JP4742228B2 - Alloy strip for rare earth magnet and manufacturing method, alloy for rare earth magnet - Google Patents

Description

本発明は、磁気特性、特に熱安定性を向上させた希土類磁石に関する。   The present invention relates to a rare earth magnet having improved magnetic properties, particularly thermal stability.

ボンド磁石は、磁石粉末を樹脂やゴムで固めて作製されるものであるため、その形状の制御が自在であり、寸法精度を容易に高めることが可能である。このため、前記ボンド磁石は、電気製品や自動車部品等の各種用途に広く使用されている。   Since the bond magnet is made by solidifying magnet powder with resin or rubber, the shape of the bond magnet can be freely controlled, and the dimensional accuracy can be easily increased. For this reason, the said bonded magnet is widely used for various uses, such as an electric product and a motor vehicle part.

近年、電気製品や自動車部品については、その小型化・軽量化が求められており、これらに使用されるボンド磁石に対しては、磁気特性を低下させずに小型化を実現することが強く要求されている。この要求に応えるためには、磁石の高性能化が必要である。具体的には、残留磁束密度および保磁力を向上させ、最大エネルギー積を高めることが求められる。   In recent years, there has been a demand for downsizing and weight reduction of electrical products and automobile parts, and there is a strong demand for downsizing bond magnets used in these products without degrading magnetic properties. Has been. In order to meet this demand, it is necessary to improve the performance of magnets. Specifically, it is required to improve the residual magnetic flux density and the coercive force and increase the maximum energy product.

磁気特性を高めるための方策として、磁石粉末の磁石組成や磁石構造の改良が提案されている。磁石組成に関しては、マグネトプランバイト型フェライトを用いたフェライトボンド磁石が汎用されていた。しかし、フェライトボンド磁石の磁気特性は、残留磁束密度Ｂ_ｒ、保磁力Ｈ_ｃJ、および最大エネルギー積（ＢＨ）_maxが比較的低い。このため、最大エネルギー積がフェライトボンド磁石の倍以上になるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石が普及した。Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石は、原料合金の溶湯を回転ロールに供給して得られる急冷薄帯を用いて製造される。 As a measure for enhancing the magnetic properties, improvement of the magnet composition of the magnet powder and the magnet structure has been proposed. Regarding the magnet composition, ferrite bonded magnets using magnetoplumbite type ferrite have been widely used. However, the magnetic properties of ferrite bonded magnets are relatively low in residual magnetic flux density B _r , coercive force H _cJ , and maximum energy product (BH) _max . For this reason, Nd ₂ Fe ₁₄ B-based bonded magnets whose maximum energy product is more than double that of ferrite bonded magnets have become widespread. The Nd ₂ Fe ₁₄ B-based bonded magnet is manufactured using a rapidly cooled ribbon obtained by supplying a molten raw material alloy to a rotating roll.

磁石構造の改良に関しては、交換スプリング磁石が、新たな磁石材料として注目を集めている。前記交換スプリング磁石は、永久磁石相（ハード相）と軟磁性相（ソフト相）とがナノサイズで混在する構造のものである。前記交換スプリング磁石は、高い磁束密度を有するソフト相を含有するため、磁石全体としての磁束密度が向上し、磁気特性の向上が図れる。   Regarding the improvement of the magnet structure, the exchange spring magnet has attracted attention as a new magnet material. The exchange spring magnet has a structure in which a permanent magnet phase (hard phase) and a soft magnetic phase (soft phase) are mixed in a nano size. Since the exchange spring magnet contains a soft phase having a high magnetic flux density, the magnetic flux density as a whole of the magnet is improved, and the magnetic characteristics can be improved.

上述のような改良により磁気特性の向上が進行しているが、上述した希土類ボンド磁石に対しては、熱安定性に劣るという課題が指摘されている。前記希土類ボンド磁石が自動車の駆動系などの高温環境下に曝される部位に適用される場合には、前記希土類ボンド磁石に対しては、熱安定性に優れ、不可逆減磁率が小さいことが特に求められる。   Although the improvement in magnetic properties has progressed as a result of the above-described improvements, a problem has been pointed out that the above-described rare earth bonded magnets are inferior in thermal stability. When the rare earth bonded magnet is applied to a part exposed to a high temperature environment such as an automobile drive system, the rare earth bonded magnet is particularly excellent in thermal stability and has a small irreversible demagnetization factor. Desired.

前記希土類ボンド磁石の熱安定性を向上させる手段としては、磁石粉末の表面に、複数の凸条または溝を形成することによって、熱安定性を向上させる技術が開示されている（特許文献１参照）。ただし、特許文献１に開示された技術には、自動車の駆動系などの高温環境下における使用を考えた場合、より一層の熱安定性の向上が求められる。   As means for improving the thermal stability of the rare earth bonded magnet, a technique for improving the thermal stability by forming a plurality of protrusions or grooves on the surface of the magnet powder is disclosed (see Patent Document 1). ). However, the technique disclosed in Patent Document 1 is required to further improve the thermal stability when considering use in a high temperature environment such as an automobile drive system.

希土類ボンド磁石の熱安定性を向上させる他の手段としては、磁石組成、急冷薄帯の製造条件、急冷薄帯の熱処理条件を制御することによって熱安定性を向上させる方法が、本発明者らの一人によって開発されている（非特許文献２および非特許文献３参照）。   As another means for improving the thermal stability of the rare earth bonded magnet, a method for improving the thermal stability by controlling the magnet composition, the manufacturing condition of the quenched ribbon, and the heat treatment condition of the quenched ribbon is the inventors of the present invention. (See Non-Patent Document 2 and Non-Patent Document 3).

非特許文献２は、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂに、ＮｂおよびＶを加えた交換スプリング磁石を対象とするものであり、非特許文献２では、交換スプリング磁石の磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。また、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ源として安価なジジムが使用できることを示している。   Non-Patent Document 2 is directed to an exchange spring magnet in which Nb and V are added to Pr—Nd—Fe—Co—B. In Non-Patent Document 2, the magnet composition of the exchange spring magnet, a quenched ribbon A technique for improving the thermal stability by investigating the influence of each condition on magnetic properties by changing the roll peripheral speed during manufacturing, the heat treatment temperature of the quenched ribbon, and the heat treatment time of the quenched ribbon is disclosed. . Moreover, it has shown that an inexpensive didymium can be used as a Pr-Nd-Fe source.

しかしながら、非特許文献２に開示された交換スプリング磁石においては、自動車の駆動系などの高温環境下における使用を考えた場合、より一層の熱安定性の向上が求められる。   However, the exchange spring magnet disclosed in Non-Patent Document 2 is required to further improve thermal stability when considering use in a high-temperature environment such as an automobile drive system.

非特許文献３においては、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｖ−ＢにＴｂを加えた交換スプリング磁石について、磁石組成、急冷薄帯製造時のロール周速度、急冷薄帯の熱処理温度、および急冷薄帯の熱処理時間を変化させて、各条件が磁気特性に与える影響を調査し、熱安定性を向上させる技術が開示されている。またＰｒ−Ｎｄ−Ｆｅ源として安価なジジムが使用できることを示している。   In Non-Patent Document 3, for the exchange spring magnet obtained by adding Tb to Pr-Nd-Fe-Co-Nb-V-B, the magnet composition, the roll peripheral speed during the production of the quenched ribbon, the heat treatment temperature of the quenched ribbon, In addition, a technique for improving the thermal stability by investigating the influence of each condition on the magnetic properties by changing the heat treatment time of the quenched ribbon is disclosed. It also shows that inexpensive didymium can be used as the Pr—Nd—Fe source.

しかしながら、非特許文献３に開示された交換スプリング磁石においては、熱安定性を付与するために添加しているＴｂは埋蔵量が非常に少ない高価な希少元素であるため、磁石の大幅なコストアップをもたらす。そこでＴｂを使用せずに熱安定性を十分向上させることが望ましい。
特許第３２７７９３２号 山元，古澤，電気学会論文誌Ａ，１２５巻，１２号 （２００５） Ｋ． Ｆｕｒｕｓａｗａ， Ｈ． Ｙａｍａｍｏｔｏ，ＩＥＥＥ ＴＲＡＮＳＡＣＴＩＯＮ ＯＮ ＭＡＧＮＥＴＩＣＳ， ＶＯＬ．４１，ＮＯ．１０，ＯＣＴＯＢＥＲ ２００５ However, in the exchange spring magnet disclosed in Non-Patent Document 3, Tb added to impart thermal stability is an expensive rare element with a very small reserve, so the cost of the magnet is significantly increased. Bring. Therefore, it is desirable to sufficiently improve the thermal stability without using Tb.
Japanese Patent No. 3277932 Yamamoto, Furusawa, IEEJ Transactions A, 125, 12 (2005) K. Furusawa, H .; Yamamoto, IEEE TRANSACTION ON MAGNETICS, VOL. 41, NO. 10, OCTOBER 2005

本発明の目的は、高価な希少金属であるＴｂ、ＤｙやＨｏを用いることなく、かつ磁気特性および熱安定性に優れる希土類磁石を提供することにある。   An object of the present invention is to provide a rare earth magnet that does not use expensive rare metals such as Tb, Dy, and Ho, and is excellent in magnetic properties and thermal stability.

前記目的を達成するため、本発明に係る希土類磁石用合金薄帯の製造方法は、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）、およびホウ素（Ｂ）から成る合金溶湯を回転するロールに供給して急速冷却し、急冷薄帯を得る薄帯製造ステップと、前記急冷薄帯を、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの範囲の昇温速度で熱処理して、前記急冷薄帯を結晶化させる結晶化ステップと、を経て得られる合金薄帯の組成を、Ｒ（但し、Ｒは少なくともＮｄ及びＰｒを含む） _ａ Ｆｅ _{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ} Ｃｏ _ｂ Ｎｂ _ｃ Ｙ _ｄ Ｂ _ｅ （但し、ａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．３〜０．８、ｅ＝５．５〜１０）に設定することを特徴とするものである。 In order to achieve the above object, a method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to the present invention includes praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), niobium (Nb), yttrium (Y ), And a molten alloy made of boron (B) is supplied to a rotating roll and rapidly cooled to obtain a quenched ribbon, and the quenched ribbon is increased in a range of 150 to 250 ° C./min. The composition of the alloy ribbon obtained through the crystallization step of crystallizing the quenched ribbon by heat treatment at a temperature rate is R (provided that R contains at least Nd and Pr) _a Fe _{100-a- b-c-d-e Co} b Nb c Y d B e ( where, a = 11.0~13.0, b = 8.0~11.0 , c = 0.1~2.0, d = 0.3 to 0.8, and wherein a setting of e = 5.5 to 10) Is shall.

本発明に係る希土類磁石用合金薄帯の製造方法を実施することにより、組成として、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）、およびホウ素（Ｂ）を含み、急速冷却と熱処理により結晶化された組織構造である希土類磁石用合金薄帯が得られる。   By carrying out the method for producing an alloy ribbon for rare earth magnets according to the present invention, the composition includes praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), niobium (Nb), yttrium (Y ) And boron (B), and an alloy ribbon for a rare earth magnet having a textured structure crystallized by rapid cooling and heat treatment is obtained.

以上説明したように、本発明によれば、高価な希少金属である、Ｔｂ、ＤｙやＨｏを用いることなく、磁気特性に優れ、熱安定性に優れる希土類ボンド磁石および、そのボンド磁石に適用して最適な磁性合金を提供することができる。   As described above, according to the present invention, the present invention is applied to a rare-earth bonded magnet having excellent magnetic properties and excellent thermal stability without using expensive rare metals such as Tb, Dy and Ho, and the bonded magnet. And an optimal magnetic alloy can be provided.

以下、本発明の実施形態を詳細に説明する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.

（実施形態１）
本発明の実施形態１に係る希土類磁石用合金薄帯の製造方法は基本的構成として、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）およびホウ素（Ｂ）を含む合金溶湯を回転するロールに供給して、急冷薄帯を得る薄帯製造ステップと、前記急冷薄帯を、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの範囲の昇温速度で熱処理して、前記急冷薄帯を結晶化させる結晶化ステップとを含むことを特徴とするものである。 (Embodiment 1)
The manufacturing method of the alloy ribbon for rare earth magnets according to Embodiment 1 of the present invention is basically composed of praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), niobium (Nb), yttrium ( Y) supplying a molten alloy containing boron and boron (B) to a rotating roll to obtain a quenched ribbon, and the quenched ribbon at a temperature increase rate in the range of 150 to 250 ° C./min. And a crystallization step of crystallizing the quenched ribbon by heat treatment.

本発明者らは、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂ合金にＹを添加すること、及び前記合金からなる急冷薄帯を結晶化させるための熱処理工程において、昇温速度を所定範囲に制御することによって、熱安定性に優れる希土類磁石が得られることを見出した。   In the heat treatment process for adding Y to the Pr—Nd—Fe—Co—Nb—B alloy and crystallizing the quenched ribbon made of the alloy, the inventors set the temperature rising rate within a predetermined range. It has been found that a rare earth magnet having excellent thermal stability can be obtained by controlling.

本発明の実施形態１に係る製造方法を具体的に説明する。先ず、合金原料を溶解させて母合金を作製する。前記合金原料には、Ｐｒ，Ｎｄ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｂ及びＹの成分が含まれている。   The manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention will be specifically described. First, an alloy raw material is dissolved to produce a master alloy. The alloy raw material contains Pr, Nd, Fe, Co, Nb, B, and Y components.

次に、前記母合金を溶かして、その溶融している合金を回転するロールに供給して、急冷薄帯を得る。前記急冷薄帯を得るにあたって、本発明の実施形態では、合金溶湯を回転するロールの上に噴射して、前記合金溶湯合金を前記ロール上で急冷し、リボン状の合金薄帯を製造する液体急冷法を用いている。前記液体急冷法を用いるにあたって、その種類、ロールの材質、ロールの大きさなどについては、特に限定されない。例えば、前記ロールとしては、Ｃｒメッキを施した銅製のロールを用いることが可能である。前記ロールの大きさは、製造スケールに応じて決定することが望ましいものである。   Next, the master alloy is melted, and the molten alloy is supplied to a rotating roll to obtain a quenched ribbon. In obtaining the quenching ribbon, in the embodiment of the present invention, the molten alloy is jetted onto a rotating roll, and the molten alloy is rapidly cooled on the roll to produce a ribbon-like alloy ribbon. A rapid cooling method is used. In using the liquid quenching method, the type, material of the roll, size of the roll, etc. are not particularly limited. For example, as the roll, a copper roll plated with Cr can be used. The size of the roll is desirably determined according to the production scale.

用いられる合金原料は、合金薄帯の組成に応じて決定される。所望する組成となるように、合金原料を配合するとよい。本発明の実施形態に希土類磁石用合金薄帯は、その組成にＰｒ，Ｎｄ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｙ，Ｂを含む希土類磁石から構成されるものである。前記母合金は、組成Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂの合金にＹを添加することによって作製されるため、前記母合金としては、比較的安価でかつ熱安定性に優れる希土類磁石合金を用いることが可能である。   The alloy raw material to be used is determined according to the composition of the alloy ribbon. An alloy raw material may be blended so as to obtain a desired composition. An alloy ribbon for a rare earth magnet according to an embodiment of the present invention is composed of a rare earth magnet including Pr, Nd, Fe, Co, Nb, Y, and B in its composition. Since the mother alloy is produced by adding Y to an alloy of the composition Pr—Nd—Fe—Co—Nb—B, the mother alloy is a rare earth magnet alloy that is relatively inexpensive and excellent in thermal stability. Can be used.

Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系磁石の熱安定性向上のための一つの手段として、保磁力を増大させることが有効である。保磁力の向上は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相のＲサイトをＴｂ、ＤｙやＨｏなどの元素で置換することで実現される場合がある。このことは次のように理解される。すなわち、Ｔｂ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相やＤｙ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相、Ｈｏ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相が大きな異方性磁場を有するため、一部のＲサイトがＴｂ、ＤｙやＨｏで置換されたＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相も異方性磁場が高められることに起因しているものとして理解される（非特許文献４ 佐川，広沢，山本，松浦，藤村，固体物理２１，（１９８６），３７）。 Increasing the coercive force is effective as one means for improving the thermal stability of the Nd ₂ Fe ₁₄ B-based magnet. The improvement of the coercive force may be realized by substituting the R site of the R ₂ Fe ₁₄ B crystal phase with an element such as Tb, Dy, or Ho. This is understood as follows. That is, since the Tb ₂ Fe ₁₄ B crystal phase, the Dy ₂ Fe ₁₄ B crystal phase, and the Ho ₂ Fe ₁₄ B crystal phase have a large anisotropic magnetic field, some R sites are substituted with Tb, Dy, and Ho. It is understood that the R ₂ Fe ₁₄ B crystal phase is also caused by an increase in the anisotropic magnetic field (Non-Patent Document 4 Sagawa, Hirosawa, Yamamoto, Matsuura, Fujimura, Solid State Physics 21, (1986), 37. ).

これに対して、前記非特許文献４によれば、ＲサイトをＹで置換したＹ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の異方性磁場は非常に小さく、ＲサイトをＹで置換したことが、保磁力向上ひいては耐熱性向上へ寄与するものとは考え難い。 On the other hand, according to Non-Patent Document 4, the anisotropic magnetic field of the Y ₂ Fe ₁₄ B crystal in which the R site is substituted with Y is very small, and the substitution of the R site with Y improves the coercive force. As a result, it is difficult to think that it contributes to the improvement of heat resistance.

上述した一般的な磁石の常識に反して、本発明者は、希土類元素であるＹを、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂ合金に添加することにより、熱安定性に優れる希土類磁石が得られることを見出した。しかしながら組成に占めるＹの比率が小さいことから、合金中にＹの存在形態を特定することはできなかった。   Contrary to the common sense of the general magnets described above, the present inventors added a rare earth element Y to the Pr—Nd—Fe—Co—Nb—B alloy, thereby producing a rare earth magnet having excellent thermal stability. It was found that it can be obtained. However, since the proportion of Y in the composition is small, it was not possible to specify the form of Y in the alloy.

しかし、以下に示す実験結果から明らかなように、本発明者は、希土類元素であるＹを、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂ合金に添加することにより、熱安定性に優れる希土類磁石が得られることを実験に基づいて立証した。本発明による希土類磁石は、非特許文献４に示されているＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相のＲサイトをＹにより元素置換することは異方性磁場を増大させる可能性が低いという希土類磁石の技術分野での一般常識を覆した点に特異性がある。本発明による熱安定性に優れる希土類磁石が得られるメカニズムは、ＲサイトをＹで元素置換した結晶相にＹの存在形態を特定することができなかったため、明らかでない。但し、実験により立証されているのであるから、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶相のＲサイトへのＴｂ，Ｄｙ及び／又はＨｏの元素置換による異方性磁場の増大のメカニズムとは別のメカニズムによるものであると推測される。 However, as is apparent from the experimental results shown below, the present inventor has added rare earth element Y to the Pr—Nd—Fe—Co—Nb—B alloy, so that the rare earth magnet has excellent thermal stability. Was proved based on experiments. The rare earth magnet according to the present invention is a rare earth magnet technique in which the element substitution of the R site of the R ₂ Fe ₁₄ B crystal phase shown in Non-Patent Document 4 with Y is unlikely to increase the anisotropic magnetic field. There is peculiarity in overturning common sense in the field. The mechanism by which the rare earth magnet having excellent thermal stability according to the present invention is obtained is not clear because the existence form of Y could not be specified in the crystal phase in which the R site was substituted with Y. However, since it has been proved by experiments, it is based on a mechanism different from the mechanism of increase of the anisotropic magnetic field by element substitution of Tb, Dy and / or Ho to the R site of the R ₂ Fe ₁₄ B crystal phase. It is estimated that.

本発明の実施形態において、Ｐｒ−Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ−Ｙ−Ｂ系磁石を得るには、合金薄帯中に、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｙ、およびＢが含有されるように合金原料を配合する。ＰｒならびにＮｄの単体を用いる代わりに、工業的に安価である、ジジム（Ｄｉｄｙｍｉｕｍ、以下Ｄｉと表記する）を用い、その他の組成成分であるＦｅ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｙ，Ｂを単体で前記組成比に応じて配合することもできる。このＤｉには、Ｆｅ成分を含むＤｉｄｙｍｉｕｍ−Ｆｅ合金、あるいはＦｅ成分を含まないＤｉｄｙｍｉｕｍ合金のいずれを用いてもよい。Ｆｅ成分を含むＤｉｄｙｍｉｕｍ-Ｆｅ合金を用いた場合には、この合金にＦｅ成分が含まれているため、単体で含ませるＦｅ成分の組成比は、合金に含まれるＦｅ成分の組成比を差引いたものに設定する。また、Ｄｉとしては、Ｎｄを７７〜７９重量％,Ｐｒを２１〜２３重量％含有するＤｉを用いることが可能である。Ｄｉを用いる場合には、実施例にて後述するような微量な成分を含むものである。   In the embodiment of the present invention, in order to obtain a Pr—Nd—Fe—Co—Nb—Y—B system magnet, Pr, Nd, Fe, Co, Nb, Y, and B are contained in the alloy ribbon. Alloy raw materials are blended so that Instead of using Pr and Nd alone, industrially inexpensive didymium (hereinafter referred to as Di) is used, and Fe, Co, Nb, Y, and B, which are other composition components, are used alone. It can also mix | blend according to ratio. For this Di, either a Didymium-Fe alloy containing an Fe component or a Didymium alloy containing no Fe component may be used. When the Didmium-Fe alloy containing the Fe component is used, the Fe component is contained in the alloy, so the composition ratio of the Fe component contained alone is subtracted from the composition ratio of the Fe component contained in the alloy. Set things. As Di, Di containing 77 to 79% by weight of Nd and 21 to 23% by weight of Pr can be used. When Di is used, it contains a trace amount of components as described later in Examples.

また、場合によっては、磁気特性を向上させるために他の元素が含有されてもよい。合金薄帯は合金材料であるため、微量の不純物が混入することは止むを得ないが、不純物量は少量であるほど好ましく、１質量％未満であることが好適である。   In some cases, other elements may be contained in order to improve the magnetic properties. Since the alloy ribbon is an alloy material, it is inevitable that a small amount of impurities are mixed in, but the amount of impurities is preferably as small as possible, and is preferably less than 1% by mass.

本発明の実施形態に係る合金薄帯の組成は、組成式Ｒ_ａＦｅ_{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｏ_ｂＮｂ_ｃＹ_ｄＢ_ｅにおいて、
ａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．３〜０．８、ｅ＝５．５〜１０、好ましくはａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．５〜０．８、ｅ＝５．５〜１０である。但し、Ｒは少なくともＮｄ及びＰｒを含む。 The composition of the alloy ribbon according to the embodiment of the present invention is represented by the composition formula R _a Fe _{100-a-bc-d C e} N _{b c} Y _d B _e
a = 11.0~13.0, b = 8.0~11.0, c = 0.1~2.0, d = 0.3~0.8, e = 5.5~10, better good Or a = 11.0-13.0, b = 8.0-11.0, c = 0.1-2.0, d = 0.5-0.8, e = 5.5-10 is there. However, R contains at least Nd and Pr.

合金薄帯の組成を前記範囲に設定することにより、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、および最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）に優れる合金薄帯が得られる。なお、合金薄帯は合金であるため、ある程度の不純物が混入することは避けがたい。したがって、本発明においては、「合金薄帯の組成」とは、混入する不純物を除いた他の成分についての組成を意味する。 By setting the composition of the alloy ribbon within the above range, an alloy ribbon excellent in residual magnetic flux density (Br), coercive force (H _cJ ; H _cB ), and maximum energy product ((BH) _max ) can be obtained. Since the alloy ribbon is an alloy, it is unavoidable that a certain amount of impurities are mixed. Therefore, in the present invention, “the composition of the alloy ribbon” means the composition of other components excluding the mixed impurities.

合金の組成は、例えば、誘導結合プラズマ発光分光分析法などの測定装置を用いて測定されうる。合金の組成は、用いられる合金材料の配合比から推定することも可能である。   The composition of the alloy can be measured using a measuring device such as inductively coupled plasma optical emission spectrometry. The composition of the alloy can also be estimated from the blending ratio of the alloy material used.

本発明の実施形態に係る希土類磁石用合金薄帯は、少なくともα−Ｆｅ系ソフト磁性相とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ハード磁性相を含む。 The alloy ribbon for rare earth magnets according to the embodiment of the present invention includes at least an α-Fe soft magnetic phase and an Nd ₂ Fe ₁₄ B hard magnetic phase.

α−Ｆｅ系ソフト磁性相とは、Ｆｅの一部が他の元素で置換されている形態も包含する概念である。Ｆｅの一部がＣｏ等の他の遷移金属元素で置換されていてもよい。特にＦｅの一部をＣｏに置換した場合は、α−Ｆｅ系ソフト磁性相のキュリー温度を上昇させ、希土類磁石合金の耐熱温度が向上し、使用温度範囲を拡大させることができる。   The α-Fe soft magnetic phase is a concept that includes a form in which a part of Fe is substituted with another element. A part of Fe may be substituted with other transition metal elements such as Co. In particular, when a part of Fe is replaced with Co, the Curie temperature of the α-Fe soft magnetic phase is raised, the heat resistance temperature of the rare earth magnet alloy is improved, and the operating temperature range can be expanded.

Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ハード磁性相とは、Ｎｄの一部がＰｒで置換されている形態も包含する概念である。一方、Ｆｅの一部がＣｏ等の他の遷移金属元素で置換されていてもよい。特にＦｅの一部をＣｏに置換した場合は、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ハード磁性相のキュリー温度を上昇させ、希土類磁石用合金の耐熱温度が向上し、使用温度範囲を拡大させることができる。 The Nd ₂ Fe ₁₄ B-based hard magnetic phase is a concept including a form in which a part of Nd is substituted with Pr. On the other hand, part of Fe may be substituted with another transition metal element such as Co. In particular, when a part of Fe is replaced with Co, the Curie temperature of the Nd ₂ Fe ₁₄ B-based hard magnetic phase can be increased, the heat resistance temperature of the rare earth magnet alloy can be improved, and the operating temperature range can be expanded.

本発明の実施形態に係る希土類磁石用薄帯は少なくともα−Ｆｅ系ソフト磁性相とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ハード磁性相からなる複合組織構造を有することから、合金薄帯に添加されたＣｏの分布の割合は明らかでないが、合金薄帯中の置換されるＦｅの量は、Ｆｅに対して０．０１ａｔ％以上、３０ａｔ％以下であることが好ましい。０．０１ａｔ％未満であると、置換による効果が不十分となるおそれがある。３０ａｔ％を超えると、磁化の低下が大きくなる恐れや、保磁力の低下が大きくなるおそれがある。 Since the ribbon for rare earth magnet according to the embodiment of the present invention has a composite structure composed of at least an α-Fe soft magnetic phase and an Nd ₂ Fe ₁₄ B hard magnetic phase, the Co ribbon added to the alloy ribbon Although the distribution ratio is not clear, the amount of Fe to be substituted in the alloy ribbon is preferably 0.01 at% or more and 30 at% or less with respect to Fe. If it is less than 0.01 at%, the effect of substitution may be insufficient. If it exceeds 30 at%, there is a fear that the decrease in magnetization will increase and the decrease in coercive force will increase.

本発明の実施形態に係る液体急冷法においては、合金溶湯を回転するロールに供給することによって急冷薄帯を得る。この場合、ロール周速度は１５〜２２．５ｍ／ｓｅｃ、好ましくは１７．５〜２１ｍ／ｓｅｃの範囲に設定することが望ましものである。さらに、前記ロール周速度は、好ましくは１９．０〜２０．５ｍ／ｓｅｃの範囲に設定することが望ましいものである。ロール周速度を前記範囲に設定することによって、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）などの磁気特性に優れる合金を得ることが可能である。ロール周速度が小さすぎると、急冷薄帯の内部組織が粗大なものとなり、均質性も失われ、磁石特性が低下してしまう。ロール周速度が大きすぎると、この後行う熱処理工程の条件設定が難しくなる。 In the liquid quenching method according to the embodiment of the present invention, a quenched ribbon is obtained by supplying molten alloy to a rotating roll. In this case, it is desirable to set the roll peripheral speed in a range of 15 to 22.5 m / sec, preferably 17.5 to 21 m / sec. Furthermore, the roll peripheral speed is preferably set in the range of 19.0 to 20.5 m / sec. By setting the roll peripheral speed within the above range, an alloy having excellent magnetic properties such as coercive force (H _cJ ; H _cB ), residual magnetic flux density (B _r ), and maximum energy product ((BH) _max ) can be obtained. Is possible. If the roll peripheral speed is too low, the internal structure of the quenched ribbon becomes coarse, the homogeneity is lost, and the magnet characteristics are deteriorated. If the roll peripheral speed is too high, it becomes difficult to set conditions for the heat treatment step to be performed later.

前記液体急冷法により得られた急冷薄帯を熱処理することによって、結晶化させる。結晶化させるための熱処理条件によって、得られる合金の磁気特性が変化する。前記熱処理における昇温速度を所定の範囲に制御することによって、熱安定性を大きく向上させうることがわかった。本発明の実施形態においては、前記昇温速度を、１５０〜２５０℃／ｍｉｎ、好ましくは１８０〜２２０℃／ｍｉｎの範囲に設定し、その昇温速度で急冷薄帯を熱処理して、急冷薄帯を結晶化させる。このような昇温速度で熱処理することによって、保磁力などの磁石特性に優れる磁石合金を得ることができる。そして、製造される磁石の高温での不可逆減磁率を低減することが可能である。つまり、高温環境下で使用しても、磁気特性が低下しにくい磁石が得られる。   The quenched ribbon obtained by the liquid quenching method is crystallized by heat treatment. The magnetic properties of the resulting alloy vary depending on the heat treatment conditions for crystallization. It has been found that the thermal stability can be greatly improved by controlling the heating rate in the heat treatment within a predetermined range. In an embodiment of the present invention, the rate of temperature rise is set to a range of 150 to 250 ° C./min, preferably 180 to 220 ° C./min. Crystallize the band. By performing heat treatment at such a temperature rising rate, a magnet alloy having excellent magnet characteristics such as coercive force can be obtained. And it is possible to reduce the irreversible demagnetization factor in the high temperature of the magnet manufactured. That is, even when used in a high temperature environment, a magnet whose magnetic properties are unlikely to deteriorate can be obtained.

急冷薄帯の熱処理は、大きな昇温速度が実現できる装置を用いて行われることが好ましい。例えば、赤外線ゴールドイメージ炉が用いられる。熱処理の熱処理温度は、６００〜６７５℃であり、好ましくは６２５〜６６０℃であり、さらに好ましくは６４０〜６６０℃である。この範囲の温度で熱処理することによって、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）などの磁気特性に優れる合金を得ることが可能である。熱処理温度が低すぎると、磁性を担うＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の析出および成長を十分に進めることができず、十分な磁石特性を得ることができない。熱処理温度が高すぎると、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相およびαＦｅ型結晶相が必要以上に粗大化し、十分な磁石特性を得ることができない。 It is preferable that the quenching ribbon heat treatment is performed using an apparatus capable of realizing a large temperature increase rate. For example, an infrared gold image furnace is used. The heat treatment temperature of the heat treatment is 600 to 675 ° C, preferably 625 to 660 ° C, and more preferably 640 to 660 ° C. By _performing heat treatment at a temperature within this range, it is possible to obtain an alloy having excellent magnetic properties such as residual magnetic flux density (B _r ), coercive force (H _cJ ; H _cB ), and maximum energy product ((BH) _max ). is there. If the heat treatment temperature is too low, the precipitation and growth of the Nd ₂ Fe ₁₄ B-type crystal phase responsible for magnetism cannot be sufficiently advanced and sufficient magnet characteristics cannot be obtained. If the heat treatment temperature is too high, the Nd ₂ Fe ₁₄ B type crystal phase and the αFe type crystal phase are coarsened more than necessary, and sufficient magnet characteristics cannot be obtained.

熱処理の熱処理時間は、０〜１５ｍｉｎであり、好ましくは５〜１２．５ｍｉｎであり、さらに好ましくは７．５〜１２．５ｍｉｎである。ここで、熱処理時間０ｍｉｎとは、熱処理温度到達後に温度を保持することなく、直ちに冷却を開始することを意味する。この範囲の熱処理時間とすることによって、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）などの磁気特性に優れる合金を得ることが可能である。なお、熱処理時間は、目的とする熱処理温度範囲において保持される時間を意味する。例えば、熱処理温度が６００℃である場合、６００℃で３分保持したのち冷却したら、熱処理時間は３分である。なお、熱処理時に温度を完全に一定に保つことは困難であるので、熱処理時間の算定にあたっては、ある程度の温度幅を考慮すべきである。本願においては、±３℃の範囲の温度の変動は、熱処理時間の算定にあたっては考慮しないものとする。例えば、目的とする熱処理温度が６００℃である場合、６００℃±３℃の温度範囲である時間の合計を、熱処理の熱処理時間とする。 The heat treatment time of the heat treatment is 0 to 15 min, preferably 5 to 12.5 min, and more preferably 7.5 to 12.5 min. Here, the heat treatment time of 0 min means that cooling is started immediately without maintaining the temperature after reaching the heat treatment temperature. By setting the heat treatment time within this range, it is possible to obtain an alloy having excellent magnetic properties such as residual magnetic flux density (B _r ), coercive force (H _cJ ; H _cB ), and maximum energy product ((BH) _max ). is there. In addition, heat processing time means the time hold | maintained in the target heat processing temperature range. For example, when the heat treatment temperature is 600 ° C., the heat treatment time is 3 minutes after cooling at 600 ° C. for 3 minutes and then cooling. Since it is difficult to keep the temperature completely constant during the heat treatment, a certain temperature range should be taken into account when calculating the heat treatment time. In the present application, temperature fluctuations in the range of ± 3 ° C. are not considered in calculating the heat treatment time. For example, when the target heat treatment temperature is 600 ° C., the total time in the temperature range of 600 ° C. ± 3 ° C. is set as the heat treatment time for heat treatment.

熱処理によって希土類磁石原料となる合金薄帯が得られるが、合金薄帯は、永久磁石相（ハード相）と軟磁性相（ソフト相）とがナノサイズで混在する交換スプリング磁石であることが好ましい。交換スプリング磁石は、高い磁束密度を有するソフト相を含有するため、磁石全体としての磁束密度が向上し、磁気特性の向上が図れる。   An alloy ribbon that becomes a rare earth magnet raw material is obtained by heat treatment, and the alloy ribbon is preferably an exchange spring magnet in which a permanent magnet phase (hard phase) and a soft magnetic phase (soft phase) are mixed in nanosize. . Since the exchange spring magnet contains a soft phase having a high magnetic flux density, the magnetic flux density as a whole of the magnet is improved, and the magnetic characteristics can be improved.

熱処理が施された合金薄帯を用いてボンド磁石を製造する方法については、特に限定されない。通常は、合金薄帯を粉砕して得られる合金粉末を用いてボンド磁石が製造される。合金粉末の粉砕方法やボンド磁石の製造方法については、公知技術が適宜援用されうる。   There is no particular limitation on the method of manufacturing the bonded magnet using the heat-treated alloy ribbon. Usually, a bonded magnet is manufactured using an alloy powder obtained by pulverizing an alloy ribbon. A known technique can be used as appropriate for the method of pulverizing the alloy powder and the method of manufacturing the bonded magnet.

（実施形態２）
次に、上述した本発明の実施形態１に係る製造方法により得られる希土類磁石用合金薄帯について、実施形態２として説明する。 (Embodiment 2)
Next, an alloy ribbon for a rare earth magnet obtained by the manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention described above will be described as Embodiment 2.

本発明の実施形態２に係る希土類磁石用合金薄帯は、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）およびホウ素（Ｂ）を含む合金溶湯を回転するロールに供給し、その得られた急冷薄帯を１５０〜２５０℃／ｍｉｎの範囲の昇温速度、好ましくは１８０〜２２０℃／ｍｉｎの範囲の昇温速度で熱処理して、前記急冷薄帯を結晶化した組織構造として得られるものである。   An alloy ribbon for rare earth magnets according to Embodiment 2 of the present invention includes praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), niobium (Nb), yttrium (Y), and boron (B). Is supplied to a rotating roll, and the obtained quenched ribbon is heat-treated at a heating rate of 150 to 250 ° C./min, preferably at a heating rate of 180 to 220 ° C./min. Thus, the quenched ribbon is obtained as a crystallized structure.

本発明の実施形態２に係る希土類磁石用合金薄帯は、上述した本発明の実施形態１に係る製造方法によって得られるが、本発明の実施形態１に係る製造方法により得られる構造および同相の組成を有している限り、他の製造方法を用いて製造されたものであってもよいものである。本発明の実施形態２に係る合金薄帯は、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）などの磁気特性、および熱安定性に優れる。 Although the alloy ribbon for rare earth magnets according to Embodiment 2 of the present invention is obtained by the manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention described above, the structure and in-phase obtained by the manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention are obtained. As long as it has a composition, it may be manufactured using other manufacturing methods. The alloy ribbon according to Embodiment 2 of the present invention has a magnetic property such as residual magnetic flux density (B _r ), coercive force (H _cJ ; H _cB ), maximum energy product ((BH) _max ), and thermal stability. Excellent.

本発明の実施形態２に係る合金薄帯の組成は、本発明の実施形態１において説明したとおりである。すなわち、本発明の実施形態２に係る合金薄帯の組成は、好ましくはＲ_ａＦｅ_{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｏ_ｂＮｂ_ｃＹ_ｄＢ_ｅにおいて、
ａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．２〜１．０、ｅ＝５．５〜１０、好ましくはａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．３〜０．８、ｅ＝６〜１０、さらに好ましくはａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．５〜０．８、ｅ＝５．５〜１０である。但し、Ｒは少なくともＮｄ及びＰｒを含む。 The composition of the alloy ribbon according to the second embodiment of the present invention is as described in the first embodiment of the present invention. That is, the composition of the alloy ribbon according to the second embodiment of the present invention is preferably R _a Fe _100-ab-c-de Co _b Nb _c Y _d B _e
a = 11.0-13.0, b = 8.0-11.0, c = 0.1-2.0, d = 0.2-1.0, e = 5.5-10, preferably a = 11.0-13.0, b = 8.0-11.0, c = 0.1-2.0, d = 0.3-0.8, e = 6-10, more preferably a = 11.0 to 13.0, b = 8.0 to 11.0, c = 0.1 to 2.0, d = 0.5 to 0.8, and e = 5.5 to 10. However, R contains at least Nd and Pr.

本発明の実施形態２に係る合金薄帯の組成を前記範囲に設定することにより、高価な希少金属である、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏを用いることなく、残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、および最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）に優れる合金薄帯が得られる。因みに、元素のクラーク数について説明すると、Ｙはクラーク数０．００３％であり、Ｔｂはクラーク数０．００００８％であり、Ｄｙはクラーク数０．０００４％であり、Ｈｏはクラーク数０．０００１％である。 By setting the composition of the alloy ribbon according to Embodiment 2 of the present invention within the above range, the residual magnetic flux density (B _r ), coercive force (without using expensive rare metals Tb, Dy, and Ho) An alloy ribbon excellent in H _cJ ; H _cB ) and the maximum energy product ((BH) _max ) is obtained. Incidentally, the number of Clarkes of the element will be described. Y is the Clark number 0.003%, Tb is the Clark number 0.00008%, Dy is the Clark number 0.0004%, and Ho is the Clark number 0.0001. %.

本発明の実施形態２に係る合金薄帯の結晶化構造を得るために必要なロール周速度、熱処理の昇温速度、熱処理温度、熱処理時間などの製造条件については、本発明の実施形態１において説明した通りである。具体的には、ロール周速度が１５．０〜２２．５ｍ／ｓｅｃであり、好ましくは１７．５〜２１ｍ／ｓｅｃであり、さらに好ましくは１９．０〜２０．５ｍ／ｓｅｃであり、熱処理の昇温速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎ、好ましくは１８０〜２２０℃／ｍｉｎであり、熱処理の熱処理温度が６００〜６７５℃であり、好ましくは６２５〜６６０℃であり、さらに好ましくは６４０〜６６０℃であり、熱処理の熱処理時間が０〜１５ｍｉｎであり、好ましくは５〜１２．５ｍｉｎであり、さらに好ましくは７．５〜１２．５ｍｉｎである。それぞれの条件の詳細については、本発明の第１において説明したため、ここでは説明を省略する。   The manufacturing conditions such as the roll peripheral speed, the heating rate of the heat treatment, the heat treatment temperature, and the heat treatment time necessary for obtaining the crystallization structure of the alloy ribbon according to the second embodiment of the present invention are described in the first embodiment of the present invention. As explained. Specifically, the roll peripheral speed is 15.0 to 22.5 m / sec, preferably 17.5 to 21 m / sec, and more preferably 19.0 to 20.5 m / sec. The heating rate is 150 to 250 ° C./min, preferably 180 to 220 ° C./min, the heat treatment temperature of the heat treatment is 600 to 675 ° C., preferably 625 to 660 ° C., more preferably 640 to 660 ° C. The heat treatment time of the heat treatment is 0 to 15 min, preferably 5 to 12.5 min, and more preferably 7.5 to 12.5 min. Since the details of each condition have been described in the first of the present invention, the description is omitted here.

前記合金薄帯の磁気特性としては、等方性であっても異方性であってもよい。また、合金薄帯は、磁気特性を考慮すると、少なくともα−Ｆｅ型ソフト相、およびＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型ハード相を含む交換スプリング磁石であることが好ましい。 The magnetic properties of the alloy ribbon may be isotropic or anisotropic. In consideration of magnetic characteristics, the alloy ribbon is preferably an exchange spring magnet including at least an α-Fe type soft phase and an Nd ₂ Fe ₁₄ B type hard phase.

前記合金薄帯の結晶構造は、多数の結晶粒から構成される。前記結晶粒の平均粒径は、好ましくは３０〜６０ｎｍの範囲に設定することが望ましいものである。前記結晶粒の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて測定されうる。具体的には、ＴＥＭ写真において確認される結晶粒１００個の結晶粒を任意に選び、各粒子の長径を測定し、長径の平均値が平均粒径とされる。   The crystal structure of the alloy ribbon is composed of a large number of crystal grains. The average grain size of the crystal grains is preferably set in the range of 30 to 60 nm. The average grain size of the crystal grains can be measured using a transmission electron microscope (TEM). Specifically, 100 crystal grains confirmed in the TEM photograph are arbitrarily selected, the major axis of each grain is measured, and the average value of the major axis is defined as the average grain size.

前記合金薄帯の原料のうち、Ｐｒ源およびＮｄ源としては、目的の組成が達成されるのであれば、何を用いてもよいが、好ましくは工業的に安価であるジジムを用いる。   Of the raw materials for the alloy ribbon, any Pr source and Nd source may be used as long as the desired composition is achieved, but dizidium, which is industrially inexpensive, is preferably used.

本発明の実施形態２に係る合金薄帯は、高価な希少金属である、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏを用いることなく、保磁力などの磁石特性を向上することが可能である。具体的に、前記保磁力Ｈ_ｃJが１．１５ＭＡ／ｍ≦Ｈ_ｃＪ≦１．５０ＭＡ／ｍであることが好ましく、好ましくは１．２７ＭＡ／ｍ≦Ｈ_ｃＪ≦１．４５ＭＡ／ｍであることが望ましい。このことにより、前記合金薄帯は１２５℃まで加熱した際の不可逆減磁率が、−２．０％未満である高温での熱安定性に優れた磁石材料や、１５０℃まで加熱した際の不可逆減磁率が、−３．６％未満である高温での熱安定性に優れた磁石材料の原料として使用することが可能となる。不可逆減磁率（％）は、例えば４．８ＭＡ／ｍでパルス着磁した後の磁束（Ｆ１）、および所定の温度で磁石材料を保持し、更に常温に冷却した後の磁束（Ｆ２）に基づいて、（Ｆ１−Ｆ２）×１００／Ｆ１により算出されうる。磁束は、デジタルフラックスメータなどの磁気特性評価装置を用いて測定されうる。所定の温度に保持するには、恒温槽において例えば１時間保持される。常温での冷却は、例えば大気中に１時間保持される。 The alloy ribbon according to Embodiment 2 of the present invention can improve magnet characteristics such as coercive force without using Tb, Dy and Ho, which are expensive rare metals. Specifically, the coercive force H _cJ is preferably _1.15 MA / m ≦ H _cJ ≦ 1.50 MA / m, and preferably 1.27 MA / m ≦ H _cJ ≦ 1.45 MA / m. desirable. As a result, the alloy ribbon has an irreversible demagnetization factor of less than -2.0% when heated to 125 ° C, and a magnet material excellent in thermal stability at high temperatures, or irreversible when heated to 150 ° C. The demagnetization factor can be used as a raw material for a magnet material having excellent thermal stability at a high temperature of less than -3.6%. The irreversible demagnetization rate (%) is based on, for example, the magnetic flux (F1) after pulse magnetization at 4.8 MA / m and the magnetic flux (F2) after holding the magnet material at a predetermined temperature and further cooling to room temperature. And (F1-F2) × 100 / F1. The magnetic flux can be measured using a magnetic property evaluation apparatus such as a digital flux meter. In order to hold | maintain to predetermined temperature, it hold | maintains, for example for 1 hour in a thermostat. Cooling at room temperature is held in the atmosphere for 1 hour, for example.

（実施形態３）
次に、本発明の実施形態１及び２に係る合金薄帯を利用したボンド磁石を実施形態３として説明する。 (Embodiment 3)
Next, a bonded magnet using the alloy ribbon according to the first and second embodiments of the present invention will be described as a third embodiment.

本発明の実施形態１及び２に係る合金薄帯を粉砕することによって、前記結晶構造を有する合金粉末が得られる。前記合金粉末は、必要に応じて分級された後、樹脂と混合され、成形されてボンド磁石として構成される。合金薄帯の粉砕手段、粉末の粒径、樹脂などの、ボンド磁石を作製する手段は、特に限定されない。公知のボンド磁石の製造方法が適宜用いられうる。樹脂としては、例えばエポキシ樹脂、ナイロン樹脂などが用いられる。成形は、圧縮成形や射出成形などの公知手段が用いられる。   By pulverizing the alloy ribbon according to Embodiments 1 and 2 of the present invention, the alloy powder having the crystal structure can be obtained. The alloy powder is classified as necessary, mixed with resin, and molded to form a bonded magnet. The means for producing a bonded magnet, such as an alloy ribbon pulverizing means, a powder particle size, and a resin, are not particularly limited. A known method for manufacturing a bonded magnet can be used as appropriate. As the resin, for example, an epoxy resin or a nylon resin is used. For the molding, known means such as compression molding or injection molding is used.

本発明の実施形態３に係るボンド磁石は、耐熱性に優れる磁石合金を原料として作製されるため、耐熱性に優れる。具体的には、本発明の実施形態３に係るボンド磁石は、１２５℃まで加熱した際の不可逆減磁率が、好ましくは−２．０％未満であることが望ましいものである。１５０℃まで加熱した際の前記ボンド磁石の不可逆減磁率は、好ましくは−３．６％未満であることが望ましいものである。前記ボンド磁石の不可逆減磁率（％）は、例えば４．８ＭＡ／ｍでパルス着磁した後の磁束（Ｆ１）、および所定の温度でボンド磁石を保持し、更に常温に冷却した後の磁束（Ｆ２）に基づいて、（Ｆ１−Ｆ２）×１００／Ｆ１により算出されうる。磁束は、デジタルフラックスメータなどの磁気特性評価装置を用いて測定されうる。所定の温度に保持するには、恒温槽において例えば１時間保持される。常温での冷却は、例えば大気中に１時間保持される。   Since the bonded magnet according to Embodiment 3 of the present invention is manufactured using a magnet alloy having excellent heat resistance as a raw material, the bond magnet is excellent in heat resistance. Specifically, in the bonded magnet according to the third embodiment of the present invention, the irreversible demagnetization factor when heated to 125 ° C. is preferably less than −2.0%. The irreversible demagnetization factor of the bonded magnet when heated to 150 ° C. is preferably less than −3.6%. The irreversible demagnetization rate (%) of the bond magnet is, for example, a magnetic flux (F1) after pulse magnetization at 4.8 MA / m, and a magnetic flux (F1 after holding the bond magnet at a predetermined temperature and further cooling to room temperature Based on (F2), it can be calculated by (F1-F2) × 100 / F1. The magnetic flux can be measured using a magnetic property evaluation apparatus such as a digital flux meter. In order to hold | maintain to predetermined temperature, it hold | maintains, for example for 1 hour in a thermostat. Cooling at room temperature is held in the atmosphere for 1 hour, for example.

（実施形態４）
次に、前記合金薄帯を構成する希土類磁石用合金について実施形態４として説明する。 (Embodiment 4)
Next, a rare earth magnet alloy constituting the alloy ribbon will be described as a fourth embodiment.

本発明の実施形態４に係る希土類磁石用合金は、保磁力の大きな希土類磁石用合金であって、その組成に、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）、およびホウ素（Ｂ）を含み、保磁力Ｈ_ｃＪが１．１５ＭＡ／ｍ≦Ｈ_ｃＪ≦１．５０ＭＡ／ｍである希土類磁石用合金である。前記合金は、薄帯状であってもよいし、粉末状であってもよい。本発明の実施形態４に係る、前記組織構造をもつ保磁力の大きな合金を用いることによって、熱安定性に優れる１２５℃まで加熱した際の不可逆減磁率が、−２．０％未満である磁石や１５０℃まで加熱した際の不可逆減磁率が、−３．６％未満である高温での熱安定性に優れた磁石が製造される。磁石合金は、保磁力などの磁気特性にも優れることが好ましい。具体的には、保磁力Ｈ_ｃJが１４．５ｋＯｅ（１．１５ＭＡ／ｍ）以上であることが好ましい。 The rare earth magnet alloy according to Embodiment 4 of the present invention is a rare earth magnet alloy having a large coercive force, and its composition includes praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), An alloy for rare earth magnets containing niobium (Nb), yttrium (Y), and boron (B) and having a coercive force H _cJ of 1.15 MA / m ≦ H _cJ ≦ 1.50 MA / m. The alloy may be in the form of a ribbon or powder. A magnet according to Embodiment 4 of the present invention having an irreversible demagnetization rate of less than −2.0% when heated to 125 ° C., which has excellent thermal stability, by using the alloy having the above structure and having a large coercive force. A magnet excellent in thermal stability at a high temperature having an irreversible demagnetization factor of less than -3.6% when heated to 150 ° C is produced. The magnet alloy is preferably excellent in magnetic properties such as coercive force. Specifically, the coercive force _HcJ is preferably 14.5 kOe (1.15 MA / m) or more.

（実施例）
次に、本発明の実施形態の効果を、以下の実施例を用いて説明する。
（組成の影響）
合金薄帯の組成を変化させて、合金薄帯の組成と磁気特性との関連性を調査した。合金薄帯の製造手順は、原材料の配合量を目的とする組成に応じて変化させた以外は、以下の手順とした。 (Example)
Next, the effect of the embodiment of the present invention will be described using the following examples.
(Effect of composition)
The relationship between the composition of the alloy ribbon and the magnetic properties was investigated by changing the composition of the alloy ribbon. The manufacturing procedure of the alloy ribbon was the following procedure except that the blending amount of raw materials was changed according to the target composition.

目的の組成比の磁性合金を得るにために、組成式中のＮｄとＰｒの合計としてＤｉを用い、その他の組成成分であるＦｅ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｙ，Ｂを単体で目的の組成比に応じて配合する方法を採用した。前記Ｄｉとして、Ｄｉ−Ｆｅ合金を用いた。実験で用いたＤｉ−Ｆｅ合金は、Ｎｄが６６．７３ｗｔ％、Ｐｒが１９．０６ｗｔ％、Ｆｅが１４．１４ｗｔ％のものを用いた。また、各原子の構成比率よりＤｉｄｙｍｉｕｍの分子量を１４３．５とした。詳細な組成を表１に記す。

In order to obtain a magnetic alloy having a target composition ratio, Di is used as the sum of Nd and Pr in the composition formula, and Fe, Co, Nb, Y, and B, which are other composition components, are used alone as a target composition ratio. The method of blending according to the method was adopted. As the Di, a Di-Fe alloy was used. The Di—Fe alloy used in the experiment was Nd 66.73 wt%, Pr 19.06 wt%, and Fe 14.14 wt%. Moreover, the molecular weight of Didymium was set to 143.5 from the component ratio of each atom. The detailed composition is shown in Table 1.

金属であるＤｉ−Ｆｅ合金、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｂ、およびＹと、メタロイドであるＢを含む母合金を、真空吸い上げ法により作製した。片ロール液体急冷法を用いて、母合金を溶解して得られた合金溶湯から、急速冷却により結晶化された組織構造を有する急冷薄帯を得た。急冷薄帯作製時の雰囲気は高純度Ａｒガスとした。ロールは、銅製のロールにＣｒメッキを施したものであり、ロールの直径は３００ｍｍであった。ロール周速度は２０ｍ／ｓｅｃとした。ロールへの合金溶湯の供給は、オリフィス径が０．５ｍｍである石英射出管を使用して行い、射出時には、高純度Ａｒガスを用いて、射出ガス圧を３０ｋＰａ一定とした。得られた急冷薄帯は、赤外線ゴールドイメージ炉を用いて高純度Ａｒガス雰囲気中において熱処理された。昇温速度、熱処理温度、熱処理時間は適宜選択した。   A mother alloy containing a metal Di-Fe alloy, Fe, Co, Nb, and Y and a metalloid B was prepared by a vacuum suction method. Using a single-roll liquid quenching method, a quenched ribbon having a texture structure crystallized by rapid cooling was obtained from the molten alloy obtained by melting the master alloy. The atmosphere during the preparation of the quenched ribbon was high purity Ar gas. The roll was a copper roll with Cr plating, and the roll had a diameter of 300 mm. The roll peripheral speed was 20 m / sec. The molten alloy was supplied to the roll using a quartz injection tube having an orifice diameter of 0.5 mm. During injection, high purity Ar gas was used and the injection gas pressure was kept constant at 30 kPa. The obtained quenched ribbon was heat-treated in an atmosphere of high purity Ar gas using an infrared gold image furnace. The heating rate, heat treatment temperature, and heat treatment time were appropriately selected.

まず、最適な急冷薄帯の熱処理条件を定める際の参考とするために、組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯についてのＤＳＣ曲線を測定した。結果を図１に示す。ＤＳＣ曲線は、リガク社製示差熱量計を用いて行い、ＤＳＣ（Differential Scanning Calorimetry）の昇温速度は２０℃／ｍｉｎで行った。結晶相の同定は、急冷薄帯試料に低温より熱処理を施し、発熱ピーク温度に達した後、常温まで急冷し、Ｘ線回折を調べ、それぞれの発熱ピークがどの結晶相に対応しているかを確認した。図１より、ハード相として作用する（Ｐｒ，Ｎｄ）_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の結晶化開始温度は約５９２．４℃であることが分かり、この組成系の熱処理は５７５℃以上で行うべきという指針が得られた。 First, for reference when determining the optimum heat treatment conditions for the quenched ribbon, the composition Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, that is, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe The DSC curve for an alloy ribbon of _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ was measured. The results are shown in FIG. The DSC curve was performed using a differential calorimeter manufactured by Rigaku Corporation, and the temperature increase rate of DSC (Differential Scanning Calorimetry) was 20 ° C./min. The crystal phase is identified by subjecting the quenched ribbon sample to heat treatment at a low temperature, reaching the exothermic peak temperature, rapidly cooling to room temperature, examining X-ray diffraction, and determining which crystal phase each exothermic peak corresponds to. confirmed. As can be seen from FIG. 1, the crystallization start temperature of the (Pr, Nd) ₂ Fe ₁₄ B type crystal phase acting as a hard phase is about 592.4 ° C., and the heat treatment of this composition system should be performed at 575 ° C. or higher. The guideline was obtained.

次に、組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_{７０．５−ｘ}Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_ｘＢ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_{７０．５−ｘ}Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_ｘＢ_６の急冷薄帯について、昇温速度２１０℃／ｍｉｎ、温度６５０℃、時間１０ｍｉｎの条件の下で熱処理した後の磁気特性を測定した。ｘを０〜１．０の範囲で変化させた場合に得られた結果を図２に示す。ここで、Ｃｏを１０ａｔ％としたのは、Ｃｏ量を８ａｔ％、１０ａｔ％、１２ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｃｏ量が１０ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。Ｎｂを１．０ａｔ％としたのは、Ｎｂ量を０．５ａｔ％、１．０ａｔ％、１．５ａｔ％、２．０ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｎｂ量が１．０ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。Ｂを６ａｔ％としたのは、Ｂ量を５．５ａｔ％、６．０ａｔ％、７ａｔ％，８ａｔ％，９ａｔ％，１０ａｔ％と変化させて磁気特性を評価したところ、Ｂ量が６．０ａｔ％の場合に磁気特性が最高値を示したためである。 Next, a quenched ribbon of composition Di _12.5 Fe _70.5-x Co ₁₀ Nb ₁ Y _x B _6, that is, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _70.5-x Co ₁₀ Nb ₁ Y _x B ₆ Was measured for magnetic properties after heat treatment under the conditions of a heating rate of 210 ° C./min, a temperature of 650 ° C., and a time of 10 min. The results obtained when x is varied in the range of 0 to 1.0 are shown in FIG. Here, the reason why Co was set to 10 at% was that when the Co characteristics were changed to 8 at%, 10 at%, and 12 at% and the magnetic characteristics were evaluated, the magnetic characteristics showed the maximum value when the Co content was 10 at%. It is. The reason why Nb was set to 1.0 at% was that when the Nb content was changed to 0.5 at%, 1.0 at%, 1.5 at%, and 2.0 at% and the magnetic characteristics were evaluated, the Nb amount was 1.0 at%. This is because the magnetic characteristic showed the maximum value in the case of%. The reason why B was 6 at% was that when the B amount was changed to 5.5 at%, 6.0 at%, 7 at%, 8 at%, 9 at%, and 10 at% and the magnetic characteristics were evaluated, the B amount was 6.0 at%. This is because the magnetic characteristic showed the maximum value in the case of%.

合金薄帯の残留磁束密度（Ｂ_ｒ）、保磁力（Ｈ_ｃＪ；Ｈ_ｃＢ）、および最大エネルギー積（（ＢＨ）_ｍａｘ）は、合金薄帯に対して４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後に、東英工業社製振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて、常温で測定した。ｘの値が０．２〜１．０の範囲で良好な保磁力を有する合金薄帯が得られた。また、Ｊ_ｒ，Ｈ_ｃＢ，（ＢＨ）_ｍａｘも含めて考慮すると、良好な磁気特性を有する合金薄帯を得るための、最も良好なｘの値は、０．７であった。 The residual magnetic flux density (B _r ), coercive force (H _cJ ; H _cB ), and maximum energy product ((BH) _max ) of the alloy ribbon are obtained by applying 4.8 MA / m pulse magnetization to the alloy ribbon. After performing, it measured at normal temperature using the vibration sample type magnetometer (VSM) by a Toei industry company. An alloy ribbon having a good coercive force was obtained when the value of x was in the range of 0.2 to 1.0. In consideration of J _r , H _cB and (BH) _max , the best value of x for obtaining an alloy ribbon having good magnetic properties was 0.7.

上記は、ＦｅをＹで置換した組成に関する結果である。ＤｉをＹで置換した場合にも、同様の保磁力の増大が確認された。すなわち、Ｙ無添加のＤｉ_１２．５Ｆｅ_７０．５Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｂ_６組成急冷薄帯では、最適条件（ロール周速度２０．０ｍ／ｓ、熱処理温度６２５℃、熱処理時間５ｍｉｎ）にて、保磁力Ｈ_ｃＪ＝１０４８．４ｋＡ／ｍであったのに対し、ＤｉをＹで置換した。Ｄｉ_１１．８Ｆｅ_７０．５Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６組成では、最適条件（ロール周速度２０．０ｍ／ｓ、熱処理温度６５０℃、熱処理時間１０ｍｉｎ）ＨｃＪ＝１２６２．１ｋＡ／ｍとなった。 The above is the result regarding the composition in which Fe is substituted with Y. A similar increase in coercivity was also observed when Di was replaced with Y. That is, in the Y 1-free Di _12.5 Fe _70.5 Co ₁₀ Nb ₁ B ₆ composition quenching ribbon, under optimum conditions (roll peripheral speed 20.0 m / s, heat treatment temperature 625 ° C., heat treatment time 5 min) The coercive force H _cJ was 1048.4 kA / m, whereas Di was replaced with Y. With Di _11.8 Fe _70.5 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ composition, optimum conditions (roll peripheral speed 20.0 m / s, heat treatment temperature 650 ° C., heat treatment time 10 min) HcJ = 1262.1 kA / m became.

（ロール周速度の影響）
組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６である合金薄帯を、ロール周速度を変化させた以外は、「組成の影響」に記載の方法に準じて作製した。ロール周速度は１５〜２２．５ｍ／ｓｅｃの範囲で変化させた。結果を図３に示す。図３に示すように、ロール周速度が１５〜２２．５ｍ／ｓｅｃの全ての範囲で良好な保磁力を有する合金薄帯が得られた。また、Ｊ_ｒ，Ｈ_ｃＢ，（ＢＨ）_ｍａｘも含めて考慮すると、良好な磁気特性を有する合金薄帯を得るための、最も良好なロール周速度は２０．０ｍ／ｓｅｃであった。 (Influence of roll peripheral speed)
An alloy ribbon whose composition is Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, that is, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ It was produced according to the method described in “Effect of composition” except that the roll peripheral speed was changed. The roll peripheral speed was changed in the range of 15 to 22.5 m / sec. The results are shown in FIG. As shown in FIG. 3, an alloy ribbon having a good coercive force was obtained in the entire range of the roll peripheral speed of 15 to 22.5 m / sec. In consideration of J _r , H _cB and (BH) _max , the best roll peripheral speed for obtaining an alloy ribbon having good magnetic properties was 20.0 m / sec.

（熱処理温度の影響）
組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６である合金薄帯を、熱処理温度を変化させた以外は、「組成の影響」に記載の方法に準じて作製した。熱処理温度は５７５〜６７５℃の範囲で変化させた。結果を図４に示す。図４に示すように、熱処理速度が６００〜６７５℃の範囲であると、良好な保磁力を有する合金薄帯が得られた。また、Ｊ_ｒ，Ｈ_ｃＢ，（ＢＨ）_ｍａｘも含めて考慮すると、良好な磁気特性を有する合金薄帯を得るための最も良好な熱処理温度は６５０℃であった。熱処理温度が５５０℃より低い場合には磁気特性の確保が難しかったが、その理由は図１に示したＤＳＣの結果からも了解される。 (Effect of heat treatment temperature)
An alloy ribbon whose composition is Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, that is, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ The sample was prepared according to the method described in “Effect of composition” except that the heat treatment temperature was changed. The heat treatment temperature was changed in the range of 575 to 675 ° C. The results are shown in FIG. As shown in FIG. 4, an alloy ribbon having a good coercive force was obtained when the heat treatment rate was in the range of 600 to 675 ° C. In consideration of J _r , H _cB and (BH) _max , the most preferable heat treatment temperature for obtaining an alloy ribbon having good magnetic properties was 650 ° C. When the heat treatment temperature was lower than 550 ° C., it was difficult to ensure the magnetic properties, but the reason can be understood from the DSC results shown in FIG.

（熱処理時間の影響）
組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６である合金薄帯を、熱処理の際の昇温速度を変化させた以外は、「組成の影響」に記載の方法に準じて作製した。結果を図５に示す。図５に示すように、熱処理速度が０〜１５ｍｉｎの全ての範囲で、良好な保磁力を有する合金薄帯が得られた。ここで熱処理時間０ｍｉｎとは、熱処理の際に最高温度到達後直ちに冷却を開始したことを意味する。また、Ｊ_ｒ，Ｈ_ｃＢ，（ＢＨ）_ｍａｘも含めて考慮すると、良好な磁気特性を有する合金薄帯を得るための最も良好な熱処理時間は１０ｍｉｎであった。 (Effect of heat treatment time)
An alloy ribbon whose composition is Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, that is, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ The sample was prepared in accordance with the method described in “Effect of composition” except that the heating rate during the heat treatment was changed. The results are shown in FIG. As shown in FIG. 5, an alloy ribbon having a good coercive force was obtained in the entire heat treatment rate range of 0 to 15 min. Here, the heat treatment time of 0 min means that cooling was started immediately after reaching the maximum temperature during the heat treatment. In consideration of J _r , H _cB and (BH) _max , the best heat treatment time for obtaining an alloy ribbon having good magnetic properties was 10 min.

図６には、Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６である合金薄帯のＡｓ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎ、熱処理温度５７５℃、６００℃、６２５℃、６５０℃、および６７５℃でのＸ線回折図形を示す。測定にはＣｕのＫα線を使用した。図６より、Ａｓ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎでは、結晶相からの回折線が見られず、ほぼ非晶質であることがわかる。また、各熱処理温度別の回折図において、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相とα−Ｆｅ型結晶相が現われ、複合組織であることがわかる。α−Ｆｅ型結晶相の回折線強度は全体から見ると小さいものであった。 FIG. 6 shows Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, that is, an alloy that is Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ Fig. 2 shows X-ray diffraction patterns at As melt-spun of a ribbon, heat treatment temperatures of 575 ° C, 600 ° C, 625 ° C, 650 ° C, and 675 ° C. Cu Kα rays were used for the measurement. As can be seen from FIG. 6, As melt-spun does not show diffraction lines from the crystal phase and is almost amorphous. Further, in the diffractogram for each heat treatment temperature, an Nd ₂ Fe ₁₄ B type crystal phase and an α-Fe type crystal phase appear, and it can be seen that it is a composite structure. The diffraction line intensity of the α-Fe type crystal phase was small as a whole.

（結晶粒の粒径の影響）
組成がＤｉ_ａＦｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_ｄＢ_６すなわち、Ｐｒ_{０．２１ａ}Ｎｄ_{０．７９ａ}Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_ｄＢ_６である合金薄帯に関して、ａおよびｄの値を変化させて、得られる合金薄帯における結晶粒の平均粒径を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて求めた。ＴＥＭ写真において確認される結晶粒から１００個の結晶粒を任意に選び、各粒子の長径を測定し、長径の平均値を平均粒径とした。所定の組成における平均粒径を表２に示す。

(Influence of grain size)
Composition That _{Di a Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y d B 6, Pr 0.21a Nd 0.79a Fe 69.8 Co 10 Nb 1 Y d B 6 with respect to alloy ribbon is, the values of a and d The average particle size of the crystal grains in the obtained alloy ribbon was obtained using a transmission electron microscope (TEM). 100 crystal grains were arbitrarily selected from the crystal grains confirmed in the TEM photograph, the major axis of each grain was measured, and the average value of the major axis was defined as the average grain size. Table 2 shows the average particle size in a given composition.

得られた合金薄帯はいずれも優れた磁気特性を示し、平均粒径は３０〜６０ｎｍであった。一方、発明者らの一人によって報告されているＤｉ_１２．５Ｆｅ_７０．５Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｂ_６組成急冷薄帯では、平均粒径は約２０ｎｍと小さく、Ｈ_ｃＪ＝１．０４９ＭＡ／ｍであった。Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．５Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｖ_１Ｂ_６組成急冷薄帯では、平均粒径は約２５ｎｍとやはり小さく、Ｈ_ｃＪ＝１．１００ＭＡ／ｍであった。本発明の磁性合金では、これらと比較して結晶粒径が大きく、かつ大きなＨ_ｃＪが得られている。従って平均粒径が保磁力増大の原因であるとは考え難く、化合物の磁気の本質的な特性である、異方性磁場Ｈ_ａや結晶磁気異方性定数Ｋ_ｕの絶対値が変化しているものと思われる。しかしながら「Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６についての磁気特性は後述するように、試料が等方性であることから詳細が明らかではない。 The obtained alloy ribbons all showed excellent magnetic properties, and the average particle size was 30 to 60 nm. On the other hand, in the Di _12.5 Fe _70.5 Co ₁₀ Nb ₁ B ₆ composition quenching ribbon reported by one of the inventors, the average particle size is as small as about 20 nm, and H _cJ = 1.049 MA / m. there were. In the Di _12.5 Fe _69.5 Co ₁₀ Nb ₁ V ₁ B ₆ composition quenched ribbon, the average particle size was as small as about 25 nm, and H _cJ = 1.100 MA / m. In the magnetic alloy of the present invention, the crystal grain size is larger than these, and a large _HcJ is obtained. Thus hardly considered average particle diameter is the cause of the increase in the coercive force, is an essential characteristic of the magnetic compounds, the absolute value of the anisotropy field H _a or crystal magnetic anisotropy constant K _u is changed It seems that there is. However, “Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, ie, Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ will be described later. Thus, the details are not clear because the sample is isotropic.

（Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６についての磁気特性）
実験した範囲においては、組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６５０℃、熱処理時間が１０ｍｉｎのときに、もっとも最適な磁気特性が得られた。この条件下での諸特性について以下に示す。
図７は得られた合金薄帯の減磁曲線である。
Ｊ_ｒ＝０．８５Ｔ（８．５ｋＧ）、Ｈ_ｃＪ＝１．４０９０ＭＡ／ｍ（１７．７１ｋＯｅ）、Ｈ_ｃＢ＝０．５８８３ＭＡ／ｍ（７．３９５ｋＯｅ）、（ＢＨ）_ｍａｘ＝１２６．４ｋＪ／ｍ^３（１５．８８ＭＧＯｅ）であった。 (Magnetic properties for Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, ie Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ )
In the experimental range, the composition is Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, ie Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ When the roll peripheral speed was 20.0 m / sec, the heat treatment temperature was 650 ° C., and the heat treatment time was 10 min, the most optimal magnetic characteristics were obtained. Various characteristics under these conditions are shown below.
FIG. 7 is a demagnetization curve of the obtained alloy ribbon.
J _r = 0.85T (8.5 kG), H _cJ = 1.490 MA / m (17.71 kOe), H _cB = 0.5883 MA / m (7.395 kOe), (BH) _max = 16.4 kJ / m ³ (15.88 MGOe).

図８は得られた合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。試料は予め、４．８ＭＡ／ｍにて着磁し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。測定磁界は１６０Ａ／ｍであった。図８より、試料のキュリー温度は４２８℃、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ型結晶相の量はおよそ７６ｖｏｌ％、α−Ｆｅ型結晶相の量はおよそ２４ｖｏｌ％であることがわかる。 FIG. 8 is a σ-T curve of the obtained alloy ribbon. The sample was previously magnetized at 4.8 MA / m and measured using a vibrating sample magnetometer (VSM). The measurement magnetic field was 160 A / m. 8 that the Curie temperature of the sample is 428 ° C., the amount of Nd ₂ Fe ₁₄ B type crystal phase is about 76 vol%, and the amount of α-Fe type crystal phase is about 24 vol%.

図９は得られた合金薄帯のＴＥＭ写真および電子線回折写真である。図９に示すＴＥＭ写真より、結晶粒の粒径は、約１５〜１００ｎｍ程度のものが観察され、平均粒径は４８ｎｍであった。また、図９に示す電子線回折写真からは、得られた合金薄帯が等方性であることがわかる。   FIG. 9 is a TEM photograph and an electron diffraction photograph of the obtained alloy ribbon. From the TEM photograph shown in FIG. 9, a crystal grain size of about 15 to 100 nm was observed, and the average particle size was 48 nm. Moreover, it can be seen from the electron diffraction photograph shown in FIG. 9 that the obtained alloy ribbon is isotropic.

（不可逆減磁率の測定）
組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６すなわち、Ｐｒ_２．７Ｎｄ_９．８Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯を用いて、ボンド磁石を作製した。まず、合金薄帯を１５０μｍ以下に粉砕して、合金粉末を得た。合金粉末と、バインダーとして作用する耐熱性樹脂であるエポキシ樹脂２．５質量％とを混合撹拌し、９８０ＭＰａの圧力で圧縮成形した。その後、１８０℃×１ｈの硬化処理を行い、直径１０ｍｍ×長さ７．８ｍｍの（等方性）ボンド磁石を得た。各ボンド磁石の磁気特性は、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後に、高感度自記磁束計（東英工業社製）を用いて測定した。ボンド磁石の減磁曲線を図１０に示す。このボンド磁石の密度は６．１Ｍｇ／ｍ^３であった。また、磁気特性の値はそれぞれＪ_ｒ＝０．６２Ｔ（６．２ｋＧ）、Ｈ_ｃＪ＝１．３８４９ＭＡ／ｍ（１７．４０ｋＯｅ）、Ｈ_ｃＢ＝０．４２９２ＭＡ／ｍ（５．３９ｋＯｅ）、（ＢＨ）_ｍａｘ＝６６．３ｋＪ／ｍ^３（８．３３ＭＧＯｅ）であった。
各ボンド磁石の不可逆減磁率は、以下の様に求めた。まず、デジタルフラックスメータ（東英工業社製）を使用し、４．８ＭＡ／ｍのパルス着磁した後のボンド磁石の磁束（Ｆ１）を測定した。次に、恒温槽にて所定の温度で１時間保持し、空気中で１時間放冷した後のボンド磁石の磁束（Ｆ２）を測定した。これらの測定結果に基づき、１２５℃および１５０℃における不可逆減磁率（％）を、（Ｆ１−Ｆ２）×１００／Ｆ１により算出した。 (Measurement of irreversible demagnetization)
Using an alloy ribbon of composition Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B _6, ie Pr _2.7 Nd _9.8 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ A bonded magnet was produced. First, the alloy ribbon was pulverized to 150 μm or less to obtain an alloy powder. The alloy powder and 2.5% by mass of an epoxy resin, which is a heat resistant resin acting as a binder, were mixed and stirred, and compression molded at a pressure of 980 MPa. Then, the hardening process of 180 degreeC x 1h was performed, and the (isotropic) bond magnet of diameter 10mm x length 7.8mm was obtained. The magnetic properties of each bonded magnet were measured using a high-sensitivity self-recording magnetometer (manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd.) after performing pulse magnetization of 4.8 MA / m. The demagnetization curve of the bond magnet is shown in FIG. The density of this bonded magnet was 6.1 Mg / m ³ . In addition, the values of the magnetic characteristics are J _r = 0.62T (6.2 kG), H _cJ = 1.3849 MA / m (17.40 kOe), H _cB = 0.4292 MA / m (5.39 kOe), and (BH), respectively. ) _Max = 66.3 kJ / m ³ (8.33 MGOe).
The irreversible demagnetization factor of each bond magnet was determined as follows. First, using a digital flux meter (manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd.), the magnetic flux (F1) of the bond magnet after pulse magnetization of 4.8 MA / m was measured. Next, the magnetic flux (F2) of the bonded magnet was measured after being held at a predetermined temperature in a thermostatic bath for 1 hour and allowed to cool in air for 1 hour. Based on these measurement results, the irreversible demagnetization rate (%) at 125 ° C. and 150 ° C. was calculated by (F1−F2) × 100 / F1.

作製したボンド磁石の磁気特性および不可逆減磁率の温度依存性を図１１示す。図１１からわかるように、本発明のボンド磁石における減磁率は、１２５℃において、−１．３８％、１５０℃において、−３．５８％となっている。   FIG. 11 shows the temperature dependence of the magnetic properties and the irreversible demagnetization factor of the manufactured bonded magnet. As can be seen from FIG. 11, the demagnetization factor of the bonded magnet of the present invention is −1.38% at 125 ° C. and −3.58% at 150 ° C.

比較のために、非特許文献２で用いられている組成（Ｎｄ_０．７５Ｐｒ_０．２Ｄｙ_０．０５）_８．９Ｆｅ_ｂａｌＣｏ_８．０Ｂ_５．７にて合金薄帯を作製した。ロール周速度、熱処理条件、ボンド磁石の作製条件は、「組成の影響」に記載の方法、および上記ボンド磁石の製造方法をもとに非特許文献２の最適条件と同一とした。得られたボンド磁石の密度は、ほぼ同じであった。このボンド磁石の１２５℃における不可逆減磁率は−２．０６％、１５０℃における不可逆減磁率は−３．６４％であった。 For comparison, an alloy ribbon was prepared with the composition (Nd _0.75 Pr _0.2 Dy _0.05 ) _8.9 Fe _bal Co _8.0 B _5.7 used in Non-Patent Document 2. . The roll peripheral speed, heat treatment conditions, and bond magnet production conditions were the same as the optimum conditions of Non-Patent Document 2 based on the method described in “Effects of Composition” and the above-described bond magnet manufacturing method. The density of the obtained bonded magnet was almost the same. The bond magnet had an irreversible demagnetization factor of −2.06% at 125 ° C. and an irreversible demagnetization factor of −3.64% at 150 ° C.

以上説明したように、本発明によれば、自動車搭載永久磁石モータ、各種ＯＡ機器類等のスピンドルモータおよびステッピングモータ等に広く使用されうる。高温環境下で使用される自動車搭載永久磁石モータに適用されることが好ましい。具体的には、電動カーテン用リニアモータ、サンルーフ開閉用モータ、パワーウィンド用モータ、ワイパー用モータ、電動ミラー格納用モータ、電動ミラー制御用モータ、ステアリングアクチュエータ等が挙げられる。   As described above, according to the present invention, the present invention can be widely used in spindle motors and stepping motors for automobile-mounted permanent magnet motors and various OA devices. It is preferably applied to a car-mounted permanent magnet motor used in a high temperature environment. Specific examples include an electric curtain linear motor, a sunroof opening / closing motor, a power window motor, a wiper motor, an electric mirror storage motor, an electric mirror control motor, and a steering actuator.

組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯について昇温速度２０℃／ｍｉｎにて測定したＤＳＣ曲線である。Is a DSC curve measured at a heating rate 20 ° C. / min for alloy ribbons of composition _{Di 12.5 Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y 0.7 B 6. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_{７０．５−ｘ}Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_ｘＢ_６の合金薄帯について、組成と熱処理後磁気特性との関係を示した図である。Alloy ribbon for the composition _{Di 12.5 Fe 70.5-x Co 10} Nb 1 Y x B 6, a diagram showing the relationship between the heat treatment after the magnetic properties and composition. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯について、ロール周速度と熱処理後磁気特性との関係を示すグラフである。Alloy ribbon for the composition _{Di 12.5 Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y 0.7 B 6, is a graph showing the relationship between the heat treatment after the magnetic properties and the roll peripheral speed. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯について、熱処理温度と熱処理後磁気特性との関係を示すグラフである。Alloy ribbon for the composition _{Di 12.5 Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y 0.7 B 6, is a graph showing the relationship between the heat treatment after the magnetic properties and heat treatment temperature. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯について、熱処理時間と熱処理後磁気特性との関係を示すグラフである。Alloy ribbon for the composition _{Di 12.5 Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y 0.7 B 6, is a graph showing the relationship between the heat treatment after the magnetic properties and the heat treatment time. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６の合金薄帯について、Ａｓ−ｍｅｌｔ ｓｐｕｎ、熱処理温度５７５℃、６００℃、６２５℃、６５０℃、および６７５℃で熱処理して得られた合金薄帯のＸ線回折図形である。An alloy ribbon of composition Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ was heat treated at As-melt spun, heat treatment temperatures of 575 ° C., 600 ° C., 625 ° C., 650 ° C., and 675 ° C. 2 is an X-ray diffraction pattern of an alloy ribbon obtained in this manner. 組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６５０℃、熱処理時間が１０ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯の減磁曲線を示すグラフである。An alloy having a composition of Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ , a roll peripheral speed of 20.0 m / sec, a heat treatment temperature of 650 ° C., and a heat treatment time of 10 min. It is a graph which shows the demagnetization curve of a thin strip. 組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃの条件で作製された合金薄帯のσ−Ｔ曲線である。The composition is Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ and is a σ-T curve of an alloy ribbon manufactured under the condition of a roll peripheral speed of 20.0 m / sec. 組成がＤｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６であり、ロール周速度が２０．０ｍ／ｓｅｃ、熱処理温度が６５０℃、熱処理時間が１０ｍｉｎの条件で作製された合金薄帯のＴＥＭ写真である。An alloy having a composition of Di _12.5 Fe _69.8 Co ₁₀ Nb ₁ Y _0.7 B ₆ , a roll peripheral speed of 20.0 m / sec, a heat treatment temperature of 650 ° C., and a heat treatment time of 10 min. It is a TEM photograph of a ribbon. 組成Ｄｉ_１２．５Ｆｅ_６９．８Ｃｏ_１０Ｎｂ_１Ｙ_０．７Ｂ_６におけるボンド磁石の減磁曲線である。It is a demagnetization curve of the bonded magnet in the composition _{Di 12.5 Fe 69.8 Co 10 Nb 1} Y 0.7 B 6. 作製したボンド磁石の不可逆減磁率についての温度依存性を示すグラフである。It is a graph which shows the temperature dependence about the irreversible demagnetization factor of the produced bond magnet.

Claims (10)

プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）、およびホウ素（Ｂ）から成る合金溶湯を回転するロールに供給して急速冷却し、急冷薄帯を得る薄帯製造ステップと、
前記急冷薄帯を、１５０〜２５０℃／ｍｉｎの範囲の昇温速度で熱処理して、前記急冷薄帯を結晶化させる結晶化ステップと、
を経て得られる合金薄帯の組成を、Ｒ（但し、Ｒは少なくともＮｄ及びＰｒを含む） _ａ Ｆｅ _{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ} Ｃｏ _ｂ Ｎｂ _ｃ Ｙ _ｄ Ｂ _ｅ （但し、ａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．３〜０．８、ｅ＝５．５〜１０）に設定することを特徴とする希土類磁石用合金薄帯の製造方法。 A molten alloy composed of praseodymium (Pr), neodymium (Nd), iron (Fe), cobalt (Co), niobium (Nb), yttrium (Y), and boron (B) is supplied to a rotating roll for rapid cooling. , A ribbon manufacturing step to obtain a quenched ribbon,
A crystallization step of crystallizing the quenched ribbon by heat-treating the quenched ribbon at a heating rate in a range of 150 to 250 ° C./min;
The composition of the alloy ribbon obtained through the above is expressed by R (provided that R contains at least Nd and Pr) _a Fe _100-ab-c-d-E Co _b Nb _c Y _d B _e (where a = 11.0-13.0, b = 8.0-11.0, c = 0.1-2.0, d = 0.3-0.8, e = 5.5-10) A method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet. 前記回転するロールの周速度を１５〜２２．５ｍ／ｓｅｃの範囲に設定することを特徴とする請求項１に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法。 2. The method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to claim 1, wherein a peripheral speed of the rotating roll is set in a range of 15 to 22.5 m / sec. 前記熱処理の熱処理温度を６００〜６７５℃の範囲に設定することを特徴とする請求項１又は２のいずれか一項に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法。 3. The method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to claim 1, wherein a heat treatment temperature of the heat treatment is set in a range of 600 to 675 ° C. 4. 前記熱処理の熱処理時間を０〜１５分の範囲に設定することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法。 The method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to any one of claims 1 to 3, wherein a heat treatment time of the heat treatment is set in a range of 0 to 15 minutes. 前記結晶化によって、少なくともα−Ｆｅ型ソフト相およびＲBy the crystallization, at least α-Fe type soft phase and R _２2 ＦｅFe _１４14 Ｂ型ハード相を組織構造として形成することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法。The method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to any one of claims 1 to 4, wherein the B-type hard phase is formed as a textured structure. 前記組織構造において実質的に観察される結晶粒の平均粒径が３０〜６０ｎｍであることを特徴とする請求項５に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法。 6. The method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to claim 5 , wherein the average grain size of the crystal grains substantially observed in the microstructure is 30 to 60 nm. 請求項１に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法により得られることを特徴とする希土類磁石用合金。 An alloy for rare earth magnets obtained by the method for producing an alloy ribbon for rare earth magnets according to claim 1 . 請求項１に記載の希土類磁石用合金薄帯の製造方法により得られることを特徴とする希土類磁石用合金粉末。 A rare earth magnet alloy powder obtained by the method for producing an alloy ribbon for a rare earth magnet according to claim 1 . 請求項８に記載の希土類磁石用合金粉末をボンド材で成形したことを特徴とする希土類ボンド磁石。 A rare earth bonded magnet, wherein the alloy powder for a rare earth magnet according to claim 8 is formed of a bond material. 組成が、Ｒ _ａ Ｆｅ _{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ} Ｃｏ _ｂ Ｎｂ _ｃ Ｙ _ｄ Ｂ _ｅ （但し、ＲはＮｄ及び／又はＰｒ、ａ＝１１．０〜１３．０、ｂ＝８．０〜１１．０、ｃ＝０．１〜２．０、ｄ＝０．３〜０．８、ｅ＝５．５〜１０）で表わされることを特徴とする希土類磁石用合金薄帯。 _{Composition, R a Fe 100-a-} b-c-d-e Co b Nb c Y d B e ( Here, R is Nd and / or Pr, a = 11.0~13.0, b = 8. 0 to 11.0, c = 0.1 to 2.0, d = 0.3 to 0.8, e = 5.5 to 10) .

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