JP2001167915A

JP2001167915A - 磁石の製造方法

Info

Publication number: JP2001167915A
Application number: JP2000298781A
Authority: JP
Inventors: Tomomi Yamamoto; 智実山本; Akira Fukuno; 亮福野
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1999-10-01
Filing date: 2000-09-29
Publication date: 2001-06-22

Abstract

(57)【要約】【課題】安価で高性能な希土類窒化磁石を実現する。【解決手段】ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロー
ル周面に衝突させることにより急冷する単ロール法を用
いて薄帯状の急冷合金を得る急冷工程と、真空中または
不活性ガス雰囲気中において前記急冷合金に結晶化のた
めの熱処理を施す熱処理工程と、熱処理後の急冷合金に
窒化処理を施す窒化工程とを有し、前記急冷工程におい
て、冷却ロールの周速度を４５m/s 以上とし、合金溶湯
の温度を１３００〜１６００℃とし、合金溶湯の吐出速
度を０．０１〜０．１５リットル／分とする磁石の製造
方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として樹脂ボン
ディッド磁石としてモータ等に適用される希土類窒化磁
石を製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】高性能希土類磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ
系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が実用化されているが、
近年、新規な希土類磁石の開発が盛んに行なわれてい
る。

【０００３】例えば、Ｓｍ₂ Ｆｅ₁₇結晶にＮが侵入型に
固溶したＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系の希土類窒化磁石が提案され
ている。希土類窒化磁石（以下、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁
石）は、理論的にはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を超える特性
が期待されるため、様々な提案がなされている。

【０００４】Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石は、例えば特開平１
０−１６３０５６号公報に記載されており、単ロール法
等の急冷法により合金溶湯を冷却して得られた急冷合金
を、熱処理により結晶化させた後、窒素雰囲気中で熱処
理を施すことにより製造される。その組織構造は、希土
類−鉄−窒素系組成をもつ硬質磁性相と、α−Ｆｅを主
体とする軟質磁性相とが組み合わさったものであり、こ
れにより高い磁石特性が得られる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記特開平１０−１６
３０５６号公報では、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の組織構造
を制御するために、合金溶湯の急冷条件を制御する提案
がなされている。具体的には、Ｒ（Ｒは希土類元素の１
種以上であり、Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上であ
る）、Ｔ（ＴはＦｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、
ＮおよびＭ（Ｍは、Ｚｒであるか、Ｚｒの一部をＴｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｃおよ
びＰから選択される少なくとも１種の元素で置換したも
のである）を含有し、Ｒの含有量が４〜８原子％、Ｎの
含有量が１０〜２０原子％、Ｍの含有量が２〜１０原子
％であって残部が実質的にＴである組成の磁石を製造す
るに際し、急冷工程において冷却ロールの周速度を５０
m/s 以上とし、合金溶湯の吐出圧力を０．３〜２kgf/cm
²としている。これにより、磁石全体のＲ含有量が少な
いにもかかわらず、高保磁力を得ている。すなわち、安
価で高性能な磁石を得ている。

【０００６】また、特開平１１−５４３０７号公報で
も、合金溶湯噴射時の平均溶湯流速を０．２〜５m/sと
する提案がなされている。同公報に記載された発明の効
果は、磁気特性ばらつきの少ない磁石合金薄帯が高い収
率で得られる、というものである。

【０００７】しかし、合金溶湯の吐出圧力または流速が
一定であっても、合金溶湯を射出するノズルの径が異な
れば、ノズルからの吐出速度（単位時間当たりの吐出
量）が異なってしまう。吐出速度の変化は、冷却ロール
と溶湯との接触面積の変化を招き、その結果、合金溶湯
を冷却する能力も変化してしまう。したがって、合金溶
湯の吐出圧力または流速が所定範囲内となるように制御
するだけでは、所望の組織構造をもつ急冷合金を安定し
て得ることは難しい。Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の磁気特性
は、急冷合金の組織状態に大きく依存し、特に、保磁力
（ＨcJ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、角形比（Ｈｋ／Ｈc
J）および最大エネルギー積（(BH)max）は、組成が一定
であっても組織状態に大きく左右される。

【０００８】前記特開平１０−１６３０５６号公報で
は、微細で均一な組織構造とするために、磁石中の含有
量が２〜１０原子％となるように元素Ｍを添加した合金
溶湯を用いている。元素Ｍは組織構造制御に必要ではあ
るが、元素Ｍ自体は磁気特性を下げる働きをもつので、
同等の組織構造が得られるのであれば元素Ｍ含有量が少
ないほど磁気特性を高くできる。しかし、従来の製造方
法において、磁石中の含有量が２原子％未満となるよう
に元素Ｍを添加した場合、合金溶湯を均一に急冷するこ
とができず、その結果、元素Ｍ量の低減に見合う磁気特
性向上を実現することができなかった。

【０００９】本発明の目的は、安価で高性能な希土類窒
化磁石を実現することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）および（２）の本発明により達成される。（１）Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、Ｒ中の
Ｓｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦｅ、ま
たはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（Ｍは、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａ
ｌ、ＣおよびＰから選択される少なくとも１種の元素で
ある）を含有し、Ｒの含有量が４〜９原子％、Ｎの含有
量が１０〜２０原子％、Ｍの含有量が１〜１０原子％で
あって残部が実質的にＴであり、硬質磁性相と軟質磁性
相とを有し、硬質磁性相がＲ、ＴおよびＮを主体とし、
かつＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟質磁性相がｂｃｃ構
造のＴ相からなる磁石を製造する方法であり、ノズルか
ら合金溶湯を吐出して冷却ロール周面に衝突させること
により急冷する単ロール法を用いて薄帯状の急冷合金を
得る急冷工程と、真空中または不活性ガス雰囲気中にお
いて前記急冷合金に結晶化のための熱処理を施す熱処理
工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理を施す窒化工程
とを有し、前記急冷工程において、冷却ロールの周速度
を４５m/s 以上とし、合金溶湯の温度を１３００〜１６
００℃とし、合金溶湯の吐出速度を０．０１〜０．１５
リットル／分とする磁石の製造方法。（２）前記Ｍに、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆから選択され
る少なくとも１種の元素が含まれる上記（１）の磁石の
製造方法。

【００１１】

【作用および効果】本発明により製造される磁石の組織
構造は、前記特開平１０−１６３０５６号公報に記載さ
れた磁石と同様である。すなわち、本発明により製造さ
れる磁石は、ＴｂＣｕ₇型結晶からなる硬質磁性相と、
α−Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相とが分散した構造のＳｍ
−Ｆｅ−Ｎ系磁石である。ＴｂＣｕ₇型結晶相中におい
て、希土類元素Ｒおよび元素Ｍは主としてＴｂサイトに
存在し、元素ＴはＣｕサイトに存在する。本発明により
製造される磁石では、前記特開平１０−１６３０５６号
公報に記載された磁石と同様に、磁石全体のＲ含有量が
少ないにもかかわらず高特性が得られる。

【００１２】本発明では、合金溶湯を急冷するに際し、
冷却ロールの周速度、合金溶湯の温度および合金溶湯の
吐出速度を上記した範囲内となるように制御する。

【００１３】冷却ロールの周速度を制御する理由は、ア
モルファス相を含む微結晶状態の急冷合金を得るためで
ある。

【００１４】合金溶湯の温度および吐出速度を制御する
のは、冷却ロールと溶湯との接触面積の変化を抑制する
ことにより、合金溶湯を冷却する能力の変化を抑えると
共に、合金回収率を向上させるためである。なお、合金
回収率とは、ノズルから吐出した合金溶湯の量に対する
急冷合金の比率である。溶湯温度が低すぎると、合金溶
湯が冷却ロールの周面に乗りにくい。一方、溶湯温度が
高すぎると、合金溶湯が冷却ロール周面にはじかれやす
い。吐出速度が速すぎると、合金溶湯が冷却ロール周面
ではじかれやすくなる。一方、吐出速度が遅すぎると、
合金溶湯が冷却ロール周面で滑りやすくなる。その結
果、これらいずれの場合でも、合金溶湯が冷却ロール周
面から飛散して合金回収率が低くなってしまうと共に、
安定した急冷が難しくなって均一性の良好な組織構造を
安定して得ることが困難となる。

【００１５】ところで、ノズルからの合金溶湯の吐出圧
力を一定とした場合において、溶湯温度が低いと、溶湯
の粘度が高くなると共に吐出速度が遅くなるのでノズル
詰まりが生じやすくなり、溶湯温度が高いと、溶湯粘度
が低くなると共に吐出速度が速くなるので合金回収率が
低くなりやすい。そこで、本発明では、溶湯温度を上記
範囲内において低温側に設定した場合には、吐出速度を
上記範囲内において高速側となるように設定する。一
方、溶湯温度を上記範囲内において高温側に設定した場
合には、吐出速度を上記範囲内において低速側となるよ
うに設定する。これにより、ノズル詰まりを防ぐことが
でき、かつ、合金回収率を高くすることができる。

【００１６】また、本発明では、合金溶湯を均一に急冷
することが可能となるので、元素Ｍの含有量を、前記特
開平１０−１６３０５６号公報記載の磁石よりも少なく
できる。ＴｂＣｕ₇型結晶からなる硬質磁性相と、α−
Ｆｅ相等のｂｃｃ構造Ｔ相とが分散した構造のＳｍ−Ｆ
ｅ−Ｎ系磁石の特性は、熱処理後（窒化前）におけるＴ
ｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造Ｔ相との比率に大きく影
響を受ける。そして、急冷合金に熱処理を施してＴｂＣ
ｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造Ｔ相を所定の比率で析出させ
るためには、急冷直後の合金の組織構造を、アモルファ
スまたはアモルファスを含む微細結晶構造とする必要が
あり、かつ、このような微細結晶構造を合金全体にわた
って均一に存在させる必要がある。前述したように、前
記特開平１０−１６３０５６号公報では、微細で均一な
組織構造とするために、磁石中の含有量が２〜１０原子
％となるように元素Ｍを添加した合金溶湯を用いる必要
があった。これに対し本発明では、合金溶湯の温度およ
び吐出速度を制御することにより、元素Ｍの磁石中での
含有量を１原子％まで下げても、微細で均一な組織構造
を有する急冷合金を安定して得ることができるので、従
来よりも特性の高い磁石が得られる。

【００１７】

【発明の実施の形態】磁石の組織構造本発明により製造される磁石は、Ｒ、Ｔ、ＮおよびＭを
含み、主相である硬質磁性相と微細な軟質磁性相とを含
む複合組織を有する。

【００１８】硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ₇型結晶構造をもち、この結晶構造
に窒素が侵入した構造である。Ｒは主としてＴｂサイト
に、Ｔは主としてＣｕサイトに存在する。Ｍは、元素に
よっても異なるが、主としてＴｂサイトに存在し、Ｃｕ
サイトに存在する場合もある。また、Ｍは、軟質磁性相
であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶することもあるが、ＭとＴ
とで別の化合物を形成することもある。

【００１９】軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相であり、実
質的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部が
Ｃｏ、Ｍ、Ｒ等で置換されたものであると考えられる。

【００２０】高保磁力を得るためには、軟質磁性相の平
均結晶粒径が５〜６０nmであることが好ましい。磁石中
には結晶磁気異方性が高い硬質磁性相と飽和磁化が高い
軟質磁性相とが存在し、軟質磁性相が微細であるため両
相の界面が多くなって交換相互作用の効果が大きくな
り、高保磁力が得られると考えられる。軟質磁性相の平
均結晶粒径が小さすぎると飽和磁化が低くなってしま
い、大きすぎると保磁力および角形性が低くなってしま
う。なお、軟質磁性相の平均結晶粒径は、５〜４０nmで
あることがより好ましい。

【００２１】軟質磁性相は一般に不定形であり、このこ
とは透過型電子顕微鏡により確認することができる。軟
質磁性相の平均結晶粒径は、磁石断面の画像解析により
算出する。まず、磁石断面の測定対象領域中に含まれて
いる軟質磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒
の断面積の合計Ｓを、画像解析により算出する。そし
て、軟質磁性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎ
を算出し、面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒
径とする。すなわち、平均結晶粒径Ｄは、式 π（Ｄ／２）² ＝Ｓ／ｎから求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上とな
るように設定することが好ましい。

【００２２】硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは
５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬
質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が
不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁
性相の平均結晶粒径が大きすぎると、窒化処理に要する
時間が長くなる傾向がある。硬質磁性相の平均結晶粒径
は、軟質磁性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。

【００２３】磁石中における軟質磁性相の割合は、好ま
しくは１０〜６０体積％、より好ましくは１０〜３６体
積％である。軟質磁性相の割合が低すぎても高すぎても
良好な磁石特性が得られなくなり、特に最大エネルギー
積が低くなる。軟質磁性相の割合は、磁石断面の透過型
電子顕微鏡写真を用いて、いわゆる面積分析法により求
める。この場合、断面積比が体積比となる。

【００２４】なお、磁石中には、上記した硬質磁性相お
よび軟質磁性相以外の相が含まれていてもよい。本発明
において元素Ｍとして用いられるＺｒは、硬質磁性相で
あるＴｂＣｕ₇ 型相のＴｂサイトに存在するが、Ｆｅ₃
Ｚｒ等の別の化合物を生成することも可能である。しか
し、Ｆｅ₃ Ｚｒ相等の異相は永久磁石として好ましくな
いので、Ｚｒを含む異相は磁石中の５体積％以下である
ことが好ましい。

【００２５】磁石の組成限定理由次に、磁石の組成限定理由を説明する。

【００２６】Ｒの含有量は４〜９原子％、好ましくは４
〜８原子％である。Ｎの含有量は１０〜２０原子％、好
ましくは１２〜１８原子％、より好ましくは１５原子％
超１８原子％以下、さらに好ましくは１５．５〜１８原
子％である。Ｍの含有量は１〜１０原子％、好ましくは
１〜５原子％である。そして、残部が実質的にＴであ
る。

【００２７】Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低く
なる。一方、Ｒの含有量が多すぎるとｂｃｃ構造Ｔ相の
量が少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲ
を多量に使用することになるため、安価な磁石が得られ
なくなる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることができる。硬
質磁性相はＴｂＣｕ₇ 型の結晶構造に窒素が侵入した構
成であり、このような硬質磁性相ではＲがＳｍであると
きに最も高い結晶磁気異方性を示す。Ｓｍの比率が低い
と結晶磁気異方性が低下し保磁力も低下するため、Ｒ中
のＳｍ比率は５０原子％以上、好ましくは７０原子％以
上とする。

【００２８】Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の
上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上お
よび最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共
に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ
含有量はガス分析法などにより測定することができる。

【００２９】元素Ｍは、前述した微細な複合組織を実現
するために添加される。元素Ｍが含まれないと、合金製
造時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が析出するため、最終
的に軟質磁性相の平均結晶粒径が比較的小さくなったと
しても、高保磁力が得られなくなる。Ｍの含有量が少な
すぎると、軟質磁性相の平均結晶粒径が小さい磁石が得
られにくくなる。一方、Ｍの含有量が多すぎると、飽和
磁化が低くなってしまう。Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰか
ら選択される少なくとも１種の元素である。元素Ｍのう
ちＺｒ、ＮｂおよびＨｆは、Ｓｍ−Ｆｅ結晶格子のＳｍ
サイトに存在するため、磁気特性を向上させる効果を示
す。なお、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆがＳｍサイトに存在す
ることは、Ｘ線回折および熱磁気測定により確認するこ
とができる。一方、元素ＭのうちＺｒ、ＮｂおよびＨｆ
以外のものは、Ｆｅと微量の異相を形成しやすい。した
がって、Ｍとしては、少なくとも、Ｚｒ、ＮｂおよびＨ
ｆから選択される少なくとも１種の元素を用いることが
好ましく、ＭがＺｒ、ＮｂおよびＨｆの少なくとも１種
だけからなることがより好ましい。なお、磁石中におけ
るＺｒ、ＮｂおよびＨｆの合計含有量は、好ましくは１
〜４．５原子％である。これは、ＭとしてＺｒ、Ｎｂお
よびＨｆの少なくとも１種だけを用いる場合でも、これ
ら以外の元素を併用する場合でも同様である。Ｚｒ、Ｎ
ｂおよびＨｆの合計含有量が少ないと高保磁力と高角形
比とが共には得られず、また、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆの
合計含有量が多すぎると飽和磁化および残留磁束密度が
低くなってしまう。

【００３０】本発明では、前記特開平１０−１６３０５
６号公報記載の磁石に比べＭ含有量を少なくしても、同
等の微細な組織構造が得られる。そのため、元素Ｍ量の
低減に見合う磁気特性向上を実現できる。前記特開平１
０−１６３０５６号公報ではＭを２原子％以上添加して
いるが、本発明ではＭ含有量を２原子％未満、好ましく
は１．８原子％以下とすることにより、より高い磁石特
性、特に、より高い角形比が得られる。

【００３１】上記各元素を除いた残部が実質的にＴであ
る。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏであ
る。Ｃｏの添加は特性を向上させるが、Ｔ中のＣｏの比
率は５０原子％以下であることが好ましい。Ｃｏの比率
が５０原子％を超えると残留磁束密度が低くなってしま
う。

【００３２】なお、磁石中には、不可避的不純物として
酸素が含まれていてもよい。磁石は希土類−遷移金属間
化合物を基本とすることから、取り扱いの際や各工程に
おける処理の際に不可避的に酸化が生じ得る。例えば、
急冷や粉砕、後述する組織構造制御のための熱処理など
をＡｒ雰囲気中で行った場合、雰囲気Ａｒ中の１ppm程
度の酸素は不可避であり、その結果、磁石中には酸素が
６０００ppm 程度以下含まれる。また、不可避的不純物
として、有機物由来の炭素が５００ppm 程度以下含まれ
る。また、空気中の水分と磁石との反応により生成する
水酸化物に由来するＨが１００ppm 程度以下含まれる。
また、坩堝材質からのＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどが５０００
ppm 程度以下含まれる。

【００３３】製造方法次に、製造方法を説明する。

【００３４】この方法では、Ｒ、ＴおよびＭを含む急冷
合金を単ロール法により製造し、この急冷合金に組織構
造制御のための熱処理を施した後、窒化処理を施して磁
石化する。

【００３５】単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐
出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶
湯を急速に冷却し、薄帯状の急冷合金を得る。単ロール
法は、他の液体急冷法に比べ、量産性が高く、急冷条件
の再現性が良好である。冷却ロールの材質は特に限定さ
れないが、通常、ＣｕまたはＣｕ合金を用いることが好
ましい。

【００３６】本発明では、冷却ロールの周速度を、４５
m/s以上、好ましくは５０m/s 以上、より好ましくは６
０m/s 以上とする。ロール周速をこのように高くするこ
とにより、アモルファス相を含む微結晶状態の急冷合金
を得ることができるため、その後の熱処理により任意の
結晶粒径が実現可能となり、窒化も容易となる。また、
薄帯状急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合金が
得られる。したがって、高保磁力、高残留磁束密度、高
角形比、高最大エネルギー積の磁石が得られる。なお、
ロール周速は、通常、１２０m/s 以下とすることが好ま
しい。ロール周速が速すぎると、合金溶湯とロール周面
との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行なわれなく
なる。このため、実効冷却速度が遅くなってしまう。

【００３７】ノズルから吐出される合金溶湯の温度は、
１３００〜１６００℃、好ましくは１３５０〜１５５０
℃、さらに好ましくは１４００〜１５００℃である。ま
た、ノズルからの合金溶湯の吐出速度は、０．０１〜
０．１５リットル／分、好ましくは０．０３〜０．０８
リットル／分である。溶湯温度および吐出速度の限定理
由は、前述したとおりである。なお、吐出速度は、吐出
圧力の制御やノズル径の選択により変更することができ
る。

【００３８】急冷合金の組織構造は、ＴｂＣｕ₇ 型の微
細結晶およびアモルファス相を含む複合組織であり、ｂ
ｃｃ構造Ｔ相を含んでいてもよい。ｂｃｃ構造Ｔ相は、
Ｘ線回折による同相のピークの存在や、熱分析において
α−Ｆｅ相のキュリー点に相当する温度で生じる磁化の
消滅により、その存在を確認できる。

【００３９】急冷合金には、組織構造制御のための熱処
理を施す。この熱処理は、所定の平均結晶粒径を有する
ｂｃｃ構造Ｔ相を析出させるためのものである。この熱
処理における処理温度は、好ましくは６００〜８００
℃、より好ましくは６５０〜７７５℃であり、処理時間
は処理温度にもよるが、通常、１０分間〜４時間程度と
する。この熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ等の不活性雰囲気中や
真空中で行なうことが好ましい。この熱処理により、微
細なｂｃｃ構造Ｔ相が析出し、また、ＴｂＣｕ₇型結晶
相がさらに析出することもある。熱処理温度が低すぎる
とｂｃｃ構造Ｔ相の析出量が不十分となり、熱処理温度
が高すぎると、ＭとＴとが例えばＦｅ₃ Ｚｒのような化
合物を生成し、特性低下の原因となる。

【００４０】組織構造制御のための熱処理後、急冷合金
に窒化処理を施す。窒化処理では、窒素ガス雰囲気中で
急冷合金に熱処理を施す。この処理により、ＴｂＣｕ₇
型結晶中に窒素原子が侵入して侵入型の固溶体が形成さ
れ、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処理温度は、好
ましくは３５０〜７００℃、より好ましくは３５０〜６
００℃であり、処理時間は、好ましくは０．１〜３００
時間である。窒素ガスの圧力は、０．１気圧程度以上と
することが好ましい。なお、窒化処理に高圧窒素ガスを
用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いたり、アンモニア
ガスを用いたりすることもできる。

【００４１】磁石の形状に特に制限はなく、薄帯状や粒
状等のいずれであってもよい。ボンディッド磁石等の磁
石製品に適用する場合には、所定の粒径にまで粉砕して
磁石粒子とする。粉砕工程は、急冷後、組織構造制御の
ための熱処理後、窒化処理後のいずれに設けてもよく、
粉砕工程を複数段に分けて設けてもよい。

【００４２】ボンディッド磁石に適用する場合、磁石粒
子の平均粒子径は、通常、１０μm以上とすることが好
ましいが、十分な耐酸化性を得るためには、平均粒子径
を好ましくは３０μm以上、より好ましくは５０μm以
上、さらに好ましくは７０μm以上とすることがよい。
また、この程度の粒子径とすることにより、高密度のボ
ンディッド磁石とすることができる。平均粒子径の上限
は特にないが、通常、１０００μm程度以下であり、好
ましくは２５０μm以下である。なお、この場合の平均
粒子径とは、篩別により求められた重量平均粒子径Ｄ₅₀
を意味する。重量平均粒子径Ｄ₅₀は、径の小さな粒子か
ら重量を加算していって、その合計重量が全粒子の合計
重量の５０％となったときの粒子径である。

【００４３】ボンディッド磁石は、磁石粒子をバインダ
で結合して作製される。本発明により製造される磁石
は、プレス成形を用いるコンプレッションボンディッド
磁石、あるいは射出成形を用いるインジェクションボン
ディッド磁石のいずれにも適用することができる。バイ
ンダとしては、各種樹脂を用いることが好ましいが、金
属バインダを用いてメタルボンディッド磁石とすること
もできる。樹脂バインダの種類は特に限定されず、エポ
キシ樹脂やナイロン等の各種熱硬化性樹脂や各種熱可塑
性樹脂から目的に応じて適宜選択すればよい。金属バイ
ンダの種類も特に限定されない。また、磁石粒子に対す
るバインダの含有比率や成形時の圧力等の各種条件にも
特に制限はなく、通常の範囲から適当に選択すればよ
い。ただし、結晶粒の粗大化を防ぐために、高温の熱処
理が必要な方法は避けることが好ましい。

【００４４】

【実施例】実施例１：Ｍ量による比較下記表１に示す組成（残部はＦｅ）の磁石粉末を、以下
の手順で作製した。

【００４５】まず、合金インゴットを溶解により製造
し、各インゴットを小片に砕いた。得られた小片を石英
ノズルに入れて高周波誘導加熱により溶解して合金溶湯
とし、単ロール法により急冷して、薄帯状の急冷合金と
した。冷却ロールにはＢｅ−Ｃｕロールを用いた。冷却
ロールの周速度Ｖ_S、合金溶湯の温度Ｔおよび合金溶湯
の吐出速度Ｖ_Mを、表１に示す。

【００４６】Ｘ線回折および透過型電子顕微鏡による観
察の結果、急冷合金は、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構
造α−Ｆｅ相とを含む多結晶複合組織であり、さらにア
モルファス相も含むものであることが確認された。

【００４７】次に、Ａｒガス雰囲気中で、急冷合金に組
織構造制御のための熱処理を施した。熱処理は、７００
℃にて１時間行なった。熱処理後にＸ線（Ｃｕ−Ｋα
線）回折および透過型電子顕微鏡による観察を行なった
ところ、ＴｂＣｕ₇型結晶相とｂｃｃ構造α−Ｆｅ相と
を含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は
実質的に消失していた。

【００４８】次に、結晶化した合金を約１５０μm以下
の径まで粉砕し、１気圧の窒素ガス雰囲気中で４２５℃
にて窒化処理を施し、磁石粉末とした。各磁石粉末の窒
化処理時間は、２０時間とした。

【００４９】これらの磁石粉末の組成、保磁力（Ｈc
J）、角形比（Ｈｋ／ＨcJ）、残留磁束密度（Ｂｒ）お
よび最大エネルギー積（(BH)max）を測定した。組成は
蛍光Ｘ線分析により求めた。ただし、Ｎ量はガス分析に
より求めた。結果を表１に示す。

【００５０】なお、Ｈｋ／ＨcJにおけるＨｋは、磁気ヒ
ステリシスループの第２象限において磁束密度が残留磁
束密度の９０％になるときの外部磁界強度である。Ｈｋ
が低いと高い最大エネルギー積が得られない。Ｈｋ／Ｈ
cJは、磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリ
シスループの第２象限における角張りの度合いを表わ
す。ＨcJが同等であってもＨｋ／ＨcJが大きいほど磁石
中のミクロ的な保磁力の分布がシャープとなるため、着
磁が容易となり、かつ着磁ばらつきも少なくなり、ま
た、最大エネルギー積が高くなる。そして、磁石使用時
の外部からの減磁界や自己減磁界の変化に対する磁化の
安定性が良好となり、磁石を含む磁気回路の性能が安定
したものとなる。

【００５１】

【表１】

【００５２】表１に示される結果から、冷却ロールの周
速度Ｖ_S、合金溶湯の温度Ｔおよび合金溶湯の吐出速度
Ｖ_Mを本発明範囲内となるように制御することにより、
Ｍ含有量を１．５原子％以下と少なくして高磁気特性を
実現できることがわかる。

【００５３】実施例２：合金溶湯の吐出速度による比較表２に示す組成（残部はＦｅ）の磁石粉末を作製した。
この組成は、上記表１の磁石粉末No.１０２と同じであ
る。これらの磁石粉末を製造する際の条件は、合金溶湯
の吐出速度Ｖ_Mを表２に示す値としたほかは実施例１と
同じとした。

【００５４】これらの磁石粉末について、実施例１と同
様な測定を行なった。また、合金溶湯の急冷に際して、
前記した合金回収率を測定した。結果を表２に示す。

【００５５】

【表２】

【００５６】表２から、元素Ｍを少なくして高磁気特性
を得るためには、合金溶湯の吐出速度Ｖ_Mを本発明範囲
内とする必要があることがわかる。また、吐出速度Ｖ_M
を本発明範囲内とすることにより、合金回収率を高くで
きることがわかる。

【００５７】各磁石粉末およびその製造に用いた急冷合
金について、Ｘ線および透過型電子顕微鏡により組織構
造を解析した。No.２０１の製造に用いた急冷合金はア
モルファス化が不十分であり、その結果、No.２０１で
は、α−Ｆｅ相と硬質磁性相とからなる組織構造が均一
で微細なものとはならず、特にα−Ｆｅ相の粗大化が進
んでいた。また、No.２０６の製造に用いた急冷合金は
アモルファス化が進みすぎており、その結果、熱処理に
より結晶化させた後の組織構造が、均一で微細なものと
はならなかった。

【００５８】実施例３：合金溶湯の温度による比較表３に示す組成（残部はＦｅ）の磁石粉末を作製した。
この組成は、上記表１の磁石粉末No.１０２と同じであ
る。これらの磁石粉末を製造する際の条件は、合金溶湯
の温度Ｔを表３に示す値としたほかは実施例１と同じと
した。

【００５９】これらの磁石粉末について、実施例２と同
様な測定を行なった。結果を表３に示す。

【００６０】

【表３】

【００６１】表３から、元素Ｍを少なくして高磁気特性
を得るためには、合金溶湯の温度Ｔを本発明範囲内とす
る必要があることがわかる。また、温度Ｔを本発明範囲
内とすることにより、合金回収率を高くできることがわ
かる。

【００６２】各磁石粉末の製造に用いた急冷合金につい
て、実施例２と同様にして組織構造を解析した。No.３
０１に用いた急冷合金は、実施例２のNo.２０１の場合
と同様にアモルファス化が不十分であった。一方、No.
３０６の製造に用いた急冷合金は、実施例２のNo.２０
６の場合と同様にアモルファス化が進みすぎていた。

【００６３】実施例４：ボンディッド磁石実施例１〜３で作製した磁石粉末をエポキシ樹脂と混合
した後、プレス成形し、さらに硬化のための熱処理を施
してコンプレッションボンディッド磁石とした。エポキ
シ樹脂は磁石粉末１００重量部に対し２〜３重量部とし
た。プレス成形時の圧力保持時間は１０秒間とし、印加
圧力は１００００kgf/cm² とした。樹脂硬化のための熱
処理は、１５０℃にて１時間行なった。

【００６４】これらのボンディッド粉末では、使用した
磁石粉末の磁気特性に対応した磁気特性が得られた。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（Ｒは希土類元素の１種以上であり、
Ｒ中のＳｍ比率は５０原子％以上である）、Ｔ（ＴはＦ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）、ＮおよびＭ（Ｍ
は、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗ、Ａｌ、ＣおよびＰから選択される少なくとも１種の
元素である）を含有し、Ｒの含有量が４〜９原子％、Ｎ
の含有量が１０〜２０原子％、Ｍの含有量が１〜１０原
子％であって残部が実質的にＴであり、硬質磁性相と軟
質磁性相とを有し、硬質磁性相がＲ、ＴおよびＮを主体
とし、かつＴｂＣｕ₇型結晶相を含み、軟質磁性相がｂ
ｃｃ構造のＴ相からなる磁石を製造する方法であり、ノズルから合金溶湯を吐出して冷却ロール周面に衝突さ
せることにより急冷する単ロール法を用いて薄帯状の急
冷合金を得る急冷工程と、真空中または不活性ガス雰囲
気中において前記急冷合金に結晶化のための熱処理を施
す熱処理工程と、熱処理後の急冷合金に窒化処理を施す
窒化工程とを有し、前記急冷工程において、冷却ロールの周速度を４５m/s
以上とし、合金溶湯の温度を１３００〜１６００℃と
し、合金溶湯の吐出速度を０．０１〜０．１５リットル
／分とする磁石の製造方法。
【請求項２】前記Ｍに、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆから選
択される少なくとも１種の元素が含まれる請求項１の磁
石の製造方法。