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WO1998035364A1 - Procede de fabrication d'un aimant a plaque mince possedant une structure microcristalline - Google Patents

Procede de fabrication d'un aimant a plaque mince possedant une structure microcristalline Download PDF

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WO1998035364A1
WO1998035364A1 PCT/JP1998/000330 JP9800330W WO9835364A1 WO 1998035364 A1 WO1998035364 A1 WO 1998035364A1 JP 9800330 W JP9800330 W JP 9800330W WO 9835364 A1 WO9835364 A1 WO 9835364A1
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WO
WIPO (PCT)
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alloy
roll
magnet
permanent magnet
less
Prior art date
Application number
PCT/JP1998/000330
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English (en)
French (fr)
Inventor
Hirokazu Kanekiyo
Satoshi Hirosawa
Original Assignee
Sumitomo Special Metals Co., Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Special Metals Co., Ltd. filed Critical Sumitomo Special Metals Co., Ltd.
Priority to US09/355,789 priority Critical patent/US6386269B1/en
Priority to EP98901011A priority patent/EP0959478B1/en
Priority to DE69822798T priority patent/DE69822798T2/de
Publication of WO1998035364A1 publication Critical patent/WO1998035364A1/ja

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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a thin sheet magnet that is optimal for various small motors, actuators, magnetic circuits for magnetic sensors, etc.
  • the molten metal of a specific composition containing 15 at% to 30 at% of boron is continuously immersed on a rotating cooling roll in a predetermined reduced-pressure inert gas atmosphere, so that it is substantially 90% or more as it is in the crystal structure of compound phases having a force s'Fe 3 B type compound and alpha-Fe and Nd 2 Fe 14 B crystal structures coexist, the fine average grain size of the force each constituent phases will have a 10 nm ⁇ 50 nm
  • the present invention relates to a method for producing a thin sheet magnet having a microcrystalline structure with a thickness of 70 ⁇ to 500 ⁇ having magnetic properties of iHc 2.5 kOe and Br ⁇ 9 kG directly from a molten alloy by forming a crystal structure.
  • an Nd-Fe-B sintered magnet or Nd-Fe-B bonded magnet having Nd 2 Fei 4 B as the main phase satisfies such magnetic properties, but a large number of steps are required for separation and purification of metals and reduction reactions.
  • Some alternatives to hard ferrite magnets are It is only progressing with a model, and at present, no inexpensive permanent magnet material with Br of 5 kG or more has been found.
  • the thickness of the permanent magnet itself must be increased.
  • Nd-Fe-B bonded magnets are obtained by bonding powder with a thickness of about 30 ⁇ and a diameter of 10 ⁇ to 500 ⁇ to resin, the thickness of the thin plate is ⁇ ! It is difficult to form a bonded magnet of ⁇ 300 ⁇ .
  • the above-mentioned permanent magnet material has Br of about 10 kG and iHc of 2 kOe to 3 kOe, and the content of expensive Nd is as low as about 4 at%, so the blending material price is mainly Nd 2 Fe 14 B Less expensive than Nd-Fe-B magnets.
  • Nd 2 Fe 14 B Less expensive than Nd-Fe-B magnets.
  • ultra-quenched Nd-Fe-B magnet materials such as U.S. Patent No. 508,266 can directly obtain a crystalline structure having hard magnetic properties by rapidly cooling the molten alloy at a roll peripheral speed of about 20 m / s. Is disclosed. However, the flake thickness of the quenched alloy obtained under these conditions is as thin as about 30 ⁇ .
  • the present invention solves the above-mentioned problem in the Nd-FB magnet having fine crystals containing 6 at% or less of rare earth elements, and has a specific coercive force iHc of 2.5 kOe or more and a residual magnetic flux of 9 kG or more as it is.
  • the objective is to provide a method for manufacturing a thin plate magnet having a fine crystal structure with a thickness of 70 ⁇ to 500 ⁇ , which has a density Br and has a performance-to-price ratio comparable to that of a hard ferrite magnet and contributes to the miniaturization and thinning of a magnetic circuit.
  • the present inventors have proposed that a low rare earth Nd-Fe-B ternary alloy melt containing 6 at% or less of Nd and 15 at% to 30 at% of boron is melted under a specific reduced pressure inert gas atmosphere, and the By continuously pouring on a cooling roll rotating at 2 m / s to 10 m / s, a microcrystalline permanent magnet alloy with hard magnetic properties of iHc ⁇ 2 kOe and Br ⁇ 10 kG can be directly formed from the molten alloy.
  • the manufacturing method to be obtained was proposed (Japanese Patent Application No. 8-355015).
  • this Nd-Fe-B ternary magnet has a problem that the peripheral speed range of the roll at which hard magnetic properties can be obtained is limited.
  • the Nd-Fe-B ternary magnet can obtain only a coercive force of about 2 kOe to 3 kOe, it not only has a large thermal demagnetization but also has a high magnetic flux density. In order to protrude, it was necessary to raise the operating point of the magnet as much as possible, and there was a problem that the shape of the magnet and the operating environment were greatly restricted.
  • the inventors of the present invention have studied various methods for producing a low rare-earth-containing Nd-Fe-B microcrystalline permanent magnet in which a soft magnetic phase and a hard magnetic phase are mixed, and found that the molten alloy was subjected to a specific decompression inert gas atmosphere.
  • a fine crystal permanent magnet alloy having a fine crystal structure of 10 nm to 50 nm directly from the molten alloy by using the molten alloy to which a specific element is added.
  • the optimum roll peripheral speed range that develops hard magnetic properties can be expanded compared to the manufacturing conditions of Nd-Fe-B ternary magnets, and at the same time, a fine with a thickness of 70 ⁇ to 500 ⁇
  • a crystal permanent magnet alloy can be obtained, and completed this invention.
  • the manufacturing method of the thin plate magnet having a fine crystal structure according to the present invention a composition formula Fei 00 - xy _ z R x AyM z or (Fei_ m Co m) 100- x Yu z R x A y M z (where , R is one or more of Pr, Nd, Tb, Dy, A is one or two of C and B, M is
  • the limiting symbols x, y, z, and m are 1 X ⁇ 6at,
  • the present invention uses the molten alloy in a reduced pressure inert gas atmosphere of 30 kPa or less, and has a peripheral speed of lm / s to 10 m / s (average cooling rate of 3 X 103-lx 105 ° C / sec).
  • Fe 3 B type compound and compound phase with ⁇ -Fe and Nd 2 Fei 4 B type crystal structure coexist as it is.
  • Crystal structure accounts for more than 90%, is composed of fine crystals with an average crystal grain size of 50 nm or less, and has a thickness of 70 ⁇ !
  • Permanent magnets with a magnetic property of Hc ⁇ 2.5 kOe and Br ⁇ 9 kG can be directly obtained.
  • the present invention is characterized in that the molten alloy is continuously coated on a rotating cooling roll by using the above-mentioned molten alloy, and is made of fine crystals having an average crystal grain size of 10 nm or less, and has a thickness of 10 nm or less.
  • FIG. 1 is a graph showing a characteristic X-ray diffraction pattern of Cu- ⁇ of a sample in an example.
  • FIG. 2 is a graph showing the dependence of the coercive force on the peripheral speed of the keel when the melt is quenched using the rotating rolls in Examples and Comparative Examples.
  • the target alloy composition will be described in detail below.
  • Rare earth element R can provide high magnetic properties only when a specific amount of one or more of Pr, Nd or Dy is contained, and iHc of 2.5 kOe or more for other rare earth elements such as Ce and La.
  • medium rare earth elements and heavy rare earth elements after Sm excluding Tb and Dy are not preferable because they cause deterioration of magnetic properties and increase the cost of magnets.
  • R is less than lat%, iHc of 2.5 kOe or more cannot be obtained, and if it is 6 at% or more, Br of 9 kG or more cannot be obtained. Therefore, the range of R is lat% or more and less than 6 at%. Preferably, 2 at% to 5.5 at% is good.
  • a in the composition formula is one or two of C or B. If the total of A is 15 at% or more, precipitation of ⁇ -Fe becomes remarkable in the metal structure after liquid quenching and is essential for the development of coercive force. Precipitation of a compound having a certain Nd 2 Fei 4 B type crystal structure was inhibited. Therefore, only iHc less than IkOe is obtained, and if it exceeds 30 at%, the squareness of the demagnetization curve is remarkably deteriorated. Therefore, the range is more than 15 at% and 30 at% or less. Preferably, 16 at% to 20 at% is good.
  • Fe occupies the residual content of the above-mentioned elements, and by substituting a part of Fe for Co, the metal structure is refined, the squareness of the demagnetization curve and the maximum energy product (BH) max are improved, and the heat resistance is improved.
  • the molten alloy is quenched with a rotating roll to produce a microcrystalline permanent magnet, the optimum peripheral speed range for developing hard magnetic characteristics is expanded, and the magnetic characteristics can be obtained.
  • the molten metal quenching condition can be relaxed, such an effect cannot be obtained if the substitution amount of Fe is less than 0.1%, and if it exceeds 50%, Br of 9 kG or more cannot be obtained. Is in the range of 0.1% to 50%. Preferably, it is 0.5% to 10%.
  • the added elements M, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and Pb are the microstructures of microcrystalline permanent magnets. To improve the coercive force, improve the squareness of the demagnetization curve,
  • a molten alloy of a specific composition mentioned above C. in a reduced pressure of not more than inert gas atmosphere 30 kPa by continuously be writing ⁇ onto a cooling roll rotating, Fe 3 B type compound remains ⁇ and ⁇ -Fe and a compound phase having the Nd 2 Fe 14 B type crystal structure have a crystal structure in which substantially 90% or more coexist, and the average crystal grain size of each constituent phase is It is most important that the thin plate magnet has a fine crystal structure of 10 nm to 50 nm necessary to obtain magnetic characteristics of iHc 2.5 kOe and Br ⁇ 9 kG.
  • the pressure of the atmosphere during the continuous production of the molten alloy is a feature of the present invention.
  • the reason for this limitation is that when the production atmosphere is 30 kPa or more, gas enters between the cooling roll and the molten alloy, and the uniformity of the quenching condition of the production alloy is lost, resulting in a coarse metal structure containing ⁇ -Fe. Since the magnetic properties of iHc 2.5 kOe and Br 9 kG cannot be obtained, the alloy quenching atmosphere is set to 30 kPa or less. Preferably, it is 10 kPa or less.
  • the atmosphere gas is an inert gas atmosphere to prevent oxidation of the molten alloy.
  • an Ar atmosphere is used.
  • the average crystal grain size of the alloy produced by the continuous production method described above is less than the average crystal grain size of 10 nm to 50 nm required for obtaining magnetic properties of iHc 2.5 kOe and Br 9 kG, grain growth
  • the heat treatment temperature at which the magnetic properties are maximized depends on the composition.A heat treatment temperature of 50 (below TC does not cause grain growth, so that an average crystal grain size of 10 nm or more is obtained. If the temperature exceeds 750 ° C, the grain growth will be remarkable, and the squareness of iHc, Br and demagnetization curve will deteriorate, and the above magnetic properties cannot be obtained. Limited to.
  • the atmosphere is preferably an inert gas atmosphere such as Ar gas or N 2 gas or a vacuum of 1.33 Pa or less to prevent oxidation.
  • the magnetic properties do not depend on the heat treatment time. However, if the time exceeds 6 hours, Br tends to decrease with a lapse of time, so that the time is preferably less than 6 hours.
  • the magnetic properties of iHc ⁇ 2.5kOe and Br ⁇ 9kG cannot be obtained, and when the thickness of the forged alloy is less than 70 ⁇ , the crystal structure contained in the forged alloy decreases and the amorphous phase As a result, the crystallization of the amorphous phase by heat treatment is required, but the temperature of the alloy caused by the heat generated by the crystallization of amorphous Since the increase in temperature causes grain growth of the crystal structure already precipitated immediately after quenching, the average grain size required to obtain magnetic properties of iHc ⁇ 2.5 kOe and Br 9 kG
  • the metal structure becomes coarser than the metal structure of 10 to 50 nm, and Br of 10 kG or more cannot be obtained. It is limited to the production conditions that result in a production alloy of up to 500 ⁇ .
  • Aluminum alloy, copper alloy, iron, carbon steel, brass, and tungsten can be used as the material of the cooling port for continuous production. Further, a cooling roll in which the same material or a different material is plated on the roll surface of the above material can be used.
  • copper alloys or carbon steels are preferable in terms of mechanical strength and economy, and materials other than those described above have poor heat conduction, so that the molten alloy cannot be cooled sufficiently and coarse ⁇ -Fe and Fe Since 2 B is precipitated, magnetic properties of iHc ⁇ 2.5 kOe and Br ⁇ 9 kG cannot be obtained, which is not preferable.
  • the roll peripheral speed is 10 m / If s (average cooling rate: 1 X 10 5 ° C / sec) is exceeded, the crystal structure contained in the forged alloy having a thickness of 70 ⁇ or less decreases, and the amorphous phase increases. In addition, when the roll peripheral speed is 1.5 m / s or less, the thickness of the forged alloy exceeds 500 ⁇ , and as a result, coarse ⁇ -Fe and Fe 2 B
  • the roll peripheral speed of the copper port is limited to 1.5 m / s or less: LOm / s.
  • 2 m / s to 6 m / s is good.
  • the wettability of the alloy melt and the cooling roll is better than that of the copper roll.
  • the roll peripheral speed exceeds 7 m / s, the thickness of the forged alloy falls to 70 ⁇ or less, the crystal structure contained in the forged alloy decreases, and the amorphous phase increases.
  • the roll peripheral speed is less than 3 ⁇ 4m / s (average cooling rate 3X10 3 ° C / sec), coarse ⁇ -Fe and Fe 2 B of several lOOnm precipitate as a result of the alloy thickness exceeding 500 ⁇ .
  • the roll peripheral speed is limited to lm / s to 7 m / s.
  • the alloy thickness is determined by the distance between the rolls, and the distance between the two rolls Is 0.5 mm or more, the molten metal passing between the nozzles does not contact the cooling rolls and is not cooled, resulting in a coarse metal structure containing ⁇ -Fe, which is not preferable.
  • the molten metal overflows between the rolls, so that the production cannot be continued continuously, which is not preferable. Therefore, the distance between the two rolls is limited to 0.005 mm to 0.5 mm.
  • the roll peripheral speed is limited to lm / s to 8 m / s. Preferably, it is 1.5 m / s to 5 m / s.
  • a method of processing a continuous thin sheet magnet obtained by the continuous forming process into a predetermined shape a method of processing a thin sheet metal material generally manufactured by rolling, etching, ultrasonic processing, or the like is used. Punching with ultrasonic waves is preferable because it can be processed into a predetermined shape without causing cracks in the thin plate magnet.
  • the crystal phase of the microcrystalline permanent magnet alloy according to the present invention is such that a Fe 3 B type compound having soft magnetism and a-Fe and a hard magnetic compound phase having an Nd 2 Fe 14 B type crystal structure coexist in the same structure.
  • it is characterized by being composed of a fine crystal aggregate having an average crystal grain size of each constituent phase in the range of 15 nm to 50 nm. If the average crystal grain size of the microcrystalline permanent magnet alloy exceeds 50 nm, the squareness of Br and the demagnetization curve deteriorates, and Br ⁇ 9 kG The magnetic characteristics cannot be obtained, and the average crystal grain size is preferably as small as possible. If the average crystal grain size is less than 15 nm, iHc is reduced, so the lower limit is set to 15 nm.
  • the thin plate magnet obtained by the present invention has a thickness of 70 ⁇ !
  • the surface has smoothness with center line roughness Ra ⁇ 5pm, maximum height ⁇ 20 ⁇ , and average roughness of 10 points Rz ⁇ 10 ⁇ .
  • Figure 1 shows the X-ray diffraction pattern of Example No. 5 using the characteristic X-ray of Cu- ⁇ .
  • the obtained sheet magnet was composed of Fe 3 B-type compound, a-Fe and Nd 2 Fe 14 It was confirmed that the metal phase had a compound phase having a B-type crystal structure.
  • the crystal grain size except for No. 1, No. 3, and No. 17, all samples had a fine crystal structure with an average crystal grain size of 15 nm to 50 nm.
  • the magnetic properties of the obtained thin plate magnet were measured by VSM after magnetizing a thin plate magnet of predetermined shape punched into a disk with a diameter of 5 min using an ultrasonic machine with a 60 kOe pulse magnetizing magnetic field.
  • Table 2 shows the magnet properties and the average crystal grain size.
  • Co, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Ga, Zr, Nb, Hf, Ta, W, Mo, Ag, Pt, Au, and Pb replaced a part of Fe in each constituent phase.
  • the magnetic properties of the quenched alloy obtained according to the present invention depend on the roll peripheral speed during quenching of the molten metal, as shown by the dependence of the coercive force on the peripheral speed of the mouth in Example No. 5 in FIG. I understand.
  • Table 3 shows the roll peripheral speed range where iHc of 2.5 kOe or more can be obtained during quenching of molten metal for the alloy compositions of Examples ⁇ .2, ⁇ .4, ⁇ .5, ⁇ .8, ⁇ .9, ⁇ .10. Show.
  • the average crystal grain size was less than 10 nm, so the quenched alloy was kept in Ar gas at 670 ° C for 10 minutes, Heat treatment was performed so that the particle size became 10 nm or more.
  • the magnetic properties were measured using a VSM on a thin plate magnet processed into a predetermined shape as in Example 1. Table 2 shows the measurement results.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, a continuous process with a width of 8 mm was performed in the same process as in Example 1 using Fe, B, R, and Co with a purity of 99.5% so that the compositions of No. 20 to No. 23 in Table 1-1 were obtained. ⁇ An alloy was produced. Investigation of the constituent phases of the obtained sample by characteristic X-ray diffraction of Cu- ⁇ revealed that the sample of No. 20 was composed of Nd 2 Fe 14 B, which is hard magnetic, and Fe 3 B and a-Fe, which are soft magnetic Metal structure. In the sample of No. 21, Nd 2 Fe 14 B was slightly observed, but almost no Fe 3 B was observed.
  • the sample of No. 22 has a metal structure in which the a-Fe phase is the main phase
  • the sample of No. 23 has a structure consisting of Nd 2 Fe 23 B 3 and a-Fe, which are non-magnetic phases. Each of them had a metal structure containing no hard magnetic Nd 2 Fei 4 B. Table 2 shows the magnet properties measured with the VSM Nos. 20 to 23.
  • the magnetic properties of the sample of Comparative Example No. 20 depend on the peripheral speed of the roll during quenching of the molten metal as shown in the dependence of the coercive force on the peripheral speed of the roll in Fig.
  • the peripheral speed range at which the coercive force of a certain sample can be expressed is Co and Narrower than Examples No. 5 and No. 9 containing Cr, Nb, Cu and Ga.
  • Table 3 shows the peripheral speed range in which the alloy composition of Comparative Example No. 20 can obtain iHc of 2.5 kOe or more during quenching of molten metal.
  • the coercive force can be improved and the magnetic properties of iHc ⁇ 2.5 kOe and Br 9 kG can be obtained, and at the same time, the hardness is higher than that of the Nd-Fe-B ternary system. Expansion of the optimum peripheral speed range that expresses magnetic characteristics is obtained, and thickness

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Description

明細書
微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法 技術分野
この発明は、 各種小型モータ一、 ァクチユエ一タ一、 磁気センサ一用磁気回 路などに最適な薄板磁石の製造方法に係リ、 6at%以下の希土類元素と
15at%~30at%のホゥ素を含む特定組成の溶湯を、 所定の減圧不活性ガス雰囲 気中、 回転する冷却ロール上に連続的に錶込むことによって、 錡込みのままで 実質 90%以上力 s'Fe3B型化合物並びに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合 物相が共存する結晶組織で、 力 各構成相の平均結晶粒径が 10nm~50nmを有 する微細結晶組織となすことにより、 合金溶湯から直接、 iHc 2.5kOe、 Br≥9kGの磁気特性を有する、 厚み 70μηι~500μπιの微細結晶組織を有する薄 板磁石の製造方法に関する。 背景技術
現在、 家電用機器、 OA機器、 電装品等において、 よリー層の高性能化と小 型軽量化が要求されており、 永久磁石を用いた磁気回路全体として、 性能対重 量比を最大にするための設計が検討されており、 特に現在の生産台数の大半を 占めるブラシ付き直流モータ一の構造では、 永久磁石として残留磁束密度 Brが 5kG~7kG程度のものが最適とされている力、 従来のハードフェライト磁石で は得ることができない。
例えば、 Nd2Fei4Bを主相とする Nd-Fe-B焼結磁石や Nd-Fe-Bボンド磁石で はかかる磁気特性を満足するが、 金属の分離精製や還元反応に多大の工程並び に大規模な設備を要する Ndを 10at%~ 15at%含有しているため、 ハードフェラ ィト磁石に比較して著しく高価となり、 性能対価格比の点でハードフェライト 磁石からの代替は一部の機種でしか進んでおらず、 現在のところ、 5kG以上の Brを有し、 安価な永久磁石材料は見出されていない。 W CT/JP9 330
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また、 磁気回路の小型薄肉化を達成するために、 永久磁石自身の厚みが
100μιη~500μιη程度の薄板状永久磁石が要求されている力 Nd-Fe-B焼結磁石 では 500μπι以下のバルク材を得ることが困難なため、 厚み数 mmの板状焼結体 を研削するか又はバルク材をワイヤソーなどでスライスする方法によってしか 製造できず加工コストが高く、 歩留リが低くなる問題がある。
Nd-Fe-Bボンド磁石は、 厚み約 30μπι、 直径数 10μπι~500μιηの粉末を樹脂に て結合することによって得るため、 薄板厚みが ΙΟΟμπ！〜 300μιηのボンド磁石を 成形することが困難である。
一方、 Nd-Fe-B系磁石において、 近年、 Nd4Fe77Bi9(at%)近傍組成で Fe3B 型化合物を主相する磁石材料が提案 (R.Coehoorn等、 J.de Phys, C8， 1988， 669-670H)され、 その技術内容は米国特許 4,935,074等に開示されている。 また、 Koonはそれよりも以前に、 Laを必須元素として含む La-R-B-Feァモ ルファス合金に結晶化熱処理を施すことによる、 微細結晶からなる永久磁石の 製造方法を米国特許 4,402,770にて提案している。
最近では、 Richterらによって EP Patent 55869 IB 1に開示されているよう に、 Ndを 3.8at%~3.9at%含有する Nd-Fe-B-V-Si合金溶湯を回転する Cuロー ル上に噴射して得られたアモルファスフレークを 700°Cで熱処理することによ リ、 硬磁気特性を有する薄片が得られることを報告している。 これらの永久磁 石材料は、 厚み 20μηι〜60μπιのアモルファスフレークに結晶化熱処理を施すこ とによって得られる、 軟磁性である Fe3B相と硬磁性である R2Fe14B相が混在 する結晶集合組織を有する準安定構造の永久磁石材料である。
上述の永久磁石材料は、 10kG程度の Brと 2kOe~3kOeの iHcを有し、 高価な Ndの含有濃度が 4at%程度と低いため、 配合原料価格は Nd2Fe14Bを主相とす る Nd-Fe-B磁石よリ安価である。 しかし、 配合原料のアモルファス合金化が必 須条件であるため液体急冷条件が限定されるだけでなく、 同時に硬磁性材料に なり得るための熱処理条件が狭く限定されるため、 工業生産上実用的でない結 果、 ハードフェライト磁石の代替として安価に提供できない問題があった。 ま た、 かかる永久磁石材料は、 厚み 20μπι~60μιηのアモルファスフレークに結晶 化熱処理を施す工程によって得られるため、 薄板磁石として要求される
70μπ！〜 500μπιの厚みを有する永久磁石を得ることはできない。
他方、 米国特許 508,266等の超急冷 Nd-Fe-B系磁石材料では、 合金溶湯を ロール周速度 20m/s程度で急冷することにより直接、 硬磁気特性を有する結晶 質からなる組織を得られることが開示されている。 しかし、 この条件にて得ら れる急冷合金のフレーク厚みはおよそ 30μπιと薄いため、 これを粉末粒径
ΙΟμη！〜 500μπι程度に粉砕して上述のボンド磁石として利用することはできる が、 薄板磁石として利用できない。 発明の開示
この発明は、 6at%以下の希土類元素を含有して微細結晶を有する Nd-F-B系 磁石における上述した問題を解決し、 錡造のままで 2.5kOe以上の固有保磁力 iHc、 9kG以上の残留磁束密度 Brを有し、 ハードフェライト磁石に匹敵する性 能対価格比を有し、 磁気回路の小型薄肉化に貢献する厚み 70μιη~500μιηの微 細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法の提供を目的としている。
発明者らは、 6at%以下の Ndと 15at%~30at%のホウ素を含む低希土類 Nd- Fe-B三元系組成の合金溶湯を特定の減圧不活性ガス雰囲気下において、 口一 ル周速度 2m/s~10m/sにて回転する冷却ロール上に連続的に錡込むことによつ て、 合金溶湯から直接、 iHc≥2kOeかつ Br≥10kGの硬磁気特性を有する微細 結晶永久磁石合金を得る製造方法を提案 (特願平 8-355015号)した。 しかし、 こ の Nd-Fe-B三元系磁石では硬磁気特性が得られるロール周速度域カ狭く限定さ れるという問題があった。 さらに、 Nd-Fe-B三元系磁石では 2kOe〜3kOe程度 の保磁力しか得られないため、 熱減磁が大きいだけでなく、 高い磁束密度を取 リ出すためには、 磁石の動作点をできるだけ上げる必要がぁリ、 磁石の形状お よび使用環境の制限が大きいという問題があつた。
発明者らは、 軟磁性相と硬磁性相が混在する低希土類含有の Nd-Fe-B系微細 結晶永久磁石の製造方法を種々検討した結果、 合金溶湯を特定の減圧不活性ガ ス雰囲気下において、 回転する冷却ロール上に連続的に踌込み、 合金溶湯から 直接、 10nm〜50nmの微細結晶組織を有する微細結晶永久磁石合金を作製する 工程において、 特定元素を添加した合金溶湯を用いることによって、 iHcを 2.5kOe以上に向上できると共に、 硬磁気特性を発現する最適ロール周速度範 囲を Nd-Fe-B三元系磁石の製造条件に比べ拡大でき、 同時に 70μιη~500μιηの 厚みを有する微細結晶永久磁石合金を得られることを知見し、 この発明を完成 した。
すなわち、 この発明による微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法は、 組成式を Fei00-x-y_zRxAyMz または (Fei_mCom)100-x于 zRxAyMz (但し、 Rは Pr,Nd，Tb,Dyの 1種または 2種以上、 Aは C,Bの 1種または 2種、 Mは
Al，Si，Ti，V，Cr，Mn,Ni,Cu,Ga，Zr，Nb，Ag，Hf，Ta，W，Pt，Au，Pbの 1種または 2種以 上)と表し、 組成範囲を限定する記号 x,y，z，mがそれぞれ 1 X < 6at ,
15<y≤30at%, 0.01≤z≤7at%, 0.001≤m 0.5を満足する合金溶湯を使用す る。
この発明は、 かかる合金溶湯を用いて、 30kPa以下の減圧不活性ガス雰囲気 中にて、 口ール周速度 lm/s~ 10m/s (平均冷却速度 3 X 103-lx 105°C/sec)にて回 転する冷却口ール上に連続的に錡込むことを特徴とし、 錡造のままで Fe3B型 化合物並びに α-Feと Nd2Fei4B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組 織が 90%以上を占め、 平均結晶粒径が 50nm以下の微細結晶からなり、 厚みが 70μπ！〜 500μπι、 磁気特性力 Hc≥2.5kOe、 Br≥9kGである永久磁石を直接得 ることができる。 またこの発明は、 上記の合金溶湯を用いて、 回転する冷却ロール上に連続的 に錡込み、 平均結晶粒径が 10nm以下の微細結晶からなり、 厚みが
70μιη~500μιηの錡造合金となし、 その後、 550°C〜750°Cの温度域にて結晶粒 成長の熱処理を施すことによリ、 平均結晶粒径 10nm〜50nmの微細結晶合金と なし、 iHc≥2.5kOe、 Br 9kGの磁気特性を有する薄板永久磁石を得ることが できる製造方法である。 図面の説明
図 1は、 実施例における試料の Cu-Καの特性 X線回折パタ一ンを示すグラフ である。
図 2は実施例及び比較例における回転ロールを用いた溶湯急冷時の口ール周 速度に対する保磁力の依存性を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
この発明においいて、 対象とする合金組成について以下に詳述する。
希土類元素 Rは、 Pr、 Ndまたは Dyの 1種または 2種以上を特定量含有のとき のみ、 高い磁気特性が得られ、 他の希土類、 例えば Ce、 Laでは iHcが 2.5kOe 以上の特性が得られず、 また、 Tbおよび Dyを除く Sm以降の中希土類元素、 重 希土類元素は磁気特性の劣化を招来するとともに磁石を高価格にするため好ま しくない。
Rは、 lat%未満では 2.5kOe以上の iHcが得られず、 また 6at%以上となると 9kG以上の Brが得られないため、 lat%以上、 6at%未満の範囲とする。 好まし くは、 2at%~5.5at%がよい。
組成式における Aは Cまたは Bの 1種または 2種であリ、 Aの合計が 15at%以上 では、 液体急冷後の金属組織において α-Feの析出が著しくなりかつ保磁力の発 現に必須である Nd2Fei4B型結晶構造を有する化合物の析出が阻害されるた め、 IkOe未満の iHcしか得られず、 また 30at%を越えると減磁曲線の角形性が 著しく低下するため、 15at%を超え 30at%以下の範囲とする。 好ましくは、 16at%~20at%が良い。
Feは、 上述の元素の含有残余を占め、 Feの一部を Coで置換することにより 金属組織が微細化され、 減磁曲線の角形性の及び最大エネルギー積 (BH)max の向上、 並びに耐熱性の向上が得られると共に、 回転ロールにて合金溶湯を急 冷し微細結晶永久磁石を作製する際、 硬磁気特性を発現する最適口ール周速度 域を拡大し、 前記磁気特性を得られる溶湯急冷条件を緩和できるが、 Feに対す る置換量が 0.1%未満ではかかる効果が得られず、 また、 50%を越えると 9kG以 上の Brが得られないため、 Coの Feに対する置換量は 0.1%~50%の範囲とす る。 好ましくは、 0.5%~10%がよい。
添加元素 Mの Al、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 Pbは、 微細結晶永久磁石の微細組織化に寄与 し、 保磁力を改善すると共に、 減磁曲線の角形性を改善し、 Brおよび
(BH)maxを増大し、 さらに Co同様、 回転ロールにて合金溶湯を急冷すること により微細結晶永久磁石を作製する際、 硬磁気特性を発現する最適ロール周速 度域を拡大し、 前記磁気特性を得られる溶湯急冷条件を緩和できるが、 0.01at%未満ではかかる効果が得られず、 7at%以上では、 Br 9kGの磁気特性 を得られないため、 0.01at%~7at<¾の範囲とする。 好ましくは、
0.05at%~5at%である。
この発明における製造条件の限定理由について詳述する。
この発明において、 上述の特定組成の合金溶湯を 30kPa以下の減圧不活性ガ ス雰囲気中にて、 回転する冷却ロール上に連続的に踌込むことにより、 錡造の ままで Fe3B型化合物ならびに α-Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が 実質 90%以上共存する結晶組織からなり、 かつ各構成相の平均結晶粒径が iHc 2.5kOeかつ Br≥9kGの磁気特性を得るに必要な 10nm~50nmの微細結晶 組織を有する薄板磁石とすることが最も重要である。
合金溶湯の連続錡造の際の雰囲気の圧力はこの発明の特徴である。 その限定 理由は、 錡造雰囲気が 30kPa以上の場合は、 冷却ロールと合金溶湯の間にガス が入り込み、 錡造合金の急冷条件の均一性が失われる結果、 粗大な α-Feを含む 金属組織となり、 iHc 2.5kOeかつ Br 9kGの磁気特性が得られないことか ら、 合金急冷雰囲気を 30kPa以下とする。 好ましくは、 lOkPa以下がよい。 雰 囲気ガスは、 合金溶湯の酸化防止のため、 不活性ガス雰囲気とする。 好ましく は、 Ar雰囲気中がよい。
上述した、 連続錡造法にて、 錡造した合金の平均結晶粒径が、 iHc 2.5kOe かつ Br 9kGの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径 10nm~50nmに満たない 場合は、 粒成長を目的とした熱処理を行っても良く、 磁気特性が最高となる熱 処理温度は組成に依存する 、 熱処理温度が 50(TC未満では粒成長を起こさな いため、 10nm以上の平均結晶粒径が得られない、 また 750°Cを越えると粒成 長が著しく iHc、 Brおよび減磁曲線の角形性が劣化し、 上述の磁気特性が得ら れないため、 熱処理温度は 500°C ~750°Cに限定する。
熱処理において、 雰囲気は酸化を防ぐため Arガス、 N2ガスなどの不活性ガ ス雰囲気中もしくは 1.33Pa以下の真空中が好ましい。 磁気特性は熱処理時間 には依存しないが、 6時間を越えるような場合、 若干時間の経過とともに Brが 低下する傾向があるため、 好ましくは 6時間未満がよい。
合金溶湯の錡造処理には冷却単ロール又は双ロールを用いた連続錡造法を採 用できる力 錡造合金の厚みが 500μιηを越えると数 lOOnmの粗大な α-Feおよ び Fe2Bが析出するため、 iHc≥2.5kOe, Br≥9kGの磁気特性を得られず、 ま た、 鎵造合金の厚みが 70μιη以下になると、 錡造合金中に含まれる結晶組織が 減少し、 アモルファス相が増加する結果、 熱処理によるアモルファスの結晶化 が必要となるが、 ァモルファスの結晶化に伴う発熱によりもたらされる合金温 度の上昇が、 急冷直後にすでに析出している結晶組織の粒成長を引き起こすた め、 iHc≥2.5kOe、 Br 9kGの磁気特性を得るに必要な平均結晶粒径
10nm~50nmの金属組織よリも粗大な金属組織となり、 10kG以上の Brを得ら れないため、 厚み 70μπ！〜 500μπιの錡造合金となる錡造条件に限定する。
連続錡造処理に用レ、る冷却口一ルの材質は、 熱伝導度の点からアルミニウム 合金、 銅合金、 鉄、 炭素鋼、 真鍮、 タングステンを採用できる。 また、 前記材 質のロール表面に同材質あるいは異材質のめっきを施した冷却ロールを使用す ることができる。 特に、 機械的強度および経済性の点から、 銅合金もしくは炭 素鋼が好ましく、 上記以外の材質では熱伝導が悪いため、 充分合金溶湯を冷却 できず、 数 lOOnmの粗大な α-Feおよび Fe2Bが析出するため、 iHc≥2.5kOe、 Br≥ 9kGの磁気特性を得られず好ましくない。
例えば、 冷却ロールに中心線粗さ Ra 0.8pm、 最大高さ Rmax≤3.2pm、 10 点の平均粗さ Rz≤ 3.2μηιの表面粗度を有する銅ロールを採用した場合、 ロール 周速度が 10m/s (平均冷却速度 1 X 105°C/sec)を越えると铸造合金の厚みが 70μπι 以下になリ錡造合金中に含まれる結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加す る。 また、 ロール周速度が 1.5m/s以下の場合、 錡造合金の厚みが 500μπιを越 える結果、 数 lOOnmの粗大な α-Feおよび Fe2B力 斤出するため、
iHc≥2.5kOe, Br≥9kGの磁気特性を得られず好ましくない。 従って、 銅口一 ルのロール周速度を 1.5m/s〜： LOm/sに限定する。 好ましくは、 2m/s~6m/sが良 い。
また、 前述の銅ロールと同様の表面粗度を有する鉄口一ルを冷却ロールとし て使用した場合、 銅ロールに比し、 合金溶湯と冷却ロールの濡れ性力鉄ロール の方が優れるため、 ロール周速度が 7m/sを越えると錡造合金の厚みが 70μπι以 下になり錡造合金中に含まれる結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加す る。 ロール周速度力 ¾m/s (平均冷却速度 3X l03°C/sec)以下の場合、 錡造合金の 厚みが 500μπιを越える結果、 数 lOOnmの粗大な α-Feおよび Fe2Bが析出するた め、 iHc 2.5kOe、 Br≥9kGの磁気特性を得られず好ましくない。 従って、 鉄 ロールの場合、 ロール周速度を lm/s〜7m/sに限定する。 好ましくは、
1.5m/s〜5.5m/s力良 ヽ。
さらに、 前述の鉄ロールを相対して配置し、 2つの冷却ロールにて合金溶湯 を冷却する双口一ル急冷法を採用した場合、 合金厚みはロール間距離によって 規定され、 2つのロール間距離が 0.5mm以上では、 口一ル間を通過する溶湯が 冷却ロールに接触せず、 冷却されないため、 粗大な α-Feを含む金属組織となる ため好ましくなく、 ロール間距離力 ¾.005mm以下の場合は溶湯がロール間よ リあふれ出すため、 連続して錡造を継続できないため好ましくない。 従って、 2つのロール間距離を 0.005mm~0.5mmに限定する。 好ましくは
0.05nm！〜 0.2mmが良い。
また、 2つの Feロールの口一ル周速度カ¾111/8を越えると錡造合金中に含まれ る結晶組織が減少し、 アモルファス相が増加すし、 ロール周速度が lm/s未満 では、 数 lOOnmの粗大な a-Feおよび Fe2Bが析出するため、 iHc≥2.5kOe、 Br 9kGの磁気特性を得られず好ましくない。 従って、 ロール周速度は lm/s~8m/sに限定する。 好ましくは、 1.5m/s~5m/sが良い。
連続錶造処理にて得た連続した薄板磁石を、 所定形状に加工する方法として は、 一般に圧延にて製造される薄板状の金属材料を加工するエッチング、 超音 波加工等の方法を用いて良く、 特に超音波による打ち抜き加工は、 薄板磁石に 割れを生じることなく所定形状に加工できるため、 好ましい。
この発明による微細結晶永久磁石合金の結晶相は、 軟磁性を有する Fe3B型 化合物ならびに a-Feと、 Nd2Fe14B型結晶構造を有する硬磁性化合物相とが同 一組織中に共存し、 各構成相の平均結晶粒径が 15nm〜50nmの範囲の微細結晶 集合体からなることを特徴としている。 微細結晶永久磁石合金を構成する平均 結晶粒径が 50nmを越えると、 Brおよび減磁曲線の角形性が劣化し、 Br≥9kG の磁気特性を得ることができず、 また、 平均結晶粒径は細かいほど好ましい 、 15nm未満では iHcの低下を引き起こすため、 下限を 15nmとする。
また、 この発明により得られる薄板磁石は、 その厚みが 70μπ！〜 500μπιであ リ、 その表面は中心線粗さ Ra≤5pm、 最大高さ≤20μιη、 10点の平均粗さ Rz≤ ΙΟμπιの平滑性を有す。 実施例
実施例 1
表 1-1の No.:！〜 19の組成となるように、 純度 99.5%以上の Fe、 Co、 C、 Al、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 Pb、 B、 Nd、 Pr、 Dy、 Tbの金属を用い、 総量が 30gとなるように秤量 し、 底部に 0.3mmX 8mmのスリットを有する石英るつぼ内に投入し、 表 1の急 冷雰囲気圧に保持した Ar雰囲気中で高周波加熱により溶解し、 溶解温度を 1300°Cにした後、 湯面を Arガスにより加圧して室温にて、 表 1-2に示すロール 周速度にて回転する Cu製冷却口ールの外周面に 0.7mmの高さから溶湯を連続 して錡込み幅 8mmの連続した薄板状の急冷合金を作製した。
図 1に Cu-Καの特性 X線による実施例 No.5の場合の X線回折バタ一ンを示す ごとく、 得られた薄板磁石は、 Fe3B型化合物ならびに a-Feと Nd2Fe14B型結晶 構造を有する化合物相が共存する金属組織であることを確認した。 また、 結晶 粒径については、 No.l、 No.3、 No.17を除き、 いずれの試料も平均結晶粒径が 15nm〜50nmの微細結晶組織であつた。
得られた薄板磁石の磁気特性は、 超音波加工機を用いて直径 5minの円盤状 に打ち抜いた所定形状の薄板磁石を 60kOeのパルス着磁磁界で着磁した後、 VSMにて測定した。 表 2に磁石特性と平均結晶粒径を示す。 尚、 Νο.1〜Νο.19 の薄板磁石において、 Co、 Al、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Ga、 Zr、 Nb、 Hf、 Ta、 W、 Mo、 Ag、 Pt、 Au、 Pbは各構成相の Feの一部を置換する ものであった。
図 2の実施例 No.5における口ール周速度に対する保磁力の依存性を示すごと く、 この発明により得られる急冷合金の磁気特性は、 溶湯急冷時のロール周速 度に依存することが分かる。 表 3に、 実施例 Νο.2，Νο.4，Νο.5，Νο.8，Νο.9,Νο.10 の合金組成において、 溶湯急冷時に 2.5kOe以上の iHcを得られるロール周速度 域を示す。
実施例 2
表 1-1の No.l、 No.3、 No.17については、 平均結晶粒径が 10nm未満であった ため、 急冷合金を Arガス中、 670°Cにて 10分間保持し、 平均結晶粒径が 10nm 以上になるよう熱処理を施した。 磁気特性は実施例 1と同様に所定形状に加工 した薄板磁石を VSMを用いて測定した。 測定結果を結果を表 2に示す。
比較例 1
実施例 1と同様に表 1-1の No.20~No.23の組成となるように純度 99.5%の Fe、 B、 R、 Coを用いて実施例 1と同様の工程で幅 8mmの連続錡造合金を作製 した。 得られた試料の構成相を Cu-Καの特性 X線回折により調査したところ、 No.20の試料は、 硬磁性である Nd2Fe14Bと軟磁性である Fe3B及び a-Feからな る金属組織であった。 また、 No.21の試料は、 僅かに Nd2Fe14Bは確認できる ものの、 Fe3Bはほとんど確認できなかった。
なお、 No.22の試料については a-Fe相が主相となる金属組織であり、 No.23 の試料は、 非磁性相である Nd2Fe23B3と a-Feからなる組織からなり、 いずれ も硬磁性である Nd2Fei4Bを含まな 、金属組織であつた。 No.20~No.23の VSMで測定した磁石特性を表 2に示す。
比較例 No.20の試料の磁気特性は、 図 2におけるロール周速度に対する保磁 力の依存性が示すごとく、 溶湯急冷時のロール周速度に依存するが、 Nd-Fe-B 三元系である当該試料の保磁力を発現し得る口一ル周速度域は、 Coおよび Cr、 Nb、 Cu、 Gaを含有する実施例 No.5、 No.9に比べ狭い。 表 3に、 比較例 No.20の合金組成において溶湯急冷時、 2.5kOe以上の iHcを得られる口一ル周 速度域を示す。
組成 (at%)
Fei-mCom A R M
1 Fe73 + Co3 B18.5 Nd4.5 All
9 Fe77 + Co3 B18.5 Nd3 + Pr0.5 Sil
Fe75.5 B18.5 Nd5 Til
A
*± Fe74.0 B18.5 Nd5.5 V2 実
Fe74.0 B18.5 Nd4.5 Cr3
Fe76.0 B18.5 Nd3.5 + Dyl Mnl
7 Fe76.0 B15 + C3 Nd4.5 Nil.5 o Fe70 + Co5 B15 + C5 Nd2.5 + Prl Cul.5
Q u Fe70 + Co2 B18.5 Nd2 + D 2 Nb0.5 施肥 1 0 Fe73 + Co3 B18.5 Nd3.5 + Prl Gal
11 Fe76.5 B18.5 Nd4 Agl
12 Fe76.5 B18.5 腿 Hfl
13 Fe75 + Co3 B18 蘭.5 Pt0.5
14 Fe75 + Co2 B18.5 腿 Ta0.5 例 15 Fe75 + Co3 B18 腿.5 Au0.5
16 Fe70 + Co2 B18.5 Nd2 + Dy2 W0.5
17 Fe73 + Co3 B18.5 Nd4 + Tb0.5 Pbl
18 Fe77 B7 + C10 Nd5 Mol
19 Fe75.5 B18.5 腿 +Tbl Til 比 20 Fe77.5 B18.5 匪
21 Fe66.0 B18.5 Nd5.5 CrlO 例 22 Fe74.5 B18.5 腿 Si3
23 Fe74.0 B18.5 Nd6.5 All
口——ノ ilレ周 rqpl、τ ί ρώ
; j£度ί
¾·囲 ^土 踌造合金厚み ス 丄
1 6.0 1.3 100
2 4.0 1.3 200
3 7.0 10 70
4 3.5 10 240 実 5 3.5 10 250
6 3.0 10 280
7 4.0 20 210
8 2.5 20 300
9 2.5 20 290 施 10 4.0 20 180
11 3.5 20 240
12 3.0 20 290
13 4.0 25 210
14 3.0 20 280 例 15 4.0 25 220
16 2.5 25 290
17 6.5 30 80
18 3.5 1.3 260
19 3.5 1.3 250 比 20 5.0 1.3 200
21 3.0 1.3 280 例 22 2.5 75.0 400
23 3.5 1.3 280 磁石特性 平均結晶粒径
Br lHc (BH)max
(nm)
1 12.0 4.6 15.3 20
2 12.8 3.5 17.4 20
3 11.7 4.3 16.5 20
4 11.0 5.0 13.4 20
5 10.5 5.5 13.9 20
6 10.3 5.2 13.4 20
7 11.8 4.3 13.9 20
8 13.0 3.3 17.5 20
9 9.8 5.6 11.4 20 施 10 11.9 4.5 17.0 20
11 12.4 3.5 17.2 20
12 12.9 3.2 17.6 20
13 12.3 3.3 15.4 15
14 12.1 4.1 17.2 20 例 15 11.7 4.2 16.5 25
16 11.5 5.2 16.5 20
17 10.0 5.4 11.0 15
18 11.6 4.4 16.5 20
19 10.3 5.3 12.4 20 比 20 12.3 3.3 14.9 50 較 21 4.7 12.4 6.7 40 例 22 6.0 0.5 0.7 Ιμπι
23 4.8 0.8 0.9 100 ロール周速度
/、
m/s)
2 2.0-4.5
4 2.0-5.0
施 5 2.0-6.0
例 8 2.0-4.0
9 2.0-4.5
10 3.0-5.0
比
較 20 4.2 ~ 5.4
例
産業上の利用可能性
この発明は、 軟磁性相と硬磁性相が混在する低希土類濃度の Nd-Fe-B系微細 結晶永久磁石の製造方法を種々検討した結果； 合金溶湯を特定の減圧不活性ガ ス雰囲気中にて、 回転する冷却ロール上に連続的に錡込み、 合金溶湯から直 接、 15ηπ！〜 50nmの微細結晶組織を有する微細結晶永久磁石を作製する際、 Co、 Al、 Si、 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Ni、 Cu、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、 Pbを合金溶湯中に添加することで、 保磁力を改善し、 iHc≥2.5kOe, Br 9kGの磁気特性を得られると同時に、 Nd-Fe-B三元系に比 ベ硬磁気特性を発現する最適口ール周速度域の拡大が得られ、 厚み
70μπ！〜 500umの微細結晶永久磁石の製造条件を緩和して安価で安定した工業 生産を可能にできるもので、 従来、 工業生産上、 安価で大量に生産することが できなかった、 ハードフェライト磁石に匹敵する性能対価格比を持ち、 磁気回 路の小型薄肉化に貢献する厚み 70μπι~500μιηの薄板磁石を安価に提供でき る。

Claims

請求の範囲
1. 組成式を Feioo-x-y-zRxAyMz または (Fei-mCom)100-x-y-zRxAyMz (但し、 Rは Pr，Nd,Tb,Dyの 1種または 2種以上、 Aは C，Bの 1種または 2種、 Mは Al,Si，Ti，V，Cr，Mn,Ni，Cu,Ga，Zr，Nb，Ag，Hf，Ta,W,Pt，Au,Pbの 1種または 2種以 上）と表し、 組成範囲を限定する記号 x,y，z,mがそれぞれ 1≤x < 6at%、
15≤y≤30at , 0.01≤z≤7at%、 0.001≤m≤0.5を満足する合金溶湯を、 30kPa以下の減圧不活性ガス雰囲気中にて、 ロール周速度 lm/s~10m/sにて回 転する冷却口一ル上に連続的に錡込み、 铸造のままで Fe3B型化合物並びに α- Feと Nd2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が共存する結晶組織が 90%以上を 占め、 平均結晶粒径が 50nm以下の微細結晶からなり、 厚みが
70μπι~500μιη、 磁気特性が iHc≥2.5kOe、 Br≥9kGである永久磁石を直接得 る微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。
2. 請求項 1において、 合金溶湯を回転する冷却ロール上に連続的に錡込 み、 平均結晶粒径が 10nm以下の微細結晶からなり、 厚みが 70μιη~500μιηの 錡造合金となし、 その後、 550°C〜750°Cの温度域にて結晶粒成長の熱処理を 施し、 平均結晶粒径 10nm~50nmの微細結晶合金となし、 iHc 2.5kOe、
Br≥ 9kGの磁気特性を有する永久磁石を得る微細結晶組織を有する薄板磁石の 製造方法。 .
3. 請求項 1または請求項 2において、 得られた厚みが 70μπι~500μπιの 永久磁石に打ち抜き加工を施して所定形状の永久磁石を得る微細結晶組織を有 する薄板磁石の製造方法。
4. 請求項 1または請求項 2において、 冷却ロールが双ロールであり、 相 対口一ル間距離力 ¾.005mm~0.5mm、 口一ル周速度力 lm/s~8m/sである微細 結晶組織を有する薄板磁石の製造方法。
5. 請求項 1または請求項 2において、 冷却ロールが Cu製単ロールであ リ、 ロール周速度が 1.5m/s~5m/sである微細結晶組織を有する薄板磁石の製造 方法。
6. 請求項 1または請求項 2において、 冷却ロールが Fe製単ロールであ リ、 ロール周速度が lm/s〜7m/sである微細結晶組織を有する薄板磁石の製造 方法。
7. 請求項 1から請求項 6のいずれかにおいて、 溶湯の平均冷却速度は 3X l03°C/sec~lX l05°C/secである微細結晶組織を有する薄板磁石の製造方 法。
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