JP4332982B2

JP4332982B2 - 鉄基合金磁石の製造方法

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Publication number: JP4332982B2
Application number: JP2000083170A
Authority: JP
Inventors: 哲広沢; 裕和金清
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2000-03-24
Filing date: 2000-03-24
Publication date: 2009-09-16
Anticipated expiration: 2020-03-24
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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、希土類元素Ｒおよび半金属元素Ｍを含む鉄基合金磁石であって、液体超急冷法によって製造される鉄基合金磁石、およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ−Ｒ−Ｂ（Ｆｅは鉄、ＲはＹを含む希土類元素、Ｂはボロン）系化合物の微結晶をハード磁性相として含有する鉄基合金磁石は、溶融した原料合金を液体超急冷法によって非晶質化した後、熱処理によって微結晶を析出させるという方法を用いて製造される。熱処理後、鉄基合金中に非晶質相が残っていても良い。
【０００３】
熱処理前の非晶質合金は、片ロール法などのメルトスピニング技術やストリップキャスティング技術を用いて作製されるのが一般的である。これらの技術は、回転する冷却ロールの外周表面上に溶湯状原料合金を定常的に供給し、原料合金溶湯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などを調節することによって行われる。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。この合金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。その後または途中に、結晶化のための熱処理が行われる。この熱処理によって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ微結晶等のハード磁性相が生成される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
従来の液体超急冷法による場合、周囲環境に存在する酸素や窒素などの不純物が高温の鉄基合金溶湯に吸収されていたため、鉄基合金中の不純物濃度は高くなる傾向があり、また、不安定に変動していた。本発明者は、液体超急冷法を用いて鉄基合金磁石を製造する場合、合金溶湯に含まれる酸素濃度の大きさが最終生産物である鉄基合金磁石の特性に強い影響を及ぼすことを見出し、本発明を想到するに至った。
【０００５】
液体超急冷法における急冷速度は、回転する冷却ロールへの溶湯供給レートを調節することによって制御されている。通常、溶湯供給レートは、坩堝の傾転角度を調整するか、またはノズルオリフィスの流量制限によって行われている。
【０００６】
しかし、鉄基合金磁石の原料合金を溶解する工程で原料合金溶湯の酸化が進行すると、合金の融点よりも充分に高い温度であっても、溶湯の粘性係数ηが特定温度以下で急激に高くなる現象を本発明者は観察した。このような粘性係数ηの急激な増加が生じると、これが原因となって原料合金溶湯の冷却ロール上への供給レートの定常性が損なわれてしまう。その結果、冷却速度の変動が生じ、急冷凝固合金の品質の安定性が損なわれてしまうことになる。
【０００７】
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、原料合金溶湯の冷却ロール上への供給レートを安定化し、冷却速度の変動が抑制することができる鉄基合金磁石の製造方法を提供することにある。
【０００８】
本発明の他の目的は、上記製造方法によって品質が安定化された鉄基合金磁石を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明による鉄基合金磁石の製造方法は、液体超急冷法によって作製した鉄基合金を用意する工程と、前記鉄基合金に対して結晶化熱処理を施す工程と、
を包含する鉄基合金磁石の製造方法であって、前記鉄基合金の酸素濃度を１０００ｐｐｍ以下に制御することを特徴とする。
【００１０】
好ましい実施形態において、前記鉄基合金は、１原子％以上７原子％以下の希土類元素Ｒおよび１５原子％以上２０原子％以下の半金属元素Ｍを含有し、前記希土類元素ＲはＰｒおよびＮｄの少なくとも一方を５０原子％以上含む。
【００１１】
好ましい実施形態においては、前記液体超急冷法によって前記鉄基合金が作製される際、原料合金の溶湯の出湯経路出口における粘性係数ηが２０ｍＰａ・ｓｅｃ以下に調整されている。
【００１２】
好ましい実施形態においては、前記液体超急冷法によって前記鉄基合金が作製される際、原料合金の溶湯と接する雰囲気ガス中の酸素濃度が１００ｐｐｍ以下に調整されている。
【００１３】
好ましい実施形態においては、前記液体超急冷法によって前記鉄基合金が作製される際、原料合金の溶湯と接する耐火酸化物構造物の表面がライニング材で覆われており、前記原料合金の溶湯温度における前記ライニング材の自由エネルギーは前記溶湯温度における希土類元素Ｒの酸化物の自由エネルギーよりも低い。
【００１４】
好ましい実施形態において、前記液体超急冷法によって作製した前記鉄基合金は、９０体積％以上の非晶質相を含んでいる。
【００１５】
前記結晶化熱処理を実行するとき、加熱空間の温度を５５０℃以上７５０℃以下とし、加熱時間を１時間以下とする。
【００１６】
好ましい実施形態においては、前記結晶化熱処理を実行するとき、酸素含有率５％以下の窒素ガスを用いて加熱空間内の酸素濃度を１８％以上とし、雰囲気温度が２００℃以上の区間を被処理原料が通過する時間を１０分以内とする。
【００１７】
本発明による磁石の製造方法は、上記の鉄基合金磁石の製造方法によって作製された鉄基合金磁石の粉末を用意する工程と、前記粉末を成形して永久磁石を作製する工程とを包含する。
【００１８】
本発明による鉄基合金磁石は、１原子％以上７原子％以下の希土類元素Ｒおよび１５原子％以上２０原子％以下の半金属元素Ｍを含有し、前記希土類元素ＲはＰｒおよびＮｄの少なくとも一方を５０原子％以上含み、前記半金属元素Ｍはボロンを８０％以上含む鉄基合金磁石であって、鉄を主成分とする硼化鉄相、およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を含有し、結晶粒径が５ｎｍ以上５０ｎｍ以下、酸素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。
【００１９】
好ましい実施形態において、鉄基合金磁石中の窒素濃度は２００ｐｐｍ以下である。
【００２０】
好ましい実施形態においては、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素が添加されている。
【００２１】
好ましい実施形態において、前記鉄基合金磁石は液体超急冷法を用いて作製された合金を熱処理することによって作製されたものである。
【００２２】
好ましい実施形態においては、ハード磁性相とソフト磁性相とが交換相互作用によって結合しているナノコンポジット組織を有している。
【００２３】
本発明による鉄基合金磁石粉末は、上記鉄基合金磁石から形成されたものである。
【００２４】
本発明による磁石は、上記鉄基合金磁石粉末から形成された磁石である。
【００２５】
本発明による鉄基合金用急冷凝固合金は、１原子％以上７原子％以下の希土類元素Ｒおよび１５原子％以上２０原子％以下の半金属元素Ｍを含有し、前記希土類元素ＲはＰｒおよびＮｄの少なくとも一方を５０原子％以上含み、前記半金属元素Ｍはボロンを８０％以上含む鉄基合金磁石用急冷凝固合金であって、酸素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。
【００２６】
本発明による回転機は、上記磁石を備えていることを特徴とする。
【００２７】
【発明の実施の形態】
鉄基合金磁石の原料合金溶湯を液体超急冷法によって急冷凝固させることを工業的かつ定常的に安定した状態で実行するには、回転している冷却ロールに対して、単位時間あたり一定量の溶湯を安定的に供給することが必要である。そのためには、合金溶湯の供給源とロール表面との間に溶湯の溜まりを安定的に形成させることが好ましい。このような溶湯の溜まりは、例えば融点以上に加熱したノズルオリフィスを通して一定範囲内の圧力で溶湯を整流化して噴射すれば形成できる（第１の急冷凝固方法）。こうして形成した溶湯の溜まりは、その形状が溶湯の表面張力によって維持され、通常、「パドル（ｐａｄｄｌｅ）」または「フット（ｆｏｏｔ）」と称される。
【００２８】
半径Ｒ、長さＬのノズルオリフィス内を単位時間当たりに流れる溶湯の流量Ｖは、ハーゲン・ポアズイュの法則に基づいて下記式１で表現される。
【００２９】
Ｖ = （πＲ⁴ΔＰ）／８Ｌη 式１
ここで、πは円周率、ΔＰはノズルオリフィス両端の圧力差、ηは溶湯の粘性係数である。
【００３０】
式１から明らかなように、原料合金溶湯の粘性係数ηが変動すると溶湯の流量Ｖも変動する。溶湯の流量Ｖは、冷却ロールなどの冷却手段に対する溶湯の供給レートを規定するものであるため、その安定化を達成しなければ、優れた磁気特性を有する磁粉を工業的に安定して低コストで製造することはできない。
【００３１】
溶湯の溜まりを形成する方法は上記の方法の他にもある。例えば、回転する冷却ロールの外周近傍に耐火物を配置し、耐火物とロール表面との間に上方(ロール表面の移動方向)に開放された空間を形成する。この空間内に溶湯を注いで湯だまりを生成することによってロール外周面に溶湯を接触させ、回転するロール外周面上に溶湯の急冷凝固物を生成せしめる。この凝固物をロール外周面と共に上方に移動させて、湯だまりから引き上げる方法によっても達成される（第２の急冷凝固方法）。
【００３２】
次に、第３の急冷凝固方法を説明する。まず、一対のロールを外周面が対抗するようにして設置し、両ロール間に狭い隙間を設定する。この隙間をロール側面から挟み込むようにして耐火物壁を配置し、これらによって上方に解放された空間を形成する。この隙間空間内に定常的に溶湯を注ぎ、回転するロール表面に溶湯を接触させることによって急冷凝固物を生成する。このとき、ロール間の隙間部分でロール表面が下方に向かうようにロールを回転させ、ロール間の隙間から下方に向けて急冷凝固物を排出する。第３の急冷凝固方法では、数対の回転ロールを更に下方に設け、多段で抜熱することも可能である。
【００３３】
上記の各急冷方法に対し、溶湯溜まりの生成を必要としない方法もある。それは、回転するロールに向かって溶湯の噴霧流をぶつけ、急速に凝固させる方法（第４の急冷凝固方法）である。しかしながら、このような方法では、ロール表面にたたきつけられる溶湯液滴の体積及び速度に依存して急冷凝固速度が変化してしまう。しかも、溶湯液滴の体積及び速度は数倍〜数十倍の範囲で分布するため、前述した第１〜第３の急冷凝固方法に比べて急冷速度の分布範囲が広くなる傾向がある。その結果、操業条件の設定を経験的に決める必要がある。
【００３４】
上記各液体超急冷法による合金溶湯の急冷を行う場合、ノズルオリフィスの使用の有無にかかわらず、合金溶湯の粘性係数ηが変動すると、安定した急冷凝固を実行できなくなる。
【００３５】
本発明者は、鉄基合金磁石の原料合金溶湯中における酸素濃度が合金溶湯の粘性係数ηに強い影響を及ぼす現象を見出し、合金溶湯の酸素濃度を所定範囲に制御することによって溶湯の粘性係数ηを安定させることに成功した。
【００３６】
以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。
【００３７】
［急冷凝固合金およびその粉末の製造方法］
本実施形態では、図１（ａ）および（ｂ）に示す装置を用いて急冷凝固合金を製造する。酸化しやすい希土類元素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を用いることが好ましい。本実施形態では、雰囲気中の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下に設定している。
【００３８】
図１（ａ）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。
【００３９】
溶解室１は、所望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。
【００４０】
急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７と、これによって急冷凝固された原料合金を急冷室２内で破砕する破断機１０とを備えている。この装置によれば、溶解、出湯、急冷凝固、破断等を連続かつ平行して実行することができる。このような装置は、例えば特開平８−２７７４０３号公報に詳しく記載されている。
【００４１】
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、８ｂ、および９ｂとガス排気口１ａ、２ａ、８ａ、および９ａとが装置の適切な箇所に設けられている。
【００４２】
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。
【００４３】
溶解炉３および貯湯容器４は、耐火酸化物から形成されており、これらの原料合金溶湯に接触する面はライニング材でコートされている。ライニング材としては、希土類を含有する１２００℃以上の合金溶湯との反応性が小さい材料が選択される。耐火酸化物を用いる場合は、Ｎｄ₂Ｏ₃よりも低いギブスの生成自由エネルギーを示す材料を選択することが好ましい。このような材料を選択すれば、ライニング材中の酸素が溶湯中に取り込まれることを防止できるからである。ライニング材中の酸素が溶湯中のＮｄと反応してＮｄ₂Ｏ₃を生成すると、溶湯中に酸素が取り込まれることになってしまう。
【００４４】
ライニング材料として用いられ得る耐火酸化物の酸素ポテンシャルΔＧ⁰の値を下記の表１に示す。この表１に掲げられている酸化物の中では、ライニング材としてはイットリアが最良であり、マグネシアも使用可能である。耐火酸化物以外の材料としては、ＢＮがライニング材料として好ましい。
【００４５】
【表１】

【００４６】
実験によれば、希土類合金溶湯の粘性係数ηは２０ｍＰａ・ｓｅｃ以下であることが好ましい。溶湯合金の粘性係数ηが２０ｍＰａ・ｓｅｃを超えると、冷却ロール周面上への溶湯供給が安定せず、体積比率で９０％以上の非晶質相を含む合金を安定して製造することが難しくなるからである。本実施形態では、原料合金溶湯の酸素濃度を１０００ｐｐｍ以下に制御する。この酸素濃度が１０００ｐｐｍを越えると、溶湯温度の低下と共に溶湯粘性ηが急激に上昇し、２０ｍＰａ・ｓｅｃを超えため、溶湯の流動性が失われる現象が発生するからである。
【００４７】
前述したように、本実施形態では溶解室２内における溶解雰囲気中の酸素濃度を１００ｐｐｍ以下に設定している。溶解雰囲気の酸素濃度が１００ｐｐｍを越えると、合金溶湯中の酸素濃度を１０００ｐｐｍ以下に保つことが困難になるからである。
【００４８】
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０．５〜２．０ｍｍ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、溶解室１と急冷室２との間に適当な大きさの圧力差を形成することによって、溶湯２１の出湯をスムーズに実行するこができる。
【００４９】
冷却ロール７の表面は例えばクロムめっき層で覆われており、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。
【００５０】
本装置によれば、例えば合計２０ｋｇの原料合金を１０〜４０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した合金は、破断前においては、厚さ：７０〜１５０μｍ、幅：１．５〜６ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２であるが、破断装置１０によって長さ２〜１５０ｍｍ程度の合金薄片２３に破砕されたのち、回収機構部９によって回収される。図示している装置例では、回収機構部９に圧縮機１１を備え付けており、それによって薄片２３を圧縮することができる。
【００５１】
次に、図１の装置を用いた急冷凝固合金の製造方法を説明する。
【００５２】
まず、図１の溶解室１において、１原子％以上７原子％以下の希土類元素Ｒおよび１５原子％以上２０原子％以下の半金属元素Ｍを含有する原料合金の溶湯２１を作製する。ここで、希土類元素ＲはＰｒおよびＮｄの少なくとも一方を５０原子％以上含む。また、半金属元素Ｍはボロンを８０％以上含むものである。
【００５３】
磁気特性を向上させるため、上記原料合金には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素が添加されていることが好ましい。
【００５４】
次に、溶湯２１は出湯ノズル５から水冷ロール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り、本実施形態では液体超急冷法の一つである片ロール法を用いている。
【００５５】
本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を５×１０⁴〜５×１０⁶Ｋ／秒とする。この冷却速度で合金の温度を△Ｔ₁だけ低い温度に低下させる。急冷前の合金溶湯２１の温度は融点Ｔ_mに近い温度（例えば１２００〜１３００℃）にあるため、合金の温度は冷却ロール７上でＴ_mから（Ｔ_m−△Ｔ₁）にまで低下する。本願発明者の実験によれば、最終的な磁石特性を向上させるという観点から△Ｔ₁は４００〜８００℃の範囲内にあることが好ましい。
【００５６】
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、本実施形態の場合は０．５〜２ミリ秒である。その間に、合金の温度は更に△Ｔ₂だけ低下し、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（Ｔ_m−△Ｔ₁−△Ｔ₂）に低下する。△Ｔ₂は、装置のサイズや雰囲気ガスの圧力によって変化するが、約１００℃またはそれ以上である。
【００５７】
本実施形態では、合金薄帯２２の温度が（Ｔ_m−△Ｔ₁−△Ｔ₂）になった段階で装置内で速やかに破砕工程を実行し、その場で合金薄片２３を作製する。そのため、（Ｔ_m−△Ｔ₁−△Ｔ₂）が合金のガラス化温度Ｔ_gよりも低くなるように（△Ｔ₁＋△Ｔ₂）の大きさを調整することが好ましい。もし、（Ｔ_m−△Ｔ₁−△Ｔ₂）≧Ｔ_gであれば、合金が軟化した状態にあり、その破断が困難になるからである。凝固合金の破断・粉砕工程を他の装置で別途実行する場合は、合金温度が室温程度に低下するため、（△Ｔ₁＋△Ｔ₂）の大きさを考慮する必要はない。
【００５８】
なお、急冷室２内の絶対圧力は、５０ｋＰａ以下に設定することが好ましく、２〜３０ｋＰａの範囲内に設定することがより好ましく、３〜１０ｋＰａの範囲内に設定することが更に好ましい。このような減圧状態で溶湯２１を冷却ローラ７上に流下すれば、溶湯２１とローラ７の表面との間に雰囲気ガスがまき込まれるおそれがなくなり、溶湯２１の冷却速度を従来より低くしても、冷却状態が均一化され、表面形状の優れた合金薄帯２２が得られるからである。これに対して、常圧雰囲気中において、本実施形態のように遅い周速度で回転する冷却ローラ上に溶湯２１を流下すると、合金薄帯２２の表面形状が劣化してしまうおそれがある。
【００５９】
急冷室の絶対圧は５０ｋＰａ以下にすることが好ましく、３０ｋＰａ以下にすることがより好ましい。絶対圧力の好ましい範囲の下限は１ｋＰａ程度である。雰囲気ガスの巻き込み防止のためには、これ以上に低い圧力にセットする意義はほとんどないからである。
【００６０】
また、本実施形態のように、急冷凝固工程に引き続いて破砕装置による凝固合金の破砕工程を速やかに実行すれば、長い合金リボンとして冷却ロールから吐き出された急冷合金を比較的に狭い空間内でコンパクトに回収することができる。急冷凝固装置と破砕装置とを別構成にすると、いったん急冷合金を長い薄帯として、かさばった状態で収納する必要が生じる。
【００６１】
破断装置によって破砕された合金薄片を公知の機械的粉砕装置によって更に粉砕すれば、熱処理工程やその後の成形工程に適した大きさの合金粉末を作製することができる。本実施形態では、パワーミル装置で約８５０μｍ以下となるまで合金の粗粉砕を行った後、ピンディスクミル装置によって粒度が約１５０μｍ以下となるまで粉砕する。
【００６２】
本実施形態の液体超急冷法によれば、非晶質相が９０体積％以上を占める合金薄帯または合金フレークが得られる。このような非晶質相が大半を占める合金（非晶質合金）は、このままでは充分な磁石特性を発揮しないため、熱処理によってハード磁性相を生成する必要がある。本実施形態では、以下に説明する熱処理によって、結晶粒径が５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系化合物相を形成する。
【００６３】
［結晶化熱処理］
以下に、図２を参照しながら、上記急冷凝固合金の粉末に対して行う熱処理方法を説明する。
【００６４】
図２は、フープベルトを用いた粉末焼成炉装置を示している。この装置は、本体２８によって回転可能に支持された回転ロール２４および２５と、それらの回転ロール２４および２５の回転によって一方向に所定速度で駆動されるフープベルト２６とを備えている。原料合金の粉末はフープベルト２６上の原料フィード位置Ａに供給され、図中左方に運搬される。フープベルト２６上に供給された粉末は、摺切板２７によって均され、それによって粉末の高さが一定レベル以下（例えば高さ２〜４ｍｍ）に調整される。その後、粉末は金属チューブに囲まれた加熱ゾーンに入り、そこで微結晶化のための熱処理を受ける。加熱ゾーン（例えば長さ１１００ｍｍ）内には、例えば３ゾーンにわけて不図示のヒータが配置されている（１ゾーンの長さは例えば３００ｍｍ）。粉末は加熱ゾーン内を移動しながら、熱処理を受けることになる。加熱ゾーンの後段には、例えば長さ８００ｍｍの冷却ゾーンＣが存在し、粉末は水冷された金属筒内を通過することによって冷却される。冷却された粉末は、回転ローラ２５の左下方で不図示の回収装置によって回収される。
【００６５】
この熱処理装置によれば、与えられた加熱ゾーンの長さに対して、フープベルト２６の移動速度を調整することによって熱処理工程を制御することができる。
【００６６】
熱処理工程としては、例えば、昇温レート１００〜１５０℃／分にて熱処理温度５５０℃以上７５０℃以下の範囲に上昇させ、その状態を５〜１５分程度のあいだ保持すればよい。その後、合金温度を降温レート１００〜１５０℃／分にて室温レベルまで低下させる。
【００６７】
結晶化熱処理を長時間実行すると、雰囲気に含まれる僅かの酸素によって鉄基合金の酸化が進行する。鉄基合金の酸素濃度が１０００ｐｐｍを越えると、最終製品である磁石の磁気特性（特に磁気エネルギー積）が低下してしまう。実験によると、熱処理雰囲気ガス中の酸素濃度が５％を越えた場合に鉄基合金の磁気特性が低下してしまう。この場合、特に減磁曲線の第２象限のＢｒ点近傍において、印加磁界の増加とともに磁化が階段状に減少する現象が認められ、（ＢＨ）_maxが低くなる。そこで、本実施形態では、酸素含有率５％以下の窒素ガスを用い、加熱空間内の酸素濃度が１８％以上で雰囲気温度が２００℃以上の区間を被処理原料が通過する時間を１０分以内とする。
【００６８】
窒素ガス雰囲気中で長時間の熱処理を実行する場合、金属組織粗大化による磁気特性の低下と窒素濃度の上昇とが付随して発生し、窒素濃度が２００ｐｐｍを越える場合に磁気特性の劣化が顕著になる。このため、最終的な鉄基合金の窒素濃度が２００ｐｐｍ以下となるように工程管理を実行することが好ましい。本実施形態では、熱処理時間を１時間以下に制限している。熱処理時間が１時間を越えると、金属組織の粗大化に伴い磁気特性が低下し、また、鉄基合金の窒素濃度は２００ｐｐｍを越えるからである。
【００６９】
このような結晶化熱処理によって、鉄を主成分とする硼化鉄相、およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物相を含有し、結晶粒径が５ｎｍ以上５０ｎｍ以下、酸素濃度が１０００ｐｐｍ以下である鉄基合金磁石が作製される。
【００７０】
熱処理の処理粉末量を増大させるには、フープベルト２６の幅を広くし、フープベルト２６の単位長さ当たりの粉末供給量を大きくする一方、加熱ゾーンの長さを長くし、回転ローラ２４および２５の回転周速度を早くすればよい。本発明による合金粉末によれば、熱処理に際して急激に大きな結晶化反応熱が生成されないため、熱処理工程における合金粉末の温度制御が容易である。その結果、粉末供給量を増加しても、安定した磁気特性を持つ磁石粉末を作製できる。
【００７１】
上記熱処理装置による熱処理を受けた原料粉末は、前述したように微結晶組織を持った磁石としての特性を発揮できるようになる。こうして、熱処理前においては非晶質相が多く、硬質磁性材料としての特性を示さなかった原料合金が、熱処理によって磁気特性に優れた鉄基合金磁石に変化する。
【００７２】
本実施形態では、熱処理工程で窒素雰囲気を使用し、かつ磁粉中の窒素濃度を２００ｐｐｍ以下とすることにより、アルゴン雰囲気を使用して熱処理した場合と同等の磁石特性を有する磁粉を従来よりも廉価に製造できる。
【００７３】
なお、熱処理方法および熱処理装置は上記したものに限定されない。例えば、回転する炉芯管を傾斜させて設置し、炉芯管内で原料粉末を攪拌しながら定常的に熱処理する方法を用いても良い。この方法も量産に適している。
【００７４】
［磁石体の製造方法］
以下、上記磁石粉末から種々の形状を持った磁石を製造する方法を説明する。
【００７５】
まず、前述のようにして得られた磁石合金粉末にエポキシ樹脂からなるバインダーと添加剤とを加え、混練することによってコンパウンドを作製する。次に、コンパウドの所望形状の成形空間を持つ成形装置によってプレス成形した後、加熱硬化工程、洗浄工程、コーティング工程、検査工程、着磁工程を経て、最終的なボンド磁石を得ることができる。
【００７６】
成形加工は、上述の圧縮成形に限定されるわけではなく、公知の押出成形、射出成形、または圧延成形によってもよい。磁石粉末は、採用する成形法の種類に応じてブラスチック樹脂やゴムと混練されることになる。
【００７７】
なお、射出成形による場合、樹脂として広く使用されているポリイミド（ナイロン）の他、ＰＰＳのように高軟化点樹脂を使用することができる。これは、本発明の磁石粉末が低希土類合金から形成されているため、酸化されにくく、比較的に高い温度で射出成形を行っても磁石特性が劣化しないからである。
【００７８】
また、本発明の磁石は酸化されにくいため、最終的な磁石体の表面を樹脂膜でコートする必要もない。従って、例えば、複雑な形状のスロットを持つ部品のスロット内に射出成形によって本発明の磁石粉末および溶融樹脂を圧入し、それによって複雑な形状の磁石を一体的に備えた部品を製造することも可能である。
【００７９】
［モータ］
本実施形態では、前述の製造方法によって作製したボンド磁石を、ＩＰＭ（Inner Permanent Magnet）型モータの一体型ロータ用磁石として用いる。
【００８０】
このモータは、本発明の磁石を内蔵したロータコアと、このロータコアを囲むステータとを備えている。ロータコアには複数のスロットが形成されており、そのスロット内に本発明のボンド磁石が位置している。このボンド磁石は、前述した方法によって作製された鉄基合金磁石粉末のコンパウンドを溶融し、ロータコアのスロット内へ直接に充填し、モールドしたものである。
【００８１】
なお、本発明の磁石は、この種のモータ以外にも、他の種類のモータやアクチュエータにも好適に用いられることは言うまでもない。
【００８２】
【実施例】
以下に、本発明の実施例および比較例を説明する。
【００８３】
本実施例では、Ｎｄ４．５％、Ｆｅ７３％、Ｂ１８．５％、Ｃｏ２％、およびＣｒ２％の合金Ａと、Ｎｄ４％、Ｆｅ７３．８％、Ｂ１８．５％、Ｃｏ３％、およびＣｒ０．７％の合金Ｂ（濃度はいずれも原子パーセント）をＢＮ粉末で内壁をコーティングしたアルミナ坩堝内で溶解し、合金溶湯を形成した。
【００８４】
合金溶湯の粘性係数ηを坩堝回転振動法によって測定したところ、１２００℃における粘性係数ηは２０ｍＰａ・ｓｅｃ（ミリパスカル・秒）、１５００℃における粘性係数ηは５ｍＰａ・ｓｅｃであった。合金Ａの酸素濃度および合金Ｂの酸素濃度は、それぞれ、８００ｐｐｍおよび７００ｐｐｍであった。これらの酸素濃度は、合金Ａおよび合金Ｂを凝固させた後に、ＩＣＰ法によって測定したものである。
【００８５】
本実施例では、図１のメルトスピニング装置を用いて２０ｋｇの合金に対して超急冷処理を施し、ほぼ非晶質となった合金を作製した。メルトスピニング装置のタンディッシュ（貯湯容器）内に注がれた溶湯の出湯経路出口またはタンディッシュ底部における温度は傾注直後で１３５０℃であったが、その後、徐々に低下した。全ての溶湯がロール上に供給された時点での溶湯の温度は１２００℃であった。
【００８６】
急冷によって凝固した非晶質合金はフレーク形状を有していた。合金フレークの厚さを無作為に取り出した試料について測定すると、ほぼ正規分布を示した。厚さの平均値は１２０μｍ、標準偏差は３０μｍであった。
【００８７】
これらの非晶質合金フレークを粉砕し、粉末Ｘ線回折法で検査した。得られた回折パターンは、Ｆｅ₂₃Ｂ₆相に帰着できる回折ピークと、非晶質相に帰着できるブロードなハローパターンとが重なり合ったものであった。両者の強度比から、非晶質相が少なくとも体積比で９５％存在していることがわかった。また、この合金の酸素濃度をＩＣＰ法によって測定したところ、Ａ合金の酸素濃度は７００ｐｐｍ、Ｂ合金の酸素濃度は５００ｐｐｍであった。この後、非晶質合金を８５０μｍ以下のサイズに粗粉砕し、非晶質合金粉末を作製した。
【００８８】
この粉末に対して結晶化のための熱処理を施した。熱処理は、図２の装置と同様の装置を用いて行った。
【００８９】
まず、熱処理装置のステンレスフォイル製ベルト（厚さ：５３μｍ）上に、不図示のスクリューフィーダを用いて合金粉末を定速供給した。ステンレスフォイル製ベルトは、分速１０ｃｍで移動している。その後、合金粉末は、その積み高さが３ｍｍになるようにベルト上で拡げられ。その状態で、窒素流気した熱処理炉に入り、結晶化熱処理を受けた。この時の炉内の酸素濃度は、以下の通りであった。
【００９０】
炉の入口から２０ｃｍ以内の部分：１８％以上
粉末温度が２００℃以上の部分：１８％以下
粉末温度が５００℃以上の部分：０．８％以下
炉の出口から２０ｃｍ以内の部分：１８％以上
熱処理後、合金Ａの粉末（磁粉）の窒素濃度は７０ｐｐｍ、合金Ｂの磁粉の窒素濃度は６５ｐｐｍであった。磁粉の磁気特性を下記表１に示す。表１に示す磁気特性は、試料振動型磁力計を用いて測定したものである。
【００９１】
【表２】

【００９２】
（比較例）
上記の実施例で用いた原料合金と同一組成の原料合金をアルミナ坩堝に入れて溶解した。ただし、本比較例では、表面がＢＮコートされていない坩堝を用いた。回転振動法を用いて測定した合金溶湯の粘性係数ηは、溶湯温度が１２５０℃以上で１０ｍＰａ・ｓｅｃ以下であったが、１２５０℃未満では非常に大きい値となり、測定不能であった。坩堝内で凝固した合金の酸素濃度をＩＣＰ法によって測定したところ、酸素濃度は１２００ｐｐｍであった。
【００９３】
上記実施例で用いたメルトスピニング装置と同一の装置を用いて、酸素濃度が３００ｐｐｍの雰囲気中で合金を溶解し、超急冷合金を製造した。タンディッシュ内の溶湯温度が１２５０℃になった時点で、ノズルオリフィスが閉塞し、工程が中断された。その結果、タンディッシュ内に８ｋｇの溶湯が残留した。得られた非晶質合金の酸素濃度は約１１００ｐｐｍであった。
【００９４】
さらに、ＢＮコートを施さないアルミナ坩堝を用い、合金溶湯の粘性係数ηを坩堝回転振動方により測定したところ、１２５０℃未満で粘性係数ηの値が温度の低下と共の急激に上昇し、１００ｍＰａ・ｓｅｃ（ミリパスカル・秒）を超えてしまうことがわかった。
【００９５】
このように、合金溶湯の酸素濃度が約１０００ｐｐｍを超える場合は、溶湯温度が或る特定の温度（例えば１２５０℃）を下回ると、溶湯が急激に流動性を失い、安定した超急冷工程の操業ができないことが確認された。したがって、比較例の場合、溶湯温度を実施例の場合の溶湯温度よりも遥かに高いレベル（例えば１４００℃）に保持しなければならないことがわかった。
【００９６】
次に、実施例と同様にして、比較例の非晶質合金を粗粉砕し、結晶化熱処理を行った。用いた熱処理装置および熱処理条件は、実施例のものと同一であった。
【００９７】
熱処理後における磁石粉末の酸素濃度は１２００ｐｐｍであった。また、その磁気特性を表２に示す。比較例については、その減磁曲線の第２象限において、Ｂ_r点近傍に印加磁界の増加と共に磁化が階段状に減少する現象が認められ、（ＢＨ）_maxが低いことがわかった。
【００９８】
【表３】

【００９９】
［組成限定理由］
最後に、合金組成の限定理由を説明する。
【０１００】
希土類元素Ｒは、ハード磁性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物に必須の元素である。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５０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５０％未満含有する。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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂを生成するために不可欠である。ＰｒおよびＮｄ以外の希土類元素は、適宜任意に選択される。希土類元素Ｒの組成比は、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、Ｒの組成比が７原子％を超えると、Ｆｅ₃Ｂ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が生成されず、α−Ｆｅ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おそれがある。以上のことから、希土類元素Ｒの組成比ｘについては、１≦ｘ≦７であることが好ましい。
【０１０１】
半金属元素Ｍは、非晶質生成能を高める機能と硼化物Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂを生成させる機能とを果たす元素である。非晶質生成能を高めるには、原子半径の比が３０％以上異なる３元素を組み合わせることが有効である。Ｆｅの原子半径１．２６オングストロームよりも小さな１オングストローム以下の半径を有するＢ（ボロン）やＣ（カーボン）等が非晶質生成能を高める元素として有効である。また、半金属元素であるＳｉもこの機能を有する。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物のＢの一部または全部はＣで置換されていてもよい。しかし、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物と共存する化合物が硼化鉄化合物である場合に良好な磁気特性が得られるため、Ｍの主体はＢであることが好ましい。したがって、Ｍ中のＢ含有量は８０％以上であることが好ましい。
【０１０２】
なお、半金属元素Ｍの組成比ｙが１５〜２０原子％の範囲から外れると所要の保磁力が発揮されないため、Ｍの組成比ｙについては１５≦ｙ≦２０であることが好ましい。更に、Ｂ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、また、非晶質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。
【０１０３】
鉄は、残余を占める。なお、鉄の一部がＣｏによって置換されていても良い。Ｃｏは、キュリー温度を向上させることによって磁気特性の温度変化依存性を減少させ、その結果、磁気特性を安定化させるという機能を持つ。また、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の添加割合が０．０２原子％を下回ると上記機能が充分に発揮されず、７原子％を超えると磁化特性が低下し始める。Ｃｏの添加は、これらの機能を発揮させたい場合に行えば良く、本発明の効果を得る上でＣｏの添加が不可欠であるわけではない。
【０１０４】
以上、オリフィスノズルを用いて液体超急冷を行う例について本発明の実施形態を説明してきたが、本発明はこれに限定されない。原料合金溶湯の粘性を安定化させれば、ノズルを用いずに合金溶湯を急冷凝固させる場合においても、冷却速度の安定化という効果が得られるからである。
【０１０５】
本発明による合金溶湯の粘性制御は、ハード磁性相とソフト磁性相とが交換相互作用で結合したナノコンポジット組織を持つ磁石（スプリング磁石）を製造する場合に特に顕著な効果を発揮する。スプリング磁石に高い特性を発揮させるには、結晶化熱処理前の急冷凝固合金の組織を再現性良く安定的に形成すること必要であり、そのためには、急冷速度の安定化が重要になってくるからである。
【０１０６】
【発明の効果】
本発明によれば、不純物ガスの鉄基合金磁石中における濃度の上限値を規定することによって、鉄基合金磁石の製造における工程管理能力を向上させることが可能である。
【０１０７】
また、液体超急冷のために合金を溶解する際の雰囲気中の酸素濃度の上限を規定することによって、合金溶湯に解け込む酸素の量を制限し、それによって、ノズルオリフィスによる溶湯の定常供給を可能にする。
【０１０８】
さらに、合金溶解工程で溶湯が接触する酸化物構造体をライニング層で覆うことにより、酸化物構造体から溶湯への酸素の溶け混みを低減することができる。
【０１０９】
熱処理の雰囲気として窒素ガスを用いた場合においても、酸素濃度上限値を規定し、さらに、酸素濃度が１８％以上の区間の温度上限値と通過する時間とを制限することにより、窒素ガス下での熱処理を可能にする。その結果、アルゴン雰囲気中にて熱処理を行った場合に得られる磁石特性と同様の特性を有する磁粉を従来よりも廉価に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は、本発明による鉄基合金磁石を製造する場合に好適に用いられる液体超急冷装置の全体構成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２】本発明による鉄基合金磁石を製造する場合に好適に用いられる熱処理装置を示す断面図である。
【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
１０破断機１０
１１圧縮機
２１溶湯
２２合金薄帯
２３合金薄片
２８本体
２４回転ロール
２５回転ロール
２６フープベルト
２７摺切板

Claims

液体超急冷法によって作製した鉄基合金を用意する工程と、
前記鉄基合金に対して結晶化熱処理を施すことにより、ハード磁性相とソフト磁性相とが交換相互作用によって結合しているナノコンポジット組織を有する鉄基合金磁石を形成する工程と、
を包含する鉄基合金磁石の製造方法であって、
前記鉄基合金は、１原子％以上７原子％以下の希土類元素Ｒおよび１５原子％以上２０原子％以下の半金属元素Ｍを含有し、前記希土類元素ＲはＰｒおよびＮｄの少なくとも一方を５０原子％以上含み、前記半金属元素Ｍの８０原子％以上はボロン（Ｂ）であり、
前記液体超急冷法によって前記鉄基合金が作製される際、原料合金の溶湯の出湯経路出口における粘性係数ηが２０ｍＰａ・ｓｅｃ以下に調整され、かつ、原料合金の溶湯と接する雰囲気ガス中の酸素濃度が１００ｐｐｍ以下に調整され、
前記結晶化熱処理を実行するとき、加熱空間の温度を５５０℃以上７５０℃以下とし、加熱時間を１時間以下とし、酸素含有率５体積％以下の窒素ガスを用いて、加熱空間内の酸素濃度が１８体積％以上かつ雰囲気温度が２００℃以上の区間を被処理原料が通過する時間を１０分以内とすることにより、
前記鉄基合金の酸素濃度を１０００ｐｐｍ以下、窒素濃度が２００ｐｐｍ以下に制御することを特徴とする鉄基合金磁石の製造方法。
前記液体超急冷法によって前記鉄基合金が作製される際、原料合金の溶湯と接する耐火酸化物構造物の表面がライニング材で覆われており、
前記原料合金の溶湯温度における前記ライニング材の自由エネルギーが前記溶湯温度における希土類元素Ｒの酸化物の自由エネルギーよりも低いことを特徴とする請求項１に記載の鉄基合金磁石の製造方法。
前記液体超急冷法によって作製した前記鉄基合金は、９０体積％以上の非晶質相を含んでいることを特徴とする請求項１または２に記載の鉄基合金磁石の製造方法。
請求項１から３の何れかに記載の鉄基合金磁石の製造方法によって作製された鉄基合金磁石の粉末を用意する工程と、
前記粉末を成形して永久磁石を作製する工程と、
を包含する磁石の製造方法。