使用喷雾法的纳米复合磁体制造方法

专利名称：使用喷雾法的纳米复合磁体制造方法
技术领域：
使用喷雾法的纳米复合磁体制造方法作为不经粉碎工序而制造磁体粉末的制造方法，已知的有气体喷雾法。在气体喷雾法中，合金熔体通过喷嘴等在惰性气体中进行喷雾，通过合金熔体与气体的碰撞，使合金熔体的液滴冷却。这样可直接形成具有数十μm粒径的球状颗粒。在气体喷雾法中，由于熔融金属的液滴是在落下过程中凝固的，因此可得到大致为球形的粉末颗粒。气体喷雾法制作的粉末(喷雾粉末)的形状和粒径适用于粘结磁体用磁粉。
在粘结磁体的制造中如果使用喷雾法，其粉末可被直接用作粘结磁体用磁体粉末，因此可省去机械粉碎工序，从而显著降低制造成本。但是，喷雾粉末的粒径比烧结磁体用的磁体粉末的粒径大，因此喷雾粉末很难直接用于烧结磁体。
目前，大量用于粘结磁体的是急冷系稀土类合金磁体粉末，在粉末颗粒内分散有微细的粒径为20～200nm左右的Nd2Fe14B系化合物相。这种微晶组织，是通过用熔融纺丝法等将具有特定组分的合金熔体急冷，制成非晶合金薄带，然后进行结晶化热处理得到的。
另外，具有与上述急冷磁体完全不同的金属组织的高性能磁体的开发也正在积极进行。其中，具有代表性的有被称作纳米复合磁体(交换弹性磁体)的复合磁体。纳米复合磁体具有在同一金属组织内分散有微细的硬磁性相和软磁性相，通过各构成相交换相互作用结合成带磁性的构造。由于纳米复合磁体的各构成相具有纳米级尺寸，由各构成相的尺寸和分散性决定的微细构造在很大程度上左右着磁体的特性。
在这种纳米复合磁体中，Nd2Fe14B系化合物相(硬磁性相)和α-Fe及铁基硼化物相等软磁性相分散在同一金属组织内的磁体特别引人注目。以前，这种纳米复合磁体也是通过用熔融纺丝法将合金熔体急冷，然后进行结晶化热处理制成的。如果这种急冷磁体粉末能够用气体喷雾法制造，则不必进行粉碎，因此可以大幅度降低制造成本。
但是，用喷雾法制造上述急冷磁体粉末是非常困难的。这是由于用喷雾法的合金熔体的冷却速度比用熔融纺织法要慢1至2个数量级，因此用喷雾法不能形成充分非晶化的合金组织。
有人对不同于上述纳米复合磁体的急冷磁体，即只含有Nd2Fe14B系化合物相的急冷磁体，提出了通过添加TiC等提高合金的非晶生成能(quenchability)，使得即使用冷却速度较慢的喷雾法也可形成非晶合金的方法。
但是，在α-Fe/R2Fe14B系纳米复合磁体的情况下，则很难用喷雾法制造实用的高性能磁体。这是因为喷雾法的冷却速度较慢，这样，作为软磁性相的α-Fe相将比R2Fe14B相先析出，且易成长，导致软磁性相变得粗大，结果使各构成相间交换相互作用减弱，大幅减弱了纳米磁体的磁特性。
本发明是在参考了上述各方面情况后做出的发明，它的主要目的是提供一种可用喷雾法制造具有良好磁特性的纳米复合磁体粉末的方法。
在优选实施方式中，上述R2Fe14B型化合物相、硼化物相和α-Fe相，混合在同一金属组织内。
在优选实施方式中，上述α-Fe相和硼化物相的平均结晶粒径在1nm以上50nm以下，比上述R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径小，存在于上述R2Fe14B型化合物相的晶界或亚晶界。
在优选实施方式中，上述硼化物相中含有强磁性的铁基硼化物。
在优选实施方式中，上述铁基硼化物中含有Fe3B和/或Fe23B6。
在优选实施方式中，平均粒径在1μm以上100μm以下的范围内。
在优选实施方式中，所具有的硬磁特性为矫顽力HcJ≥480kA/m、剩余磁通密度Br≥0.6T。
本发明粘结磁体的特点是含有上述任意一种铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末。
本发明铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的制造方法包括下列工序用喷雾法将组成式为(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyTizMn(T是1种以上选自Co和Ni的元素，Q是至少1种选自B和C的元素，R是至少1种选自稀土类金属元素和钇的元素，M是至少1种选自Nb、Zr、Mo、Ta和Hf的元素)，组成比x、y、z、m和n分别满足10＜x≤25原子％、6≤y＜10原子％、0.1≤z≤12原子％、0≤m≤0.5、0≤n≤10原子％的合金熔体急冷，制成稀土类合金磁体粉末的工序；通过将上述磁体粉末进行热处理，形成含有两种以上强磁性结晶相，并且，硬磁性相的平均尺寸在10nm以上200nm以下，软磁性相的平均尺寸在1nm以上100nm以下范围内的组织的工序。
在优选实施方式中，在使用上述喷雾法的急冷工序中，制作含有体积比在60％以上的R2Fe14B型化合物相的急冷合金。
在优选实施方式中，上述软磁性相含有强磁性的铁基硼化物。
在优选实施方式中，上述铁基硼化物含有Fe3B和/或Fe23B6。
在优选实施方式中，本发明的粘结磁体的制造方法包括用于准备由上述任意一种制造方法制造的磁体粉末的工序和用上述磁体粉末制作粘结磁体的工序。
图2为本发明实施例的去磁曲线(磁滞曲线的第二象限部分)图。
其中，T是1种以上选自Co和Ni的元素，Q是至少1种选自B和C的元素，R是至少1种选自稀土类金属元素和钇的元素，M是至少1种选自Nb、Zr、Mo、Ta和Hf的元素。另外，组成比x、y、z、m和n分别满足10＜x≤25原子％、6≤y＜10原子％、0.1≤z≤12原子％、0≤m≤0.5、0≤n≤10原子％。
在本说明书中，组成式为R2(Fe1-mTm)14Q的2-14-1型硬磁性化合物简单标记为R2Fe14B型化合物(或R2Fe14B相)。即“R2Fe14B型化合物”或“R2Fe14B相”，是在R2Fe14B中含有一部分Fe被Co和/或Ni置换的化合物(相)、一部分B被C置换的化合物(相)的化合物(相)。另外，在“R2Fe14B型化合物”的一部分中还可含有Ti和M等添加元素。
本发明者为了实现用喷雾法制作纳米复合磁体而进行了大量研究，发现在合金中加入Ti，可抑制熔体急冷过程中α-Fe相的析出和成长，由此想到本发明。
如果按照本发明，即使喷雾法冷却速度较慢，也可使作为主相的R2Fe14B相比α-Fe相先析出，并且还可避免R2Fe14B相粗大至发生多磁畴化的尺寸(300nm)。因此，可以得到作为纳米复合磁体的能够发挥优异磁特性的磁体粉末。
尽管作为本发明对象的α-Fe/R2Fe14B系纳米复合磁体具有比Fe3B/Nd2Fe14B系纳米复合磁体的矫顽力高的优点，但由于B浓度为相对较低的7～10原子％左右，而Nd浓度为较高的10～12原子％左右，因此合金的非晶生成能非常低。因此，如果在不添加Ti的情况下仍可适用于喷雾法，就只能得到前述那样具有粗大软磁性α-Fe相的粉末，产物磁特性不好。另一方面，在Fe3B/Nd2Fe14B系纳米复合磁体的情况下，还存在着由于B的浓度为相对较高的18～20原子％左右，因此非晶生成能较高，而Nd的浓度为较低的3～5原子％左右，因此矫顽力较低的问题。另外，若用喷雾法制作Fe3B/Nd2Fe14B系纳米复合磁体，虽然由于非晶生成能较高可形成含有较微细组织和非晶相的粉末颗粒，但如果此后进行结晶化热处理，本身就会伴随着结晶化而发热，导致结晶成长不均匀，因此不能发挥纳米复合磁体的高磁特性。
另外，在本说明书中“Fe3B”还包括与“Fe3B”较难区别的“Fe3.5B”。
在本发明中，由于适当选择了Ti和其他诸元素的含量范围，即使用喷雾法也能得到具有微晶质(含体积比在60％以上的Nd2Fe14B的组织)的纳米复合磁体粉末，因此不一定必须在此后进行结晶化热处理。但是，为使合金组织均匀、磁体性能更优异，优选为对晶质的喷雾粉末进行热处理。
本发明磁体粉末颗粒的组织含有两种以上强磁性晶相，硬磁性相的平均尺寸在10nm以上200nm以下，软磁性相的平均尺寸在1nm以上100nm以下。具体而言，具有硬磁性的R2Fe14B型化合物相均匀分散于合金中，在其晶界或亚晶界处则存在着软磁性的硼化物相和α-Fe。α-Fe相和硼化物相的平均结晶粒径比R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径小，通常为1nm以上50nm以下。在优选实施方式中，由于有作为硼化物相的强磁性铁基硼化物(Fe3B和/或Fe23B6)等析出，可以保持较高的磁化。
如本发明人等在特愿2001-144076中所示那样，上述硼化物相(铁基硼化物)被认为至少部分地以薄膜状存在于R2Fe14B型化合物晶相(主相)的晶界处。一旦实现这种组织构造，由于可以进一步增强强磁性硼化物相和主相的磁性结合(交换相互作用)，并稳固地保持强磁性硼化物相的磁化作用，所以可实现更大的矫顽力。
具有上述组织构造的本发明磁体粉末适用于粘结磁体。用于粘结磁体的粉末的平均粒径(用扫描电子显微镜观察所得的测定值)优选为1μm以上100μm以下的范围。
喷雾法用喷雾法将具有上述组成的合金熔体制成永久磁体粉末时，可以使用气体喷雾法、离心喷雾法、旋转电极法、真空法或冲击法。在使用离心喷雾法和旋转电极法时，优选为用高压进行喷气以提高冷却速度。
下面参照

图1(a)和(b)对使用气体喷雾法的实施方式进行说明。
图1(a)是适用于本实施方式的气体喷雾装置的结构示意图。图示装置具有用于储存通过高频加热或电阻加热而熔融的合金熔体1的熔化槽2，以及通过气体喷雾形成磁粉(喷雾粉)3的喷雾室4。在放置熔化槽2的熔化室的内部和喷雾室4的内部均充满惰性气体(氩或氦)。
在熔化槽2的底部设有熔体用喷嘴5(喷嘴直径0.5～3.0mm)，通过熔体用喷嘴5，合金熔体1被喷射到喷雾室2的内部。在熔体用喷嘴5的下方，设置有图1(b)所示的环状气体喷嘴6，由环状气体喷嘴6的若干个孔向环内强力喷射冷却气体。结果形成许多合金熔体小滴，它们的热量不断被周围的气体吸收而急冷。急冷凝固的金属小滴聚集在气体喷雾装置内的底部作为磁粉3。
当使用这种气体喷雾装置时，可通过控制合金熔体的粘度和喷雾气体的能量等来调节粉末的粒度分布。
当用气体喷雾法将非晶生成能低的合金熔体急冷凝固时，为了制作具有非晶质或微晶组织的粉末颗粒，有必要在能使粒径达到例如20μm以下的条件下进行喷雾。这是因为形成的粉末颗粒的粒径越小，相对于各颗粒体积的表面积的比例就越大，就能提高冷却效果。若使用现有技术，当粒径增大时，颗粒内部不能以充分的速度冷却，从而形成粗大结晶组织，所以会降低磁体性能。如果发生这种情况，特别是对纳米复合磁体粉末，其磁体特性将明显下降。
而在本发明中，即使粉末粒径较大，如20～100μm，由于粉末颗粒从外到内都能以均匀且充分的速度急冷，因此可制作磁特性优异的纳米复合磁体粉末。
热处理然后，优选为在氩气(Ar)等惰性气体中对上述由气体喷雾装置制成的磁粉进行热处理。热处理工序的升温速度优选为0.08℃/秒以上15℃/秒以下，将温度保持在500℃以上800℃以下的范围内30秒以上60分钟以下，然后冷却至室温。通过这种热处理，即使在气体喷雾法制作的粉末颗粒中残留有非晶相，也可得到几乎完全结晶的组织。
为防止合金氧化，热处理环境气体优选为Ar气和N2气等惰性气体。也可在1.3kPa以下的真空中进行热处理。
另外，若在原料合金中添加碳，就可提高磁体粉末的耐氧化性。在添加了充分的碳的情况下，对喷雾粉末的热处理也可在大气下进行。另外，本实施方式中的磁体粉末，在通过喷雾进行结晶的阶段已形成球状，之后不必进行机械粉碎处理，因此粉末的每单位重量的表面积与已知的经机械粉碎的粉末相比非常小。因此，它的优点是，在热处理和其它工序中，即使与大气接触也不容易被氧化。
用上述磁体粉末制作粘结磁体时，用环氧树脂和尼龙树脂等与磁体粉末混合，成型为预想形状。此时，本发明磁体粉末也可与其它种类的磁粉混合，如纳米复合磁体以外的急冷合金系磁体粉末、Sm-T-N系磁体粉末和/或硬铁氧体磁体粉末等。
合金组成的限定理由Q可以全部由B(硼)构成，也可以由B和C(碳)构成。如果Q的组成比x低于10原子％，由于非晶生成能过低，在气体喷雾法的冷却速度(102℃/秒～104℃/秒左右)下，就会很难形成微细的结晶组织。另外，如果Q的组成比x超过25原子％，在构成相中具有最高饱和磁化的α-Fe的存在比例将过分减少，最终导致剩余磁通密度Br降低。因此，Q的组成比x的范围优选为10＜x≤25原子％。更优选为10＜x≤20原子％以下，进一步优选为13≤x≤18原子％。
由于C可使急冷凝固合金中的金属组织的晶粒细化，因此在使用气体喷雾法这样的熔体冷却速度较慢的方法时起着重要的作用。另外，通过添加C，能够抑制TiB2的析出，并能够降低合金熔体的起始凝固温度，因此可以降低熔体喷出温度。一旦熔体喷出温度降低，就能够缩短熔化时间，因此可提高冷却速度。但是，如果C原子相对于Q的总量的比例超过0.5，就会显著生成α-Fe相，使构成相产生变化，从而导致磁特性下降。C原子相对于Q的总量的比例应在0.01以上0.5以下，更优选为0.05以上0.3以下，进一步优选为0.08以上0.20以下。
R是1种以上选自稀土类元素和钇的元素。R是为显示永磁体特性所必需的硬磁性相R2Fe14B所必须的元素，优选Pr或Nd作为必须元素，一部分必须元素也可以用Dy和/或Tb置换。如果R的组成比y不到整体的6原子％，则具有矫顽力所必需的R2Fe14B型结晶构造的化合物相不能充分析出，从而不能得到480kA/m以上的矫顽力HcJ。另外，若R的组成比y在10原子％以上，则使具有强磁性的铁基硼化物和α-Fe的含量降低。因此，稀土类元素R的组成比y的优选范围是6≤y＜10原子％。更优选的范围是7≤y≤9原子％，进一步优选的范围是7.5≤y≤8.5原子％。
Ti是本发明纳米复合磁体必不可少的元素。添加Ti可获得高的硬磁特性，改善去磁曲线的矩形性，因此可导致最大磁能积(BH)max的增大。
如果不添加Ti，易于发生α-Fe比R2Fe14B先析出、成长的情况，这样，在对喷雾合金进行结晶化热处理完成后，软磁性的α-Fe相变得很粗大。
反之，如果添加Ti，从动力学角度考虑，由于α-Fe相的析出和成长较慢，需要一定时间，因此在α-Fe相析出和成长完毕之前，R2Fe14B相就已经开始析出和成长了。这样，在α-Fe相变粗大之前，R2Fe14B相已成长为均匀分散的状态。
另外，Ti对B的亲和力较强，易于浓缩在铁基硼化物中。这样，通过Ti和B在铁基硼化物内的强有力的结合，能够使铁基硼化物稳定。
另外，通过添加Ti可使合金熔体的粘度下降至5×10-6m2/秒以下，得到适合喷雾法的熔体粘度。
如果Ti的组成比超过12原子％，就会明显地抑制α-Fe的生成，因此导致剩余磁通密度Br下降。另一方面，如果Ti的组成比在0.1原子％以下，矫顽力所必需的R2Fe14B相就不能充分析出，即使析出也不能得到均匀的微细组织，也就不能获得高的矫顽力。因此，优选范围是0.1≤z≤12原子％，更优选范围是1≤z≤7原子％。
元素M是可提高合金非晶生成能的元素。添加M可提高合金的非晶生成能，并能在合金熔体的冷却过程中抑制结晶相的成长。这样，通过此后的热处理，就能得到具有良好去磁曲线矩形性的磁体。另外，通过添加M还可提高本征矫顽力。
如果M的组成比超过10原子％，在α-Fe析出的较高的温度区域，各构成相的颗粒会显著成长，各构成相的交换结合减弱，这样将导致去磁曲线的矩形性大幅降低。因此，M元素的组成比n优选为0≤n≤10原子％，更优选为0.5≤n≤8原子％，进一步优选为1≤n≤6原子％。另外，除M以外，作为使金属组织微细化的元素，还可添加Al、Si、Mn、Cu、Ga、Ag、Pt、Au和/或Pb。
除上述元素之外其余为Fe。即使用Co、Ni的一种或两种过渡金属元素T置换一部分Fe仍然可得到所期望的硬磁特性。但是，T对Fe的置换量m若超过50％，则不能得到较高的剩余磁通密度Br，因此置换量m优选在50％以下(0≤m≤0.5)。更优选的置换量m在40％以下。另外，用Co置换一部分Fe可提高硬磁特性，而且，由于还能提高R2Fe14B相的居里温度，所以还能提高耐热性。
制造方法当使用喷雾法将具有上述组成的合金熔体制成永磁体粉末时，可以使用气体喷雾法、离心喷雾法、旋转电极法、真空法或冲击法。
当使用气体喷雾法时，例如，可以使用喷嘴直径在0.5～3.0mm以下的喷嘴在惰性气体中进行熔体喷雾。此时，使用高速惰性气体流对熔体喷雾。此时气体的压力，例如，设定在0.1MPa～7MPa的范围内。在气体喷雾法中，通过控制合金熔体的粘度和喷雾气体的能量等可调节粉末粒度的分布。
在使用气体喷雾法对非晶生成能低的合金熔体急冷、凝固的情况下制作具有非晶质或微晶组织的粉末颗粒时，有必要在能使粒径为20μm以下的条件下进行喷雾。这是由于形成粉末颗粒的粒径越小，相对于各颗粒体积的表面积的比例就越大，冷却效果就越好。如果按照现有技术，如果粒径越大，则越不能以充分的速度使颗粒内部冷却，结果形成粗大的结晶组织，最终导致磁特性下降。如果发生了这种现象，特别是在纳米复合磁体粉末的情况下，最终将导致磁体特性明显下降。
而在本发明的情况下，即使粉末粒径较大，如20～100μm，由于粉末颗粒从外到内都能以均匀且充分的速度冷却，因此可制作具有优异磁特性的纳米复合磁体粉末。
实施例具有表1所示组成的各试样(No.1～4)的制造方法是称量总量为1kg的纯度在99.5％以上的Nd、Pr、Fe、Co、B、C、Ti、Nb、Zr、Si和Cu材料，在下述条件下进行气体喷雾，制造平均粒径为50μm左右的粉末，然后，按粒度大小分级，得到粒径在63μm以下的粉末。
使用气体氩气(Ar)气体压力40kgf/cm2(＝3.92MPa)喷雾温度1400℃熔体供给速度2.0千克/分钟表1

在表1中，例如“R”所示栏的“Nd7.8+Pr0.6”表示添加7.8原子％的Nd和0.6原子％的Pr；“Q”所示栏的“B12+C1”表示添加12原子％的B(硼)和1原子％的C(碳)。
然后，将喷雾粉末在Ar气环境下，保持在表1所示热处理温度下5分钟，然后，冷却至室温。用VSM(振动型磁化率测定装置)测定热处理后的喷雾粉末的磁特性。粒径在25μm以下粉末的测定结果如表2所示。热处理后的喷雾粉末的去磁曲线如图1所示。
表2

这样，按照本实施例可制得具有矫顽力HcJ≥480kA/m、剩余磁通密度Br≥0.6T的硬磁特性的纳米复合磁体粉末。
本发明虽然使用比熔融纺丝法等急冷法冷却速度慢的喷雾法，但通过合金组成的最优化和添加Ti，能够使R2Fe14B相先于α-Fe相析出，从而制成具有可显示纳米复合磁体优异磁特性的微细组织的磁体粉末。另外，由于本发明可通过喷雾法直接形成合金磁体的球状颗粒，因此无需粉碎工序，这样就能大幅降低磁体的制造成本。
权利要求
1.一种铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是组成式为(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyTizMn(T是选自Co和Ni的1种以上的元素，Q是至少1种选自B和C的元素，R是至少1种选自稀土类金属元素和钇的元素，M是至少1种选自Nb、Zr、Mo、Ta和Hf的元素)，组成比x、y、z、m和n分别满足10＜x≤25 原子％6≤y＜10 原子％0.1≤z≤12 原子％0≤m≤0.50≤n≤10 原子％用喷雾法制作，并且含有两种以上的强磁性晶相，硬磁性相的平均尺寸在10nm以上200nm以下，软磁性相的平均尺寸在1nm以上100nm以下。
2.如权利要求1所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是R2Fe14B型化合物相、硼化物相和α-Fe相，混合在同一金属组织内。
3.如权利要求2所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是所述α-Fe相和硼化物相的平均粒径在1nm以上50nm以下，小于所述R2Fe14B型化合物相的平均粒径，且存在于所述R2Fe14B型化合物相的晶界或亚晶界处。
4.如权利要求3所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是所述硼化物相包括强磁性铁基硼化物。
5.如权利要求4所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是所述铁基硼化物含有Fe3B和/或Fe23B6。
6.如权利要求1至5任一项所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是平均粒径在1μm以上100μm以下的范围内。
7.如权利要求1至6任一项所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末，其特征是具有矫顽力HcJ≥480kA/m、剩余磁通密度Br≥0.6T的硬磁特性。
8.含有权利要求1至7所述的任意一种铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的粘结磁体。
9.一种铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的制造方法，其特征是包括用喷雾法将组成式为(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyTizMn(T是选自Co和Ni中的1种以上元素，Q是至少1种选自B和C的元素，R是至少1种选自稀土类金属元素和钇的元素，M是至少1种选自Nb、Zr、Mo、Ta和Hf的元素)、组成比x、y、z、m和n分别满足10＜x≤25原子％、6≤y＜10原子％、0.1≤z≤12原子％、0≤m≤0.5％、0≤n≤10原子％的合金熔体急冷，制作稀土类合金磁体粉末的工序；和将所述磁体粉末进行热处理，形成含有两种以上的强磁性结晶相，并且硬磁性相的平均尺寸在10nm以上200nm以下，软磁性相的平均尺寸在1nm以上100nm以下范围内的组织的工序。
10.如权利要求9所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的制造方法，其特征是在用所述喷雾法进行急冷的工序中，制成含有体积比在60％以上的R2Fe14B型化合物相的急冷合金。
11.如权利要求9或10所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的制造方法，其特征是所述软磁性相中含有强磁性铁基硼化物。
12.如权利要求11所述的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的制造方法，其特征是所述铁基硼化物中含有Fe3B和/或Fe23B6。
13.一种粘结磁体的制造方法，其特征是包括准备用权利要求9至12中的任意一种制造方法制造的铁基稀土类合金纳米复合磁体粉末的工序；和用所述磁体粉末制造粘结磁体的工序。
全文摘要
通过用喷雾法将组成式为:(Fe
文档编号H01L25/18GK1465076SQ02802628
公开日2003年12月31日 申请日期2002年7月19日 优先权日2001年7月31日
发明者三次敏夫, 金清裕和, 广泽哲 申请人:住友特殊金属株式会社