 Μ同-組成之鐵基稀±類磁鐵原料合金相比、 相線溫度低1 〇 °c以上。 格夜之液 如申請專利範圍第14項之鐵基稀土類磁 金之製造方法，其中，Nb之合古旦#⑽広7 戮原枓合 之0· 1%以上3%以下。 里按“、、原子百分比係整體 16·如申請專利範圍第1項 m，其中，該組成式合金 01 Sp $0. 25之關係。 凡w刀比P滿足〇. 17.如申請專利範圍第14項 金之製造方法，其中，將在#认、土稀類磁鐵原料合 該合金嫁液之動黏度設為5χι〇_6 ^置之别之時刻之 18·如申請專利範圍第丨6 、 金之製造方法，其中，在該人'^鐵基稀土類磁鐵原料合

   第86頁 …液之凝固過w初析出 541547 六、申請專利範圍 之化合物相之凝固溫度和 比，低5 t：以上 成分比P係零之情況相. 金之y18項之鐵基稀土類磁鐵原料合 固過匕：：中ΐΐϋ該冷卻製程’在該合金炫液之凝 敢初析出之化合物相係鈦化硼系化合物。 之製m專利範目帛1項线基稀土類磁鐵原料合金 Ha ΙΓ, ΛνΛ^'Ρ ^ ^ ^ ^ ,Μ；,, 而施行之。下之冷部滾靖以10m/秒以上之表面周速轉動 之製造方如表申6月專利耗圍第1工員之鐵基稀土類磁鐵原料合金 冷之今人：^，在該冷卻製a，將利用該冷卻滾筒急 〇，/分以上而未滿4kg/分之範圍内。 迓度。周即在 2 2 ·如申睛專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料八金 ^製造方法，其中，在該冷卻製程中，利用該導弓丨= 該合金熔液之一條流道之寬度調整至5mm以上而未滿、 2 0mm。 卜 23 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法’其中，將該合金熔液之動黏度調整至5 X 10_6m2 /秒以下。 X 24 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中，將該導引裝置之表面溫度保持在3 〇 〇 °C以上，使得該合金熔液之動黏度不超過5 X 1 (Hm2/秒。 2 5 ·如申明專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料人金

   第87頁 541547 六、申請專利範圍 -- 之製造方法，其中，使急冷合金之厚度變成50 # m以上2〇〇 “ m以下。 26 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中，該導引裝置由含有Al2〇3 8 0體積％以上 之材料構成。 2 7 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法’其中，該冷卻滾筒使用由具有導熱係數口 ’ 50W/m/K以上之材料形成之基材。 28 ·如申請專利範圍第2 7項之鐵基稀土類磁鐵原料合 金之製造方法，其中，該冷卻滚筒具有由碳鋼、鎢、鐵' 銅、鉬、鈹或銅系之合金形成之基材。 29 ·如申請專利範圍第1項之鐵基稀土類磁鐵原料合金 之製造方法，其中，對該冷卻滾筒之基材之表面鍍上鉻、 鎳或其組合。 3 0 · —種鐵基永久磁鐵之製造方法，包含： 準備利用如申請專利範圍第1項之製造方法所製造之 鐵基稀土類磁鐵原料合金之製程；及 對该鐵基稀土類磁鐵原料合金進行熱處理之製程。 3 1 · —種黏結磁鐵之製造方法，包含： 準備利用如申請專利範圍第1項之製造方法所製造工 鐵基稀土類磁鐵原料合金之粉末或利用如申請專利範園第 3 0項之製造方法所製造之鐵基稀土類磁鐵原料合金之粉本 之製程；及 使用該粉末製造黏結磁鐵之製程。

   541547 六、申請專利範圍 3 2 · —種急冷合金，係組成式 OUT· AJT 「To· A'AWUJlOO-x-y-z- n x y込η [ T表示從由（；〇及N丨構成之群所選擇之一種以上 之疋素，Q表示從由B及(；構成之群所選擇之一種以上之元 素’R表不稀土類金屬元素，M表示從*A1、Si、V、Cr、 Μη、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au 以及 Ag構成之&群所選擇之一種以上之元素]表示，組成百分比 (原子百分比）X、y、z、m以及各自滿足i 〇 <x $ 2 〇原子％、6 Sy<10 原子％、〇·5$ζ$6 原子％、〇$mS〇.5 以及 0$nS5 原子％之急冷合金，其特徵為： 厚度位於50 /zm以上200 # m以下之範圍内；且 在和厚度方向正交之2個端面形成結晶組織。 33·如申請專利範圍第32項之急冷合金，其中， 晶組織包含： Μ’ 平均粒徑1 n m以上5 0 n m以下之強磁性棚化合物相· 平均粒徑20nm以上2 00 nm以下之R2FeuB型化合物相及 34·如申請專利範圍第32或33項之急冷合金，其中，° 在該兩端面之結晶組織所夾之區域存在非晶質部分、。’ 3 5 ·如申請專利範圍第3 4項之急冷合金，其中，厚 係8 0 // m以上。 又 36· —種急冷合金，係組成式以（FeiiTm)iQ()_Xn〜 nQxRyTizMn [T表示從由Co及Ni構成之群所選擇之一種以上 之元素，Q表示從由B及C構成之群所選擇之一種以上之元 素’R表示稀土類金屬元素，Μ表示從由A1、Si、V、（^ Μη、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au 以 及

   第89頁 541547 、申請專利範圍 Ag構成之群所選擇之-種以上之元素]表示，組成百分比 (原子百/刀t X、y ' Z、m以及各自滿足10<χ $20原子％、6 &<1〇 原子/。、0.5ha原子％、〇 ，5 原子％之急冷合金，其特徵為： 一 厚度2於6 0 // m以上J 5 〇，以下之範圍内丨且 反動導磁率係1· 1以上2以下。 3 7 · —種磁粉，儀細士、斗、γ [τ表示從由Co及N i構成之群%』二…)二° —x -y —"QxRyτ i A 表示從由mc構成之G =擇之-種以上之元素’Q 稀土 - I 群所選擇之一種以上之元素，R表示 稀土類金屬凡素，祕表示從由A1、si、v、Cr、Mn、CU、 ba、Zr、Nb、Mo、Hf、T〇 w r, 群所選擇之一種以上之去^ 1、Pb、Au以及Ag構成之 比）、 上之70素]表示，組成百分比（原子百分 子^ Υ、Z、m以及各自滿足l〇<x ‘20原子％、6 Sy<l〇原 粉，其特彳原子％、〇^0·5以及0原子％之磁 ，均粒徑係60 以上u〇//m以下； 且目對於長轴尺寸之短軸尺寸之比例為〇· 3以上1以下； 上 保磁力Hcj係60 0kA/m以