WO2003012802A1

WO2003012802A1 - Method for producing nanocomposite magnet using atomizing method

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Publication number: WO2003012802A1
Application number: PCT/JP2002/007369
Authority: WO
Inventors: Toshio Miyoshi; Hirokazu Kanekiyo; Satoshi Hirosawa
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co., Ltd.
Priority date: 2001-07-31
Filing date: 2002-07-19
Publication date: 2003-02-13
Also published as: JPWO2003012802A1; KR100535944B1; EP1414050A4; US7507302B2; EP1414050A1; DE60215665T2; EP1414050B1; CN1465076A; JP4055709B2; KR20030041985A; ATE343842T1; CN1220990C; US20040194856A1; DE60215665D1

Description

明細書ァ卜マイズ法によるナノコンポジッ卜磁石の製造方法技術分野

本発明は、ァ卜マイズ法を用いて鉄基希土類合金のナノコンポジッ卜磁石粉末を製造する方法に関する。背景技術

N d— F e— B系の鉄基希土類磁石合金は、焼結磁石ゆボンド磁石を用途に広く用いられている。これらの磁石のうち、焼結磁石は、インゴッ卜キャス卜法やス卜リップキャスト法などによって作製された磁石合金を粉砕し後、この粉砕粉をプレス成形し、焼結することによって作製される。一方、ポンド磁石は、メルトスピニング法などによって合金溶湯を急冷 ·凝固させた後、得られた急)令合金を粉砕し、樹脂と混合、成形することによって作製される。このように、焼結磁石の場合もボンド磁石の場合も、製造に用いられる磁石粉末は、原料となる磁石合金を粉砕することによって得られるため、磁石製造プロセス中には、通常、粉砕工程が不可欠である。

このよな粉砕工程を行わずに磁石粉末を作製する方法として、従来より、ガスァ卜マイズ法が知られている。ガスァ卜マイズ法では、合金の溶湯をノズルなどを介して不活性ガス中に噴霧し、溶湯とガスとを衝突させることにより、溶湯の液滴を冶却する。これにより、数十 u m程度の粒径を持つ球状粒子を直接的に形成することが可能になる。ガスァ卜マイズ法では、溶融金属の液滴が落下中に凝固するため、ほぼ球形の粉末粒子が得られる。ガスァ卜マイズ法で作製される粉末（アトマイズ粉）は、その形状および粒径がボンド磁石用磁粉として好適である。

ァ卜マイズ法をボンド磁石の製造に利用すれば、そのままボンド磁石用磁石粉末として用いることができるめ、機械的な粉砕工程が不必要となり、製造コス卜を著しく低減することができる。なお、ァ卜マイズ粉の粒径は焼結磁石に用いられる磁石粉末の粒径よりち大きくなるめ、焼結用にァ卜マイズ粉をそのまま用いることは困難である。

現在、ボンド磁石に広く用いられている急)令系の希土類合金磁石粉末の場合、粉末粒子内に結晶粒径 2 0〜 2 0〇 n m程度の N d ₂ F e ₄ B系化合物相が細かく分散している。このような微細結晶組織は、特定の組成を有する合金溶湯をメル卜スピニング法などによって急速に冷却し、アモルファス合金薄帯を作製した後、これに結晶化熱処理を施すことによって形成される。

一方、上記急泠系磁石とは全く巽なる金属組織を有する高性能磁石の開発ち積極的に進められている。このよな磁石の代表例は、ナノコンポジッ卜磁石（交換スプリング磁石）と呼ばれる複合磁石である。ナノコンポジッ卜磁石は、同一金属組織内に硬磁性相と軟磁性相が細かく分散し、各構成相が交換相互作用によって磁気的に結合した構造を有している。ナノコンポジッ卜磁石の各構成相はナノメ一卜ルオーダのサイズを有しており、各構成相のサイズゆ分散性によって規定される微細構造が磁石特性を大きく左右する。

このようなナノコンポジット磁石の中でも、特に N d ₂ F e _{1 4} B 系化合物相（硬磁性相）と — F eや鉄基硼化物などの軟磁性相とが同一金属組織内に分散し磁石が注目を集めてし、る。このナノコンポジッ卜磁石も、従来、メル卜スピニングによって合金溶湯を急；令した後、結晶化熱処理を施すことによって作製されてき。これらの急)令系磁石の粉末をガスァ卜マイズ法で製造することができれば、粉砕工程が不要となるめ、製造コス卜を大き <低減することが可能になる。

しかしながら、ァ卜マイズ法を用いて上記急;令系磁石粉末を作製することは極めて困難である。これは、ァ卜マイズ法による溶湯冷却速度がメル卜スピニング法による溶湯冷却速度よりも 1桁から 2 桁ち遅いため、ァ卜マイズ法によっては、充分なレベルにまでァモルファス化した合金組織を形成できなかっからである。

上記のナノコンポジッ卜磁石ではない急冷系磁石、すなわち、 N d ₂ F e _{1 4} B系化合物相のみを含有する急)令系磁石については、 T i Cなどを添加することによって合金のアモルファス生成能 (quenchability) を向上させ、それによつて冷却速度の遅いアトマイズ法でちアモルファス合金を形成できるようにする方法が提案されている。

しかしながら、一 F e Z R ₂ F e _{1 4} B系ナノコンポジット磁石の場合、ァ卜マイズ法で実用に耐えうる高性能の磁石を作製するのは困難である。これは、アトマイズ法のように冷却速度が遅くなると、 R ₂ F e _{1 4} B相に優先して軟磁性相であるび _ F e相が析出 · 成長しゆすく、軟磁性相が粗大化する結果、各構成相間の交換相互作用が弱まり、ナノコンポジッ卜磁石として磁気特性が大きく劣化してしまうからである。

本発明はかかる諸点に鑑みてなされだちのであり、その主な目的は、優れ磁気特性を発揮するナノコンポジッ卜磁石の粉末をァ卜マイズ法によって製造できるようにすることにある。発明の開示

本発明による鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末は、組成式が ( F e ₁ __mT_m) ₁₀₀一 — _y— _zQ_xR_yT i _zM_n (Tは Coおよび N iからなる群から選択された 1種以上の元素、 Qは Bおよび C からなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは希土類金属元素およびイツ卜リウムからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Mは Nb、 Z r、 Mo、 Ta、および H f からなる群から選択され少なくとち 1種の元素）で表現され、組成比率 x、 y、 z、 m、および nが、それぞれ、 1 0く x≤25原子％、 6≤ y < 10原子％>、 0. 1 ≤ z≤ 1 2原子％、 0≤m≤0. 5、および〇 ≤n≤1 0原子％を満足し、 2種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが 1 Onm以上 2〇0nm以下、軟磁性相の平均サイズが 1 nm以上 1 OOnm以下の範囲内にある。

好ましい実施形態において、 R₂F e₁₄B型化合物相、硼化物相、および一 F e相が同一の金属組織内に混在している。

好ましい実施形態において、前記 — F e相および硼化物相の平均結晶粒径は 1 nm以上 50nm以下であり、前記 R₂F e₁₄B型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、前記 R₂F e₁₄B型化合物相の粒界まは亜粒界に存在している。

好ましい実施形態において、前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んで ( る。

好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、 F e₃Bおよび /または F e₂₃B₆を含んでいる。

好ましい実施形態において、平均粒径が 1 m以上 1 00 m以下の範囲内にある。

好ましい実施形態において、保磁力 H。j≥480 k AZm、 ¾ 留磁束密度 B_f ≥0. 6 Tの硬磁気特性を有する。

本発明によるボンド磁石は、上記いずれかの鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末を含ことを特徴とする。

本発明による鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末の製造方法は、組成式が（F ei—mTm) ₁₀₀__x__y_₂Q_xR_y T i _zM_n (T は Coおよび N iからなる群から選択され 1種以上の元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは希土類金属元素およびィットリウムからなる群から選択され少なくとも 1種の元素、 Mは Nb、 Z r、 Mo、 T a、および H f からなる群から選択された少なくとも 1種の元素）で表現され、組成比率 x、 y、 z、 m、および nが、それぞれ、 1 0<x≤25原子％»， 6≤yく 1 0原子％、 0. 1 ≤z≤1 2原子％、 0≤m≤0. 5、および 0≤ n≤ 1 0原子％を満足する合金の溶湯をァ卜マイズ法によって急冷することにより、希土類合金磁石粉末を作製する工程と，前記磁石粉末に熱処理を施すことにより、 2種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが 1 On m以上 200 nm以下、軟磁性相の平均サイズが 1 nm以上 1 00 nm以下の範囲内にある組織を形成する工程とを包含する。

好ましい実施形態では、前記ァ卜マイズ法による急冷工程において、体積比率で 6〇％以上の R₂F e₁₄B型化合物相を含む急泠合金を作製する。好まし ( 実施形態において、前記軟磁性相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。

好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、 F e₃Bおよび /または F e ₂₃B₆を含んで ( る。

好ましい実施形態において、本発明によるボンド磁石の製造方法は、上記いずれかの製造方法によって作製された磁石粉末を用意する工程と、前記磁石粉末を用いてポンド磁石を作製する工程とを包含する。図面の簡単な説明

図 1 (a) は、本発明の実施形態で用いられるガスァ卜マイズ装置の構成を示す図であり、図 1 (b) は、この装置に用いられるガスノズルを示す斜視図である。

図 2は、本発明の実施例について、減磁曲線（ヒステリシス力一ブの第 2象限部分）を示すグラフである。発明を実施するための最良の形態本発明では、組成式が (F_{e i}__mT_m) ₁₀₀— _x— _y— _zQ_xR_y T i _z M_nで表される合金の溶湯をァ卜マイズ法によって急)令することにより、鉄基希土類合金のナノコンポジッ卜磁石粉末を作製する。

ここで、 Tは Coおよび N iからなる群から選択された 1種以上の元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは希土類金属元素およびィットリウムからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Mは Nb、 Z r、 Mo、 T a、および H f からなる群から選択された少なくとも 1種の元素である。ま、組成比率 x、 y、 z、 m、および nは、それぞれ、 1 0<x ≤25原子％、 6≤yく 1 0原子％、 0. 1≤z 1 2原子％、 0 ≤m≤0. 5、および 0≤ n≤ 1 0原子％>を満足する。

本明細書では、 R₂ (F e ₁__mT_m) ₁₄Qの組成式で表現される 2-1 4-1型硬磁性化合物を R₂F θ ₄Β型化合物（または R₂ F e₁₄B相）と簡潔に表記することとする。すなわち、「R₂F e •! ₄B型化合物」または「R₂ F e ·! ₄B相」は、 R₂ F e■! ₄Bにおいて、 F eの一部が C oおよびまたは N iで置換された化合物 (相）ゆ、 Bの一部が Cで置換された化合物（相）を含 ¾ものとする。なお、「R₂F e ₁₄B型化合物」は、その一部に T iゆ Mなどの添加元素を含んでし、てちよい。

本発明者は、ァ卜マイズ法によってナノコンポジッ卜磁石を作製するため、様々な検討を行った結果、 T iを合金に添加することにより、溶湯の急冷過程中にび一 F e相が析出 ·成長することを抑制することができることを見出し、本発明を想到するにし、たった。本発明によれば、ァ卜マイズ法による比較的遅い冷却速度においても、主相である R₂F e₁₄B相を — F e相よりも優先的に析出させ、しかも、 R₂F e₁₄B相を多磁区化するようなサイズ（30 0 nm) までには粗大化させな ΙΛよにすることができる。その結果、ナノコンポジット磁石として優れた磁気特性を発揮する磁石粉末を得ることができる。

本発明の対象とする一 F eZR₂ F e ₄B系ナノコンポジッ卜磁石は、 F e ₃BZN d ₂ F e i ₄B系ナノコンポジヅ卜磁石に比べて保磁力が高いという利点を有しているが、 B濃度が 7〜1 〇原子％程度と相対的に低く、また、 Nd濃度が 10〜1 2原子％程度と高いため、合金のアモルファス生成能が非常に低い。このため、

T iを添加しないでアトマイズ法を適用すると、前述のように軟磁性の — F e相が粗大化し粉末しか得られず、その磁気特性が不充分であった。一方、 F e ₃BZN d ₂ F e ·! ₄B系のナノコンポジッ卜磁石の場合は、その B濃度が 1 8〜20原子％»程度と相対的に高いため、アモルファス生成能が高いが、 Nd濃度が 3〜5の原子％程度と少ないため、保磁力が低いという問題がある。また、 F e ₃ BZN d ₂ F e ₄B系ナノコンポジット磁石をアトマイズ法によって作製すると、その高いアモルファス生成能故に比較的微細な組織やアモルファス相を含 δ粉末粒子を形成することが可能であるが、その後に結晶化熱処理を施すと、結晶化に伴う自己発熱によつて不均一に結晶成長が進行するため、ナノコンポジッ卜磁石としての高い磁石特性を発揮することはできなかった。

なお、本明細書において、「F e₃B」とは、「F e₃B」と識別しにくい「F e₃. ₅B」を含 ¾ものとする。

本発明では、 T iおよび他の諸元素の含有量を適切な範囲に選択することにより、アトマイズ法によってち微細結晶質（体積比率で 6〇％以上の Nd₂F e₁₄Bを含組織）のナノコンポジッ卜磁石粉末を形成できるだめ、その後に結晶化熱処理の工程は不可欠ではない。だし、合金組織を均一化し、更に磁石特性を優れたちのとするためには、結晶質のァ卜マイズ粉に対して熱処理を行うことが好ましい。

本発明による磁石粉末粒子の組織は、 2種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが 1 Onm以上 200nm以下、軟磁性相の平均サイズが 1 nm以上 1 00 n m以下の範囲内にある _c より具体的には、硬磁性を担う R₂F e ₁₄B型化合物相が合金中に均一 (こ分散し、その粒界または亜粒界に、軟磁性の硼化物相やび一 F e相が存在している。 a— F e相および硼化物相の平均結晶粒径は、 R₂F e ₁₄B型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、典型的には 1 n m以上 50 n m以下になる。好ましし、実施形態では、硼化物相として、強磁性の鉄基硼化物（F e₃Bおよびノまたは F e₂₃ B₆) などが析出するめ、磁化を高く維持することができる。上記硼化物相（鉄基硼化物）は、本発明者らが特願 2001 — 1 440了 6に開示しているように、 R₂ F e ₄ B型化合物結晶相 (主相）の粒界において少なくとも部分的にはフィルム状に存在していると考えられる。このような組織構造が得られると、強磁性硼化物相と主相との磁気的結合（交換相互作用）が更に強まり、強磁性硼化物相の磁化が強固に保持されるため、より大きな保磁力が実現すると考えられる。

上記組織構造を有する本発明の磁石粉末は、ボンド磁石に好適に用いられる。ポンド磁石用として、好ましい平均粉末粒径（走査型電子顕微鏡観察による測定値）は、 1 jum以上 1 00 Aim以下である。

[ァ卜マイズ法]

上記組成を有する合金の溶湯からァ卜マイズ法によって永久磁石の粉末を作製するには、ガスァ卜マイズ法、遠心アトマイズ法、回転電極法、真空法、または衝撃法を用いることができる。遠心ァ卜マイズ法および回転電極法を用いる場合には、高圧でガスを吹きつけて冷却速度を高めることが好ましし、。

以下、図 1 (_a) および（b) を参照しながら、ガスアトマイズ法を用いる実施形態を説明する。

図 1 ( a ) は、本実施形態で好適に使用され得るガスアトマイズ装置の構成例を示している。図示されている'装置は、合金を高周波加熱または抵抗加熱によって溶解し、合金溶湯 1を貯える溶解槽 2 と、ガスアトマイズによって磁粉（アトマイズ粉） 3が形成される嘖霧室 4とを備えている。溶解槽 2が置かれる溶解室や、噴霧室 4 の内部は、いずれも、好適には不活性ガス雰囲気（アルゴンまたはヘリウム）で満たされている。

溶解槽 2の底部には溶湯用ノズル（ノズル径： 0. 5〜3. 〇m m ) 5があり、溶湯用ノズル 5を介して合金溶湯 1 が噴霧室 2の内部に噴射される。溶湯用ノズル 5の下方には、図 1 ( b ) に示すリング状ガスノズル 6が配置されており、このりング状ガスノズル 6 の複数の孔からりング内側に向けて冷却ガスが強く噴射される。その結果、合金溶融の小滴が多数形成され、周囲のガスによって熱を奪われつつ急冷される。急冷により凝固し金属の小滴は、ガスァ卜マイズ装置内の底部において磁粉 3として集められる。

このようなガスァ卜マイズ装置を用いる場合、合金溶湯の粘度ゆ噴霧ガスのエネルギなどを制御することにより、粉末の粒度分布を調節することができる。

なお、アモルファス生成能の低い合金溶湯をガスァ卜マイズ法によって急冷 ·凝固させる場合、非晶質または微細結晶組織を有する粉末粒子を作製するには、粒径が例えば 2 0 m以下となるょラな条件でァ卜マイズを行う必要があつ。それは、形成する粉末粒子の粒径が小さいほど、各粒子の体積に対する表面積の比率が増加し、冶却効果が高まるためである。従来技術によれば、粒径が大きくなると、粒子内部は充分な速度で冷却されず、粗大化した結晶組織が形成されるため、磁石特性が劣化することになる。このよろな現象が生じると、特にナノコンポジット磁石粉末の場合、磁石特性の劣化が顕著に生じてしまう。

本発明によれば、たとえ粉末粒径が 2 0〜1 O O mと大きい揚合でも、粉末粒子の内部まで均一かつ充分な速度での急冷が実現するため、優れた磁気特性を示すナノコンポジッ卜磁石粉末が作製される。

[熱処理]

上述のガスァ卜マイズ装置によって作製された磁粉に対しては、その後に、アルゴン（A r ) などの不活性ガス雰囲気中で熱処理を行することが望ましし、。熱処理工程の昇温速度は、好ましくは、 0. ◦ 8 °C Z秒以上 1 5 °C Z秒以下とし、 5 0〇°C以上 8 0 0 °C以下の温度で 3 0秒以上 6 0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、ガスァ卜マイズによって粉末粒子中にアモルファス相が残存していた場合でも、ほぼ完全な結晶質組織が得られる。

熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、 A rガスゆ |\| ₂ガスなどの不活性ガスが好ましい。 1 . 3 k P a以下の真空中で熱処理を行っても良い。

なお、原料合金に炭素を添加すると、磁石粉末の耐酸化性が向上する。充分な量の炭素を添加している場合は、ァ卜マイズ粉に対する熱処理を大気雰囲気下で行なっても良い。まだ、本実施形態における磁石粉末は、ァ卜マイズによって結晶化し段階で既に球形の形状を有しており、その後に機械的な粉砕処理を受けていないめ、粉末の単位重量あたりの表面積が公知の機械的粉砕粉に比較して非常に小さい。そのため、熱処理工程時ゆ、他の工程時に大気と接触してち酸化しにくいといラ利点ちある。

上記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する場合、磁石粉末はェポキシ樹脂ゆ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、本発明の磁石粉末に他の種類の磁粉、例えば、ナノコンポジッ卜磁石以外の急冷合金系磁石粉末、 S m— T— N系磁石粉末、および Zまだは八一ドフェライト磁石粉末などを混合してもよい。

[合金組成の限定理由]

Qは、その全量が B (硼素）から構成されるか、まは、 Bおよび C (炭素）の組み合わせから構成される。 Qの組成比率 Xが 1 0 原子％以下になると、アモルファス生成能が低くなりすぎ、ガスァ卜マイズ法による場合の冷却速度（ 1 0 ² °C /秒〜 1 0 ⁴ °C Z秒程度）では、微細な結晶組織を形成することが困難になる。一方、 Q の組成比率 Xが 2 5原子％を超えると、構成相中で最も高い飽和磁化を有する — F eの存在比率が減少し過ぎるため、: 残留磁束密度 B _rが低下してしまう。以上のことから、 Qの組成比率 Xは 1 0く X≤ 2 5原子％となるように設定することが好ましし、。より好ましい組成比率 Xの範囲は 1 0く x≤2 0原子％>以下であり、更に好ましい Xの範囲は 1 3≤ x≤1 8原子％である。

Cは急)令凝固合金中の金属組織を微細化させるめ、ガスァ卜マィズ法のように溶湯冷却速度が遅い場合に重要な働きをする。また、 Cを添加することにより、 T i B ₂の析出が抑制されることで合金溶湯の凝固開始温度が低下するため、出湯温度を下げることができる。出湯温度を下げると、溶解時間を短縮することができるめ、冶却速度を向上させることが可能になる。だし、 Qの総量に対する Cの原子比率割合が 0. 5を超えると、び一 F e相の生成が著しくなるため、構成相が変化し、磁気特性が低下する。 Qの総量に対する Cの原子比率割合は、 0. 01以上〇. 5以下であり、より好ましし、範囲は、 0. 〇5以上〇. 3以下、更に好ましい範囲は〇. 〇8以上 0. 20以下である。

Rは、希土類元素およびイツ卜リウムからなる群から選択された 1種以上の元素である。 Rは、永久磁石特性を発現するために必要な八一ド磁性相である R₂ F Θ ₄Bに必須の元素であり、 P rまたは N dを必須元素として含 ¾ことが好ましく、その必須元素の一部を D yおよび/または T bで置換してもよい。 Rの組成比率 yが全体の 6原子％未満になると、保磁力の発現に必要な R₂ F e■! ₄B型結晶構造を有する化合物相が充分に析出せず、 48〇 k AZm以上の保磁力 H_{c j}を得ることができなくなる。また、 Rの組成比率 y が 1 0原子％以上になると、強磁性を有する鉄基硼化物や」 F e の存在量が低下する。故に、希土類元素 Rの組成比率 yは 6≤ y < 1 0原子の範囲に調節することが好ましい。より好ましい Rの範囲は 7≤ y≤9原子％であり、更に好ましい Rの範囲は了. 5≤ y≤ 8. 5である。

T iは、本発明のナノコンポジッ卜磁石に不可欠な元素である。

T i を添加することにより、高し、硬磁気特性を得ることができ、減磁曲線の角形性が改善されるため、最大磁気エネルギ積（BH) _m _{a x}の増大にもつながる。

T i を添加しない場合、 R₂F e₁₄Bの析出 ·成長に先立って一 F e相が析出し、成長しゆすい。そのため、アトマイズ合金に対する結晶化熱処理が完了した段階では、軟磁性のび一 F e相が粗大化してしまう。

これに対し、 T iを添加すると、一 F e相の析出 ·成長のキネテイクスが遅くなり、析出 ·成長に時間を要するため、び一 F e相の析出 ·成長が完了する前に R₂F e ₁₄B相の析出 ·成長が開始すると考えられる。このめ、び一 F e相が粗大化する前に R₂F e ₁₄B相が均一に分散した状態に成長する。

また、 T iは Bに対する親和性が強く、鉄基硼化物の中に濃縮されやすい。そして、鉄基硼化物内で T i と Bが強く結合することにより、 T iが鉄基硼化物を安定化すると考えられる。

更に、 T iの添加により、合金溶湯の粘度が 5 X1 〇— ⁶m² 秒以下に低下するため、ァ卜マイズ法に適した溶湯粘度が得られる。

T iの組成比が 1 2原子％»を超えると、び一 F eの生成が著しく抑制されるため、残留磁束密度 B の低下を引き起こす。一方、 Τ iの組成比が 0. 1原子％を下回ると、保磁力の発現に必要な R₂ F e t ₄B相が充分析出せず、また析出していても均質微細組織が得られないため、高い保磁力を有することはできない。好ましし、範囲は 0. 1 ≤z≤ 1 2原子％>、より好ましい範囲は 1 ≤ z≤了原子％>である。

元素 Mは、合金のアモルファス生成能を向上させる元素である。

Mを添加すると、合金のアモルファス生成能が向上し、合金溶湯の冷却過程にお jサる結晶相の成長を抑制することができる。そして、その後の熱処理により減磁曲線の角形性の良い磁石が得られる。また、 Mを添加することにより、固有保磁力も向上させることができる。 Mの組成比が 1 0原子％を超えると、一 F eが析出するよろな比較的高い温度領域で各構成相の粒成長が著しく進行し、各構成相の交換結合が弱まってしまう結果、減磁曲線の角形性が大きく低下する。このため、 M元素の組成比 nは 0≤n≤ 1 〇原子％であることが好ましい。より好ましくは、 0. 5≤n 8原子％であり、更に好ましくは 1 ≤ n≤6原子％である。なお、 M以外にも、金属組織を微細化する元素として、 Aし S i、 Mn、 Cu、 Ga、 Ag、 P t、 Au、およびノまたは P bを添加してもよい。

上記元素の含有残余は F eが占める。 6の一部を〇 0、 N iの一種まは二種の遷移金属元素 Tで置換しても所望の硬磁気特性を得ることができる。ただし、 F eに対する Tの置換量 mが 50%を超えると高い残留磁束密度 B「が得られなし、ため、置換量 mは 5 〇％以下にすることが好ましい (0≤m≤0. 5) 。より好まししヽ置換量 mは 4〇％以下である。なお、 F eの一部を Coで置換することで硬磁気特性が向上し、更に R₂F e₁₄B相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性も向上する。

[製造方法]

上記組成を有する合金の溶湯からァ卜マイズ法によって永久磁石の粉末を作製するには、ガスァ卜マイズ法、遠心ァ卜マイズ法、回転電極法、真空法、または衝撃法を用し、ることができる。

ガスァ卜マイズ法を用いる場合、例えば、ノズル径が 0. 5〜3. Omm以下の範囲にあるノズルを用いて不活性ガス中に溶湯を噴霧すればよい。このとき、溶湯の噴霧には高速の不活性ガス流を用し、る。このガスの圧力は例えば 0. 1 MP a〜了 MP aの範囲内に設定される。ガスアトマイズ法では、合金溶湯の粘度ゆ噴霧ガスのェネルギなどを制御することにより、粉末の粒度分布を調節することができる。

アモルファス生成能の低い合金溶湯をガスァ卜マイズ法によって急冷 ·凝固させる場合、非晶質または微細結晶組織を有する粉末粒子を作製するには、粒径が例えば 20 m以下となるような条件でアトマイズを行必要があった。それは、形成する粉末粒子の粒径が小さいほど、各粒子の体積に対する表面積の率が増加し、冷却効果が高まるためである。従来技術によれば、粒径が大きくなると、粒子内部は充分な速度で冷却されず、粗大化し結晶組織が形成されるため、磁石特性が劣化することになる。このような現象が生じると、特にナノコンポジッ卜磁石粉末の場合、磁石特性の劣化が顕著に生じてしまう。

本発明によれば、たとえ粉末粒径が 20~1 〇0 mと大きい場合でも、粉末粒子の内部まで均一かつ充分な速度での急冷が実現するだめ、優れ磁気特性を示すナノコンポジッ卜磁石粉末が作製される。

(実施例）

表 1 に示す組成を有する試料（No. 1〜4) の各について、純度 99. 5%以上の Nd、 P r、 F e、 Co、 B、 C、 T i、 N b、 Z r、 S i、および C uの材料を用いて総量が 1 k g (キログラム）となるように秤量し、以下の条件でガスァ卜マイズを行い、平均粒径 50 im程度の粉末を作製し。その後、分級により粒径 63 m以下の粉末を得た。

使用ガス：アルゴン（A r )

ガス圧： 40 k g f / c m² (二 3. 92 M P a ) 噴霧温度： 1400°C

溶湯供給速度： 2. 0 k g/分

(表 1 )

表 1において、例えば「R」と表示している欄の「Nd了. 8 + P「 0. 6」は了. 8原子％の Ndと 0. 6原子％の P rを添加したことを示し、「Q」と表示している欄の「B 1 2 + C 1」は 1 2 原子 ·％の B (硼素）と 1原子％の0 (炭素）を添加しことを示してし、る。

次に、このアトマイズ粉末を A rガス雰囲気中において、表 1に示す熱処理温度で 5分間保持し、その後、室温まで冷却した。熱処理後のァ卜マイズ粉の磁気特性を VSM (振動型磁化率測定装置）で測定した。粒径 25 m以下の粉末についての測定結果を表 2に示す。熱処理後におけるァ卜マイズ粉の減磁曲線を図 1に示す。 (表 2)

このように、本実施例によれば、保磁力 Η。」≥480 k AZm, 残留磁束密度 B_r≥〇. 6Tの硬磁気特性を示すナノコンポジット磁石粉末を得ることができる。産業上の利用可能性

本発明によれば、メル卜スピニング法などの急)令法に比較して冷却速度が遅いァトマイズ法を用いながら、合金組成を最適化するとともに、 T iを添加することにより、 R₂F e₁₄B相を or— F e相よりも優先的に析出させ、ナノコンポジッ卜磁石として優れた磁気特性を発揮し得る微細組織を持つだ磁石粉末を作製することが可能になる。また、本発明では、ァ卜マイズ法によって合金磁石の球状粒子を直接形成することができるため、粉砕工程が不要になり、磁石の製造コス卜を大幅に低減することが可能になる。

Claims

請求の範囲

1. 組成式が (F Θ ₁ -_mT_m) _{1 00}-x-y-zQx y T i _zM_n

(丁は〇0ぉょび iからなる群から選択され 1種以上の元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Rは希土類金属元素およびィットリウムからなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Mは Nb、 Z r、 Mo、 Ta、および H f からなる群から選択された少な <とも 1種の元素）で表現され、組成比率 x、 y、 z、 m、および nが、それぞれ、

1 0<x≤25原子％、

6≤ y < 1〇原子％、

0. 1≤ z≤ 1 2原子％、

0≤m≤0. 5、および

0≤n≤1 0原子％

■a: ) 足し、 - ァ卜マイズ法によって作製された鉄基希土類合金のナノコンポジッ卜磁石粉末であって、 2種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが 1 0nm以上200nm以下、軟磁性相の平均サイズが 1 nm以上 1 00 nm以下の範囲内にある鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末。

2. R₂F e ₁₄B型化合物相、硼化物相、および一 F e相が同一の金属組織内に混在している請求項 1に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末。

3. 前記び一 F e相および硼化物相の平均結晶粒径は 1 nm以上 5〇 nm以下であり、前記 R₂ F e ₄ B型化合物相の平均結晶粒径よりも小さく、前記 R₂ F e ₁₄B型化合物相の粒界または亜粒界に存在している請求項 2に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末。

4. 前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項 3に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。

5. 前記鉄基硼化物は、 F e ₃Bおよびまだは F e₂₃B₆を含んで ( ることを特徴とする請求項 4に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末。

6. 平均粒径が 1 jum以上 1 00 m以下の範囲内にある請求項 1から 5のいずれかに記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石！ ¾未₀

7. 保磁力 H_{c j}≥480 k AZm、残留磁束密度 B _r≥ 0. 6 Tの硬磁気特性を有する請求項 1から 6のいずれかに記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末。

8. 請求項 1 から 7のいずれかに記載された鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末を含ボンド磁石。

9. 組成式が（F _{e i}— _mT_m) _{1 0 0} - _x - y-zQx R _y T i _zM_n ( Tは C oおよび N iからなる群から選択された 1種以上の元素、 Qは Bおよび Cからなる群から選択されだ少なくとち 1種の元素、 Rは希土類金属元素およびィッ卜リウ厶からなる群から選択された少なくとも 1種の元素、 Mは N b、 Z r、 M o、 T a、および H f からなる群から選択された少なくとち 1種の元素）で表現され、組成比率 x、 y、 z、 m、および nが、それぞれ、

1 0く x≤2 5原子％>、

6≤ y < 1 0原子％、

0. 1≤z≤1 2原子％、

0≤m≤0. 5、および

0≤ n≤ 1 0原子％

を満足する合金の溶湯をァ卜マイズ法によって急冷することにより、希土類合金磁石粉末を作製する工程と、

前記磁石粉末に熱処理を施すことにより、 2種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが 1 〇 n m以上 2 0 0 n m以下、軟磁性相の平均サイズが 1 n m以上 1 0 0 n m以下の範囲内にある組織を形成する工程と、

を包含する鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法 < 1 0. 前記ァ卜マイズ法による急冷工程において、体積比率で

6〇％>以上の R ₂ F Θ ₄ B型化合物相を含急冷合金を作製する請求項 9に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末の製造方法。

1 1 . 前記軟磁性相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項 9または 1 0に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。

1 2. 前記鉄基硼化物は、 F e ₃ Bおよび/まは F e _{2 3} B ₆ を含んでいる請求項 1 1 に記載の鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末の製造方法。

1 3. 請求項 9から 1 2のいずれかに記載の製造方法によって作製された鉄基希土類合金ナノコンポジッ卜磁石粉末を用意するェ程と、

前記磁石粉末を用いてボンド磁石を作製する工程と

を包含するボンド磁石の製造方法。