專利名稱：鐵基稀土類系各向同性納米復合磁鐵的制造方法
技術領域：
本發明涉及鐵基稀土類系納米復合磁鐵的制造方法。
背景技術：
目前，作為R-Fe-B系磁鐵，正在開發研制出一種納米復合永久磁鐵(以下稱作“納米復合磁鐵”)，該磁鐵具有將R2Fe14B等的硬磁性相和Fe3B(含有Fe3.5B)或α-Fe等的軟磁性相(高磁化強磁性相)進行磁結合的組織結構。
在制造納米復合磁鐵時，作為起始原料，大多使用具有非晶質組織、或含有大量非晶質相的組織的急冷合金(也稱作“急冷凝固合金”)。通常，這種急冷合金在急冷之后含有非晶質相，因此通過熱處理進行充分的結晶化，最終成為具有平均結晶粒徑為1nm～100nm細微組織的磁性材料。
根據以往的制造納米復合磁鐵用急冷合金的方法是，將金屬熔液供給到配置在急冷裝置內的冷卻輥上，在裝置內冷卻到室溫。隨后，將急冷合金從裝置內取出，在500℃～800℃的一定溫度下，實施60秒～60分鐘程度的熱處理，形成實現了永久磁鐵特性的細微結晶組織。
為結晶化而進行熱處理后的磁性合金的組織結構，極大地取決于結晶化熱處理前的急冷合金的組織結構。因此，急冷合金中析出的結晶相種類和平均尺寸，以及急冷合金中所含的非晶質相的比率等，對最終的磁鐵特性產生重要的影響。由于這種急冷合金的組織結構隨合金熔液的急冷條件而變化，所以制造具有優良磁特性的納米復合磁鐵等的永久性磁鐵時，重要的是控制急冷條件。
因此，關于這種急冷條件的控制方法進行了種種研究，例如，下述專利文獻1中記載著在對R-Fe-B系納米復合磁鐵用合金進行急冷凝固工序時，通過調整合金的冷卻速度，使凝固后的合金原料含有位于X射線衍射的布喇格反射峰在相當于0.179nm±0.005nm的結晶面間隔的位置的亞穩定相Z，并且，所述布喇格反射峰的強度為光暈曲線(halo-pattern)的最高強度的5％以上不足200％，另外，體心立方型Fe的(110)布喇格散射峰的強度為所述光暈曲線的最高強度的不足5％，具體地講，以合金的冷卻速度為5×104～5×106℃/秒，使合金的溫度從急冷前的合金的溫度Tm降低到僅400℃～800℃的低的溫度，以減少結晶化反應熱，由此，可得到納米復合磁鐵用原料合金(適于再現性好且有效地制造具有細微且均質的金屬組織的磁鐵粉末)。
另外，下述專利文獻2中記載著對R-Fe-B系納米復合磁鐵用合金進行急冷凝固過程中，以103～105℃/秒的冷卻速度對合金熔液進行急冷，制造含有非晶質相占總體的60％(以體積比率計)以上的急冷合金，通過限定原料合金的組成，可提供提高了非晶質形成能力的、能以制造成本低廉的帶鋼鑄造(strip cast)法制造的鐵基稀土類磁鐵合金以及鐵基稀土類合金磁鐵。
特開2000-234137號公報[專利文獻2]特開2002-80921號公報但是，這些課題是想通過控制整個冷卻工序，來控制為形成結晶而進行熱處理后的磁性合金的組織結構，但是，在以大批量生產的水平上對其嚴格控制，并穩定地供給具有優良磁特性的納米復合磁鐵，并不容易。

發明內容
本發明就是鑒于上述情況而進行的，其主要目的是提供一種制造具有穩定且優良的磁特性的納米復合磁鐵的方法。
根據本發明的鐵基稀土類系納米復合磁鐵制造方法，包括準備合金熔液的過程，該合金溶液的組成式用T100-x-y-zQxRyMz(其中，T是選自Fe、Co、和Ni中的至少一種元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一種稀土類元素；M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一種元素)表示，其組成比率x、y和z分別滿足5＜x≤30at％、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％；將上述熔液冷卻凝固的急冷工序。在該鐵基稀土類系納米復合磁鐵的制造方法中的上述急冷工序，包括通過使上述熔液與旋轉的冷卻輥相接觸、將上述熔液急冷到200℃以上800℃以下的范圍內從而形成急冷合金的第1冷卻工序；在上述急冷合金溫度降低到200℃以下之前、將上述急冷合金在500℃以上800℃以下的溫度范圍內保持0.5秒以上3600秒以下的保溫工序；將上述急冷合金冷卻到不足200℃的溫度的第2冷卻工序。
優選實施方式中，上述保溫工序在將上述急冷合金保持在上述溫度范圍內的溫度時，包括將上述急冷合金的溫度以70℃/分鐘以下的冷卻速度降低的過程和/或將上述急冷合金的溫度以50℃/分鐘以下的升溫速度升溫的工序。
優選實施方式中，上述第1冷卻工序包括將上述熔液的溫度以5×103以上7×105℃/秒以下的冷卻速度進行降低的工序。
優選實施方式中，上述第2冷卻工序包括將上述急冷合金的溫度以0.5℃/秒以上的冷卻速度進行降低的工序。
優選實施方式中，上述保溫工序包括用加熱到400℃以上1000℃以下的溫度的部件向上述急冷合金供熱的工序。
優選實施方式中，上述急冷工序包括在上述急冷合金從上述冷卻輥脫離之后、開始上述第2冷卻工序之前、將上述急冷合金分別破碎成長度為100mm以下的部分的工序。
優選實施方式中，上述保溫工序是在與上述冷卻輥設置在同一槽內的熱處理爐中進行。
優選實施方式中，使上述合金熔液與旋轉的冷卻輥表面相接觸的過程包括將上述熔液供給到導向面相對于水平方向傾斜的導向裝置上，把流過上述導向面的熔液通過管狀孔供給到與上述冷卻輥相接觸區域的過程。
優選實施方式中，上述第2冷卻工序后的上述急冷合金具有在同一金屬組織內共存硬磁性相和軟磁性相的納米復合結構，上述硬磁性相具有平均結晶粒徑為10nm以上不足100nm的R2Fe14B型結晶構造，上述軟磁性相含有Fe-B相。
根據本發明可穩定地形成在以往單調冷卻的急冷工序中極難以穩定地獲得的優良的納米復合磁鐵組織。另外，即使不進行結晶化熱處理，也能獲得具有優良納米復合磁鐵結構的急冷合金(納米級復合磁鐵)，所以縮短了工序的時間，提高了批量生產效率。


圖1是在根據本發明的急冷工序中表示合金溫度隨時間變化的曲線圖。
圖2是以往實例的急冷工序中合金溫度隨時間變化的曲線圖。
圖3是表示在本發明的具體實施方式
的急冷工序中，合金經歷的溫度變化曲線(以下稱「冷卻途徑a」)與急冷工序中析出的結晶相的關系的模式圖。
圖4是表示在以往的急冷工序中，合金經歷的溫度變化曲線(冷卻途徑b～e)與急冷工序中析出結晶相的關系的模式圖。
圖5是表示適用于實施本發明的急冷裝置100的結構的圖。
圖6是表示圖5的急冷裝置100中冷卻輥的動作的斜視圖。
圖7是表示急冷工序中合金溫度與經歷時間之間關系的一例模式曲線圖。
圖8是表示急冷工序中合金溫度與經歷時間之間關系的另一例模式曲線圖。
符號說明10熔融裝置，12澆口，14中間罐，16冷卻輥，18投入導軌，20馬達，22粉碎機，24滾筒式加熱裝置，100急冷裝置。
具體實施例方式
本發明中，首先準備組成式用T100-x-y-zQxRyMz表示、組成比率x、y和z滿足5＜x≤30at％(原子％)、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％的合金的熔融液。其中，T是選自Fe、Co、Ni中的至少一種元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一種稀土類元素；M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一種元素。
接著，對上述合金熔液進行冷卻凝固的急冷工序。如圖1所示，該急冷工序包括將合金熔液急冷到200℃以上800℃以下范圍內的溫度的第1冷卻工序；將第1冷卻工序中凝固的合金(急冷合金)在500℃以上800℃以下范圍的溫度下保持0.5秒以上3600秒以下的時間的保溫工序；將該急冷合金冷卻到不足200℃的溫度(例如室溫(RT))的第2冷卻工序。
如圖2所示，現有的急冷工序是從熔融溫度到室溫進行單調降溫的過程。此時，為了結晶化，通常在隨后進行熱處理。
接著，參照圖3和圖4說明因上述急冷工序不同而使急冷合金的組織結構產生巨大差異的理由。
圖3是表示，在本發明的具體實施方式
中的急冷工序中，合金經歷的溫度變化的曲線(profile)(以下稱“冷卻途徑a”)與急冷工序中析出的結晶相的關系的模式圖。而圖4是表示，在以往的急冷工序中，合金經歷的溫度變化的曲線(冷卻途徑b～e)與急冷工序中析出的結晶相的關系的模式圖。圖3和圖4是稀土類元素R的組成比率y比較小(3≤y≤6at％)的時候的曲線圖。
從圖3可知，依照冷卻途徑a的情況下，由于在時刻t1～t2期間合金溫度保持在規定范圍(500℃以上800℃以下)內，所以增長了通過Nd2Fe14B相的析出領域的時間。其結果，在急冷工序之后，可得到具有在同一金屬組織內混合存在細微Nd2Fe14B相和Fe3B相的納米復合磁鐵結構的急冷合金。此時，最初析出Fe3B相，其后析出Nd2Fe14B相，所以形成在同一金屬組織內混合存在尺寸大致相同(例如直徑20nm)的Fe3B相和Nd2Fe14B相的納米復合磁鐵組織。由于在急冷合金中幾乎不存在非晶質相，所以即使不進行結晶化的熱處理，也能制造發揮優良的納米復合磁鐵特性的磁鐵。另外，稀土類元素R的組成比率滿足6≤y＜11at％的關系時，雖然最初從液相狀態的合金熔液中析出Nd2Fe14B相，但是通過進行保溫過程，與圖3所示的情況相同地通過Nd2Fe14B相的析出區域的時間長。因此，形成了在Nd2Fe14B相的晶粒邊界或亞晶粒邊界處析出Fe3B相的納米復合磁鐵組織。
根據本發明，即使稀土類元素R的組成比率比較小，為3≤y＜6at％時，急冷合金中所含結晶相(Fe3B相和Nd2Fe14B相)的體積比率也是40％以上(例如80％程度)。另外，在稀土類元素R的組成比率滿足6≤y＜11at％的關系時，急冷合金中所含的結晶相(主要是Nd2Fe14B相)的體積比率能達到60％以上(例如90％程度)。
與此相反，圖4所示的以往的急冷工序中的冷卻途徑b～d中，任何一種情況下合金溫度都是單調降低。依照冷卻途徑b的情況下，由于冷卻速度相對地高，得到的急冷合金幾乎全部由非晶質相構成。為了用非晶質急冷合金制造納米復合磁鐵，必須進行為結晶化的熱處理，但是由于伴隨結晶化的自身發熱，很難實現最適宜的熱處理條件。因此，利用結晶化熱處理不可能控制各構成相的結晶粒徑，由于組織不均勻，所以最終得不到良好的磁特性。
依照冷卻途徑c得到的急冷合金，雖然具有在非晶質相中析出Fe3B相的組織結構，但是，上述的伴隨結晶化熱處理產生的問題與冷卻途徑b的情況相同。依照冷卻速度更低的冷卻途徑d情況下，雖然能得到細微Nd2Fe14B相和Fe3B相混合存在的組織結構，但Nd2Fe14B相的析出量不充分，另外，由于冷卻速度難以控制，所以存在組織結構產生很大偏差的問題。因此，為了延長通過Nd2Fe14B相析出區域的時間，依照進一步降低冷卻速度的冷卻途徑e時，由于在最初通過Fe析出區域，所以形成析出大量Fe的急冷合金，導致最終的納米復合磁鐵特性的惡化。
如上述，使用以往的方法很難再現性良好地批量生產優質的納米復合磁鐵，但是根據本發明，通過在急冷工序中插入保溫過程，能夠再現性良好地得到具有優良納米復合磁鐵組織的急冷合金。
本發明中的保溫工序是暫時降低冷卻速度的工序。在具體實施方式
中，通過與旋轉的冷卻輥表面接觸而使溫度急劇降低的合金薄帶，在從冷卻輥表面脫離后，進行保溫工序。該保溫工序，是在合金薄帶與冷卻輥表面脫離之后，如果按照原來的方式則由于與環境氣接觸或由于紅外放射而進一步失去的熱量，通過使用下述的加熱裝置抑制其失去熱量，或通過進行加熱來實現該保溫工序。在保溫工序中，沒有必要嚴格保持在恒定的溫度。
如果根據以往的急冷方法，急冷合金在與冷卻輥表面脫離后，其溫度通過500℃以上800℃以下的溫度范圍，降低到不足500℃，但是，在本發明中，其具有的顯著特點可以說是，為了抑制500℃以上800℃以下溫度范圍內的冷卻，在急冷工序中，對急冷合金進行暫時的加熱(供給熱)。
進行這種保溫工序時，與對急冷工序之后溫度暫時降低到室溫的急冷合金進行結晶化熱處理的情況不同，可再現性良好地獲得所要的金屬組織。另外，如果根據以往的方法，稍稍改變冷卻速度就可極大地改變最終磁鐵的特性，與其相反，如果根據本發明可批量生產特性偏差很小的納米復合磁鐵。
下面，參照圖5說明根據本發明制造納米復合磁鐵方法中最適宜地使用的急冷裝置100的結構。
圖5的裝置，在能保持真空或惰性氣體的氣體氛圍的槽內，具備熔融裝置10、冷卻輥16、粉碎機22、和滾筒式加熱裝置24。
更詳細講，熔融裝置(坩堝)10具有向中間罐(tundish)14供給合金熔液的澆口12，且被支撐成能夠傾斜轉動。中間罐14具有傾斜的導向面，該導向面一邊使從熔融裝置10的澆口12注入的熔液整流，一邊把該熔液供給到旋轉冷卻輥16的表面上。
粉碎機22用馬達20驅動轉動，對被冷卻輥16急冷的合金進行粉碎。在粉碎機22的下方，配置有傾斜板狀的投入導軌18。投入導軌18接收粉碎的急冷合金，導入到滾筒式加熱裝置24的內部。
滾筒式加熱裝置24是具有投入口和排出口的圓筒形狀，通過圍繞著中心軸旋轉，一邊攪拌內部的急冷合金一邊實現均勻性優異的熱處理。保溫工序結束后，從滾筒式加熱裝置24的排出口回收急冷合金，直接在裝置內冷卻到室溫。
以下說明使用圖5的急冷裝置100來進行的急冷工序的一例。
首先，通過傾斜轉動蓄有合金熔液的熔融坩堝10，向中間罐14供給熔液。合金具有上述組成。
熔液被中間罐14進行整流后，與旋轉的冷卻輥16的表面接觸。在優選的實施方式中，調節中間罐14的配置，使導向面相對于水平方向僅僅傾斜5～70°。在中間罐14的端部設有給導向面內流動的熔液付與節流效果的至少1個(優選復數個)管狀孔。流到導向面上的熔液通過管狀孔內部之后，供給到冷卻輥16的表面上，因此在以較快速度旋轉的冷卻輥16表面上也可以形成穩定的槳片(paddle)。
圖6示出了從熔液坩堝10經過中間罐14向冷卻輥16的表面供給熔液進行急冷的形式。熔融坩堝10周圍卷繞有高頻線圈，用來加熱熔融投入到熔融坩堝10的內部的原料合金。為了簡單化，圖中省略了管狀孔的表示。
合金熔液在冷卻輥16上時的冷卻速度(第1冷卻工序中的冷卻速度)，通過調整冷卻輥16的旋轉速度來控制。第1冷卻工序中的冷卻速度，優選設定為5×103℃/秒以上7×105℃/秒的范圍內。當該冷卻速度低于5×103℃/秒時，與冷卻輥16脫離前進行結晶化，在隨后進行的保溫工序中，不能控制結晶的粒徑。另外，當冷卻速度超過7×105℃/秒時，轉入保溫工序時的合金成為大致完全的非晶質狀態，所以很難使保溫工序的加熱條件等達到最佳化。
脫離冷卻輥16之后的急冷合金，用急冷裝置100內的粉碎機22破碎成長度小于100mm的尺寸。由此，利用滾筒式加熱裝置24能夠有效地進行保溫工序。通過在急冷裝置100內進行用粉碎機22進行的破碎，可得到提高工序的效率的同時又能進行均勻的熱處理的優點。破碎的急冷合金碎片的平均尺寸優選為0.5mm～30mm。另外，急冷合金的破碎也可在滾筒式過熱裝置24的內部中的保溫工序中進行。
被粉碎的急冷合金，在滾筒式加熱裝置24內被保持在規定的溫度范圍以內。該保溫工序是一種熱處理，利用滾筒式加熱裝置24可抑制急冷合金的溫度的降低。急冷合金從冷卻輥16的表面脫離之后，雖然可以暫時降低到200℃～500℃的范圍內的溫度水平，但是，從滾筒式加熱裝置24吸收熱量，在指示出500℃～800℃的溫度的狀態下，至少保持0.5秒以上的期間。當保溫溫度不滿500℃時，不能析出能夠表現磁特性的充分多的Nd2Fe14B相，得不到良好的磁特性。當保溫溫度超過800℃時，結晶粒子的成長顯著，不能形成均勻的組織，因此得不到良好的磁特性。保溫溫度的更優選的范圍為600℃～750℃，更優選的保溫時間范圍為5秒～20分鐘。
另外，從冷卻輥16的表面脫離之后，直到進行保溫工序期間，最好不要使急冷合金的溫度降低到小于200℃。因此，急冷合金從冷卻輥16的表面脫離之后，優選在30秒以內投入到滾筒式加熱裝置24內。
使用圖5所示的急冷裝置100實施本發明時，第1冷卻工序從合金熔液與冷卻輥16的表面接觸時開始，持續到從冷卻輥16的表面脫離。在第1冷卻工序之后進行的保溫工序是在滾筒式加熱裝置24的內部收容有急冷合金裝入時進行。
以下參照圖7和圖8更詳細地說明保溫工序。
圖7示例中，在時刻t1完成第1冷卻工序S1之后，立刻開始保溫工序S2，但在使用圖5所示的裝置時，保溫工序S2的開始時間推遲了一段時間，該時間就是急冷合金從冷卻輥16的表面脫離之后至移動到滾筒式加熱裝置24中為止所需要的時間。保溫工序S2的開始時間被推遲時，這期間急冷合金的溫度會降低，但只要該溫度不低于200℃就沒有問題。例如，將保溫溫度設定為650℃時，保溫工序S2開始之前的急冷合金的溫度有可能低到600℃。此時況，保溫工序S2中，至少在初期，用滾筒式加熱裝置24對急冷合金進行加熱，升溫到指定的650℃。這時，雖然有時溫度會暫時超過650℃，但沒有太大問題。
急冷合金從冷卻輥的表面脫離之后至投入到滾筒式加熱裝置24內的時間，例如更優選設定為0.1～10秒的范圍內。
如上所述，本發明中的所謂“保溫工序”，其意思并不僅僅是將急冷合金的溫度嚴格地保持在恒定的水平，其廣泛意思是指在冷卻工序中的一定期間，通過有意識地降低冷卻速度(降低后的冷卻速度比自然冷卻速度低)來延長通過500℃以上800℃以下的溫度范圍時的時間。因此，在保溫工序中可以變動急冷合金的溫度。例如，在保溫工序中，即使急冷合金的溫度以低于70℃/分鐘的速度降低、以低于50℃/分鐘的速度升高，也能獲得本發明的效果。
通常，通過使用冷卻輥快速冷卻合金熔液制造急冷合金時，從冷卻輥脫離的急冷合金，通過與大氣環境和輸送部件接觸來進行散熱。因此，在進行保溫工序時，與這種自然冷卻(散熱)相反，必須向急冷合金供給熱量。從這個意義上講，本發明的“保溫工序”作為冷卻工序中進行的一種熱處理過程而發揮其功能。
另外，即使想把凝固合金的溫度保持在恒定溫度，在現實當中，不可避免地會發生多多少少的溫度變化。例如，即使是以低于30℃/分鐘的冷卻速度進行的緩慢冷卻、或以低于20℃/分鐘的升溫速度進行的極緩慢升溫，與通常的冷卻工序相比均可認為是保持在大致恒定的溫度上。圖8表示在保溫工序S2中合金溫度緩慢降低的實例(實線)和溫度發生了增減的實例(虛線)的模式曲線。即使在這種情況下，也能充分獲得本發明的效果，并能增大矯頑力。
保溫工序后進行的第2冷卻工序(圖7和圖8中，以參照符號「S3」示出部分)中，優選以高于60℃/分鐘的冷卻速度將凝固合金冷卻到常溫(室溫)，通過以比較大的冷卻速度冷卻合金能夠充分地抑制晶粒的成長。第2冷卻工序可以通過與環境氣體接觸自然冷卻，還可通過向凝固合金吹冷卻氣體或與冷卻部件接觸，進行更積極的冷卻處理。
這一連串的工序優選在真空或惰性氣體環境中進行。圖5所示的裝置中，是在與大氣環境隔離的腔室內進行第1冷卻工序、保溫工序、和第2冷卻工序，但是，在第2冷卻工序的后半程中，由于急冷合金的溫度降低到相當低的水平，所以即使與大氣接觸，也不會因氧化等而導致質量惡化的問題。因此，第2冷卻工序的一部分或全部也可在腔室外進行。
第2冷卻工序結束時的(as-spun)急冷合金中，析出有充分的具有R2Fe14B型結晶結構的化合物相，在其晶粒邊界處也形成有Fe-B(硼鐵)相。為此，不需要額外進行為結晶化的熱處理，但為了對稍稍殘留的非晶質層進行結晶化，也可追加熱處理。
另外，保溫工序并不限定于使用圖5所示的急冷裝置100進行的情況，也可采用其他方法進行。
在以往的方法中，在急冷裝置內制造的急冷合金的溫度降低到室溫之后，從急冷裝置中取出，為了結晶化，需要從室溫進一步加熱到結晶化溫度，隨后進行冷卻工序。但根據本發明，由于不需要從室溫加熱到結晶化溫度的加熱工序，其優點是大幅度地縮短了工序的時間，同時也大幅度地減少了熱處理所消耗的能量。
稀土類元素R是1種或2種以上的稀土類金屬。稀土類元素R的組成比率低于1at％時，由于不能析出充分的具有R2Fe14B型結晶結構的化合物相，所以得不到硬磁特性。另外，稀土類元素R的組成比率達到11at％以上時，由于難以析出鐵和硼鐵，所以不能形成納米復合組織，得不到高的磁化強度(magneitization)。為此，稀土類元素R的組成比率設定為1at％～11at％的范圍以內，優選設定為3at％～9.5at％的范圍以內。稀土類元素R的組成比率的優選范圍為4at％～9.2at％。
當B(硼)的組成比率是5at％以下時，即使使用液體急冷法也得不到過冷液體狀態，難以得到表面平滑性高的急冷合金。另外，B的組成比率超過30at％時，不析出R2Fe14B型化合物相，得不到硬磁特性。為此，B的組成比率設定在5at％以上30at％以下的范圍內。B的組成比率的優選范圍為7at％以上20at％以下，更優選范圍為10.5at％以上20at％以下。
另外，由于對磁特性和金屬組織不產生影響，所以允許用C置換B至B的50％(原子比率)。
實際上，由Fe構成的T占據了所含上述元素的其余份額。T所含的一部分Fe，用Co和/或Ni置換，也可得到所要求的磁特性。然而，這些Fe以外的金屬元素對Fe進行置換的置換量超過50％(原子比率)時，得不到0.5T以上的殘留磁束密度Br。為此，置換量優選限定在0％～50％的范圍內。另外，通過用Co置換一部分Fe，既可提高矯頑力H。J，又能提高R2Fe14B相的居里溫度，從而提高了耐熱性。Co的置換量的優選范圍為0.5％以上15％以下。
也可以向含有上述元素的合金組成中添加由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au、和/或Pb構成的添加元素M。通過添加這些元素，除了提高磁特性之外，還可以得到擴大最適宜熱處理溫度區域的效果。然而，添加量超過10at％時，會導致磁化強度的降低，所以添加量優選限定在0at％～10at％的范圍內，更優選的范圍為0.1at％～5at％。
產業上的可利用性根據本發明制造的納米復合磁鐵，能穩定地發揮優良的磁特性，可用于各種永久磁鐵。尤其是可用于與樹脂混合制造的粘結磁鐵，可作為具有多種形態的磁鐵用于工業制品中。
權利要求
1.一種鐵基稀土類系納米復合磁鐵的制造方法，包括準備合金熔液的工序，該合金熔液的組成式用T100-x-y-zQxRyMz(其中，T是選自Fe、Co、Ni中的至少一種元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一種稀土類元素；M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一種元素)表示，其組成比率x、y和z滿足5＜x≤30at％、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％；將所述熔液冷卻凝固的急冷工序，其特征在于所述急冷工序包括通過使所述熔液與旋轉的冷卻輥表面接觸、將所述熔液急冷到200℃以上800℃以下的溫度范圍內從而形成急冷合金的第1冷卻工序；在所述急冷合金的溫度降低到不足200℃之前、將所述急冷合金在500℃以上800℃以下的溫度范圍內保持0.5秒以上3600秒以下的保溫工序；將所述急冷合金冷卻到不足200℃的溫度的第2冷卻工序。
2.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述第1冷卻工序包括將所述熔液的溫度以5×103℃/秒以上7×105℃/秒以下的冷卻速度降低的工序。
3.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述第2冷卻工序包括將所述急冷合金的溫度以0.5℃/秒以上的冷卻速度降低的工序。
4.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述保溫工序包括用加熱到400℃以上1000℃以下的溫度的部件向所述急冷合金供給熱的工序。
5.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述急冷工序包括在所述急冷合金從所述冷卻輥脫離之后、開始第2冷卻工序之前、將所述急冷合金分別破碎成長度為100mm以下的部分的工序。
6.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述保溫工序在與所述冷卻輥設置在同一槽內的熱處理爐中進行。
7.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于使所述合金的熔液與旋轉的冷卻輥表面接觸的工序包括將所述熔液供給到導向面相對于水平方向傾斜的導向裝置上、將流過所述導向面的熔液通過管狀孔供給到與所述冷卻輥接觸的區域的工序。
8.如權利要求1所述的制造方法，其特征在于所述第2冷卻工序后的所述急冷合金具有在同一金屬組織內共存硬磁性相和軟磁性相的結構，該硬磁性相具有平均結晶粒徑為10nm以上、不足100nm的R2Fe14B型結晶結構，該軟磁性相含Fe-B相。
全文摘要
本發明提供一種穩定的、發揮優良磁特性的納米復合磁鐵。本發明的鐵基稀土類系納米復合磁鐵制造方法，包括準備合金熔液的工序，該合金溶液的組成式用T
文檔編號C21D6/00GK1716465SQ200510079679
公開日2006年1月4日 申請日期2005年6月24日 優先權日2004年6月29日
發明者金清裕和 申請人:株式會社新王磁材