JP2002030378A

JP2002030378A - 結晶化発熱温度制御による鉄基永久磁石合金の製造方法

Info

Publication number: JP2002030378A
Application number: JP2000215414A
Authority: JP
Inventors: Toshio Mitsugi; 敏夫三次; Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2000-07-17
Filing date: 2000-07-17
Publication date: 2002-01-31

Abstract

(57)【要約】【課題】鉄基合金磁石に添加する希土類元素の組み合
わせや比率を系統的な手法で決定し、優れた磁石特性を
付与する。【解決手段】硬磁性相を含む２以上の準安定相を有す
る微細結晶型鉄基合金磁石を製造する方法であって、希
土類元素Ｒ（ＲはＰｒまたはＮｄ）と、希土類元素Ｒよ
りも原子番号Ａの大きな希土類元素Ｒ’と、希土類元素
Ｒよりも原子番号Ａの小さな希土類元素Ｒ”とを含有す
る鉄基合金を用意する工程と、鉄基合金の溶湯を急冷
し、それによって、アモルファス相が体積比率で全体の
９０％以上を占める急冷合金を作製する工程と、急冷合
金を加熱して、鉄基合金中で結晶成長を進行させる熱処
理工程とを包含する。そして、Ｒ、Ｒ’、およびＲ”の
組成比率を調節することによって、1つの結晶相の結晶
化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御するとともに、
他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃に制
御し、微細で均一な結晶組織を形成する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、各種モータやアク
チュエータに好適に使用される微細結晶型鉄基合金磁石
の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】少なくとも硬磁性相を含む２以上の準安
定相を有する微細結晶型合金磁石の研究開発が進められ
ている。例えばＦｅ₃Ｂ／Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系微細結晶型磁
石の場合、軟磁性相であるＦｅ₃Ｂ微結晶と硬磁性相で
あるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ微結晶が均一に分布し、交換相互作
用によって両者が磁気的に結合している。これらの微結
晶はナノメートル（ｎｍ）オーダーのサイズを持ち、両
微結晶相が複合化した組織（ナノコンポジット組織）を
構成していることから、「ナノコンポジット磁石」と呼
ばれる場合がある。

【０００３】このような微細結晶型の鉄基合金磁石は、
軟磁性相を含んでいても、硬磁性相との磁気的結合（交
換相互作用）によって優れた磁石特性を発揮することが
できる。また、Ｎｄ等の希土類元素を含まない軟磁性相
が存在する結果、全体として希土類元素の含有量が低く
抑えられる。このことは、磁石の製造コストを低減し、
磁石を安定に供給するうえでも好都合である。

【０００４】微細結晶型鉄基合金磁石は、溶融した原料
合金を急冷してアモルファス化した後、熱処理によって
微結晶を析出・成長させる（結晶化する）という方法を
用いて製造される。

【０００５】アモルファス状態の急冷凝固合金は片ロー
ル法などの超急冷法を用いて作製されるのが一般的であ
る。急冷法は、例えば、回転する冷却ロールの外周表面
上に溶湯状原料合金を流下し、溶湯原料合金を冷却ロー
ルと短時間だけ接触させることによって原料合金を急冷
・凝固させるものである。この方法による場合、冷却速
度の制御は冷却ロールの回転周速度を調節することによ
って行われる。

【０００６】急冷によって凝固し、冷却ロールから離れ
た合金は、周速度方向に薄く且つ長く延びたリボン（薄
帯）形状になる。このような急冷凝固合金の薄帯は破断
機によって破砕され薄片化したのち、粉砕機によってよ
り細かいサイズに粉砕されて粉末化される。

【０００７】その後、結晶化のための熱処理が行われ
る。この熱処理によって、Ｆｅ₃Ｂ等の鉄系硼化物やＮ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの微結晶相が生成され、磁石特性が付与さ
れる。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】従来、微細結晶型鉄基
合金磁石の性能を向上させる目的で、種々の添加元素を
組み合わせ、それらの組成比率を最適化しようとする試
みが行われてきた。しかしながら、添加元素の組み合わ
せや組成比率を決定する系統的な方法は知られておら
ず、これらの決定は試行錯誤的に行われていた。このた
め、新規な組成を持つ高性能の鉄基合金磁石を開発する
ためには、非常に多くの時間と労力が必要であった。

【０００９】本発明は、かかる諸点に鑑みてなされたも
のであり、その主な目的は、系統的な手法で添加元素の
組み合わせや組成比率を決定し、それによって優れた磁
石特性を発揮する鉄基永久磁石合金の製造方法を提供す
ることにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明による鉄基永久磁
石合金の製造方法は、組成式がＲ_xＴ_{(100-x-y-l-m)}Ｑ _y
Ｍ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ＝Ｌａ、Ｃe、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕからなる群から選択
された２以上の元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉから
なる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ＝Ｂお
よびＣからなる群から選択された少なくとも一つの元
素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからな
る群から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択された
少なくとも一つの元素）、組成範囲を限定する記号ｘ、
ｙ、ｌ、ｍが、それぞれ、１≦ｘ≦６、１５≦ｙ≦２
５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の
関係を満足し、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶
相が混在する鉄基永久磁石合金を製造する方法であっ
て、元素Ｒ、Ｍ１、およびＭ２の組み合わせと組成比率
とを調節することによって、1つの結晶相の結晶化発熱
温度を５８５℃〜６１５℃に制御するとともに、他の結
晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃に制御する
ことを特徴とする。

【００１１】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、組成式が（Ｎｄ_x-x'Ｒ’_x'）Ｔ _{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ
１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ’＝Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およ
びＬｕからなる群から選択された少なくとも一つの元
素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択さ
れた少なくとも一つの元素、Ｑ＝ＢおよびＣからなる群
から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された
少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およ
びＺｒからなる群から選択された少なくとも一つの元
素）、組成範囲を限定する記号ｘ、ｘ’、ｙ、ｌ、ｍ
が、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、
０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の関係
を満足し、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が
混在する鉄基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｎ
ｄの少なくとも一部をＮｄよりも原子番号の大きな希土
類元素Ｒ’によって置換することによって前記各結晶相
の結晶化発熱温度を上昇させ、それによって1つの結晶
相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御すると
ともに、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４
０℃に制御することを特徴とする。

【００１２】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、組成式が（Ｎｄ_x-x'Ｒ”_x'）Ｔ _{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ
１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ”＝Ｌａ、Ｃｅ、お
よびＰｒからなる群から選択された少なくとも一つの元
素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択さ
れた少なくとも一つの元素、Ｑ＝ＢおよびＣからなる群
から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された
少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およ
びＺｒからなる群から選択された少なくとも一つの元
素）、組成範囲を限定する記号ｘ、ｘ’、ｙ、ｌ、ｍ
が、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、
０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の関係
を満足し、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が
混在する鉄基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｎ
ｄの少なくとも一部をＮｄよりも原子番号の小さな希土
類元素Ｒ”によって置換することによって前記各結晶相
の結晶化発熱温度を低下させ、それによって1つの結晶
相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御すると
ともに、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４
０℃に制御することを特徴とする。

【００１３】好ましい実施形態において、前記２以上の
結晶相として鉄系硼化物相とＲ₂Ｔ₁ ₄Ｂ型化合物相とを
含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前
記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｎｄと
置換される希土類元素の原子番号をＡ、ｘ’が０ａｔ％
における前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'
₌₀₎、ｘ’が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相
の結晶化発熱温度をＴ₂₍ _x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝α₁（Ａ−６０）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α₁≦１
０）、Ｔ₂＝α₂（Ａ−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α₂≦２
０）を満足する。

【００１４】好ましい実施形態において、前記２以上の
結晶相として鉄系硼化物相とＲ₂Ｔ₁ ₄Ｂ型化合物相とを
含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前
記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｎｄと
置換されるＮ個の希土類元素のうちのｉ番（１＜ｉ≦
Ｎ）の元素の原子番号をＡ_i、ｘ’が０ａｔ％における
前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’
が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化
発熱温度をＴ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝Σα_i1（Ａ_i−６０）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α
_i1≦１０）Ｔ₂＝Σα_i2（Ａ_i−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α
_i2≦２０）を満足する。

【００１５】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、組成式が（Ｐｒ_x-x'Ｒ’_x'）Ｔ _{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ
１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ’＝Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およ
びＬｕからなる群から選択された少なくとも一つの元
素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択さ
れた少なくとも一つの元素、Ｑ＝ＢおよびＣからなる群
から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された
少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およ
びＺｒからなる群から選択された少なくとも一つの元
素）、組成範囲を限定する記号ｘ、ｘ’、ｙ、ｌ、ｍ
が、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、
０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の関係
を満足し、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が
混在する鉄基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｐ
ｒの少なくとも一部をＰｒよりも原子番号の大きな希土
類元素Ｒ’を用いて置換することによって前記各結晶相
の結晶化発熱温度を上昇させ、それによって1つの結晶
相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御すると
ともに、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４
０℃に制御する。

【００１６】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、組成式が（Ｐｒ_x-x'Ｒ”_x'）Ｔ _{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ
１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ”＝ＬａおよびＣｅ
からなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｔ＝
Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択された少な
くとも一つの元素、Ｑ＝ＢおよびＣからなる群から選択
された少なくとも一つの元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から選択された少なく
とも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒ
からなる群から選択された少なくとも一つの元素）、組
成範囲を限定する記号ｘ、ｘ’、ｙ、ｌ、ｍが、１≦ｘ
≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦
ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の関係を満足し、
少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｐｒの少なく
とも一部をＰｒよりも原子番号の小さな希土類元素Ｒ”
を用いて置換することによって前記各結晶相の結晶化発
熱温度を低下させ、それによって1つの結晶相の結晶化
発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御するとともに、他
の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃に制御
することを特徴とする。

【００１７】好ましい実施形態において、前記２以上の
結晶相として鉄系硼化物相とＲ₂Ｔ₁ ₄Ｂ型化合物相とを
含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前
記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｐｒと
置換される希土類元素の原子番号をＡ、ｘ’が０ａｔ％
における前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'
₌₀₎、ｘ’が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相
の結晶化発熱温度をＴ₂₍ _x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝α₁（Ａ−５９）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α₁≦１
０）Ｔ₂＝α₂（Ａ−５９）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α₂≦２
０）を満足する。

【００１８】好ましい実施形態において、前記２以上の
結晶相として鉄系硼化物相とＲ₂Ｔ₁ ₄Ｂ型化合物相とを
含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前
記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｐｒと
置換されるＮ個の希土類元素のうちのｉ番（１＜ｉ≦
Ｎ）の元素の原子番号をＡ_i、ｘ’が０ａｔ％における
前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’
が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化
発熱温度をＴ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝Σα_i1（Ａ_i−５９）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α
_i1≦１０）Ｔ₂＝Σα_i2（Ａ_i−５９）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α
_i2≦２０）を満足する。

【００１９】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、体積比率で９０％以上がアモルファス組織である鉄
基急冷凝固合金に対して結晶化のための熱処理を施すこ
とによって硬磁気特性が発現しうる合金組織を形成する
鉄基永久磁石合金の製造方法であって、合金組成を構成
する希土類元素Ｒ、添加元素Ｍ１、およびＭ２の組み合
わせ、ならびに含有濃度を変えることによって前記急冷
凝固合金の結晶化発熱温度を制御することを特徴とす
る。

【００２０】本発明による鉄基永久磁石合金の製造方法
は、硬磁性相を含む２以上の準安定相を有する微細結晶
型鉄基合金磁石を製造する方法であって、希土類元素Ｒ
（ＲはＰｒまたはＮｄ）と、希土類元素Ｒよりも原子番
号の大きな希土類元素Ｒ’と、希土類元素Ｒよりも原子
番号の小さな希土類元素Ｒ”とを含有する鉄基合金を用
意する工程と、前記鉄基合金の溶湯を急冷し、それによ
って、アモルファス相が体積比率で全体の９０％以上を
占める急冷合金を作製する工程と、前記急冷合金を加熱
して、前記鉄基合金中で結晶成長を進行させる熱処理工
程とを包含し、希土類元素Ｒ、希土類元素Ｒ’、および
希土類元素Ｒ”の組成比率を調節することによって、前
記熱処理工程後における結晶粒径の平均が１ｎｍ以上５
０ｎｍ以下の微細組織を形成する。

【００２１】好ましい実施形態において、希土類元素
Ｒ、希土類元素Ｒ’、および希土類元素Ｒ”の組成比率
は、前記準安定相のうち最も結晶化発熱温度が低い相の
結晶化発熱温度と最も結晶化発熱温度が高い相の結晶化
発熱温度との差異を５℃以上２５℃以下にするように調
節されている。

【００２２】本発明のボンド磁石は、上記何れかの製造
方法によって作製された鉄基永久磁石合金の粉末を用い
て形成されていることを特徴とする。

【００２３】本発明の回転機は、上記ボンド磁石を備え
ていることを特徴とする。

【００２４】

【発明の実施の形態】急冷法によって高性能Ｒ−Ｔ−Ｂ
系磁石を製造するための有効な手段として、急冷合金中
に生成するべき或る結晶相（例えば硼化物相）の結晶化
発熱温度を例えば５８５℃〜６１５℃にし、他の結晶相
（例えばＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相）の結晶化発熱温度を例
えば６１０℃〜６４０℃に制御する方法がある。このよ
うな範囲に各構成相の結晶化発熱温度を調節すれば、再
結晶化熱処理によって均一で微細な組織を形成すること
ができ、磁気特性に優れた鉄基合金磁石を得ることがで
きる。

【００２５】本発明者は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系鉄基永久磁石合
金を急冷法によって製造する場合において、希土類元素
Ｒの少なくとも一部を希土類元素Ｒよりも原子番号の大
きな希土類元素Ｒ’や希土類元素Ｒよりも原子番号の小
さな希土類元素Ｒ”を用いて置換することによって構成
相の結晶化発熱温度を高い精度で制御できることを見出
し、本発明を想到するに至った。

【００２６】具体的には、本発明者の種々の実験によ
り、以下の知見が得られた。

【００２７】（１）希土類元素Ｒの０．１ａｔ％以上
を希土類元素Ｒよりも原子番号の大きな希土類元素Ｒ’
で置換することによって、軟磁性相および硬磁性相の結
晶化発熱温度を０．１℃以上上昇させることができる。

【００２８】（２）希土類元素Ｒの０．１ａｔ％以上
を希土類元素Ｒよりも原子番号の小さな希土類元素Ｒ”
で置換することによって、軟磁性相および硬磁性相の結
晶化発熱温度を０．１℃以上低下させることができる。

【００２９】（３）希土類元素Ｒの少なくとも一部を
希土類元素Ｒ’および希土類元素Ｒ”で複合的に置換す
ることによって、軟磁性相および硬磁性相の結晶化発熱
温度を最適化することが容易に行えるようになる。

【００３０】図１は、希土類元素ＲとしてＮｄを含むＲ
−Ｔ−Ｂ系急冷合金について、Ｎｄの原子番号よりも大
きな原子番号Ａを持つ希土類元素Ｒ’または小さな原子
番号を持つ希土類元素Ｒ”を添加した場合の、添加希土
類元素の原子番号ＡとＦｅ₃Ｂ相（ＦｅやＢの一部が他
の元素で置換された化合物を含むものとする）の結晶化
発熱温度との関係を示している。Ｎｄの原子番号Ａは６
０である。図１には、希土類元素の添加量ｘ’が０．１
ａｔ％、１．０ａｔ％、２．０ａｔ％、および４．５ａ
ｔ％の場合の結晶化発熱温度が示されている。また、Ｆ
ｅ₃Ｂ相の結晶化発熱温度として好ましい領域を図１中
において破線で囲んでいる。

【００３１】これに対し、図２は、図１と同様の条件の
もとで、添加希土類元素の原子番号ＡとＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相
（ＦｅやＢの一部が他の元素で置換された化合物を含む
ものとする）の結晶化発熱温度との関係を示している。
なお、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化発熱温度として好ましい
領域を図２のグラフ中において破線で囲んでいる。

【００３２】上記の図１および図２からわかるように、
ＮｄをＮｄよりも原子番号Ａの大きな希土類元素で置換
することによって、Ｆｅ₃ＢおよびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの何れの
相についても、結晶化発熱温度を上昇させることができ
る。同様に、ＮｄをＮｄよりも原子番号Ａの小さな希土
類元素で置換することによって、Ｆｅ₃ＢおよびＲ₂Ｆｅ
₁₄Ｂの何れの相についても、結晶化発熱温度を低下させ
ることができる。

【００３３】なお、添加する希土類元素の原子番号と結
晶化発熱温度の増加量との間には、図示されるように線
形的な関係がある。したがって、複数種類の希土類元素
を組み合わせて添加する場合、選択する希土類元素の原
子番号と添加量（置換量）とを計算し、所望の結晶化発
熱温度を得ることが可能になる。

【００３４】例えば、Ｎｄを希土類元素として含み、鉄
系硼化物相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の微細結晶組
織を持つ鉄基合金磁石を製造する場合を考える。この場
合において、鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｎｄと置
換される希土類元素の原子番号をＡとする。また、Ｎｄ
以外の希土類元素を添加しない場合（添加量ｘ’＝０ａ
ｔ％の場合）における鉄系硼化物相の結晶化発熱温度を
Ｔ_1(x'=0)、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度を
Ｔ_2(x'=0)とする。このとき、下記２式がほぼ成立す
る。

【００３５】Ｔ₁＝α₁（Ａ−６０）＋Ｔ_1(x'=0)
（０＜α₁≦１０）Ｔ₂＝α₂（Ａ−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α₂≦２
０）ここで、α１およびα２は、添加量ｘ’に依存するが、
原子番号Ａには依存しない係数である。α１およびα２
は、実験により求められる。

【００３６】また、Ｎ種類の異なる希土類元素でＮｄの
一部を置換する場合、置換する希土類元素のうち、ｉ番
（１＜ｉ≦Ｎ）目の希土類元素の原子番号をＡ_iとする
と、下記の２式がほぼ成立することになる。

【００３７】Ｔ₁＝Σα_i1（Ａ_i−６０）＋Ｔ_1(x'=0)
（０＜α_i1≦１０）Ｔ₂＝Σα_i2（Ａ_i−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α
_i2≦２０）ここで、α_i1およびα_i2は、１＜ｉ≦Ｎを満足するｉ番
目の希土類元素を単独で添加し、Ｎｄと置換した場合の
係数である。これらの係数は、前述したように、添加量
に依存する。

【００３８】上記の式を利用することによって、従来の
試行錯誤的な方法に比べて大幅に短縮された時間で、磁
石の各構成相が目的とする結晶化発熱温度を示す最適な
組成を決定することが可能になる。

【００３９】以下、本発明による鉄基永久磁石合金の製
造方法を説明する。

【００４０】本発明では、まず、組成式がＲ_xＴ
_{(100-x'-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現される
鉄基合金の溶湯を作製する。ここで、Ｒは、Ｌａ、Ｃ
e、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕからなる群か
ら選択された少なくとも一つの元素であり、Ｔは、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択された少なく
とも一つの元素である。Ｑは、Ｂ（硼素）および（炭
素）からなる群から選択された少なくとも一つの元素で
ある。また、Ｍ１は、Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、および
Ｐｂからなる群から選択された少なくとも一つの元素で
あり、Ｍ２は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる
群から選択された少なくとも一つの元素である。

【００４１】組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｌ、およ
びｍは、それぞれ、１≦ｘ≦６、１５≦ｙ≦２５、０．
０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５の関係を満
足する。

【００４２】ここでは、図１および図２に示される線形
的な関係に基づき、希土類元素の組み合わせを選択し、
鉄系硼化物相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に
制御するとともに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化発熱温度を
６１０℃〜６４０℃に制御している。

【００４３】次に、上記合金溶湯を急冷することによっ
て、体積比率で９０％以上のアモルファス相を含む急冷
凝固合金を作製する。その後、この急冷凝固合金に対し
て、結晶化のための熱処理を施し、鉄系硼化物相とＲ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ相を生成し、成長させる。平均粒径が１〜５０
ｎｍの微細組織を形成する。こうして、２種以上の微細
結晶相が混在する鉄基永久磁石合金が作製される。

【００４４】本発明によれば、希土類元素の組み合わせ
および組成比率を調節することによって、各構成相の結
晶化発熱温度を最適化することができ、その結果、熱処
理後の結晶組織を均一に微細化し、磁石特性を向上させ
ることが可能になる。

【００４５】次に、本発明における組成範囲の限定理由
を説明する。

【００４６】［組成限定理由］希土類元素Ｒは硬磁性相
（例えばＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の生成に必要な元素である。本
発明における希土類元素Ｒは、ＰｒおよびＮｄの一方ま
たは両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のラ
ンタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１
０％未満含有することが好ましい。ＰｒおよびＮｄの何
れか一方の元素は、一軸結晶磁気異方性を持つＲ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相の生成に寄与するからで
ある。希土類元素の組成比率が１原子％を下回ると、保
磁力発生の効果が少なすぎるので好ましくない。一方、
希土類元素Ｒの組成比率が６原子％を超えると、Ｆｅ₃
Ｂ相およびＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が生成されず、軟磁性相で
あるＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相が主相となってしまうため、保磁
力が著しく低下してしまう。以上のことから、希土類元
素Ｒの組成比率ｘは、１≦ｘ≦６であることが好まし
い。また、希土類元素Ｒの組成比率ｘのより好ましい範
囲は、１≦ｘ≦５．５である。

【００４７】希土類元素Ｒ’および／またはＲ”は、急
冷合金の結晶化発熱温度を制御するために必須の元素で
あり、希土類元素の原子番号が増加するにつれて一次関
数的に結晶化発熱温度が増加する。希土類元素Ｒに対す
るＲ’の含有量が増加するにつれて、上記一次関数の傾
きが増加する。このため、希土類元素の合計含有量に占
める希土類元素Ｒ’および／またはＲ”の組成比率が
４．５原子％より多くなると、上記一次関数の傾き（結
晶化発熱温度の変化量）が大きくなりすぎるため、良好
な磁気特性が得られなくなる。希土類元素Ｒ’および／
またはＲ”の量は４．５原子％以下であることが好まし
く、０．１原子％以上２原子％以下であることが更に好
ましい。

【００４８】元素Ｍ１は、急冷合金の結晶化発熱温度を
下げるのに寄与する。元素Ｍ１の組成比率ｌが０．０１
原子％を下回ると、結晶化発熱温度低下の効果が少なく
なるので好ましくない。一方、元素Ｍ１の組成比率ｌが
０．４原子％を上回ると、硼化物相の結晶化発熱温度と
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物の結晶化発熱温度とが重なりあ
い、良好な磁気特性が得られなくなる。このため、元素
Ｍ１の組成比率ｌの好ましい範囲は０．０１≦ｌ≦０．
４である。

【００４９】元素Ｍ２は、急冷合金の結晶化発熱温度を
上げるのに寄与する。元素Ｍ２の組成比率ｍが０．０５
原子％以上５原子％以下の範囲から外れると、結晶化発
熱温度上昇の効果が少なくなる。元素Ｍ２の組成比率ｍ
の好ましい範囲は０．０５≦ｍ≦５である。

【００５０】他の金属元素として、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、お
よびＴｉからなる群から選択された少なくとも一つの元
素Ｍ３を添加しても良い。この元素Ｍ３は、保磁力向上
に寄与する。ただし、元素Ｍ３の組成比率ｎが０．０１
原子％より少ないと、保磁力向上効果が充分に発揮され
ず、７原子％を超えて多くなりすぎると残留磁束密度Ｂ
_rが低下し、減磁曲線の角形性も劣化してしまう。この
ため、元素Ｍ２の組成比率ｍは０．０１≦ｎ≦７である
ことが好ましく、０．０５≦ｎ≦５であることが更に好
ましい。

【００５１】Ｑは、Ｂ（硼素）および、Ｂの一部を置換
したＣ（炭素）から構成される。Ｂは、軟磁性相（例え
ばＦｅ₃Ｂ）および硬磁性相（例えばＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ）の両
方にとって必要な元素である。Ｑの組成比ｙが１５〜２
５原子％の範囲から外れると、所望の永久磁石特性が発
揮されないため、Ｑの組成比率ｙについては１５≦ｙ≦
２５であることが好ましい。更に、Ｑがこの組成範囲を
外れると、融点が上昇し、溶解温度および貯湯容器の保
温温度を高める必要が生じ、アモルファス生成能も低下
するので所望の急冷合金組織が得られにくくなる。Ｑの
組成比率ｙのより好ましい範囲は１７≦ｚ≦２０であ
る。

【００５２】上記元素の残余は、Ｔ、すなわち、Ｆｅ、
ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも一
つの元素である。Ｃｏは、Ｆｅの一部と置換し、キュリ
ー温度を向上させる。キュリー温度の上昇は、磁気特性
の温度変化依存性を減少させ、磁気特性を安定化させ
る。また、ＣｏによるＦｅの一部置換は、合金溶湯の粘
性を改善するという機能もあり、溶湯流下レートの安定
化にも寄与する。Ｃｏに代えて、あるいはＣｏとともに
ＮｉでＦｅの一部を置換してもよい。Ｔの全体に対する
ＣｏやＮｉの存在比率は、０原子％以上５０原子％であ
ることが好ましく、０．０１原子％以上３０原子％以下
であることがより好ましい。

【００５３】次に、図面を参照しながら、本発明の好ま
しい実施形態を説明する。

【００５４】本実施形態では、例えば、図３に示す急冷
装置を用いて原料合金を製造する。酸化しやすい希土類
元素ＲやＦｅを含む原料合金の酸化を防ぐため、不活性
ガス雰囲気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスと
しては、ヘリウムまたはアルゴン等の希ガスや窒素を用
いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的
に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希
ガスを用いることが好ましい。

【００５５】［急冷装置］図３の装置は、真空または不
活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが可
能な原料合金の溶解室１および急冷室２を備えている。

【００５６】溶解室１は、前述の磁石合金組成になるよ
うに配合された原料２０を高温にて溶解する溶解炉３
と、底部に出湯ノズル５を有する貯湯容器４と、大気の
進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉３内に供給するため
の配合原料供給装置８とを備えている。貯湯容器４は原
料合金の溶湯２１を貯え、その出湯温度を所定のレベル
に維持できる加熱装置（不図示）を有している。

【００５７】急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２
１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えてい
る。

【００５８】この装置においては、溶解室１および急冷
室２内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御され
る。そのために、雰囲気ガス供給口１ｂ、２ｂ、および
８ｂとガス排気口１ａ、２ａ、および８ａとが装置の適
切な箇所に設けられている。特にガス排気口２ａは、急
冷室２内の絶対圧を真空〜５０ｋＰａの範囲内に制御す
るため、ポンプに接続されている。

【００５９】溶解炉３は傾動可能であり、ロート６を介
して溶湯２１を貯湯容器４内に適宜注ぎ込む。溶湯２１
は貯湯容器４内において不図示の加熱装置によって加熱
される。

【００６０】貯湯容器４の出湯ノズル５は、溶解室１と
急冷室２との隔壁に配置され、貯湯容器４内の溶湯２１
を下方に位置する冷却ロール７の表面に流下させる。出
湯ノズル５のオリフィス径は、例えば０．５〜２．０ｍ
ｍである。溶湯２１の粘性が大きい場合、溶湯２１は出
湯ノズル５内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷
室２を溶解室１よりも低い圧力状態に保持するため、溶
解室１と急冷室２との間に圧力差が形成され、溶湯２１
の出湯がスムーズに実行される。

【００６１】冷却ロール７は、Ｃｕ、Ｆｅ、またはＣｕ
やＦｅを含む合金から形成することが好ましい。Ｃｕや
Ｆｅ以外の材料で冷却ロールを作製すると、急冷合金の
冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金が
ロールに巻き付くおそれがあり好ましくない。冷却ロー
ル７の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロ
ール７内に設けた水冷装置の水冷能力は、単位時間あた
りの凝固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。

【００６２】図３に示す装置によれば、例えば合計１０
ｋｇの原料合金を１０〜２０分間で急冷凝固させること
ができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚
さ：２０〜４０μｍ、幅：２ｍｍ〜３ｍｍの合金薄帯
（合金リボン）２２となる。

【００６３】［急冷方法］まず、前述の組成式で表現さ
れる原料合金の溶湯２１を作製し、図１の溶解室１の貯
湯容器４に貯える。次に、この溶湯２１は出湯ノズル５
から減圧Ａｒ雰囲気中の水冷ロール７上に出湯され、水
冷ロール７との接触によって急冷され、凝固する。急冷
凝固方法としては、冷却速度の高精度の制御が可能な方
法を用いる必要がある。

【００６４】本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際
して、冷却速度を１０²〜１０⁷℃／秒とすることが好ま
しい。

【００６５】合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷
却される時間は、回転する冷却ロール７の外周表面に合
金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間
に、合金の温度は低下し、凝固する。その後、凝固した
合金は冷却ロール７から離れ、不活性雰囲気中を飛行す
る。合金は薄帯状で飛行している間に雰囲気ガスに熱を
奪われる結果、その温度は更に低下する。

【００６６】本実施形態では、ロール表面速度を７ｍ／
秒以上３０ｍ／秒以下の範囲内に調節することによっ
て、ほぼアモルファス状態にある急冷合金薄帯を作製す
る。ロール表面周速度が７ｍ／秒未満では、結晶相が発
生・成長するため、目的とするナノコンポジット磁石特
性が得られなくなるので好ましくない。一方、ロール表
面周速度が３０ｍ／秒を超えると、急冷凝固合金の全体
がアモルファス相となってしまうため、後の結晶化熱処
理工程を行う場合、結晶化プロセスが急激に進行し、組
織の制御が困難になるため好ましくない。

【００６７】なお、本発明で用いる合金溶湯の急冷法
は、上述の片ロール法に限定されず、双ロール法、ガス
アトマイズ法、ストリップキャスト法、更には、ロール
法とガスアトマイズ法とを組み合わせた冷却法などであ
ってもよい。

【００６８】［熱処理］本実施形態では、熱処理をアル
ゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を５℃
／秒〜２０℃／秒として、５５０℃以上８５０℃以下の
温度で３０秒以上２０分以下の時間保持した後、室温ま
で冷却する。この熱処理によって、アモルファス相中に
準安定相の微細結晶が析出・成長し、ナノコンポジット
組織構造が形成される。本発明によれば、Ｍ１やＭ２の
働きによって、Ｆｅ₃Ｂ相やＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ型結晶構造を持
つ化合物相の結晶成長温度が制御され、高い磁気特性を
発揮する上で好適な均質微細結晶が成長する。

【００６９】熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するた
め、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ ₂ガスなどの不活性
ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を
行っても良い。

【００７０】熱処理前の急冷合金中には、アモルファス
相以外に、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂₃Ｂ₆、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、お
よびＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相等の準安定相が僅かに含まれていて
も良い。本実施形態の場合、熱処理によって、Ｒ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃相は消失し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とＦｅ₃Ｂ相が結晶成
長する。そして、最終的な結晶粒径の平均が１ｎｍ以上
５０ｎｍ以下、標準偏差σが１０ｎｍ程度以下の均質微
細組織（ナノコンポジット構造）が得られる。なお、磁
気特性向上の観点から、結晶粒径の平均は１ｎｍ以上２
１ｎｍ以下の範囲にあることがより好ましい。

【００７１】本実施形態の場合、α−Ｆｅのような軟磁
性相が存在していても、軟磁性相と硬磁性相とが交換相
互作用によって磁気的に結合するため、優れた磁気特性
が発揮される。

【００７２】なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切
断または粉砕しておいてもよい。

【００７３】熱処理後、得られた磁石合金を微粉砕し、
磁石粉末（磁粉）を作製すれば、その磁粉から公知の工
程によって種々のボンド磁石を製造することができる。
ボンド磁石を作製する場合、合金磁粉はエポキシ樹脂や
ナイロン樹脂と混合され、所望の形状に成形される。こ
のとき、合金磁粉に他の種類の磁粉、例えばＳｍ−Ｆｅ
−Ｎ系磁粉や硬フェライト磁粉を混合してもよい。

【００７４】上述のボンド磁石を用いてモータやアクチ
ュエータなどの各種の回転機を製造することができる。

【００７５】本発明の鉄基永久磁石合金の粉末を射出成
形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が１５０μｍ以下
になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉
末の平均粒径は１μｍ以上１００μｍ以下である。ま
た、圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３０
０μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より
好ましい粉末の平均粒径は５０μｍ以上２００μｍ以下
である。さらに好ましい範囲は５０μｍ以上１５０μｍ
以下である。

【００７６】（実施例と比較例）以下、本発明の実施例
と比較例とを詳細に説明する。

【００７７】試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６の各々について、
純度９９．５％以上のＮｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂの材料を用
いて総量が１５ｇとなるように秤量し、石英るつぼ内に
投入した。試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６の組成は表１に示す
通りとした。ここで、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は、本発
明の実施例に相当し、試料Ｎｏ．５〜６は、比較例に相
当する。

【００７８】

【表１】

【００７９】表１において、例えば「Ｒ」と表示してい
る欄の「Ｎｄ３．５Ｔｂ１」は３．５原子％のＮｄおよ
び１．０原子％のＴｂを添加したことを示し、「Ｂ」と
表示している欄の「１８．５」は１８．５原子％のＢ
（硼素）を添加したことを示している。

【００８０】溶湯作製に用いた石英るつぼは、底部に直
径０．８ｍｍのオリフィスを有しているため、上記原料
は石英るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリ
フィスから下方に滴下することになる。原料の溶解は、
圧力が１〜３ｋＰａのアルゴン雰囲気下において高周波
加熱法を用いて行った。本実施例では、溶湯温度を１３
５０℃に設定した。

【００８１】合金溶湯の湯面をＡｒガスで加圧すること
によって、オリフィスの下方０．７ｍｍの位置にある純
銅製ロールの外周面に対し溶湯を噴出させた。ロール
は、その外周面の温度が室温程度に維持されるように内
部が冷却されながら高速で回転する。このため、オリフ
ィスから滴下した合金溶湯はロール周面に接触して熱を
奪われつつ、周速度方向に飛ばされることになる。合金
溶湯はオリフィスを介して連続的にロール周面上に滴下
されるため、急冷によって凝固した合金は薄帯状に長く
延びたリボン（幅：２〜３ｍｍ、厚さ：２０〜３０μ
ｍ）の形態を持つことになった。

【００８２】本実施例で採用する回転ロール法（単ロー
ル法）の場合、冷却速度はロール周速度および単位時間
当たりの溶湯流下量によって規定される。なお、流下量
はオリフィス径（断面積）と溶湯圧力とに依存し、実施
例ではオリフィスは直径０．８ｍｍ、溶湯噴射圧は１３
〜３３ｋＰａとし、流下レートは約０．５〜１ｋｇ／分
であった。本実施例ではロール表面速度Ｖｓを２０ｍ／
秒に設定した。

【００８３】アモルファス相が５０体積％以上を占める
急冷凝固合金とするためには、冷却速度は１０²〜１０⁷
℃／秒であることが好ましく、この範囲の冷却速度を達
成するには、ロール周速度を９ｍ／秒以上に設定するこ
とが好ましい。

【００８４】こうして得た急冷合金の薄帯に対し、結晶
化発熱温度ピークを示すＤＳＣプロファイルを測定し
た。図４は、本発明の実施例である試料Ｎｏ．１〜２、
および比較例である試料Ｎｏ．５についてのＤＳＣプロ
ファイルを示すグラフである。曲線の低温側ピークはＦ
ｅ₃Ｂの結晶化発熱温度ピークを示し、高温側のピーク
はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの結晶化発熱温度ピーク（グラフ中にて
「矢印」を付記している。）を示している。

【００８５】図４からわかるように、比較例では、Ｆｅ
₃Ｂ相の結晶化発熱温度が高くなりすぎたため、Ｆｅ₃Ｂ
相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶化発熱温度ピークが近接
しすぎ、両ピークの分離が不充分である。そのため、比
較例ではＦｅ₃Ｂ相の結晶化が完了する前にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の結晶化が進行し、組織の微細化および均一化を充分
に達成することができなくなる。

【００８６】次に、試料Ｎｏ．１〜６の急冷凝固合金に
対して、表１に示す温度で６〜１０分間保持する熱処理
工程を行い、室温まで冷却した後、磁気特性を測定し
た。測定は、熱処理済みの合金薄帯を長さ３〜５ｍｍに
切断した後、ＶＳＭを用いて行った。測定結果を表２に
示す。

【００８７】

【表２】

【００８８】表２からわかるように、実施例（Ｎｏ．１
〜４）は、比較例（Ｎｏ．５〜６）に比べて優れた磁気
特性を示している。

【００８９】透過型電子顕微鏡を用いて結晶化熱処理後
の合金組織を観察した。この観察によって求めた平均結
晶粒径Ｄを表２に示す。表２からわかるように、比較例
における平均結晶粒径Ｄが８０ｎｍを越えているのに対
し、実施例における平均結晶粒径Ｄは何れも５０ｎｍを
下回っている。

【００９０】

【発明の効果】本発明によれば、従来知られていなかっ
た新しい合金設計手法に基づき、各構成相の結晶化発熱
温度を所望の温度範囲内に制御することが可能となるた
め、結晶組織を均質に微細化し、それによって特性の優
れた鉄基合金磁石を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｎｄ（原子番号Ａ＝６０）の一部を他の希土類
元素（原子番号Ａ＝５７〜５９、６１〜７１）で置換し
た場合において、希土類元素の添加量ｘ’とＦｅ₃Ｂ相
の結晶化発熱温度との関係を示すグラフである。

【図２】Ｎｄ（原子番号Ａ＝６０）の一部を他の希土類
元素（原子番号Ａ＝５７〜５９、６１〜７１）で置換し
た場合において、希土類元素の添加量ｘ’とＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相の結晶化発熱温度との関係を示すグラフである。

【図３】（ａ）は、本発明による微細結晶型鉄基合金磁
石のための急冷合金を製造する方法に用いる装置の全体
構成例を示す断面図であり、（ｂ）は急冷凝固が行われ
る部分の拡大図である。

【図４】実施例（試料Ｎｏ．１〜２）および比較例（試
料Ｎｏ．５）のＤＳＣ曲線を示すグラフである。

【符号の説明】

１ｂ、２ｂ、８ｂ、および９ｂ雰囲気ガス供給口１ａ、２ａ、８ａ、および９ａガス排気口１溶解室２急冷室３溶解炉４貯湯容器５出湯ノズル６ロート７回転冷却ロール２１溶湯２２合金薄帯

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｈ０２Ｋ 15/03 ＣＨ０２Ｋ 15/03 Ｈ０１Ｆ 1/04 ＨＡＦターム(参考） 4K018 AA27 BA18 BB07 BC01 BD01 KA46 5E040 AA03 AA04 AA19 BD03 CA01 HB11 NN01 NN06 NN18 5H622 AA03 DD04 DD06 QA02 QA03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】組成式がＲ_xＴ_{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ
２_m（ａｔ％）で表現され（Ｒ＝Ｌａ、Ｃe、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕからなる群から選択された
２以上の元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群
から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ＝ＢおよびＣ
からなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ１
＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群から
選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択された少なくとも
一つの元素）、組成範囲を限定する記号ｘ、ｙ、ｌ、ｍ
が以下の関係を満足し、１≦ｘ≦６、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、元素Ｒ、Ｍ１、およびＭ２の組み合わせと組成比率とを
調節することによって、1つの結晶相の結晶化発熱温度
を５８５℃〜６１５℃に制御するとともに、他の結晶相
の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃に制御する鉄基
永久磁石合金の製造方法。
【請求項２】組成式が（Ｎｄ_x-x'Ｒ’_x'）Ｔ
_{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され
（Ｒ’＝Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、
Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕからなる群から選択され
た少なくとも一つの元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉ
からなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ＝
ＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも一つの
元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂから
なる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択された
少なくとも一つの元素）、組成範囲を限定する記号ｘ、
ｘ’、ｙ、ｌ、ｍが以下の関係を満足し、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｎｄの少なくとも一部をＮｄよりも原子番号の大きな希
土類元素Ｒ’によって置換することによって前記各結晶
相の結晶化発熱温度を上昇させ、それによって1つの結
晶相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御する
とともに、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６
４０℃に制御する鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項３】組成式が（Ｎｄ_x-x'Ｒ”_x'）Ｔ
_{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され
（Ｒ”＝Ｌａ、Ｃｅ、およびＰｒからなる群から選択さ
れた少なくとも一つの元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮ
ｉからなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ
＝ＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも一つ
の元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂか
らなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択され
た少なくとも一つの元素）、組成範囲を限定する記号
ｘ、ｘ’、ｙ、ｌ、ｍが以下の関係を満足し、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｎｄの少なくとも一部をＮｄよりも原子番号の小さな希
土類元素Ｒ”によって置換することによって前記各結晶
相の結晶化発熱温度を低下させ、それによって1つの結
晶相の結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御する
とともに、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６
４０℃に制御する鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項４】前記２以上の結晶相として鉄系硼化物相
とＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相とを含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｎｄと置換され
る希土類元素の原子番号をＡ、X’が０ａｔ％における
前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’
が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化
発熱温度をＴ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝α₁（Ａ−６０）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α₁≦１
０）Ｔ₂＝α₂（Ａ−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α₂≦２
０）を満足する請求項２または３に記載の鉄基永久磁石合金
の製造方法。
【請求項５】前記２以上の結晶相として鉄系硼化物相
とＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相とを含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｎｄと置換され
るＮ個の希土類元素のうちのｉ番（１＜ｉ≦Ｎ）の元素
の原子番号をＡ_i、ｘ’が０ａｔ％における前記鉄系硼
化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’が０ａｔ％
における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度を
Ｔ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝Σα_i1（Ａ_i−６０）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α
_i1≦１０）Ｔ₂＝Σα_i2（Ａ_i−６０）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α
_i2≦２０）を満足する請求項２または３に記載の鉄基永久磁石合金
の製造方法。
【請求項６】組成式が（Ｐｒ_x-x'Ｒ’_x'）Ｔ
_{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され
（Ｒ’＝Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、
Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕからなる群から選択され
た少なくとも一つの元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉ
からなる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ＝
ＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも一つの
元素、Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂから
なる群から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択された
少なくとも一つの元素）、組成範囲を限定する記号ｘ、
ｘ’、ｙ、ｌ、ｍが以下の関係を満足し、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｐｒの少なくとも一部をＰｒよりも原子番号の大きな希
土類元素Ｒ’で置換することによって前記各結晶相の結
晶化発熱温度を上昇させ、それによって1つの結晶相の
結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御するととも
に、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃
に制御する鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項７】組成式が（Ｐｒ_x-x'Ｒ”_x'）Ｔ
_{(100-x-y-l-m)}Ｑ_yＭ１_lＭ２_m（ａｔ％）で表現され
（Ｒ”＝ＬａおよびＣｅからなる群から選択された少な
くとも一つの元素、Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからな
る群から選択された少なくとも一つの元素、Ｑ＝Ｂおよ
びＣからなる群から選択された少なくとも一つの元素、
Ｍ１＝Ｃｕ、Ｇａ、Ｓｉ、Ａｌ、およびＰｂからなる群
から選択された少なくとも一つの元素、Ｍ２＝Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、およびＺｒからなる群から選択された少なく
とも一つの元素）、組成範囲を限定する記号ｘ、ｘ’、
ｙ、ｌ、ｍが以下の関係を満足し、１≦ｘ≦６、０＜ｘ’≦４．５、１５≦ｙ≦２５、０．０１≦ｌ≦０．４、および０．０５≦ｍ≦５、少なくとも硬磁性相を含む２以上の結晶相が混在する鉄
基永久磁石合金を製造する方法であって、Ｐｒの少なくとも一部をＰｒよりも原子番号の小さな希
土類元素Ｒ”で置換することによって前記各結晶相の結
晶化発熱温度を低下させ、それによって1つの結晶相の
結晶化発熱温度を５８５℃〜６１５℃に制御するととも
に、他の結晶相の結晶化発熱温度を６１０℃〜６４０℃
に制御する鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項８】前記２以上の結晶相として鉄系硼化物相
とＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相とを含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｐｒと置換され
る希土類元素の原子番号をＡ、ｘ’が０ａｔ％における
前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’
が０ａｔ％における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化
発熱温度をＴ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝α₁（Ａ−５９）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α₁≦１
０）Ｔ₂＝α₂（Ａ−５９）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α₂≦２
０）を満足する請求項６または７に記載の鉄基永久磁石合金
の製造方法。
【請求項９】前記２以上の結晶相として鉄系硼化物相
とＲ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相とを含有し、前記鉄系硼化物相の結晶化発熱温度をＴ₁、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度をＴ₂、Ｐｒと置換され
るＮ個の希土類元素のうちのｉ番（１＜ｉ≦Ｎ）の元素
の原子番号をＡ_i、ｘ’が０ａｔ％における前記鉄系硼
化物相の結晶化発熱温度をＴ_1(x'=0)、ｘ’が０ａｔ％
における前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の結晶化発熱温度を
Ｔ_2(x'=0)とした場合に、Ｔ₁＝Σα_i1（Ａ_i−５９）＋Ｔ_1(x'=0) （０＜α
_i1≦１０）Ｔ₂＝Σα_i2（Ａ_i−５９）＋Ｔ_2(x'=0) （０＜α
_i2≦２０）を満足する請求項６または７に記載の鉄基永久磁石合金
の製造方法。
【請求項１０】体積比率で９０％以上がアモルファス
組織である鉄基急冷凝固合金に対して結晶化のための熱
処理を施すことによって硬磁気特性が発現しうる合金組
織を形成する鉄基永久磁石合金の製造方法であって、合金組成を構成する希土類元素Ｒ、添加元素Ｍ１、およ
びＭ２の組み合わせ、ならびに含有濃度を変えることに
よって前記急冷凝固合金の結晶化発熱温度を制御する鉄
基永久磁石合金の製造方法。
【請求項１１】硬磁性相を含む２以上の準安定相を有
する微細結晶型鉄基合金磁石を製造する方法であって、希土類元素Ｒ（ＲはＰｒまたはＮｄ）と、希土類元素Ｒ
よりも原子番号の大きな希土類元素Ｒ’と、希土類元素
Ｒよりも原子番号の小さな希土類元素Ｒ”とを含有する
鉄基合金を用意する工程と、前記鉄基合金の溶湯を急冷し、それによって、アモルフ
ァス相が体積比率で全体の９０％以上を占める急冷合金
を作製する工程と、前記急冷合金を加熱して、前記鉄基合金中で結晶成長を
進行させる熱処理工程とを包含し、希土類元素Ｒ、希土類元素Ｒ’、および希土類元素Ｒ”
の組成比率を調節することによって、前記熱処理工程後
における結晶粒径の平均が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の微
細組織を形成する鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項１２】希土類元素Ｒ、希土類元素Ｒ’、およ
び希土類元素Ｒ”の組成比率は、前記準安定相のうち最
も結晶化発熱温度が低い相の結晶化発熱温度と最も結晶
化発熱温度が高い相の結晶化発熱温度との差異を５℃以
上２５℃以下にするように調節されている請求項１１に
記載の鉄基永久磁石合金の製造方法。
【請求項１３】請求項１から１２の何れかに記載の製
造方法によって作製された鉄基永久磁石合金の粉末を用
いて形成されたボンド磁石。
【請求項１４】請求項１３に記載のボンド磁石を備え
た回転機。