WO2001032334A1 - Cylindre refroidisseur, procede de fabrication de materiau a aimants, materiau a aimants de type a bande mince, poudre a aimants et aimant de liaison - Google Patents

Cylindre refroidisseur, procede de fabrication de materiau a aimants, materiau a aimants de type a bande mince, poudre a aimants et aimant de liaison Download PDF

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cooling roll
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roll
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Akira Arai
Hiroshi Kato
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Definitions

  • Cooling roll manufacturing method of magnet material, ribbon-shaped magnet material, magnet powder and bonded magnet
  • the present invention relates to a cooling roll, a method for producing a magnet material, a ribbon-shaped magnet material, a magnet powder, and a bonded magnet.
  • Bond magnets made by combining magnet powder with a binder resin have the advantage of having a large degree of freedom in shape, and are used for motors and various types of actuators.
  • the magnet material constituting such a bonded magnet is manufactured by, for example, a quenching method using a quenching ribbon manufacturing apparatus.
  • a quenching method using a quenching ribbon manufacturing apparatus.
  • the quench strip manufacturing equipment has a single cooling roll, it is called the single roll method.
  • a magnet material having a predetermined alloy composition is heated and melted, the molten metal is ejected from a nozzle, and collides with a peripheral surface of a cooling roll rotating with respect to the nozzle to make contact with the peripheral surface.
  • a ribbon-shaped (ribbon-shaped) magnet material that is, a rapidly cooled ribbon.
  • the quenched ribbon is pulverized into magnet powder, and a bond magnet is manufactured from the magnet powder.
  • a cooling roll a roll (without surface coating) of copper or a copper-based alloy, iron or an iron-based alloy having a high thermal conductivity is used, or a roll mainly for the purpose of improving durability is used.
  • a roll is used in which a surface layer such as Cr plating, which has a lower thermal conductivity than the base material, is provided on the surface of the roll.
  • the cooling rate of the resulting quenched ribbon roll surface (the surface in contact with the peripheral surface of the cooling roll) becomes extremely fast and becomes amorphous.
  • the cooling rate is slower than on the roll surface, so that the crystal grain size becomes coarser, and as a result, the magnetic properties deteriorate.
  • a Cr plating layer having a lower thermal conductivity than the roll substrate serves as the surface layer.
  • a plating layer is formed on the base by electrolytic plating.However, when electrolytic plating is performed, the growth rate of the Cr plating layer varies greatly depending on the unevenness of the base surface and the like. The unevenness also appears remarkably on the surface of the plating layer. Therefore, if the plating layer obtained in this way is used as it is as the surface layer, the surface layer of the surface layer has a large surface roughness, so the voids formed between the quenched ribbon and the cooling layer will differ greatly depending on the location. Will be. As a result, the resulting quenched ribbon has a large variation in crystal grain size, and stable magnetic properties cannot be obtained.
  • the thickness of the plating layer becomes non-uniform in this way, the heat transfer characteristics of the obtained quenched ribbon vary greatly from place to place. Therefore, the crystal grain size of the alloy of the quenched ribbon also varies greatly, and stable high magnetic properties cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a cooling roll, a method of manufacturing a magnet material, a ribbon-shaped magnet material, a magnet powder, and a bond magnet which can provide a highly reliable magnet having excellent magnetic properties. Disclosure of the invention
  • the first chill roll of the present invention is a chill roll for producing a magnet material, wherein the first chill roll has a surface layer all around the outer periphery of a roll base material of the chill roll, and the maximum thickness of the surface layer Where T aax is T ax and the minimum thickness is T min , the relationship 1.01 T max / T min ⁇ 3 is satisfied.
  • the second cooling roll of the present invention is a cooling roll for producing a magnet material, comprising a roll base material and a surface layer provided on the entire periphery of the roll base material.
  • the surface roughness Ra of the joint surface with the surface layer is 0.03 to 8 in.
  • the surface layer is manufactured without machining the surface.
  • the surface layer is preferably formed by chemical vapor deposition (CVD) or physical vapor deposition (PVD).
  • the surface layer is preferably composed of ceramics.
  • the average thickness of the surface layer is preferably 0.5 to 50 m.
  • the surface roughness Ra of the surface layer is preferably from 0.03 to 8 zm.
  • the cooling roll has a radius of 50 to 1,000 mm.
  • the magnet material is an alloy containing a rare earth element, a transition metal, and boron.
  • a first method for producing a magnetic material according to the present invention is characterized in that a ribbon-shaped magnet material is produced by a quenching method using the cooling roll according to any one of the above (1) to (8). Is what you do.
  • the second method for producing a magnetic material according to the present invention is the method according to any one of the above (1) to (9), wherein the molten metal of the magnetic material is injected from the nozzle in an atmosphere gas, and is rotated with respect to the nozzle.
  • the present invention is characterized in that a ribbon-shaped magnet material is produced by causing the material to collide with the peripheral surface of the cooling roll described above and to be cooled and solidified.
  • the atmosphere gas is preferably an inert gas.
  • the peripheral speed of the cooling roll is 5 to 60 m / sec.
  • the average thickness of the obtained ribbon-shaped magnet material is preferably 10 to 50 m.
  • the obtained ribbon-shaped magnet material preferably has a composite structure in which a soft magnetic phase and a hard magnetic phase are adjacent to each other.
  • the ribbon-shaped magnet material of the present invention is characterized by being manufactured by the method according to any one of (10) to (15).
  • the magnetic powder of the present invention is obtained by pulverizing the ribbon-shaped magnet material produced by the method according to any one of (10) to (15). It is.
  • the magnet powder has been subjected to heat treatment at least once during the manufacturing process or after the manufacturing process.
  • the magnet powder preferably has a single phase structure or a composite structure having an average crystal grain size of 500 nm or less.
  • the magnet powder preferably has an average particle size of 0.5 to 150 zm.
  • the bonded magnet of the present invention is characterized in that the magnet powder described in any one of (17) to (20) is bonded with a bonding material.
  • the content of the magnet powder is 75 to 99.5%.
  • coercivity H c j is 320 ⁇ 900 k A / m or more.
  • the maximum magnetic energy product (BH) max is preferably 60 kJ / m 3 or more.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a configuration example of an apparatus for manufacturing a magnet material (a quenched ribbon manufacturing apparatus).
  • FIG. 2 is a cross-sectional side view showing a state near a collision site of a molten metal with a cooling roll in the apparatus shown in FIG. Explanation of reference numerals
  • FIG. 2 is a perspective view showing a configuration example of an apparatus (a quenching strip manufacturing apparatus) for manufacturing by a single roll method.
  • FIG. is there.
  • the quenched ribbon manufacturing apparatus 1 includes a cylindrical body 2 capable of storing a magnet material, and a cooling roll 5 that rotates in the direction of arrow 9A in the figure with respect to the cylindrical body 2.
  • a nozzle (orifice) 3 for injecting the molten metal of the magnet material is formed.
  • heat-resistant ceramics such as quartz, alumina, and magnesia are exemplified.
  • Examples of the shape of the opening of the nozzle 3 include a circular shape, an elliptical shape, and a slit shape.
  • a heating coil 4 is arranged on the outer periphery of the cylinder 2 near the nozzle 3, and the inside of the cylinder 2 is heated (induction heating) by applying, for example, a high frequency to the coil 4.
  • the magnet material inside is brought into a molten state.
  • the heating means is not limited to such a coil 4, and for example, a power heater may be used.
  • the cooling roll 5 is composed of a roll base material 51 and a surface layer 52 covering the entire outer periphery.
  • the surface layer 52 forms a peripheral surface 521.
  • the constituent material of the roll base material 51 is not particularly limited, but has a high thermal conductivity such as copper or a copper-based alloy or iron or an iron-based alloy so that the heat of the surface layer 52 can be dissipated more quickly. It is preferable to be made of a metal material.
  • the peripheral surface 5 11 of the roll base material 51 forms a surface layer bonding surface for bonding the surface layer 52.
  • the surface roughness Ra of the peripheral surface 511 is 0.03 to 8 ⁇ ⁇ . Further, it is preferably from 0.05 to 5 m, more preferably from 0.1 to 2 zm.
  • the surface roughness Ra of the peripheral surface 5 1 1 of the base material 5 1 is too large, the surface roughness R of the peripheral surface 5 2 1 of the surface layer 52 formed on the peripheral surface 5 1 1
  • the value of a also increases, and the gap generated between the quenched ribbon 8 increases, and the cooling rate varies greatly depending on the location. As a result, the dispersion of the crystal grains is increased, and the magnetic properties are reduced. Further, the smaller the value of the surface roughness Ra of the peripheral surface 511 of the roll base material 51 is, the better, but if it is less than 0.03 m, it may be difficult to manufacture.
  • the surface layer 52 is made of a material having a lower thermal conductivity than the roll substrate 51. Thereby, the difference in cooling rate between the roll surface 81 side and the free surface 82 side of the quenched ribbon 8 can be made smaller, and the crystal grain size can be made uniform.
  • cooling roll 5 of the present invention when the maximum thickness of the surface layer 52 T max, a minimum thickness was set to T mi n, satisfies the following formula (I) surface It shall have a layer 52. As a result, the variation in the crystal grain size in the longitudinal direction of the quenched ribbon 8 can be reduced, which contributes to the improvement of the magnetic properties.
  • the maximum value of the total thickness is T max and the minimum value is T rain .
  • the method of forming the surface layer 52 is not particularly limited as long as the above-mentioned formula can be satisfied.
  • chemical vapor deposition such as thermal CVD, plasma CVD, laser-CVD, or vacuum deposition
  • PVD Physical vapor deposition
  • the layer can be formed uniformly, it is not necessary to machine the surface after forming the surface layer 52.
  • other methods such as electrolytic plating, immersion plating, electroless plating, and thermal spraying may be used.
  • this does not apply to surface treatments that are not mechanical processes such as grinding and polishing, but are chemically performed such as cleaning, etching, and passivation.
  • the material of the surface layer 52 is not particularly limited, and may be a metal layer such as Cr, Ni, Pd, W, or an alloy containing them, or a metal oxide layer. Ceramics are preferred in that the difference in cooling rate between the cooling surface 81 and the free surface 82 can be reduced.
  • the ceramic box for example, A 1 2 0 3, S i 0 2, T I_ ⁇ 2, T i 2 0 3, Z R_ ⁇ 2, Y 2 0 3, barium titanate oxide and titanium Sens strontium -based ceramic box, a 1 N, S i 3 N 4, T i N, nitride such as BN ceramic box, graph eye DOO, S i C, Z r C , Nb C, a 1 4 C 3, C a Carbide-based ceramics such as C 2 and WC, or composite ceramics in which two or more of these are arbitrarily combined.
  • the surface layer 52 is not limited to a single layer as shown in the figure, and may be, for example, a laminate of a plurality of layers having different compositions. In this case, it is preferable that adjacent layers have high adhesion, and examples thereof include those in which the same element is contained in adjacent layers.
  • the composition is not limited to a uniform composition in the thickness direction.
  • a composition in which the contained component changes sequentially in the thickness direction (graded material) It may be.
  • the average thickness of the surface layer 52 (the total thickness in the case of the laminate) T is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 50 m, and is 1 to 20 zm. Is more preferable.
  • the cooling speed is high at the roll surface 81 of the quenched ribbon 8, and the amorphous surface tends to be amorphous. In the case of 82, the cooling speed is slower than that of the roll surface 81, so that the crystal grain size becomes coarse.On the contrary, when the average thickness T of the surface layer 52 is too large, the quenching speed is slow, and In this case, the magnetic properties are degraded.
  • the surface roughness Ra of the surface layer 52 is not particularly limited depending on the material, composition, and the like constituting the surface layer 52, but is preferably in the range of 0.3 to 8.5 ⁇ m. More preferably, it is about 5 to 5 ⁇ m.
  • the paddle (pool) 7 ′ formed by the collision of the molten metal 6 with the peripheral surface 5 21 may slip. If this slip is remarkable, the contact between the peripheral surface 52 1 and the quenched ribbon 8 becomes insufficient, the crystal grains become coarse, and the magnetic properties deteriorate. On the other hand, if Ra is too large, the gap formed between the peripheral surface 5 21 and the quenched ribbon 8 becomes large, and if the contact time described later is relatively short, the overall heat transfer becomes poor, and The characteristics deteriorate.
  • the radius of the cooling roll 5 is not particularly limited, but is usually preferably about 50 to 100 mm, more preferably about 75 to 500 mm.
  • the radius of the chill roll 5 is too small, the cooling capacity of the entire chill roll becomes low, and particularly when the quenched ribbon 8 is continuously produced, the crystal grain size becomes coarse with the passage of time, resulting in high magnetic properties. It is difficult to stably obtain the quenched ribbon 8 having Ma On the other hand, if the radius is too large, the workability of the cooling roll itself is poor, and in some cases, processing becomes difficult, and the size of the apparatus is increased.
  • the ribbon-shaped magnet material and the magnet powder in the present invention those having excellent magnetic properties are preferable, and such a material is R (where R is at least one of rare earth elements including Y). Alloys, especially R (where R is at least one of the rare earth elements containing Y) and TM (where TM is at least one of the transition metals) and B (boron) And alloys having the following compositions [1] to [4] are preferred.
  • a material mainly composed of a rare earth element mainly composed of Sm and a transition metal mainly composed of Co hereinafter referred to as an Sm-Co based alloy.
  • R (where R is at least one of the rare earth elements including Y), a transition metal (TM) mainly composed of Fe, and B (hereinafter, R — TM— B-based alloy).
  • R is at least one of the rare earth elements including Y
  • a transition metal such as Fe are the basic components, and the soft magnetic phase and the hard magnetic phase are adjacent to each other.
  • a complex structure particularly, there is one called a nanocomposite structure.
  • SM_ C o system as typical of the alloy, SmC o 5, S m 2 TM 17 (although TM is a transition metal) can be cited.
  • Typical R—Fe—B alloys include Nd—Fe—B alloy, Pr—6—8 alloy, Nd—Pr—Fe—B alloy, N d— Dy—Fe—B-based alloy, Ce—Nd—Fe—B-based alloy, Ce—Pr—Nd—Fe—B-based alloy; Examples thereof include those substituted with another transition metal such as o and Ni.
  • the rare earth elements include Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Examples include Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, and misch metal, and one or more of these may be included. Further, as the transition metal,
  • the magnetic material may contain Al,
  • Ge and the like can be contained.
  • the composite structure has a soft magnetic phase and a hard magnetic phase, and the thickness and particle size of each phase exist at the nanometer level (for example, 1 to 100 nm). Then, the soft magnetic phase and the hard magnetic phase are adjacent to each other, and a magnetic exchange interaction occurs.
  • the magnetization curve of the entire system will be the second representation of the B–H diagram (J–H diagram).
  • the result is a stepped “snake-shaped curve”.
  • the size of the soft magnetic phase is as small as several tens of nanometers or less, the magnetization of the soft magnetic material is constrained sufficiently strongly by the coupling with the magnetization of the surrounding hard magnetic material, and the entire system becomes a hard magnetic material. Behave.
  • a magnet having such a composite structure mainly has the following features 1) to 5).
  • the hard magnetic phase and the soft magnetic phase are as follows, for example.
  • Hard magnetic phase R 2 TM 14 B system (TM is Fe or 'F e and Co), or R 2 TM 14 BQ system (Q is Al, Cu, Ga, Si, Ti, V, Ta, Zr, Nb, At least one of Mo, Hf, Ag, Zn, P, Ge, etc.)
  • Soft magnetic phase TM (especially Hi-Fe, a- (Fe, Co)), or Alloy phase of TM and Q
  • the peripheral speed of the cooling roll 5 depends on the composition of the molten alloy, the constituent material (composition) of the surface layer 52, the surface properties of the peripheral surface 52 1 (particularly, the wettability of the peripheral surface 5 21 to the molten metal 6), and the like. Although the preferable range is different, it is usually preferably 5 to 60 m / sec, more preferably 10 to 45 m / sec, for improving the magnetic properties.
  • the average thickness t of the quenched ribbon 8 increases depending on the volume flow rate of the quenched ribbon 8 (the volume of the molten metal 6 injected per unit time), and the crystal grain size Conversely, if the peripheral speed of the cooling roll 5 is too high, a large part of the roll has an amorphous structure, and in any case, even if heat treatment is performed thereafter, the magnetic properties are sufficient. Improvement cannot be achieved.
  • Such a quenched ribbon manufacturing apparatus 1 is installed in a chamber (not shown), and operates in a state where the chamber is filled with an inert gas or other atmospheric gas.
  • the atmosphere gas is preferably an inert gas.
  • the inert gas include an argon gas, a helium gas, and a nitrogen gas.
  • a predetermined pressure higher than the internal pressure of the chamber is applied to the liquid level of the molten metal 6 in the cylinder 2.
  • the molten metal 6 is ejected from the nozzle 3 by a differential pressure between the pressure acting on the liquid level of the molten metal 6 in the cylindrical body 2 and the pressure of the atmospheric gas in the chamber.
  • a magnet material is put into a cylindrical body 2, heated and melted by a coil 4, and the molten metal 6 is injected from a nozzle 3, as shown in FIG.
  • the molten metal 6 is injected from a nozzle 3, as shown in FIG.
  • the roll surface 81 of the quenched ribbon 8 formed in this manner eventually moves away from the peripheral surface 521 and advances in the direction of arrow 9B in FIG.
  • the solidification interface 71 of the molten metal is indicated by a dotted line.
  • the nozzle 3 does not necessarily have to be installed directly above the rotation center 54 of the cooling port 5, for example, the position of the cooling roll 5.
  • the nozzle 3 may be installed at a position slightly moved to the left in FIG. 2 to manufacture the quenched ribbon 8.
  • the quenched ribbon 8 obtained as described above preferably has a width w and a thickness as uniform as possible.
  • the average thickness t of the quenched ribbon 8 is preferably about 10 to 50 zm, and more preferably about 15 to 40 m. If the average thickness t is too small, the proportion occupied by the amorphous structure will increase, and it will not be possible to sufficiently improve the magnetic properties even if heat treatment is performed thereafter. On the other hand, if the average thickness t is too small, the mechanical strength of the quenched ribbon 8 is reduced, and it is difficult to obtain a continuous length of quenched ribbon 8, and the quenched ribbon 8 becomes flakes or powders. Are not uniform, resulting in variations in magnetic characteristics. Also, productivity per unit time is poor. On the other hand, if the average thickness t is too large, the heat transfer is controlled by the heat conduction inside the quenched ribbon 8, and the crystal grain size on the free surface 82 side tends to become coarse. Therefore, the magnetic properties cannot be sufficiently improved.
  • the obtained quenched ribbon 8 can be subjected to a heat treatment for the purpose of promoting recrystallization of the amorphous structure (amorphous structure), homogenizing the structure, and the like.
  • the conditions of this heat treatment may be, for example, at 400 to 900 ° C. for about 0.5 to 300 minutes.
  • the quenched ribbon (strip-shaped magnet material) 8 obtained as described above has a fine crystal structure or a structure in which the fine crystals are contained in the amorphous structure, and excellent magnetic properties can be obtained.
  • the single-roll method has been described as an example of the quenching method, but the twin-roll method may be adopted.
  • Such a quenching method is effective in improving the magnetic properties of the bonded magnet, particularly the coercive force, since the metal structure (crystal grains) can be refined.
  • the magnet powder of the present invention can be obtained by pulverizing the quenched ribbon 8 obtained as described above.
  • the method of pulverization is not particularly limited.
  • a ball mill, a vibration mill, a jet mill It can be performed using various crushing devices such as a pin mill and crushing devices.
  • pulverizng in order to prevent oxidation, vacuum or under reduced pressure (e.g. 1 X 1 0 - 1 ⁇ 1 X 10- 6 T 0 rr), or nitrogen gas, argon gas, inert such Heriumugasu It can also be performed in a non-oxidizing atmosphere, such as in a gas.
  • the obtained magnet powder can be subjected to a heat treatment for the purpose of, for example, removing the influence of strain introduced by pulverization and controlling the crystal grain size.
  • the conditions for this heat treatment can be, for example, 350 to 850 ° C. for about 0.5 to 300 minutes.
  • this heat treatment in order to prevent oxidation, vacuum or under reduced pressure (e.g. 1 x 10 - 1 ⁇ 1 x 1 0- 6 T orr), or nitrogen gas, argon gas, inert gas such as helicopter Umugasu It is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere, such as the inside.
  • vacuum or under reduced pressure e.g. 1 x 10 - 1 ⁇ 1 x 1 0- 6 T orr
  • nitrogen gas, argon gas, inert gas such as helicopter Umugasu
  • the magnet powder has a good bonding property (wetting property) with a binder (binding resin). Therefore, the bonded magnet has a mechanical strength. It is high and has excellent heat stability (heat resistance) and corrosion resistance. Therefore, the magnetic powder is suitable for manufacturing a bonded magnet, and the manufactured pound magnet is highly reliable.
  • the magnet powder as described above preferably has an average crystal grain size of 500 nm or less, more preferably 200 nm or less, and even more preferably about 10 to 100 nm. If the average crystal grain size is too large, excellent magnetic properties, particularly, coercive force and squareness cannot be sufficiently improved.
  • the quenched ribbon 8 Regardless of whether the magnet material has a single-phase structure as described in [1] to [3] or a composite structure as in [4], the quenched ribbon 8 Regardless of whether or not heat treatment is performed on the magnetic powder and the magnet powder, and the heat treatment conditions, the average crystal grain size is preferably in the above range.
  • the average particle size of the magnet powder is not particularly limited. However, in the case of manufacturing a bond magnet (rare earth bond magnet) described below, the magnet powder is prevented from being oxidized, and the magnetic properties are deteriorated due to pulverization. In consideration of prevention, the thickness is preferably about 0.5 to 150 ⁇ m, and more preferably about 1 to 80 Aim. Also, in order to obtain good moldability at the time of molding with a small amount of binder resin as described later, the particle size distribution of the magnet powder is dispersed to some extent. (There is variation). As a result, the porosity of the obtained bonded magnet can be reduced, the mechanical strength of the bonded magnet can be further increased, and the magnetic properties can be further improved.
  • Such a magnetic powder may be not only of the same composition but also a mixture of two or more different types of magnet powder.
  • a mixture of at least two of the above-mentioned compositions [1] to [4] can be used.
  • the advantages of the respective magnet powders to be mixed can be obtained, and more excellent magnetic properties can be easily obtained.
  • the average particle size may be different for each composition of the mixed magnet powders.
  • at least one of the magnetic powders having two or more different compositions may be one produced by the above-described method of the present invention.
  • the powdery magnet material of the present invention is not limited to those used for manufacturing bonded magnets, and may be, for example, those used for manufacturing sintered magnets.
  • the bonded magnet of the present invention is obtained by bonding the above-mentioned magnet powder with a binder (binder) such as a binder resin.
  • the binding resin may be either a thermoplastic resin or a thermosetting resin.
  • thermoplastic resin examples include polyamide (eg, nylon 6, nylon 46, nylon 66, nylon 610, nylon 612, nylon 11, nylon 12, nylon 612, nylon 6-12).
  • liquid crystal polymers such as thermoplastic polyimides and aromatic polyesters, polyphenylene oxides, polyphenylene sulfides, polyethylene, polypropylene, polyolefins such as ethylene-vinyl acetate copolymer, modified polyolefins, polycarbonates, etc.
  • Polyesters such as polymethyl methacrylate, polyethylene terephthalate, polybutylene terephthalate, polyester, polyether ether ketone, polyether imide, polyacetate, etc., or copolymers, blends, and polymer alloys mainly containing these Etc. Is, it is possible to use a mixture of one or more of them. Of these, the moldability is particularly excellent, and the mechanical strength is high. From the viewpoint of improving the amide and heat resistance, a polymer mainly composed of a liquid crystal polymer or polyphenylene sulfide is preferable. These thermoplastic resins are also excellent in kneadability with magnet powder.
  • thermoplastic resin Depending on the type and copolymerization of such a thermoplastic resin, there is an advantage that a wide range of selections can be made, for example, one in which emphasis is placed on moldability and one in which heat resistance and mechanical strength are emphasized. There is.
  • thermosetting resins include various epoxy resins such as bisphenol type, novolak type, and naphthalene type, phenol resin, urea resin, melamine resin, polyester (unsaturated polyester) resin, and polyimide resin. , Silicone resin, polyurethane resin and the like, and one or more of these can be used in combination.
  • epoxy resin epoxy resin, phenol resin, polyimide resin, and silicone resin are preferable, and epoxy resin is particularly preferable, because they have excellent moldability, high mechanical strength, and excellent heat resistance.
  • thermosetting resins are excellent in kneadability with magnetic powder and uniformity of kneading.
  • thermosetting resin (uncured) used may be a liquid at room temperature or a solid (powder).
  • examples of the binder having a hydrophilic property include butadiene-based rubbers such as natural rubber (NR), isoprene rubber (IR), butadiene rubber (BR, 1,2-BR), and styrene-butadiene rubber (SBR).
  • NR natural rubber
  • IR isoprene rubber
  • BR butadiene rubber
  • SBR styrene-butadiene rubber
  • Rubber, chloroprene rubber (CR), specialty rubbers such as butadiene-acrylonitrile rubber (NBR), butyl rubber (IIR), ethylene-propylene rubber (EPM, EPDM), ethylene-vinyl acetate rubber (EVA), acrylic Rubber (ACM, ANM), halogenated butyl rubber (X-IIR), etc., olefin rubber, urethane rubber (AU, EU), etc., hydrin rubber (C ⁇ ⁇ , ECO, GC ⁇ , EGC) I) and other rubbers, polysulfide rubbers such as polysulfide rubber (T), silicone rubber (Q), fluorine rubber (FKM, FZ), chlorinated polyethylene (CM), and other rubbers.
  • NBR butadiene-acrylonitrile rubber
  • IIR ethylene-propylene rubber
  • EPM ethylene-vinyl acetate rubber
  • EVA ethylene-vinyl acetate rubber
  • X-IIR acrylic Rubber
  • a flexible (flexible) bonded magnet can also be formed by using various thermoplastic elastomers such as rubber-based and chlorinated polyethylene-based.
  • the bond magnet of the present invention may be isotropic or anisotropic, but is preferably isotropic in terms of ease of production.
  • Such a bond magnet of the present invention is manufactured, for example, as follows.
  • a composition (compound) for bonded magnets containing magnet powder, a binder resin, and additives (antioxidants, lubricants, etc.) as necessary is produced, and the composition for bonded magnets is used.
  • a molding method such as compression molding (press molding), extrusion molding, injection molding, and calender molding, it is molded into a desired magnet shape in a magnetic field or without a magnetic field.
  • the binding resin is a thermosetting resin, it is cured by heating after molding.
  • extrusion molding and injection molding have advantages such as wide freedom of shape selection and high productivity. Therefore, in order to obtain good moldability, it is necessary to ensure sufficient fluidity of the compound in the molding machine.Therefore, compared with compression molding, the content of magnet powder should be increased, that is, the density of bonded magnets should be increased. Can not be converted. However, in the present invention, as will be described later, a high magnetic flux density is obtained, so that excellent magnetic properties can be obtained without increasing the density of the pound magnet. Magnets can also enjoy the benefits.
  • the content (content) of the magnet powder in the bonded magnet is not particularly limited, and is usually determined in consideration of a molding method and compatibility between moldability and high magnetic properties. Specifically, it is preferably about 75 to 99.5 wt%, and more preferably about 85 to 98 wt%.
  • the content of the magnet powder is preferably about 90 to 99.5 wt%, and 93 to 98.5 wt%. More preferably, it is in the order of magnitude.
  • the content of the magnet powder is preferably about 75 to 98 wt%, more preferably about 85 to 97 wt%. More preferably, there is.
  • the density P of the bonded magnet is determined by the specific gravity of the magnet powder contained in it, the content of the magnet powder, It is determined by factors such as porosity.
  • the density p is not particularly limited. However, in the case of a bonded magnet using the above-mentioned binder resin (thermoplastic resin, thermosetting resin) as the binder, 5.0. g / cm 3 or more, more preferably about 5.5 to 6.6 g / cm 3 . In the case of a bonded magnet having flexibility (softness), it may be less than 5.0 g / cm 3 .
  • the magnetic flux density and the coercive force of the magnet powder are relatively large, even when the content of the magnet powder is large, as well as when the content is relatively small, it is excellent when molded into a bonded magnet. Magnetic properties (high coercive force and maximum magnetic energy product) are obtained.
  • Bonded magnet of the present invention is preferably a coercive force H c j is 3. 20 to 900 kA / about m, and more preferably about 400 ⁇ 720 kA / m.
  • H c j is 3. 20 to 900 kA / about m, and more preferably about 400 ⁇ 720 kA / m.
  • the coercive force is less than the lower limit, the demagnetization when a reverse magnetic field is applied becomes remarkable depending on the use of the motor, and the heat resistance at a high temperature is inferior.
  • the coercive force exceeds the upper limit the magnetization decreases. Therefore, by setting the coercive force H CJ within the above range, even when a bond magnet (in particular, a cylindrical magnet) is multipolar magnetized, even when a sufficient magnetizing magnetic field cannot be obtained, it is preferable. It is possible to provide a high-performance bond magnet, particularly a motor-use bond magnet, which can perform sufficient magnetization, obtain a sufficient magnetic
  • the bond magnet of the present invention preferably has a maximum magnetic energy product (BH) max of 60 kJ / m 3 or more, more preferably 65 kJ / m 3 or more, and 70 to 130 kJ. and further more preferably it is in / m 3. If the maximum magnetic energy product (BH) max is less than 60 kJ / m 3 , when used for motors, sufficient torque cannot be obtained depending on the type and structure.
  • BH maximum magnetic energy product
  • the shape and dimensions of the bond magnet of the present invention are not particularly limited.
  • any shape such as a columnar shape, a prismatic shape, a cylindrical shape (ring shape), an arc shape, a flat plate shape, and a curved plate shape can be used. Shapes are possible, and they can be of any size, from large to very small.
  • Example 1 The alloy composition (Nd. GD yo. G. GF e oT.
  • the Nd, Fe, Co, B, and A1 raw materials were weighed, melted and fabricated in Ar gas in a high-frequency induction melting furnace, and a master alloy ingot was manufactured. Approximately 15 g of a sample was cut out from the sample.
  • a quenched ribbon manufacturing apparatus 1 having the configuration shown in FIG. 1 was prepared, and the sample was placed in a quartz tube provided with a nozzle (circular orifice) 3 at the bottom.
  • a cooling roll 5 having a surface layer 52 was obtained on a peripheral surface of a copper roll base material 51 (diameter 200 mm, width 30 mm) by a chemical vapor deposition method (CVD) (No. 1 ⁇ 3, 6). At this time, the chemical vapor deposition was performed by thermal CVD. A predetermined synthesis reaction gas was selected according to the material of the surface layer. The synthesis temperature also depends on the material, but the CVD was performed at about 800-1500 ° C.
  • a cooling roll 5 having a surface layer 52 was obtained on the peripheral surface of the roll base material 51 under the same conditions as above by physical vapor deposition (PVD) (conditions Nos. 4, 5). At this time, physical vapor deposition was performed by ion plating.
  • the substrate temperature was kept at about 250-800 ° C, the reaction gas was selected according to the surface material, and the acceleration voltage was 50-300V.
  • the surface layer 52 was formed by laminating two layers having different compositions.
  • a Cr layer was formed on the peripheral surface of the roll base material 51 under the same conditions as above by electrolytic plating. Then, the Cr layer was subjected to grinding and polishing to form a surface layer 52 (condition No. 7). The grinding was performed using a cylindrical grinder, and the polishing was performed using # 1500 abrasive paper.
  • the average thickness T, Tmax , Tmin , and surface roughness Ra of the surface layer 52 were measured for the cooling rolls 5 with the conditions No. 1 to 7 obtained in this manner.
  • the thickness of the surface layer 52 is the value obtained by measuring the outer dimensions with a magnifying projector after positioning the roll base material before the surface layer is provided and the roll after the surface layer is provided. Calculated from The thickness of the surface layer 52 is measured at 120 points at equal intervals in the circumferential direction on the peripheral surface 521, and the average value is defined as the average thickness T. The highest value of the measurement of 20 points T max, the minimum value was T mi n.
  • the surface roughness Ra was measured in the same manner as the average thicknesses T, Tmax , and Tmin , at 12 equally spaced points on the circumferential surface 521, and the average value was determined. .
  • Table 1 shows the material, average thickness T, Tmax / Tmin , and surface roughness Ra of the surface layer 52 of the cooling roll 5.
  • a helium gas was introduced to obtain an atmosphere of a desired temperature and pressure.
  • the ingot sample in the quartz tube was melted by high-frequency induction heating with the coil 4, and the peripheral speed of the cooling roll 5 was set at 16 m / sec.
  • the pressure is 40 kPa and the atmospheric gas pressure is 60 kPa.
  • the molten metal is injected from just above the center of rotation of the cooling roll 5 toward the peripheral surface 52 1 at the top of the cooling roll 5, and a quenched ribbon is continuously formed. Manufactured.
  • the quenched ribbon obtained under Condition No. 7 (Comparative Example) not only has low magnetic properties, but also exhibits variations in its magnetic properties despite being a sample extracted from a continuous ribbon. large.
  • the quenched ribbons obtained under the conditions No. 1 to 6 of Example 1 were subjected to a heat treatment at 680 ° C. for 300 seconds in an Ar gas atmosphere.
  • a magnet powder was obtained.
  • X-ray diffraction was performed at a diffraction angle of 20 ° to 60 ° using Cu- ⁇ to analyze the phase composition of the obtained magnet powder. From the diffraction pattern, the diffraction peaks of the R 2 (F e ⁇ Co) 14 B type phase, which is a hard magnetic phase, and the Hiichi (F e, Co) type phase, which is a soft magnetic phase, can be confirmed.
  • Microscopic (TEM) observations confirmed that all formed a composite structure (nanocomposite structure). Table 3 shows the average particle size of the obtained magnet powder.
  • an epoxy resin (a binding resin) and a small amount of a hydrazine-based antioxidant are mixed with each of the magnet powders obtained as described above, and these are kneaded to form a composition for a bonded magnet (compound).
  • the mixing ratio (weight ratio) of the magnet powder and the epoxy resin was set to be substantially equal for each sample.
  • the compound was pulverized into granules, and the granules were weighed, filled into a die of a press device, and compression-molded (without a magnetic field) at a pressure of 7 ton / cm 2 to obtain a compact. .
  • the epoxy resin was cured by heating at 150 ° C (curing treatment) to obtain a cylindrical isotropic bonded magnet having a diameter of 10 mm and a height of 7 mm.
  • Table 3 shows the content of the magnet powder in each bonded magnet and the density p of each bonded magnet.
  • the heat resistance was evaluated by measuring the irreversible demagnetization rate (initial demagnetization rate) when the bonded magnet was kept in an environment of 100 ° C. for 1 hour and then returned to room temperature.
  • Table 3 shows the irreversible demagnetization rate obtained as a result of the measurement.
  • each material of Nd, Pr, Dy, Fe, Co, B, and Si is weighed, melted and manufactured in an argon gas in a high-frequency induction melting furnace, and then a master alloy ingot is manufactured. Then, a sample of about 15 g was cut out from the ingot.
  • a quenched ribbon manufacturing apparatus 1 having the configuration shown in FIG. 1 was prepared, and the sample was placed in a quartz tube provided with a nozzle (circular orifice) 3 at the bottom.
  • the peripheral surface of a copper roll base material (diameter 200 mm, width 30 mm) was ground and polished to produce six types of roll base material 51 having a desired surface roughness Ra.
  • the grinding was performed using a cylindrical grinder or a lathe, and puffing was performed as the polishing. In particular, for condition No. 1, mirror finishing was performed.
  • the surface roughness Ra of the side 5111 of the mouthpiece base material 51 was measured.
  • the surface roughness Ra was measured at an equal interval of 12 points on the peripheral surface 521 by an optical method, and the average value was obtained.
  • the peripheral surface 511 of the obtained roll base material 5 1 was vapor-deposited by a chemical vapor deposition method (CVD) or a physical vapor deposition method (PVD) to obtain a cooling roll 5 having a surface layer 52 (conditions No. 1-6).
  • the chemical vapor deposition was performed by thermal CVD.
  • a predetermined synthesis reaction gas was selected according to the material of the surface layer. The synthesis temperature varies depending on the material, but the CVD was performed at about 800 to 1500 ° C.
  • the physical vapor deposition was performed by ion plating.
  • the substrate temperature was kept at about 250-800 ° C, the reaction gas was selected according to the surface material, and the acceleration voltage was 50-300V.
  • the surface layer 52 was formed by laminating two layers having different compositions.
  • a mouthpiece substrate 51 was prepared in which Ra was 8.2 ⁇ m and 4.5 ⁇ m, respectively.
  • a Cr layer was formed on the peripheral surface 5 11 of the roll substrate 51 by electrolytic plating. Then, the surface of the formed Cr layer was not subjected to surface machining, and was used as it was as the surface layer 52 to obtain a cooling roll having a condition of No. 7.
  • the formed Cr layer was subjected to grinding and polishing to form a surface layer 52, which was used as a cooling roll under the condition No. 8. Note that the grinding and polishing were performed in the same manner as the method performed on the mouthpiece substrate 51. The average thickness T of the surface layer 52 and the surface roughness Ra of the peripheral surface 52 of the surface layer 52 were measured for the cooling rolls 5 having the conditions No. 1 to 8 thus obtained. .
  • the thickness of the surface layer 52 was measured with a fluorescent X-ray thickness gauge.
  • the thickness of the surface layer 52 was measured at 120 points at equal intervals in the circumferential direction on the peripheral surface 521, and the average value was defined as the average thickness T.
  • the surface roughness Ra was measured in the same manner as the surface roughness Ra of the peripheral surface 511 of the roll substrate 51.
  • Table 4 shows the surface roughness Ra of the peripheral surface 511 of the roll base material 51, the method of forming the surface layer 52, the material, the average thickness T, and the surface roughness Ra.
  • a helium gas was introduced to obtain an atmosphere of a desired temperature and pressure.
  • the ingot sample in the quartz tube was melted by high-frequency induction heating with the coil 4 and the peripheral speed of the cooling roll 5 was set at 17 m / sec, and the injection pressure of the molten metal (difference between the internal pressure of the quartz tube and the atmospheric pressure) Pressure) is 40 kPa, the pressure of the atmosphere gas is 60 kPa, and the molten metal is injected from directly above the rotation center of the cooling roll 5 toward the peripheral surface 5 21 of the top of the cooling roll 5. Quenched ribbon 8 was produced continuously.
  • the quenched ribbons obtained under conditions Nos. 7 and 8 had only low magnetic properties.
  • the quenched ribbon obtained under condition No. 8 has a large variation in magnetic properties, despite the fact that it is a sample extracted from a continuous ribbon.
  • an epoxy resin (a binding resin) and a small amount of a hydrazine-based antioxidant are mixed with each of the magnet powders obtained as described above, and these are kneaded to form a composition for a bond magnet (compound). C) was prepared. At this time, the mixing ratio (weight ratio) of the magnet powder and the epoxy resin was set to be substantially equal for each sample.
  • the compound is pulverized into granules, the granules are weighed, filled into a die of a press device, and compression-molded (without a magnetic field) at a pressure of 7 ton / cm 2 to obtain a compact.
  • the compound is pulverized into granules, the granules are weighed, filled into a die of a press device, and compression-molded (without a magnetic field) at a pressure of 7 ton / cm 2 to obtain a compact.
  • the epoxy resin was cured by heating at 150 ° C (curing treatment) to obtain a cylindrical isotropic bonded magnet having a diameter of 10 mm and a height of 7 mm.
  • Table 3 shows the content of the magnet powder in each bond magnet and the density P of each bond magnet. After applying a magnetic field strength of 3.2 MA / m to these bond magnets, the coercive force H c j and the maximum magnetic energy at a maximum applied magnetic field of 2.0 MA / m were measured using a DC self-recording magnetometer. The product (BH) max was measured. The temperature during the measurement was 23 ° C (room temperature). Table 6 shows the results.
  • NbC surface layer 52 having an average thickness of 1 was formed on each of the roll substrates 51 by CVD.
  • the surface roughness Ra of the peripheral surface 521 of the surface layer 52 was measured in the same manner as in Example 1.
  • Table 7 shows the measured values of the surface roughness Ra of the peripheral surface 511 of the roll base material 51 and the peripheral surface 521 of the surface layer 52.
  • the quenched ribbon of the same composition as in Example 3 produced using the two types of cooling rolls 5 thus obtained was heat-treated at 675 ° C for 600 seconds in an argon atmosphere, and then subjected to a vibration sample type magnetic force.
  • the coercive force H CJ (kA / m) and the maximum magnetic energy product (BH) max (k J / m 3 ) were measured using a meter. Table 7 shows the results.
  • Example 5 the two types of quenched ribbons obtained in Example 5 were ground to obtain magnet powder.
  • X-ray diffraction was performed on the obtained magnet powder at a diffraction angle of 20 ° to 60 ° using Cu—K to analyze the phase configuration. From the diffraction pattern, the hard magnetic phase The diffraction peaks of the R 2 (F e ⁇ C o) l4 B type phase and the soft magnetic phase Hiichi (F e, C o) type phase can be confirmed, and observation by transmission electron microscopy (TEM). From the results, it was confirmed that all formed a composite structure (nanocomposite structure). Table 8 shows the average particle size of the obtained magnet powder.
  • Table 8 shows the content of the magnet powder in each bonded magnet and the density p of each bonded magnet.
  • the bonded magnet of the present invention has excellent magnetic properties (high coercive force H c j and maximum energy product (BH) max) and good temperature properties (low irreversible demagnetization rate).
  • H c j and BH maximum energy product
  • BH maximum energy product
  • the material and thickness of the surface layer formed on the cooling roll, the radius, peripheral speed of the cooling roll, the thickness of the quenched ribbon, etc. By setting the diameter and the like in a suitable range, more excellent magnetic properties can be obtained.
  • the bonded magnet of the present invention can be applied to a small and high-performance mobile phone, it is suitable for use in a portable electronic device such as a pager or a portable telephone.

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Description

明 細 書 冷却ロール、 磁石材料の製造方法、 薄帯状磁石材料、 磁石粉末およびボンド磁石 技術分野
本発明は、 冷却ロール、 磁石材料の製造方法、 薄帯状磁石材料、 磁石粉末およ びボンド磁石に関するものである。 背景技術
磁石粉末を結合樹脂で結合してなるボン ド磁石は、 形状の自由度が広いという 利点を有し、 モータや各種ァクチユエ一夕に用いられている。
このようなボンド磁石を構成する磁石材料は、 例えば急冷薄帯製造装置を用い た急冷法により製造される。 急冷薄帯製造装置が単一の冷却ロールを備えるもの である場合は、 単ロール法と呼ばれる。
この単ロール法では、 所定の合金組成の磁石材料を加熱、 溶融し、 その溶湯を ノズルから射出し、 ノズルに対して回転している冷却ロールの周面に衝突させ、 該周面と接触させることにより急冷、 凝固し、 薄帯状 （リボン状） の磁石材料、 すなわち急冷薄帯を連続的に形成する。 そして、 この急冷薄帯を粉砕して磁石粉 末とし、 この磁石粉末よりボン ド磁石を製造する。
このとき、 冷却ロールとしては、 熱伝導率の高い銅または銅系合金、 鉄または 鉄系合金等のロール （表面コーティングなし） が使用されたり、 あるいは、 主に 耐久性の向上を目的として、 ロール基材に比べて熱伝導率の低い C rメツキ等の 表面層が、 ロールの表面に設けられたものが使用されている。
しかし、 前者のように表面コーティングのないロールを使用した場合、 得られ る急冷薄帯のロール面 （冷却ロールの周面と接触する側の面） では、 冷却速度が 非常に速く非晶質化し易くなるのに対し、 フリー面 （ロール面と反対側の面） で は、 ロール面に比べて冷却速度が遅いため結晶粒径の粗大化が起こり、 結果とし て磁気特性が低下する。
一方後者では、 ロール基材に比べて熱伝導率の低い C rメ ツキ層等が表面層と して設けてあるので、 前記のような結晶粒径のバラツキは若千緩和されるが、 次 のような問題があった。
通常 C rメツキを施す場合、 基部の上に電解メツキによってメツキ層を形成す るが、 電解メツキを行った場合、 基部表面の凹凸の状態等で C rメツキ層の成長 速度が場所によって大きく異なり、 メツキ層表面にも凹凸が顕著に現れる。 その ため、 こう して得られたメツキ層をそのまま表面層として用いると、 表面層の表 面粗さが大きいため、 急冷薄帯との間に生じる空隙が大きくなり、 場所によって 冷却速度が大きく異なることになる。 その結果、 得られる急冷薄帯の結晶粒径の バラツキが大きくなり、 安定した磁気特性が得られなくなる。
このため、 通常、 メツキ後に、 面出しをするために、 表面の研削加工、 研磨加 ェ等の機械加工が施される。 しかし、 冷却ロールについて、 このような機械加工 を行う場合、冷却ロールを回転して行う力 s、冷却ロールの偏心回転や機械のぶれ、 振動等の影響で、 周方向に沿って均一な加工を行うことができず、 最終的に得ら れる C rメツキ層の厚さが不均一となる。
このようにメツキ層の厚さが不均一になると、 得られる急冷薄帯に対する熱伝 達特性は、 場所によって大きく異なる。 そのため、 急冷薄帯の合金の結晶粒径も バラツキが大きくなり、 安定した高い磁気特性が得られない。
本発明の目的は、 磁気特性が優れ、 信頼性の高い磁石を提供することができる 冷却ロール、 磁石材料の製造方法、 薄帯状磁石材料、 磁石粉末およびボン ド磁石 を提供すること'にある。 発明の開示
このような目的は、 下記 （ 1 ) 〜 （ 2 4 ) の本発明により達成される。
( 1 ) 本発明の第 1の冷却ロールは、 磁石材料製造用の冷却ロールであって、 前記冷却ロールのロール基材の外周の全周に表面層を有し、 前記表面層の最大の 厚さを T ra a x、 最小の厚さを T m i nとしたとき、 1 . 0 1 T m a x/ T m i n≤ 3の 関係を満足することを特徴とするものである。
( 2 ) 本発明の第 2の冷却ロールは、 磁石材料製造用の冷却ロールであって、 ロール基材とその外周の全周に設けられた表面層とを有し、 前記ロール基材の前 記表面層との接合面の表面粗さ R aが、 0. 03〜 8 inであることを特徴とす るものである。
(3) 前記表面層は、 その表面に機械加工を行わないで製造されたものである ことが好ましい。
(4) 前記表面層は、 化学蒸着法 （CVD) または物理蒸着法 （PVD) によ つて形成されたものであることが好ましい。
( 5) 前記表面層は、 セラミ ックスで構成されることが好ましい。
(6) 前記表面層の平均厚さは、 0. 5〜 50 mであることが好ましい。
( 7 )前記表面層の表面粗さ R aは、 0. 03〜8 zmであることが好ましい。 ( 8 ) 前記冷却ロールの半径が 50〜 1 000 mmであることが好ましい。
( 9) 前記磁石材料は、 希土類元素と、 遷移金属と、 ボロンとを含む合金であ ることが好ましい。
( 10) 本発明の第 1の磁石材料の製造方法は、 上記 （ 1 ) ないし （ 8 ) のい ずれかに記載の冷却ロールを用いて急冷法により薄帯状磁石材料を製造すること を特徴とするものである。
( 1 1 ) 本発明の第 2の磁石材料の製造方法は、 雰囲気ガス中で、 磁石材料の 溶湯をノズルから射出し、 前記ノズルに対し回転している上記 （ 1 ) ないし （ 9 ) のいずれかに記載の冷却ロールの周面に衝突させ、 冷却固化して、 薄帯状磁石材 料を製造することを特徴とするものである。
( 1 2 ) 前記'雰囲気ガスは、 不活性ガスであることが好ましい。
( 13 ) 前記冷却ロールの周速度が、 5〜 60 m/秒であることが好ましい。
( 14) 得られる薄帯状磁石材料の平均厚さが 1 0〜50 mであることが好 ましい。
( 15) 得られる薄帯状磁石材料は、 ソフ ト磁性相とハード磁性相とが相隣接 して存在する複合組織を有するものであることが好ましい。
( 16) 本発明の薄帯状磁石材料は、 上記 （ 1 0) ないし （ 1 5) のいずれか に記載の方法により製造されたことを特徴とするものである。
( 17 ) 本発明の磁石粉末は、 上記 （ 1 0 ) ないし （ 15 ) のいずれかに記載 の方法により製造された薄帯状磁石材料を粉砕して得られたことを特徴とするも のである。
( 1 8) 前記磁石粉末は、 その製造過程で、 または製造後少なく とも 1回熱処 理が施されたものであることが好ましい。
( 1 9) 前記磁石粉末は、. 平均結晶粒径が 500 nm以下の単相組織または複 合組織を持つことが好ましい。
(20) 前記磁石粉末は、 平均粒径が 0. 5〜 1 50 zmであることが好まし い o
(2 1 ) 本発明のボンド磁石は、 上記 （ 1 7 ) ないし （ 20 ) のいずれかに記 載の磁石粉末を結合材で結合してなることを特徴とするものである。
( 22 ) 前記磁石粉末の含有量が 75〜 99. 5 %であることが好ましい。
(23) 保磁力 Hc jが 320〜900 k A/m以上であることが好ましい。
(24) 最大磁気エネルギー積 （BH) maxが 60 k J /m3以上であるこ とが好ましい。 図面の簡単な説明
図 1は、 磁石材料を製造する装置 （急冷薄帯製造装置） の構成例を示す斜視図 である。
図 2は、 図 1に示す装置における溶湯の冷却ロールへの衝突部位付近の状態を 示す断面側面図である。 符号の説明
1 急冷薄帯製造装置
2 筒体
3 ノズル
4 コイル
5 冷却ロール
5 1 ロール基材
5 1 1 周面 6
7 パドル
7 1 凝固界面
8 急冷薄 ¾7
8 1 ロール面
8 2 フ リ一面
9 A 矢印
9 B 矢印 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の冷却ロール、 磁石材料の製造方法、 薄帯状磁石材料、 磁石粉末 およびボンド磁石について添付図面に示す好適実施例に基づいて詳細に説明する c 図 1は、 本発明の磁石材料を単ロール法により製造する装置 （急冷薄帯製造装 置） の構成例を示す斜視図、 図 2は、 図 1に示す装置における溶湯の冷却ロール への衝突部位付近の状態を示す断面側面図である。
図 1に示すように、 急冷薄帯製造装置 1は、 磁石材料を収納し得る筒体 2と、 該筒体 2に対し図中矢印 9 A方向に回転する冷却ロール 5とを備えている。 筒体 2の下端には、 磁石材料の溶湯を射出するノズル （オリフィス） 3が形成されて いる。
筒体 2の構成材料としては、 例えば石英や、 アルミナ、 マグネシア等の耐熱性 セラミックスが挙げられる。
ノズル 3の開口形状としては、 例えば、 円形、 楕円形、 スリ ッ ト状等が挙げら れる。
また、 筒体 2のノズル 3近傍の外周には、 加熱用のコイル 4が配置され、 この コイル 4に例えば高周波を印加することにより、筒体 2内を加熱（誘導加熱） し、 筒体 2内の磁石材料を溶融状態にする。
なお、 加熱手段は、 このようなコイル 4に限らず、 例えば、 力一ボンヒータを 用いることもできる。 冷却ロール 5は、 ロール基材 5 1と、 その外周の全周を被覆する表面層 5 2と で構成されている。 表面層 5 2は、 周面 52 1を形成する。
ロール基材 5 1の構成材料は、 特に限定されないが、 表面層 52の熱をより速 く放散できるように、 例えば銅または銅系合金、 鉄または鉄系合金のような熱伝 導率の高い金属材料で構成されているのが好ましい。
ロール基材 5 1の周面 5 1 1は、 表面層 52を接合する表面層接合面を構成す る。 この周面 5 1 1の表面粗さ Raは、 0. 03〜8 ·ίπιである。 また、 0. 0 5〜 5 mであるのが好ましく、 0. 1〜 2 zmであるのがより好ましい。
口一ル基材 5 1の周面 5 1 1の表面粗さ R aの値が大きすぎると、 その周面 5 1 1に形成された表面層 52の周面 5 2 1の表面粗さ R aも大きくなり、 急冷薄 帯 8との間に生じる空隙が大きくなり、 場所によって冷却速度が大きく異なるこ とになる。その結果、結晶粒のバラツキが大きくなり磁気特性が低下する。また、 ロール基材 5 1の周面 5 1 1の表面粗さ R aの値は、 小さいほどよいが、 0. 0 3 m未満のものは、 製作上困難である場合がある。
また、 表面層 52は、 ロール基材 5 1より熱伝導率が低い材料で構成されてい る。 これにより、 急冷薄帯 8のロール面 8 1側とフリー面 82側との冷却速度の 差をより小さくすることができ、 結晶粒径の均一化を図ることができる。
このとき、 表面層 52の厚さのバラツキが大きいと、 得られる急冷薄帯 8に対 する熱伝達特性は、 場所によって大きく異なり、 結晶粒径のバラツキが大きくな り、 安定した磁気特性が得られなくなる。 したがって、 これを防止するために、 本発明の冷却ロール 5は、 表面層 52の最大の厚さを Tmax、 最小の厚さを Tmi nとしたとき、 下記式 （ I ) を満足する表面層 5 2を有するものとする。 これに より、 急冷薄帯 8の長手方向における結晶粒径のバラツキを小さくすることがで き、 磁気特性の向上に寄与する。
1. 0 1≤Tmax/Tmi n≤ 3 · · · (I)
また、 式 （I) に代わり、 式 （II) を満足するのが好ましく、 式 （III) を満足 するのがより好ましい。
1. 0 l≤Tmax/Tm i n≤ 2 · · · (II)
1. 05≤Tmax/Tm i n≤ l . 5 · · · (III) Tmax/Tmi nの値は、 小さいほどよいが、 1. 0 1未満のものは、 製作上困 難である場合がある。一方、 Tmax/Tmi nの値が前記式中の上限値を超えると、 表面層 5 2の材質等によっては、 得られる急冷薄帯 8に対する熱伝達特性が場所 によって大きく異なることになり、 結晶粒径のバラツキが生じ、 安定した磁気特 性が得られなくなる。
なお、 表面層 5 2が後述する組成の異なる複数の層の積層体であるときは、 そ れらの合計の厚さの最大値を Tmax、 最小値を Trainとする。
ここで、 表面層 52の形成方法は、 前記式を満足することができる方法であれ ば特に限定されないが、 熱 CVD、 プラズマ CVD、 レーザ一 CVDなどの化学 蒸着法 （CVD) または真空蒸着、 スパッタ リ ング、 イオンブレーティ ングょど の物理蒸着法 （PVD) が好ましい。 これらの方法は、 層形成を均一に行うこと ができるため、 表面層 52の形成後、 その表面に機械加工を行わなくてよい。 ま た、 その他、 電解メツキ、 浸漬メツキ、 無電解メツキ、 溶射等の方法でもよいが、 表面層 52の形成後、その表面に機械加工を行わないようにすることが好ましい。 ただし、 研削や研磨のような機械加工ではない、 例えば、 洗浄、 エッチング、 不 動態化処理等の化学的に行う表面処理は、 この限りではない。
このような表面層 52の形成においては、 その形成面であるロール基材 5 1の 周面 5 1 1の表面粗さ R aが比較的小さいので、 膜成長の際に、 形成される表面 層 5 2が局所的に成長するような現象が抑制される。 そのため、 表面層 5 2の周 面 52 1の表面粗さ R aも小さくなる。
表面層 52の材質については、 特に限定されず、 C r、 N i、 P d、 W等、 ま たはこれらを含む合金等の金属層や、 金属酸化物層でもよいが、 急冷薄帯 8の口 ール面 8 1とフリー面 82との冷却速度の差をより小さくできるという点で、 セ ラミックスであることが好ましい。 セラミ ックスとしては、 例えば、 A 1203、 S i 02、 T i〇2、 T i 203、 Z r〇2、 Y203、 チタン酸バリウム、 チタン酸ス トロンチウム等の酸化物系セラミ ックス、 A 1 N、 S i3N4、 T i N、 BN等の 窒化物系セラミ ックス、 グラフアイ ト、 S i C、 Z r C、 Nb C、 A 14C3、 C a C2、 WC等の炭化物系のセラミ ックス、 あるいは、 これらのうちの 2以上を任 意に組合せた複合セラミ ックスが挙げられる。 また、 表面層 5 2は、 図示のような単層のみならず、 例えば組成の異なる複数 の層の積層体であってもよい。 この場合、 隣接する層同士は、 密着性の高いもの が好ましく、 その例としては、 隣接する層同士に同一の元素が含まれているもの が挙げられる。
また、 表面層 5 2が単層で構成されている場合でも、 その組成は、 厚さ方向に 均一なものに限らず、 例えば、 含有成分が厚さ方向に順次変化するもの （傾斜材 料） であってもよい。
表面層 5 2の平均厚さ （前記積層体の場合はその合計厚さ） Tは、 特に限定さ れないが、 0 . 5〜 5 0 mであることが好ましく、 1〜 2 0 z mであることが より好ましい。
表面層 5 2の平均厚さ Tが小さすぎると、 表面層 5 2の材質によっては、 急冷 薄帯 8のロール面 8 1では冷却速度が速く非晶質化し易くなるのに対して、 フリ 一面 8 2ではロール面 8 1に比べて冷却速度が遅いため結晶粒径の粗大化が起こ り、 また、 逆に表面層 5 2の平均厚さ Tが大きすぎると、 急冷速度が遅く、 結晶 粒径の粗大化が起こり、 いずれの場合にも、 結果として磁気特性が低下する。 表面層 5 2の表面粗さ R aは、 表面層 5 2を構成する材料、 組成等にもより、 特に限定されないが、 0 . 0 3〜 8 . 5〃mであることが好ましく、 0 . 0 5〜 5〃m程度であるのがより好ましい。
表面粗さ R aが小さ過ぎると、 溶湯 6が周面 5 2 1に衝突して形成されるパド ル （湯溜り） 7 'にすべりが生じるおそれがある。 このすべりが著しいと、 周面 5 2 1 と急冷薄帯 8との接触が不十分となり、 結晶粒が粗大化し、 磁気特性が低下 する。 一方、 R aが大き過ぎると、 周面 5 2 1 と急冷薄帯 8との間に生じる空隙 が大きくなり、 後述する接触時間が比較的短いと、 全体として熱伝達性が悪くな り、 磁気特性が低下する。
冷却ロール 5の半径は、 特に限定されないが、 通常 5 0〜 1 0 0 0 m m程度が 好ましく、 7 5〜 5 0 0 m m程度がより好ましい。
冷却ロール 5の半径が小さ過ぎると、 冷却ロール全体の冷却能力が低くなり、 特に急冷薄帯 8を連続的に生産する場合、 時間の経過と共に結晶粒径の粗大化が 起こ り、 高い磁気特性を有する急冷薄帯 8を安定して得ることが困難となる。 ま た、 半径が大き過ぎると、 冷却ロール自体の加工性が悪く、 場合によっては加工 が困難となり、 また装置の大型化を招くこととなる。
本発明における薄帯状磁石材料や磁石粉末としては、 優れた磁気特性を有する ものが好ましく、 このようなものとしては、 R (ただし、 Rは、 Yを含む希土類 元素のうちの少なく とも 1種） を含む合金、 特に R (ただし、 Rは、 Yを含む希 土類元素のうちの少なくとも 1種） と TM (ただし、 TMは、 遷移金属のうちの 少なく とも 1種） と B (ボロン） とを含む合金が挙げられ、 次の [ 1] 〜 [4] の組成のものが好ましい。
[ 1] Smを主とする希土類元素と、 C oを主とする遷移金属とを基本成分 とするもの （以下、 Sm— C o系合金と言う） 。
[2] R (ただし、 Rは、 Yを含む希土類元素のうちの少なく とも 1種） と、 F eを主とする遷移金属 （TM) と、 Bとを基本成分とするもの （以下、 R— T M— B系合金と言う） 。
[3] Smを主とする希土類元素と、 F eを主とする遷移金属と、 Nを主と する格子間元素とを基本成分とするもの（以下、 Sm— F e— N系合金と言う）。
[4] R (ただし、 Rは、 Yを含む希土類元素のうち少なく とも 1種） と F e等の遷移金属とを基本成分とし、 ソフ 卜磁性相とハード磁性相とが相隣接して 存在する複合組織 （特に、 ナノコンポジッ ト組織と呼ばれるものがある） を有す るもの。
Sm_ C o系合金の代表的なものとしては、 SmC o5、 S m2 TM17 (ただし TMは、 遷移金属） が挙げられる。
R— F e— B系合金の代表的なものとしては、 Nd— F e— B系合金、 P r— 6— 8系合金、 N d— P r— F e— B系合金、 N d— D y— F e— B系合金、 C e— N d— F e— B系合金、 C e— P r— N d— F e— B系合金、 これらにお ける F eの一部を C o、 N i等の他の遷移金属で置換したもの等が挙げられる。
Sm- F e— N系合金の代表的なものとしては、 S m2 F e , 7合金を窒化して作 製した Sm2F e17N3、 T b Cu7型相を主相とする Sm— Z r— F e— C o— N 系合金が挙げられる。
前記希土類元素としては、 Y、 L a、 C e、 P r、 Nd、 P m、 Sm、 Eu、 Gd、 T b、 D y、 H o、 E r、 Tm、 Yb、 Lu、 ミ ッシュメタルが挙げられ、 これらを 1種または 2種以上含むことができる。 また、 前記遷移金属としては、
F e、 C o、 N i等が挙げられ、 これらを 1種または 2種以上含むことができる。 また、 保磁力、 最大磁気エネルギー積等の磁気特性を向上させるため、 あるい は、 耐熱性、 耐食性を向上させるために、 磁石材料中には、 必要に応じ、 Al、
Cu、 Ga、 S i、 T i、 V、 T a、 Z r、 Nb、 Mo、 Hf、 Ag、 Z n、 P、
G e等を含有することもできる。
前記複合組織 （ナノコンポジッ ト組織） は、 ソフ ト磁性相とハード磁性相とを 有し、 各相の厚さや粒径がナノメーターレベル （例えば l〜 100 nm) で存在 している。 そして、 ソフ ト磁性相とハード磁性相とが相隣接し、 磁気的な交換相 互作用を生じる。
ソフ ト磁性相の磁化は、 外部磁界の作用により容易にその向きを変えるので、 ハード磁性相に混在すると、 系全体の磁化曲線は B— H図 （J一 H図） の第二象 現で段のある 「へび型曲線」 となる。 しかし、 ソフ ト磁性相のサイズが数 10 n m以下と十分小さい場合には、 ソフ ト磁性体の磁化が周囲のハード磁性体の磁化 との結合によって十分強く拘束され、 系全体がハード磁性体として振舞うように なる。
このような複合組織 （ナノコンポジッ ト組織） を持つ磁石は、 主に、 以下に挙 げる特徴 1 ) 〜 5 ) を有している。
1) B— H図' （J— H図） の第二象現で、 磁化が可逆的にスプリ ングバックす る （この意味で 「スプリング磁石」 とも言う） 。
2) 着磁性が良く、 比較的低い磁場で着磁できる。
3 ) 磁気特性の温度依存性がハード磁性相単独の場合に比べて小さい。
4) 磁気特性の経時変化が小さい。
5 ) 微粉砕しても磁気特性が劣化しない。
前述した R— TM_ B系合金において、 ハード磁性相およびソフ ト磁性相は、 例えば次のようなものとなる。
ハード磁性相 ： R2 TM14 B系 （ TMは、 F eまた'は F eと C o ) 、 または R2 TM14BQ系 （Qは、 A l、 Cu、 Ga、 S i、 T i、 V、 T a、 Z r、 Nb、 M o、 H f 、 A g、 Z n、 P、 G e等のうちの少なく とも 1種） ソフ ト磁性相 ： T M (特にひ一 F e， a - ( F e， C o ) ) 、 または T Mと Q との合金相
冷却ロール 5の周速度は、 合金溶湯の組成、 表面層 5 2の構成材料 （組成） 、 周面 5 2 1の表面性状 （特に、 周面 5 2 1の溶湯 6に対する濡れ性） 等によりそ の好適な範囲が異なるが、 磁気特性向上のために、 通常、 5〜 6 0 m/秒である のが好ましく、 1 0〜4 5 m/秒であるのがより好ましい。
冷却ロール 5の周速度が遅すぎると、 急冷薄帯 8の体積流量 （単位時間当たり に射出される溶湯 6の体積）によっては、急冷薄帯 8の平均厚さ tが大きくなり、 結晶粒径が増大する傾向を示し、 逆に冷却ロール 5の周速度が速すぎると、 大部 分が非晶質組織となり、 いずれの場合にも、 その後に熱処理を施したとしても磁 気特性の十分な向上が図れなくなる。
このような急冷薄帯製造装置 1は、 チャンバ一 （図示せず） 内に設置され、 該 チャンバ一内に不活性ガスやその他の雰囲気ガスが充填された状態で作動する。 特に、 急冷薄帯 8の酸化を防止するために、 雰囲気ガスは、 不活性ガスであるの が好ましい。 不活性ガスとしては、 例えばアルゴンガス、 ヘリウムガス、 窒素ガ ス等が挙げられる。
筒体 2内の溶湯 6の液面には、 チヤンバ一の内圧より高い所定の圧力がかけら れている。 溶湯 6は、 この筒体 2内の溶湯 6の液面に作用する圧力とチャンバ一 内の雰囲気ガスの圧力との差圧により、 ノズル 3から射出する。
急冷薄帯製造装置 1では、 筒体 2内に磁石材料を入れ、 コイル 4により加熱し て溶融し、その溶湯 6をノズル 3から射出すると、図 2に示すように、溶湯 6は、 冷却ロール 5の周面 5 2 1に衝突し、 パドル （湯溜り） 7を形成した後、 回転す る冷却ロール 5の周面 5 2 1に引きずられつつ急速に冷却されて凝固し、 急冷薄 帯 8が連続的または断続的に形成される。 このようにして形成された急冷薄帯 8 は、 やがて、 そのロール面 8 1が周面 5 2 1から離れ、 図 1中の矢印 9 B方向に 進行する。 なお、 図 2中、 溶湯の凝固界面 7 1を点線で示す。
なお、 急冷薄帯 8を実際に製造するに際しては、 必ずしもノズル 3を冷却口一 ル 5の回転中心 5 4の真上に設置しなくてもよく、 例えば、 冷却ロール 5の位置 は同じで、 ノズル 3を図 2中左方向に若干移動した位置に設置し、 急冷薄帯 8の 製造を行なってもよい。
以上のようにして得られた急冷薄帯 8は、 その幅 wおよび厚さができるだけ均 一であるものが好ましい。 この場合、 急冷薄帯 8の平均厚さ tは、 1 0〜 5 0 z m程度であるのが好ましく、 1 5〜 4 0 m程度であるのがより好ましい。 平均厚さ tが小さ過ぎると、 非晶質組織が占める割合が多くなり、 その後に熱 処理を施したとしても磁気特性の十分な向上が図れなくなる。 また、 平均厚さ t が小さ過ぎると、 急冷薄帯 8の機械的強度が低下し、 連続した長さの急冷薄帯 8 が得られにく く、 フレーク状または粉末状となり、 その結果、 冷却が不均一とな り、 磁気特性のバラツキが生じる。 また、 単位時間当たりの生産性も劣る。 また、 平均厚さ tが大き過ぎると、 熱伝達が急冷薄帯 8の内部の熱伝導によつ て支配されるようになり、 フ リー面 8 2側の結晶粒径が粗大化する傾向を示すた め、 磁気特性の十分な向上が図れない。
なお、 得られた急冷薄帯 8に対しては、 例えば、 非晶質組織 （アモルファス組 織） の再結晶化の促進、 組織の均質化等を目的として、 熱処理を施すこともでき る。 この熱処理の条件としては、 例えば、 4 0 0〜 9 0 0 °Cで、 0 . 5〜 3 0 0 分程度とすることができる。
また、 この熱処理は、 酸化を防止するために、 真空または減圧状態下 （例えば 1 x 1 0―1〜 1 x 1 0 - 6 T o r r ) 、 あるいは窒素ガス、 アルゴンガス、 ヘリ ゥムガス等の不活性ガス中のような、 非酸化性雰囲気中で行うのが好ましい。 以上のようにして得られた急冷薄帯 （薄帯状磁石材料） 8は、 微細結晶組織、 もしくは微細結晶が非晶質組織中に含まれるような組織となり、 優れた磁気特性 が得られる。
なお、 以上では、 急冷法として、 単ロール法を例に説明したが、 双ロール法を 採用してもよい。 このような急冷法は、 金属組織 （結晶粒） を微細化することが できるので、ボン ド磁石の磁石特性、特に保磁力等を向上させるのに有効である。 以上のようにして得られた急冷薄帯 8を粉砕することにより、 本発明の磁石粉 末が得られる。
粉砕の方法は、 特に限定されず、 例えばボールミル、振動ミル、 ジエツ 卜 ミル、 ピンミル等の各種粉碎装置、 破砕装置を用いて行うことができる。 この場合、 粉 砕は、 酸化を防止するために、 真空または減圧状態下 （例えば 1 X 1 0 -1〜 1 X 10— 6T 0 r r) 、 あるいは窒素ガス、 アルゴンガス、 ヘリゥムガス等の不活性 ガス中のような、 非酸化性雰囲気中で行うこともできる。
なお、 得られた磁石粉末に対しては、 例えば、 粉砕により導入されたひずみの 影響の除去、 結晶粒径の制御を目的として、 熱処理を施すこともできる。 この熱 処理の条件としては、 例えば、 350〜 850 °Cで、 .0. 5~ 300分程度とす ることができる。
また、 この熱処理は、 酸化を防止するために、 真空または減圧状態下 （例えば 1 x 10 -1〜 1 x 1 0- 6 T o r r ) 、 あるいは窒素ガス、 アルゴンガス、 ヘリ ゥムガス等の不活性ガス中のような、 非酸化性雰囲気中で行うのが好ましい。 このような磁石粉末を用いてボンド磁石を製造した場合、 該磁石粉末は、 結合 材 （結合樹脂） との結合性 （濡れ性） が良く、 そのため、 このポン ド磁石は、 機 械的強度が高く、 熱安定性 （耐熱性） 、 耐食性が優れたものとなる。 従って、 当 該磁石粉末は、 ボン ド磁石の製造に適しており、 製造されたポンド磁石は、 信頼 性の高いものとなる。
以上のような磁石粉末は、平均結晶粒径が 500 nm以下であるのが好ましく、 200 nm以下であるのがより好ましく、 1 0〜 1 00 nm程度がさらに好まし い。 平均結晶粒径が大き過ぎると、 優れた磁気特性、 特に保磁力および角型性の 向上が十分に図れないからである。
なお、 磁石材料が前記 [ 1 ] 〜 [3] のような単相組織のものであるか、 前記 [4] のような複合組織のものであるかを問わず、 また、 前記急冷薄帯 8に対す る熱処理や磁石粉末に対する熱処理の有無や熱処理条件にかかわらず、 平均結晶 粒径は、 上記範囲のものとするのが好ましい。
また、 磁石粉末の平均粒径は、 特に限定されないが、 後述するボン ド磁石 （希 土類ボン ド磁石） を製造するためのものの場合、 磁石粉末の酸化防止と、 粉砕に よる磁気特性劣化の防止とを考慮して、 0. 5〜 1 50〃m程度が好ましく、 1 〜 80 Aim程度がより好ましい。 また、 後述するような少量の結合樹脂で成形時 の良好な成形性を得るために、 磁石粉末の粒径分布は、 ある程度分散されている (バラツキがある） のが好ましい。 これにより、 得られたボン ド磁石の空孔率を 低減することができ、 ボンド磁石の機械的強度をより高め、 磁気特性をさらに向 上することができる。
このような磁石粉末は、 同一組成のもののみならず、 異なる 2種以上の組成の 磁石粉末を混合したものでもよい。 例えば、 前記 [ 1 ] 〜 [ 4 ] の組成のものの うち、 少なくとも 2種を混合したものが挙げられる。 この場合、 混合する各磁石 粉末の利点を併有することができ、 より優れた磁気特性を容易に得ることができ る。
なお、 異なる 2種以上の組成の磁石粉末を混合したものの場合、 混合する磁石 粉末の組成毎に、 その平均粒径が異なっていてもよい。 また、 このような混合粉 末の場合、 異なる 2種以上の組成の磁石粉末のうちの少なく とも 1種が前述した 本発明の方法により製造されたものであればよい。
また、 本発明の粉末状の磁石材料は、 ボンド磁石の製造に用いるものに限定さ れず、 例えば、 焼結磁石の製造に用いるものであってもよい。
次に、 本発明のボンド磁石について説明する。
本発明のボンド磁石は、 前述の磁石粉末を結合樹脂のような結合材 （バインダ - ) で結合してなるものである。
結合樹脂としては、 熱可塑性樹脂、 熱硬化性樹脂のいずれでもよい。
熱可塑性樹脂としては、 例えば、 ポリアミ ド （例：ナイロン 6、 ナイロン 4 6、 ナイロン 6 6、 ナイロン 6 1 0、 ナイロン 6 1 2、 ナイロン 1 1、 ナイロン 1 2、 ナイロン 6— 1 2、 ナイロン 6— 6 6 ) 、 熱可塑性ポリイ ミ ド、 芳香族ポリエス テル等の液晶ポリマー、ポリフエ二レンォキシド、ポリフエ二レンサルフアイ ド、 ポリエチレン、 ポリプロピレン、 エチレン一酢酸ビニル共重合体等のポリオレフ イン、 変性ポリオレフイン、 ポリカーボネート、 ポリメチルメタクリレート、 ポ リエチレンテレフタレート、 ポリブチレンテレフタレート等のポリエステル、 ポ リエ一テル、 ポリエーテルエーテルケトン、 ポリエーテルイ ミ ド、 ポリアセ夕ー ル等、 またはこれらを主とする共重合体、 ブレン ド体、 ポリマーァロイ等が挙げ られ、 これらのうちの 1種または 2種以上を混合して用いることができる。 これらのうちでも、 成形性が特に優れており、 機械的強度が高いことから、 ポ リアミ ド、 耐熱性向上の点から、 液晶ポリマー、 ポリフエ二レンサルファイ ドを 主とするものが好ましい。 また、 これらの熱可塑性樹脂は、 磁石粉末との混練性 にも優れている。
このような熱可塑性樹脂は、 その種類、 共重合化等により、 例えば成形性を重 視したものや、 耐熱性、 機械的強度を重視したものというように、 広範囲の選択 が可能となるという利点がある。
一方、 熱硬化性樹脂としては、 例えば、 ビスフエノール型、 ノボラック型、 ナ フ夕レン系等の各種エポキシ樹脂、 フヱノール樹脂、ユリア樹脂、 メラミン樹脂、 ポリエステル （不飽和ポリエステル） 樹脂、 ポリイ ミ ド樹脂、 シリコーン樹脂、 ポリウレタン樹脂等が挙げられ、 これらのうちの 1種または 2種以上を混合して 用いることができる。
これらのうちでも、 成形性が特に優れており、 機械的強度が高く、 耐熱性に優 れるという点から、 エポキシ樹脂、 フエノール樹脂、 ポリイ ミ ド樹脂、 シリコー ン樹脂が好ましく、 エポキシ樹脂が特に好ましい。 また、 これらの熱硬化性樹脂 は、 磁石粉末との混練性、 混練の均一性にも優れている。
なお、 使用される熱硬化性樹脂 （未硬化） は、 室温で液状のものでも、 固形 （粉 末状） のものでもよい。
なお、 本発明では、 弹性を有する結合材として、 例えば、 天然ゴム （NR) 、 イソプレンゴム （ I R) 、 ブタジエンゴム （BR、 1 , 2—BR) 、 スチレン一 ブタジエンゴム （ S B R) 等のブタジエン系ゴム、 クロロプレンゴム （CR) 、 ブタジエン一アクリロニト リルゴム （NBR) 等のジェン系特殊ゴム、 プチルゴ ム （ I I R) 、 エチレン一プロピレンゴム （E PM、 E P DM) 、 エチレン一酢 酸ビニルゴム （EVA) 、 アクリル系ゴム （ACM、 ANM) 、 ハロゲン化プチ ルゴム （X— I I R) 等のォレフィ ン系ゴム、 ウレタンゴム （AU、 EU) 等の ウレタン系ゴム、 ヒ ドリンゴム （C〇、 E CO、 GC〇、 EGC〇） 等のエーテ ル系ゴム、 多硫化ゴム （T)等のポリスルフィ ド系ゴム、 シリコーンゴム （Q)、 フッ素ゴム （FKM、 F Z) 、 塩素化ポリエチレン （CM) 等の各種ゴムや、 ス チレン系、 ポリオレフイ ン系、 ポリ塩化ビニル系、 ポリウレタン系、 ポリエステ ル系、 ポリアミ ド系、 ポリブタジエン系、 トランスポリイソプレン系、 フッ素ゴ ム系、 塩素化ポリエチレン系等の各種熱可塑性エラス トマ一を用い、 可撓性 （柔 軟性） を有するボンド磁石とすることもできる。
また、 本発明のボン ド磁石は、 等方性でも異方性でもよいが、 製造のし易さか ら、 等方性であるのが好ましい。
このような本発明のボン ド磁石は、 例えば次のようにして製造される。 磁石粉 末と、 結合樹脂と、 必要に応じ添加剤 （酸化防止剤、 潤滑剤等） とを含むボン ド 磁石用組成物 （コンパウン ド） を製造し、 このボン ド磁石用組成物を用いて、 圧 縮成形 （プレス成形） 、 押出成形、 射出成形、 カレンダー成形等の成形方法によ り、 磁場中または無磁場中で所望の磁石形状に成形する。 結合樹脂が熱硬化性樹 脂の場合には、 成形後、 加熱等によりそれを硬化する。
ここで、 前記 3種の成形方法のうち、 押出成形および射出成形 （特に、 射出成 形） は、 形状選択の自由度が広く、 生産性が高い等の利点があるが、 これらの成 形方法では、 良好な成形性を得るために、 成形機内におけるコンパウンドの十分 な流動性を確保しなければならないため、 圧縮成形に比べて、 磁石粉末の含有量 を多くすること、 すなわちボンド磁石を高密度化することができない。 しかしな がら、 本発明では、 後述するように、 高い磁束密度が得られ、 そのため、 ポンド 磁石を高密度化しなくても優れた磁気特性が得られるので、 押出成形、 射出成形 により製造されるボンド磁石にもその利点を享受することができる。
ボン ド磁石中の磁石粉末の含有量 （含有率） は、 特に限定されず、 通常は、 成 形方法や、 成形性と高磁気特性との両立を考慮して決定される。 具体的には、 7 5〜 9 9 . 5 w t %程度であるのが好ましく、 8 5〜 9 8 w t %程度であるのが より好ましい。
特に、 ボン ド磁石が圧縮成形により製造されたものの場合には、 磁石粉末の含 有量は、 9 0〜 9 9 . 5 w t %程度であるのが好ましく、 9 3〜 9 8 . 5 w t % 程度であるのがより好ましい。
また、ボン ド磁石が押出成形または射出成形により製造されたものの場合には、 磁石粉末の含有量は、 7 5 ~ 9 8 w t %程度であるのが好ましく、 8 5〜 9 7 w t %程度であるのがより好ましい。
ボン ド磁石の密度 Pは、 それに含まれる磁石粉末の比重、 磁石粉末の含有量、 空孔率等の要因により決定される。 本発明のボン ド磁石において、 その密度 pは 特に限定されないが、 結合材として前述のような結合樹脂 （熱可塑性樹脂、 熱硬 化性樹脂） を用いたボンド磁石の場合には、 5. 0 g/cm3以上であるのが好ま しく、 5. 5〜 6. 6 g/c m3程度であるのがより好ましい。 また、 可撓性 （柔 軟性） を有するボンド磁石の場合には、 5. 0 g/cm3未満であってもよい。 本発明では、 磁石粉末の磁束密度、 保磁力が比較的大きいので、 ボン ド磁石に 成形した場合に、 磁石粉末の含有量が多い場合はもちろんのこと、 含有量が比較 的少ない場合でも、 優れた磁気特性 （高い保磁力および最大磁気エネルギー積） が得られる。
本発明のボンド磁石は、 保磁力 Hc jが 3 20〜 900 kA/m程度であるのが 好ましく、 400〜 720 kA/m程度であるのがより好ましい。 保磁力が前記 下限値未満では、 モータの用途によっては逆磁場がかかったときの減磁が顕著に なり、 また、 高温における耐熱性が劣る。 また、 保磁力が前記上限値を超えると、 着磁性が低下する。 従って、 保磁力 HCJを上記範囲とすることにより、 ボンド磁 石 （特に、 円筒状磁石） に多極着磁等をするような場合に、 十分な着磁磁場が得 られないときでも、 良好な着磁が可能となり、 十分な磁束密度が得られ、 高性能 なボン ド磁石、 特にモータ用ボンド磁石を提供することができる。
本発明のボン ド磁石は、 最大磁気エネルギー積 （B H) maxが 60 k J/m3 以上であるのが好ましく、 65 k J/m3以上であるのがより好ましく、 70〜 1 30 k J/m3であるのがさらに好ましい。 最大磁気エネルギー積 （B H) max が 60 k J/m3未満であると、 モータ用に用いた場合、 その種類、 構造によって は、 十分なトルクが得られない。
本発明のボン ド磁石の形状、 寸法等は特に限定されず、 例えば、 形状に関して は、 例えば、 円柱状、 角柱状、 円筒状 （リング状） 、 円弧状、 平板状、 湾曲板状 等のあらゆる形状のものが可能であり、 その大きさも、 大型のものから超小型の ものまであらゆる大きさのものが可能である。
【実施例】
以下、 本発明の具体的実施例について説明する。
(実施例 1 ) 以下に述べるような方法で合金組成が（N d。. gD yo. g. gF e
Figure imgf000020_0001
oT.
8B 5. 6 A 1 o . 7の急冷薄帯を得た。
まず、 Nd、 F e、 C o、 B、 A 1の各原料を秤量し、 高周波誘導溶解炉にて A rガス中で溶解、 錄造し、 母合金インゴッ トを製造した後、 このインゴッ トか ら約 15 gのサンプルを切り出した。
図 1に示す構成の急冷薄帯製造装置 1を用意し、 底部にノズル （円孔オリフィ ス） 3を設けた石英管内に前記サンプルを入れた。
銅製のロール基材 5 1 (直径 200 mm, 幅 30 mm) の周面に対し、 化学蒸 着法 （CVD) により蒸着を行い、 表面層 52を有する冷却ロール 5を得た （N o . 1〜3、 6) 。 このとき、 化学蒸着は、 熱 CVDにより行った。 表面層の材 質に応じて所定の合成反応ガスを選択した。 合成温度も材質によって変わるが、 約 800〜 1 500 °Cで CVDを行った。
また、 前記と同一条件のロール基材 5 1の周面に対し、 物理蒸着法 （PVD) により行い、 表面層 5 2を有する冷却ロール 5を得た （条件 N o . 4、 5 ) 。 こ のとき、 物理蒸着は、 イオンプレーティングにより行った。 基板温度をおよそ 2 50〜 800°Cに保持し、 表面材質によって反応ガスを選択して、 加速電圧は 5 0〜300Vとした。
なお、 条件 N o. 5、 6では、 表面層 52は、 組成の異なる 2層を積層したも のとした。
また、 比較例として、 前記と同一条件のロール基材 5 1の周面に、 電解メツキ により C r層を形成した。 その後、 C r層に研削研磨加工を施し、 表面層 52と した （条件 No. 7)。 なお、 研削加工は円筒研削盤を用いて行い、 研磨加工は、 # 1 500の研磨紙で行った。
このようにして得られた条件 N o . 1〜 7の冷却ロール 5について表面層 52 の平均厚さ T、 Tmax、 Tmi n、 表面粗さ R aの測定を行った。
表面層 52の厚さは、 表面層を設ける前のロール基材と、 表面層を設けた後の ロールのそれそれについて、 あらかじめ位置決めしておいてから拡大投影機にて 外寸法を測定した値から算出した。 周面 5 2 1上で周方向に等間隔の 1 20箇所 の点において表面層 5 2の厚さを測定し、 この平均値を平均厚さ Tとし、 この 1 20箇所の測定の最高値を Tmax、 最低値を Tmi nとした。
表面粗さ R aは、 平均厚さ T、 Tmax、 Tmi nと同様にして周面 52 1上の等 間隔の 1 2箇所の点において表面粗さを測定し、 その平均値を求めた。
冷却ロール 5の表面層 52の材質、 平均厚さ T、 Tmax/Tmi n、 表面粗さ R aについて、 表 1に示した。
急冷薄帯製造装置 1が収納されているチャンバ一内を脱気した後、 ヘリゥムガ スを導入し、 所望の温度および圧力の雰囲気とした。
その後、 石英管内のィンゴッ トサンプルをコイル 4で高周波誘導加熱して溶解 し、 さらに、 冷却ロール 5の周速度を 1 6 m/秒、 溶湯の噴射圧 （石英管の内圧 と雰囲気圧との差圧） を 40 kP a、 雰囲気ガスの圧力を 60 kP aとし、 溶湯 を冷却ロール 5の回転中心の真上から冷却ロール 5の頂部の周面 52 1に向けて 噴射し、 急冷薄帯を連続的に製造した。
得られたそれぞれの急冷薄帯について、 長さ約 5 c mの急冷薄帯を取り出し、 さらにそこから長さ約 7 mmのサンプルを 5サンプル連続して作製し、 それそれ のサンプルについて平均厚さ t、 平均結晶粒径および磁気特性を測定した。 平均厚さ tは、 マイクロスコープにより 1サンプルにっき 20箇所の測定点で 測定し、 これを平均した値とした。 平均結晶粒径は、 電子顕微鏡による組織観察 結果から求めた。 磁気特性は、 振動試料型磁力計 （VSM) を用いて保磁力 HCJ (k A/m) および最大磁気エネルギー積 （BH) max (k J/m3) を測定 した。 それらの結果を表 2に示した。
これらの結果から明らかなように、 条件 No. 1〜6 (本発明） で得られた急 冷薄帯は、 高い磁気特性が安定して得られていることが確認された。
これに対し、 条件 No. 7 (比較例） で得られた急冷薄帯は、 磁気特性が低い ばかりでなく、 連続したリボンから抽出したサンプルであるにもかかわらず、 そ の磁気特性のバラツキが大きい。
(実施例 2 )
次に、 実施例 1の条件 N o . 1 ~ 6で得られた急冷薄帯に、 A rガス雰囲気中 で 680 °Cx 300秒の熱処理を施した後、 これらの急冷薄帯を粉砕して、 磁石 粉末を得た。 得られた磁石粉末について、 その相構成を分析するため、 Cu— Καを用い回 折角 2 0 ° 〜 60 ° にて X線回折を行った。 回折パターンからハード磁性相であ る R2 (F e · Co) 14B型相と、 ソフ ト磁性相であるひ一 (F e , C o) 型相の 回折ピークが確認でき、 透過型電子顕微鏡 （TEM) による観察結果から、 いず れも、 複合組織 （ナノコンポジッ ト組織） を形成していることが確認された。 得られた磁石粉末の平均粒径については、 それそれ表 3に示した。
次に、以上のようにして得られた各磁石粉末に、 エポキシ樹脂（結合樹脂） と、 少量のヒ ドラジン系酸化防止剤とを混合し、 これらを混練してボンド磁石用組成 物 （コンパウンド） を作製した。 このとき、 磁石粉末とエポキシ樹脂との配合比 率 （重量比） は、 各サンプルについてほぼ等しい値とした。
次いで、 このコンパウンドを粉砕して粒状とし、 この粒状物を秤量してプレス 装置の金型内に充填し、 圧力 7 t o n/cm2で圧縮成形 （無磁場中） して、 成形 体を得た。
離型後、 1 50°Cの加熱によりエポキシ樹脂を硬化させて （キュア処理） 、 直 径 10 mmx高さ 7 mmの円柱状の等方性ボンド磁石を得た。
各ボンド磁石中の磁石粉末の含有量、 各ボン ド磁石の密度 pについては、 それ それ表 3に示した。
これらのポン ド磁石について、 磁場強度 3. 2 MA/mのパルス着磁を施した 後、 直流自記磁束計にて最大印加磁場 2. 0 MA/mで保磁力 Hc jおよび最大磁 気エネルギー積' （BH) maxを測定した。 測定時の温度は、 23°C (室温） で あった。 それらの結果を表 3に示した。
次に耐熱性のテス トを行った。 この耐熱性は、 ボンド磁石を 1 00°Cx 1時間 の環境下に保持した後、室温に戻した際の不可逆減磁率（初期減磁率）を測定し、 評価した。 不可逆減磁率 （初期減磁率） の絶対値が小さいほど、 耐熱性 （熱安定 性） に優れる。 測定の結果得られた不可逆減磁率を表 3に示した。
これらの結果からわかるように、 実施例 2で得られた条件 N o . 1〜6のボン ド磁石は、 いずれも、 優れた磁気特性 （高い保磁力 Hc jおよび最大磁気エネルギ 一積 （BH) max) および良好な温度特性 （低い不可逆減磁率） が得られてい る。 (実施例 3 )
以下に述べるような方法で合金組成が （Nd。.7P r 0. 2D y 9. 。F eb a l C o 8.0B 5.7 S i o . 5の急冷薄帯 8を得た。
まず、 Nd、 P r、 Dy、 F e、 C o、 B、 S iの各原料を秤量し、 高周波誘 導溶解炉にてアルゴンガス中で溶解、 铸造し、 母合金インゴッ トを製造した後、 このインゴッ 卜から約 1 5 gのサンプルを切り出した。
図 1に示す構成の急冷薄帯製造装置 1を用意し、 底部にノズル （円孔オリフィ ス） 3を設けた石英管内に前記サンプルを入れた。
銅製のロール基材 （直径 200 mm、 幅 30mm) の周面に研削加工および研 磨加工を施し、 所望の表面粗さ Raを有するロール基材 5 1を 6種類作製した。 なお、 研削加工は円筒研削盤または施盤を用いて行い、 研磨加工としてパフ研磨 を行った。 特に、 条件 N o. 1については、 鏡面加工を行った。
このようにして得られた冷却ロール 5について口一ル基材 5 1の阓面 5 1 1の 表面粗さ R aの測定を行った。
表面粗さ R aは、 周面 52 1上の等間隔の 1 2箇所の点において、 光学的方法 により測定し、 その平均値を求めた。
得られたロール基材 5 1の周面 5 1 1に対して、 化学蒸着法 （CVD) または 物理蒸着法 （P VD) により蒸着を行い、 表面層 52を有する冷却ロール 5を得 た （条件 No. 1〜6) 。 このとき、 化学蒸着は、 熱 CVDにより行った。 表面 層の材質に応じて所定の合成反応ガスを選択した。 合成温度も材質によって変わ るが、 約 800〜 1 500 °Cで CVDを行った。 また、 物理蒸着は、 イオンプレ —ティングにより行った。 基板温度をおよそ 2 50〜800 °Cに保持し、 表面材 質によって反応ガスを選択して、 加速電圧は 50〜300Vとした。
なお、 条件 N o. 5、 6では、 表面層 52は、 組成の異なる 2層を積層したも のとした。
また、 比較例として、 以下に述べるような方法で、 C r層を表面層 52として 有する冷却ロール 5を 2種類作製した （条件 No. 7、 8) 。
まず、 No. 1〜 6の冷却ロールの作製に用いたのと同一条件の銅製のロール 基材 5 1の周面 5 1 1に、 研削加工および研磨加工を施し、 周面 5 1 1の表面粗 さ R aがそれそれ 8 . 2〃m、 4 . 5〃 mである口一ル基材 5 1を作製した。 こ のロール基材 5 1の周面 5 1 1に、電解メツキにより C r層を形成した。その後、 形成された C r層に対して、 表面機械加工を行わず、 そのまま表面層 5 2とした ものを条件 N o . 7の冷却ロールとした。
また、 電解メツキ後、 形成された C r層に、 研削加工および研磨加工を施し、 表面層 5 2としたものを、 条件 N o . 8の冷却ロールとした。 なお、 研削加工お よび研磨加工は、 口一ル基材 5 1に対して行った方法と同様の方法で行った。 このようにして得られた条件 N o . 1〜 8の冷却ロール 5について表面層 5 2 の平均厚さ T、 表面層 5 2の周面 5 2 1の表面粗さ R aの測定を行った。
表面層 5 2の厚さは、 蛍光 X線型厚さ計により測定した。 周面 5 2 1上で周方 向に等間隔の 1 2 0箇所の点において表面層 5 2の厚さを測定し、 この平均値を 平均厚さ Tとした。
表面粗さ R aは、 ロール基材 5 1の周面 5 1 1の表面粗さ R aと同様に測定し た。
ロール基材 5 1の周面 5 1 1の表面粗さ R a、 表面層 5 2の形成方法、 材質、 平均厚さ T、 表面粗さ R aについて、 表 4に示した。
急冷薄帯製造装置 1が収納されているチャンバ一内を脱気した後、 ヘリゥムガ スを導入し、 所望の温度および圧力の雰囲気とした。
その後、 石英管内のィンゴッ トサンプルをコイル 4で高周波誘導加熱して溶解 し、 さらに、 冷却ロール 5の周速度を 1 7 m/秒、 溶湯の噴射圧 （石英管の内圧 と雰囲気圧との差圧） を 4 0 k P a、 雰囲気ガスの圧力を 6 0 k P aとし、 溶湯 を冷却ロール 5の回転中心の真上から冷却ロール 5の頂部の周面 5 2 1に向けて 噴射し、 急冷薄帯 8を連続的に製造した。
得られたそれぞれの急冷薄帯について、 長さ約 5 c mの急冷薄帯を取り出し、 さらにそこから長さ約 7 m mのサンプルを 5サンプル連続して作製し、 それそれ のサンブルについて平均厚さ t、 平均結晶粒径および磁気特性を測定した。 平均厚さ tは、 マイクロスコープにより 1サンプルにっき 2 0箇所の測定点で 測定し、 これを平均した値とした。 平均結晶粒径は、 電子顕微鏡による組織観察 結果から求めた。 磁気特性は、 振動試料型磁力計 （V S M ) を用いて保磁力 H c J (k A/m) および最大磁気エネルギー積 （BH) max (kJ/m3) を測定 した。 それらの結果を表 5に示した。
これらの結果から明らかなように、 条件 No. 1〜6 (本発明） で得られた急 冷薄帯は、 高い磁気特性が安定して得られていることが確認された。
それに対し、 条件 No. 7、 8 (比較例） で得られた急冷薄帯は、 低い磁気特 性しか得られなかった。 また、 条件 N o. 8で得られた急冷薄帯については、 連 続したリボンから抽出したサンプルであるにもかかわらず、 その磁気特性のバラ ツキが大きい。
(実施例 4)
次に、 実施例 3の条件 N o. 1〜6で得られた急冷薄帯に、 アルゴン雰囲気中 で 6 90 °Cx 300秒の熱処理を施した後、 これらの急冷薄帯を粉砕して、 磁石 粉末を得た。
得られた磁石粉末について、 その相構成を分析するため、 Cu— Kひを用い回 折角 20 ° 〜 60 ° にて X線回折を行った。 回折パターンからハード磁性相であ る R2 (F e · C o) 14B型相と、 ソフ 卜磁性相であるひ一 （F e， C o) 型相の 回折ピークが確認でき、 透過型電子顕微鏡 （TEM) による観察結果から、 いず れも、 複合組織 （ナノコンポジッ ト組織） を形成していることが確認された。 得られた磁石粉末の平均粒径については、 それぞれ表 6に示した。
次に、 以上のようにして得られた各磁石粉末に、 エポキシ樹脂（結合樹脂） と、 少量のヒ ドラジン系酸化防止剤とを混合し、 これらを混練してボン ド磁石用組成 物 （コンパウン ド） を作製した。 このとき、 磁石粉末とエポキシ樹脂との配合比 率 （重量比） は、 各サンプルについてほぼ等しい値とした。
次いで、 このコンパウン ドを粉砕して粒状とし、 この粒状物を秤量してプレス 装置の金型内に充填し、 圧力 7 t o n/cm2で圧縮成形 （無磁場中） して、 成形 体を得た。
離型後、 1 50°Cの加熱によりエポキシ樹脂を硬化させて （キュア処理） 、 直 径 10 mmx高さ 7 mmの円柱状の等方性ボン ド磁石を得た。
各ボン ド磁石中の磁石粉末の含有量、 各ボン ド磁石の密度 Pについては、 それ それ表 3に示した。 これらのボン ド磁石について、 磁場強度 3. 2 MA/mのパルス着磁を施した 後、 直流自記磁束計にて最大印加磁場 2. 0 MA/mで保磁力 Hc jおよび最大磁 気エネルギー積 （BH) maxを測定した。 測定時の温度は、 23 °C (室温） で あった。 それらの結果を表 6に示した。
次に耐熱性のテス トを行った。 この耐熱性は、 ボン ド磁石を 100°Cx 1時間 の環境下に保持した後、室温に戻した際の不可逆減磁率（初期減磁率）を測定し、 評価した。 不可逆減磁率 （初期減磁率） の絶対値が小さいほど、 耐熱性 （熱安定 性） に優れる。 測定の結果得られた不可逆減磁率を表 6に示した。
(実施例 5)
以下に述べるような方法で 2種類の冷却ロール 5を作製した。
2つの銅製のロール基材 5 1 (直径 200 mm、 幅 30 mm) の周面 5 1 1に 研削加工および研磨加工を施し、 一方は、 周面 5 1 1の表面粗さ Raが 1. Q JLL m (条件 N o. 9) 、 他方は、 周面 5 1 1の表面粗さ R aが 1 2〃m (条件 N o . 10) であるロール基材 5 1を作製した。 なお、 研削加工および研磨加工および 表面粗さ R aの測定は、 実施例 3と同様にして行った。
これらのロール基材 5 1にそれそれ CVDによって平均厚さ丁が 1 であ る N b Cの表面層 52を形成した。 表面層 52の周面 52 1の表面粗さ R aの測 定も実施例 1と同様にして行った。 ロール基材 5 1の周面 5 1 1と表面層 52の 周面 52 1の表面粗さ R aの測定値を表 7に示した。
こう して得られた 2種類の冷却ロール 5を用いて作製された実施例 3と同一組 成の急冷薄帯をアルゴン雰囲気中、 6 75 °Cx 600秒で熱処理した後、 振動試 料型磁力計を用いて保磁力 HCJ (kA/m) 、 最大磁気エネルギー積 （BH) m ax (k J/m3) を測定した。 それらの結果を表 7に示した。
これらの結果から明らかなように、 ロール基材 5 1の周面 5 1 1の表面粗さ R aを本発明の範囲とすることにより、 高い磁気特性が得られた。
(実施例 6 )
次に、 実施例 5で得られた 2種類の急冷薄帯を粉砕して、 磁石粉末を得た。 得られた磁石粉末について、 その相構成を分析するため、 Cu— Kひを用い回 折角 2 0 ° 〜 6 0 ° にて X線回折を行った。 回折パターンからハード磁性相であ る R2 (F e · C o) l4 B型相と、 ソフ ト磁性相であるひ一 （ F e , C o) 型相の 回折ピークが確認でき、 透過型電子顕微鏡 （TEM) による親察結果から、 いず れも、 複合組織 （ナノコンポジッ ト組織） を形成していることが確認された。 得られた磁石粉末の平均粒径については、 それぞれ表 8に示した。
次に、以上のようにして得られた各磁石粉末を用いて、実施例 2と同様にして、 直径 1 Ommx高さ 7 mmの円柱状の等方性ボンド磁石を得た。
各ボンド磁石中の磁石粉末の含有量、 各ボンド磁石の密度 pについては、 それ それ表 8に示した。
これらのボンド磁石について、 磁場強度 3. 2 MA/mのパルス着磁を施した 後、 直流自記磁束計にて最大印加磁場 2. 0 MA/mで保磁力 Hc jおよび最大磁 気エネルギー積 （BH) maxを測定した。 測定時の温度は、 23 °C (室温） で あった。 それらの結果を表 8に示した。
次に耐熱性のテス トを行った。 この耐熱性は、 ボン ド磁石を 100°Cx 1時間 の環境下に保持した後、室温に戻した際の不可逆減磁率（初期減磁率）を測定し、 評価した。 不可逆減磁率 （初期減磁率） の絶対値が小さいほど、 耐熱性 （熱安定 性） に優れる。 測定の結果得られた不可逆減磁率を表 8に示した。
これらの結果からわかるように、 本発明のポン ド磁石は、 優れた磁気特性 （高 い保磁力 H c jおよび最大エネルギー積（ B H ) m a X )および良好な温度特性（低 い不可逆減磁率） が得られているのに対し、 比較例では、 低い磁気特性および温 度特性しか得られていない。
以上述べたように、 本発明によれば、 次のような効果が得られる。
• 得られる急冷薄帯のロール面側とフリ一面側の組織差や長手方向における 組織差を小さくすること、 特に冷却速度の違いによる結晶粒径の差を小さくする ことができ、 その結果、 優れた磁気特性を持つ磁石材料、 磁石粉末が得られ、 そ れより製造されたボン ド磁石も優れた磁気特性を発揮する。
• 特に、 冷却ロールに形成される表面層の構成材料、 厚さ、 表面粗さ、 冷却 ロールの半径、 周速度、 急冷薄帯の厚さ等、 磁石粉末の粒径 （粒度） 、 平均結晶 粒径等を好適な範囲に設定することにより、 さらに優れた磁気特性が得られる。
• 従来のボンド磁石に比べ、 より小さい体積のボン ド磁石で同等以上の磁気 特性を発揮することができるので、 より小型で高性能のモータ等を製造すること が可能となる。
• 高磁気特性が得られることから、 ボンド磁石の製造に際し、 高密度化を追 求しなくても十分に満足できる磁気特性を得ることができ、 その結果、 成形性の 向上と共に、 寸法精度、 機械的強度、 耐食性、 耐熱性等の向上が図れ、 信頼性の 高いボンド磁石を容易に製造することが可能となる。
• また、 高密度化を要求されないことから、 圧縮成形法に比べて高密度の成 形がしにくい押出成形法や射出成形法によるボンド磁石の製造にも適し、 このよ うな成形方法で成形されたボンド磁石でも、 前述したような効果が得られる。 よ つて、 ボン ド磁石の成形方法の選択の幅、 さらには、 それによる形状選択の自由 度が広がる。 産業上の利用可能性
本発明のボンド磁石は、 小型で高性能なモ一夕に適用することができるため、 ポケッ トベル （ページャ一） や携帯用電話機等の携帯用電子機器に用いるのに適 している。
Figure imgf000029_0001
*最表層側
表 2 表 2 急冷薄帯の諸特性
条件 No. サンプル 厚さ t 平均結晶粒径 (BH) max
No. (tfm) (nm) (kA/m) (k J/m3)
1 サンブル 1 28 25 570 160
(本発明） サンプル 2 27 26 565 158
サンプル 3 27 24 575 162 サンプル 4 28 26 560 159 サンプル 5 27 27 558 156
2 サンプル 1 26 23 572 159
(本発明） サンプル 2 25 27 551 153
サンプル 3 26 25 561 156 サンプル 4 27 30 540 149 サンプル 5 25 24 555 157
3 サンプル 1. 29 30 535 139
(本発明） サンプル 2 30 32 520 135
サンプル 3 29 25 547 144 サンプル 4 33 35 516 130 サンプル 5 28 28 539 139
4 サンブル 1 24 28 514 135
(本発明） サンプル 2 30 37 501 126
サンプル 3 23 25 526 141 サンブル 4 31 40 489 121 サンプル 5 28 32 510 130
5 サンプル 1 27 28 541 154
(本発明） サンプル 2 28 30 539 152
サンプル 3 26 27 544 156 サンプル 4 28 32 536 150 サンプル 5 25 26 547 158
6 サンプル 1 30 34 514 132
(本発明） サンプル 2 31 35 510 128
サンプル 3 30 31 520 .137 サンプル 4 33 39 499 121 サンプル 5 29 29 523 140
7 サンプル 1 31 63 275 68
(比較例） サンプル 2 35 78 260 50
サンプル 3 26 45 318 99 サンプル 4 38 81 232 43 サンプル 5 33 51 294 82 表 3
表 3 磁石粉末の平均粒径とボンド磁石の諸特性 条件 No. 平均粒径 磁石粉末 P (BH) max 不可逆
/ ヽ
含 量 (g/cm3) (kA/ノm、) (kJ/m3) 減磁率 (w t %) ( )
1
55 98. 0 6. 35 568 115. 1 -2. 5
(本発明）
2
60 98. 0 6. 32 552 112. 9 -3. 1
(本発明）
3
67 97. 5 6. 15 530 103. 9 -3. 5
(本発明）
• 4
53 97. 0 5. 98 505 93. 2 - 4. 5 (本発明）
5
40 97. 0 6. 05 541 103. 2 -2. 8
(本発明）
6
75 98. 0 6. 30 515 102. 5 -3. 8
(本発明）
表 4
Figure imgf000032_0001
*最表面層側
表 5
表 5 急冷薄帯の諸特性
条件 サンプル 厚さ t 平均結晶粒径 nc j (BH) max
No. No. (u ) (nm) (kA/m) (k J/m3)
1 サンプル 1 28 26 563 158
(本発明） サンプル 2 29 27 559 156 サンプル 3 28 25 566 159 サンプル 4 27 24 574 162 サンプル 5 27 24 569 161
2 サンプル 1 25 25 557 158
(本発明） サンプル 2 27 30 541 149 サンプル 3 25 27 562 156 サンプル 4 26 26 553 154 サンプル 5 26 23 572 159
3 サンプル 1 28 24 548 145
(本発明） サンプル 2 32 35 519 130 サンプル 3 29 28 540 138 サンプル 4 29 29 537 139 サンプル 5 30 32 520 136
4 サンプル 1 28 32 512 129
(本発明） サンプル 2 25 28 516 135 サンプル 3 29 36 500 127 サンプル 4 24 25 527 142 サンプル 5 32 40 488 123
5 サンプル 1 27 27 543 155
(本発明） サンプル 2 28 30 539 152 サンプル 3 26 28 544 156 サンプル 4 29 31 537 150 サンプル 5 25 26 546 159
6 サンプル 1 31 33 516 133
(本発明） サンプル 2 32 35 515 129 サンプル 3 30 31 521 138 サンプル 4 33 39 497 120 サンプル 5 29 28 525 143
7 サンプル 1 32 63 252 51
(比較例） サンプル 2 30 60 256 55 サンプル 3 26 56 263 60 サンプル 4 27 58 260 59 サンプル 5 33 65 250 57
8 サンプル 1 35 55 283 78
(比較例） サンプル 2 31 45 317 98 サンプル 3 38 68 270 64 サンプル 4 29 40 402 110 サンプル 5 26 32 498 125 表 G 磁石粉末の平均粒径とボンド磁石の諸特性
朵仵 N o . 平均 ¾径 磁石粉末含有量 密度 P Hc j (BH) max 不可逆減磁率
(w t %) (g/cm3) (kA/m) (k J/m3) (%)
1 57 98. 1 6. 35 569 115. 0 一 2. 4
(本発明）
2 61 98. 0 6. 31 553 112. 6 -3. 2
(本発明）
3 68 97. 4 6. 14 532 103. 8 一 3. 5
(本発明）
4 52 97. 1 5. 99 504 93. 0 一 4. 6
(本発明）
5 41 97. 0 6. 05 544 103. 0 一 2. 9
(本発明）
6 76 97. 9 6. 29 515 102. 6 -3. 8
(本発明）
¾6 表 7
Figure imgf000035_0001
表 8
表 8 磁石粉末の平均粒径とポンド磁石の諸特性
条件 No. 平均粒径 磁石粉末 密度 P (BH) max 不可逆減磁率
(^m) 含有量 (g/cm3) (kA/m) (k J/m3) (%)
(%)
9 65 98. 0 6. 32 550 108. 1 一 2. 8
(本発明）
10 59 98. 0 6. 34 239 39. 8 -15. 3 (比較例）

Claims

請求の範囲
1. 磁石材料製造用の冷却ロールであって、 前記冷却ロールのロール基材の外周 の全周に表面層を有し、 前記表面層の最大の厚さを Tmax、 最小の厚さを Tmin としたとき、 1. 0 1≤Tmax/Tmi n≤ 3の関係を満足することを特徴とする 冷却ロール。
2. 磁石材料製造用の冷却ロールであって、 ロール基材とその外周の全周に設け られた表面層とを有し、 前記ロール基材の前記表面層との接合面の表面粗さ R a が、 0. 03〜 8〃mであることを特徴とする冷却ロール。
3. 前記表面層は、 その表面に機械加工を行わないで製造されたものである請求 の範囲第 1項または第 2項に記載の冷却ロール。
4. 前記表面層は、 化学蒸着法 （CVD) または物理蒸着法 （PVD) によって 形成されたものである請求の範囲第 1項または第 2項に記載の冷却ロール。
5. 前記表面層は、 セラミ ックスで構成される請求の範囲第 1項または第 2項に 記載の冷却ロール。
6. 前記表面層の平均厚さは、 0. 5〜 50〃mである請求の範囲第 1項または 第 2項に記載の冷却ロール。
7. 前記表面層の表面粗さ R aは、 0. 03〜 8 Aimである請求の範囲第 1項ま たは第 2項に記載の冷却ロール。
8. 前記冷却ロールの半径が 50〜 1 000 mmである請求の範囲第 1項または 第 2項に記載の冷却ロール。
9. 前記磁石材料は、 希土類元素と、 遷移金属と、 ボロンとを含む合金である請 求の範囲第 1項または第 2項に記載の冷却ロール。
1 0 . 請求の範囲第 1項または第 2項に記載の冷却ロールを用いて急冷法により 薄帯状磁石材料を製造することを特徴とする磁石材料の製造方法。
1 1 . 雰囲気ガス中で、 磁石材料の溶湯をノズルから射出し、 前記ノズルに対し 回転している請求の範囲第 1項または第 2項に記載の冷却ロールの周面に衝突さ せ、 冷却固化して、 薄帯状磁石材料を製造することを特徴とする磁石材料の製造 方法。
1 2 . 前記雰囲気ガスは、 不活性ガスである請求の範囲第 1 1項に記載の磁石材 料の製造方法。
1 3 . 前記冷却ロールの周速度が、 5〜 6 0 m/秒である請求の範囲第 1 0項な いし第 1 2項のいずれかに記載の磁石材料の製造方法。
1 4 . 得られる薄帯状磁石材料の平均厚さが 1 0〜 5 0 mである請求の範囲第 1 0項ないし第 1 2項のいずれかに記載の磁石材料の製造方法。
1 5 . 得られる薄帯状磁石材料は、 ソフ ト磁性相とハ一ド磁性相とが相隣接して 存在する複合組織を有するものである請求の範囲第 1 0項ないし第 1 2項のいず れかに記載の磁石材料の製造方法。
1 6 . 請求の範囲第 1 0項ないし第 1 2項のいずれかに記載の方法により製造さ れたことを特徴とする薄帯状磁石材料。
1 7 . 請求の範囲第 1 0項ないし第 1 2項のいずれかに記載の方法により製造さ れた薄帯状磁石材料を粉砕して得られたことを特徴とする磁石粉末。
18. 磁石粉末は、 その製造過程で、 または製造後少なく とも 1回熱処理が施さ れたものである請求の範囲第 17項に記載の磁石粉末。
19. 平均結晶粒径が 500 nm以下の単相組織または複合組織を持つ請求の範 囲第 1 6項または第 1 7項に記載の磁石粉末。
20. 平均粒径が 0. 5〜 1 50 mである請求の範囲第 1 6項または第 17項 に記載の磁石粉末。
2 1. 請求の範囲第 1 6項または第 1 7項に記載の磁石粉末を結合材で結合して なることを特徴とするボン ド磁石。
22. 前記磁石粉末の含有量が 75〜99. 5%である請求の範囲第 2 1項に記 載のボンド磁石。
23.保磁力 Hc jが 320〜900 k A/m以上である請求の範囲第 2 1項にま たは第 22項に記載のボンド磁石。
24. 最大磁気エネルギー積 （BH) maxが 60 k J/m3以上である請求の 範囲第 2 1項にまたは第 22項に記載のボンド磁石。
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