(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式が（Ｆｅ１−ｍＴｍ）１００−ｘ−ｙ−ｚＱｘＲｙＭｚ（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＹ（イットリウム）および希土類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
１０≦ｘ≦３０原子％、
２≦ｙ＜１０原子％、
０≦ｚ≦１０原子％、および
０≦ｍ≦０．５、
を満足する鉄基希土類原料合金の溶湯を用意する工程と、
前記合金溶湯を案内手段上に供給し、前記案内手段上で冷却ロールに向かう前記合金溶湯の流れを形成し、それによって、前記合金溶湯を前記冷却ロールとの接触領域に移動させる工程と、
前記合金溶湯を前記冷却ロールによって急冷し、急冷合金を作製する冷却工程と、を包含し、
前記案内手段に供給される前の時点における前記合金溶湯の酸素濃度を質量比率で３０００ｐｐｍ以下に調節することを特徴とする鉄基希土類磁石原料合金の製造方法。
【請求項２】
前記案内手段に供給される前の時点における前記合金溶湯の動粘度を５×１０−６（ｍ２／秒）以下とすることを特徴とする請求項１に記載の鉄基希土類磁石原料合金の製造方法。
【請求項３】
前記冷却工程は、
回転する冷却ロールの表面に向かう合金溶湯の少なくとも一部の流れを制御することができるシュートを前記案内手段として用い、前記合金溶湯を前記冷却ロールの軸線方向に沿って所定の幅で前記冷却ロールの表面に接触させる工程を包含し、
前記シュートは、前記冷却ロールの近傍に配置され、前記冷却ロールの軸線方向に沿って所定の幅の溶湯排出部を備えており、
前記冷却ロールと接触した合金溶湯から前記急冷凝固合金が形成される請求項１または２に記載の鉄基希土類磁石原料合金の製造方法。
【請求項４】
前記冷却工程において前記Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を析出させる請求項１から３のいずれかに記載の鉄基希土類磁石原料合金の製造方法。
【請求項５】
請求項１から４のいずれかに記載の鉄基希土類磁石原料合金の製造方法によって作製された前記急冷合金に対して結晶化熱処理を行ない、少なくともＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相、α−Ｆｅ相、および硼化物相を含む３種類以上の結晶相を含有する組織を形成し、前記Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の平均結晶粒径を２０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下、前記α−Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径を１ｎｍ以上５０ｎｍ以下とすることを特徴とする永久磁石の製造方法。
【請求項６】
前記結晶化熱処理は前記急冷合金を５５０℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上保持することを含む請求項５に記載の永久磁石の製造方法。
【請求項７】
前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項５または６に記載の永久磁石の製造方法。
【請求項８】
前記鉄基硼化物は、Ｆｅ３Ｂおよび／またはＦｅ２３Ｂ６を含んでいる請求項７に記載の永久磁石の製造方法。
【請求項９】
請求項１から４のいずれかに記載の鉄基希土類磁石原料合金の製造方法によって作製された前記急冷合金の粉末を用いて磁石を作製することを特徴とする永久磁石の製造方法。
【請求項１０】
請求項５から８のいずれかに記載の永久磁石の製造方法によって作製された永久磁石の粉末を用意する工程と、
前記永久磁石の粉末を用いてボンド磁石を作製する工程と
を包含するボンド磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種モータやアクチュエータに好適に使用される鉄基希土類磁石合金の製造方法に関している。
【０００２】
【従来の技術】
近年、家電用機器、ＯＡ機器、および電装品等において、より一層の高性能化と小型軽量化が要求されている。そのため、これらの機器に使用される永久磁石については、磁気回路全体としての性能対重量比を最大にすることが求められており、例えば残留磁束密度Ｂｒが０．５Ｔ（テスラ）以上の永久磁石を用いることが要求されている。しかし、従来の比較的安価なハードフェライト磁石によっては、残留磁束密度Ｂｒを０．５Ｔ以上にすることはできない。
【０００３】
現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒを有する永久磁石としては、粉末冶金法によって作製されるＳｍ−Ｃｏ系磁石が知られている。しかしながら、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、原料となるＳｍおよびＣｏのいずれもが高価であるため、磁石価格が高いという欠点を有している。
【０００４】
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石以外では、粉末冶金法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石や、液体急冷法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石が高い残留磁束密度Ｂｒを発揮することができる。前者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、例えば特開昭５９−４６００８号公報に開示されており、後者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は例えば特開昭６０−９８５２号公報に開示されている。Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の場合は、安価なＦｅを主成分として（全体の６０重量％〜７０重量％程度）含むため、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に比べて安価ではあるが、その製造工程に要する費用が高いという問題がある。製造工程費用が高い理由のひとつは、含有量が全体の１０原子％〜１５原子％程度を占めるＮｄの分離精製や還元反応に大規模な設備と多大な工程が必要になることである。また、焼結後に加工も必要となる。従って、粉末冶金法による場合は、どうしても製造工程数が多くなる。
【０００５】
これに対し、液体急冷法によって製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、溶解工程→液体冷却工程→熱処理工程といった比較的簡単な工程で得られるため、粉末冶金法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて工程費用が安いという利点がある。しかし、液体急冷法による場合、バルク状の永久磁石を得るには、急冷合金から作製した磁石粉末を樹脂と混ぜ、ボンド磁石を形成する必要があるので、成形されたボンド磁石に占める磁石粉末の充填率（体積比率）は高々８０％程度である。また、液体急冷法によって作製した急冷合金は、磁気的に等方性である。
【０００６】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合、希土類元素の濃度が比較的に低い組成、すなわち、Ｎｄ３．８Ｆｅ７７．２Ｂ１９（原子％）の近傍組成を持ち、Ｆｅ３Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案されている（Ｒ．  Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等、Ｊ．  ｄｅ  Ｐｈｙｓ，  Ｃ８，１９９８，  ６６９〜６７０頁）。この永久磁石材料は、液体急冷法によって作製したアモルファス合金に対して結晶化熱処理を施すことにより、軟磁性であるＦｅ３Ｂ相と硬磁性であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相が混在する微細結晶集合体から形成された準安定構造を有しており、「ナノコンポジット磁石」と称されている。
【０００７】
このようなナノコンポジット磁石の原料合金に種々の金属元素を添加し、磁気特性を向上させる試みがなされている（国際出願の国際公開公報ＷＯ００３／０３４０３、Ｗ．Ｃ．Ｃｈａｎ，  ｅｔ．ａｌ．  ”ＴＨＥ  ＥＦＦＥＣＴＳ  ＯＦ  ＲＥＦＲＡＣＴＯＲＹ  ＭＥＴＡＬＳ  ＯＮ  ＴＨＥ  ＭＡＧＮＥＴＩＣ  ＰＲＯＰＥＲＴＩＥＳ  ＯＦ  α−Ｆｅ／Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ−ＴＹＰＥ  ＮＡＮＯＣＯＭＰＯＳＩＴＥＳ”，  ＩＥＥＥ，  Ｔｒａｎｓ．  Ｍａｇｎ．  Ｎｏ．  ５，  ＩＮＴＥＲＭＡＧ．  ９９，  Ｋｙｏｎｇｉｕ，  Ｋｏｒｅａ  ｐｐ．３２６５−３２６７，  １９９９）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ナノコンポジット磁石を液体急冷法で作製する場合、原料合金の溶湯と冷却ロール表面との接触状態によって急冷凝固合金の組織が大きな影響を受け、最終的な磁石特性が変化してしまうという問題がある。特に、ナノコンポジット磁石をストリップキャスト法により製造しようとすると、求める微細構造を持つ急冷合金組織を安定的に再現性良く形成することが困難であることがわかった。特に、合金溶湯をシュートなどの案内手段を介して冷却ロールへ供給する場合、シュート上で溶湯表面に酸化膜が形成されやすく、溶湯の流れが酸化膜に阻害されるため、安定した冷却工程の実行が妨げられるという問題が生じた。
【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、冷却ロールによる溶湯の急冷過程を均一かつ再現性良く行ない、高性能なナノコンポジット磁石に必要な均質微細構造を持つ鉄基希土類磁石原料合金の製造方法を提供することにある。
【００１０】
本発明の他の目的は、上記鉄基希土類磁石原料合金を用いて作製する永久磁石の製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明による鉄基希土類磁石原料合金の製造方法は、組成式が（Ｆｅ１−ｍＴｍ）１００−ｘ−ｙ−ｚＱｘＲｙＭｚ（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＹ（イットリウム）および希土類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ＜１０原子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する鉄基希土類原料合金の溶湯を用意する工程と、前記合金溶湯を案内手段上に供給し、前記案内手段上で冷却ロールに向かう前記合金溶湯の流れを形成し、それによって、前記合金溶湯を前記冷却ロールとの接触領域に移動させる工程と、前記合金溶湯を前記冷却ロールによって急冷し、急冷合金を作製する冷却工程とを包含し、前記案内手段に供給される前の時点における前記合金溶湯の酸素濃度を質量比率で３０００ｐｐｍ以下に調節することを特徴とする。
【００１２】
好ましい実施形態においては、前記案内手段に供給される前の時点における前記合金溶湯の動粘度を５×１０−６（ｍ２／秒）以下にすることができる。
【００１３】
好ましい実施形態において、前記冷却工程は、回転する冷却ロールの表面に向かう合金溶湯の少なくとも一部の流れを制御することができるシュートを前記案内手段として用い、前記合金溶湯を前記冷却ロールの軸線方向に沿って所定の幅で前記冷却ロールの表面に接触させる工程を包含し、前記シュートは、前記冷却ロールの近傍に配置され、前記冷却ロールの軸線方向に沿って所定の幅の溶湯排出部を備えており、前記冷却ロールと接触した合金溶湯から前記急冷凝固合金が形成される。
【００１４】
前記冷却工程において前記Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を析出させることが好ましい。
【００１５】
本発明による永久磁石の製造方法は、上記いずれかの鉄基希土類磁石原料合金の製造方法によって作製された前記急冷合金に対して結晶化熱処理を行ない、少なくともＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相、α−Ｆｅ相、および硼化物相を含む３種類以上の結晶相を含有する組織を形成し、前記Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の平均結晶粒径を２０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下、前記α−Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径を１ｎｍ以上５０ｎｍ以下とすることを特徴とする。
【００１６】
好ましい実施形態においては、前記結晶化熱処理は前記急冷合金を５５０℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上保持する。
【００１７】
前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいることが好ましい。
【００１８】
好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、Ｆｅ３Ｂおよび／またはＦｅ２３Ｂ６を含んでいる。
【００１９】
本発明による永久磁石の製造方法は、上記いずれかの鉄基希土類磁石原料合金の製造方法によって作製された前記急冷合金の粉末を用いて磁石を作製することを特徴とする。
【００２０】
本発明によるボンド磁石の製造方法は、上記いずれかの永久磁石の製造方法によって作製された永久磁石の粉末を用意する工程と、前記永久磁石の粉末を用いてボンド磁石を作製する工程とを包含する。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明では、組成式が（Ｆｅ１−ｍＴｍ）１００−ｘ−ｙ−ｚＱｘＲｙＭｚで表現される鉄基希土類原料合金をストリップキャスト法により作製する。ここで、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＹ（イットリウム）および希土類金属からなる群から選択された１種以上の元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、およびＰｂからなる群から選択された１種以上の元素である。そして、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍは、それぞれ、１０≦ｘ≦３０原子％、２≦ｙ＜１０原子％、０≦ｚ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する。
【００２２】
本発明では、上記組成を有する合金の溶湯をシュートなどの案内手段を介して冷却ロールへ供給する。案内手段の傾斜角度やサイズを調節することにより、冷却ロールに供給される溶湯流れを高い精度で制御することが可能になる。好ましい実施形態では、案内手段を水平方向に対して５〜７０°程度下方に傾斜するように配置している。案内手段上に供給された合金溶湯は案内手段に沿って横方向に流れ、冷却ロールとの接触領域に移動し、回転する冷却ロールの表面上に湯溜まり（パドル）を形成する。回転する冷却ロールの表面に沿ってパドルから引き上げられた合金溶湯は、ロール表面上を薄く延び、所定の時間、冷却ロールと密着しつつ、ロールの回転にしたがって移動する。この間、溶湯は冷却ロールによって熱を奪われ、凝固し、やがて、冷却ロールの表面から離れてゆく。冷却速度は、溶湯の供給量や冷却ロールの回転速度を調節することによって所望の範囲に制御することができる。パドルを形成する合金溶湯の粘度が変動すると、合金の冷却プロセスも微妙に変動することになるが、本発明で製造するナノコンポジット磁石では冷却プロセスの僅かな変動が急冷凝固合金の微細組織構造を変化させ、最終的な磁石特性に大きな影響を与えてしまう。
【００２３】
本発明者は、最終的な磁石中の酸素濃度や溶融される前の原料中の酸素濃度を管理するだけではなく、案内手段に供給する前の状態における合金溶湯中の酸素濃度を適切なレベルに維持管理することが、上記の組成を持つ合金溶湯の粘度を制御するために不可欠であることを見出して、本発明を想到するに至った。
【００２４】
具体的には、案内手段に供給される前の時点における合金溶湯の酸素濃度を質量比率で３０００ｐｐｍ以下に調節することにより、合金溶湯の動粘度を５×１０−６（ｍ２／秒）以下に制御する。こうすることにより、案内手段上を冷却ロールへ向かう溶湯の流れを最適なものとするとともに、冷却ロール表面と溶湯との間の密着性も適切な範囲に調節することができることがわかった。本発明では、このようにして合金の湯流れを安定化しているため、急冷合金組織の均一性を向上させ、特性の優れた磁石を再現性良く製造することができるようになる。
【００２５】
なお、本発明で用いる原料合金は、酸素に対して活性な希土類元素を必須成分として含有しているため、溶湯状態において雰囲気ガスや酸化物系耐火物から酸素を取り込み、希土類酸化物を形成しやすい。そのため、溶湯中に含まれる酸素の量は経時的に増加する傾向にある。そのため、雰囲気ガス中の酸素分圧や、合金が溶融されてから急冷凝固されるまでの時間などを適切に管理し、制御する必要がある。故に、溶融前の合金中の酸素濃度を管理するだけでは、急冷凝固合金の組織を均一化することはできない。
【００２６】
本発明者の実験によれば、合金溶湯中の酸素濃度が質量比率で３０００ｐｐｍを超えると、液相中に希土類酸化物からなる固相が混在する状態となり、急激に溶湯粘度が上昇する。このことは、複数の準安定相を析出しやすいナノコンポジット磁石原料合金の場合に顕著に生じるものであり、今までは知られていなかったことである。本発明では、合金溶湯に含有される酸素濃度を質量比率で３０００ｐｐｍ以下に調節することにより、合金溶湯の動粘度を５×１０−６ｍ２／秒以下に制御し、安定した出湯を実現することに成功した。そして、その結果、溶湯を冷却ロール上で充分に冷却することができるようになったため、ロールでの巻きつきを防止するとともに、急冷凝固合金組織の均一微細化が可能になる。
【００２７】
一方、溶湯の酸素濃度が質量比率で３０００ｐｐｍを超えると、合金溶湯の動粘度が５×１０−６ｍ２／秒を超えるため、溶湯の流動性が大きく低下し、溶湯が案内手段上を安定して流れなくなる。その結果、冷却ロールへの溶湯供給量が変動するため、均一な急冷合金組織を得られなくなる。また、溶湯粘度が高いと、冷却ロールに達した溶湯がロール表面で広がりにくくなるため、急冷合金の厚みが増し、溶湯急冷速度が低下する。実験によると、酸素濃度は２０００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１０００ｐｐｍ以下であることが更に好ましい。なお、溶湯の酸素濃度はできる限り低いことが好ましいが、５０ｐｐｍを下回るようにするには原料や冷却室内の雰囲気ガスに含まれる酸素の濃度を更に低く設定する必要があり、生産性が低下してしまう。このため、実用上、溶湯の酸素濃度は１００ｐｐｍ以上の値に設定することが好ましい。
【００２８】
なお、従来から、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類合金焼結磁石の分野では、粉末中の酸素濃度を一定レベル以下に制御し、焼結磁石の最終的な特性を向上させる技術が知られていた。これは、粉末中の酸素濃度が高くなりすぎると、Ｎｄが酸化物形成のために消費されてしまう結果、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの主相量が減少してしまうという問題を解決するために行なわれていたものである。これに対し、本発明の製造方法が対象とするナノコンポジット磁石では、希土類含有量が焼結磁石に比べて少なくてもよく、希土類元素が酸化によって多少消費されたとしても、最終的な磁石特性に大きな影響を与えるものではないと考えられていた。また、溶湯中の酸素が粘度に大きな影響を与えることも知られていなかった。以上のことから、従来は、溶湯状態における酸素濃度を管理して溶湯粘度を制御するという技術的思想は全く無かった。
【００２９】
以下、酸素濃度以外の製造条件について、適切な範囲を説明する。
【００３０】
まず、冷却ロールによる合金の巻きつきをより確実に防止するためには、冷却時の雰囲気ガス圧を適切な範囲に調節することが好ましい。雰囲気ガスの好ましい範囲は、１０ｋＰａ〜常圧の範囲である。雰囲気ガスの圧力が１０ｋＰａ以下になると、合金薄帯とロール表面との密着性が強くなり過ぎ、雰囲気ガスの圧力が常圧（大気圧：１０１．３ｋＰａ）を超えて高くなり過ぎると、合金溶湯と冷却ロールとの間にまき込まれる雰囲気ガスの影響が大きくなるため、合金溶湯の表面に小さなエアーポケットが多数形成され、冷却ロールによる充分な冷却が達成されなくなる。その結果、粗大なα−Ｆｅが析出し、良好な硬磁気特性が得られなくなる。
【００３１】
本発明者の実験によれば、急冷時に雰囲気ガスの圧力は、１０ｋＰａ以上でしかも常圧（１０１．３ｋＰａ）以下に制御することが好ましく、２０ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下の範囲にすることが更に好ましい。より好ましい範囲は３０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下である。
【００３２】
ロール表面周速度の好ましい範囲は５ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下である。ロール表面周速度が５ｍ／秒より遅くなると、急冷合金中に含まれるＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の結晶粒が粗大化し、その平均結晶粒径が１５０ｎｍを超えてしまうことになる。その結果、熱処理によってＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相は更に大きくなり、磁気特性が劣化する。一方、ロール表面周速度が２０ｍ／秒より速くなると、急冷合金がほぼ完全な非晶質となり、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相がほとんど析出しない状態になる。急冷合金中における非晶質部分の割合が大きくなると、熱処理時の結晶化に伴う発熱量が大きくなるため、熱処理条件を所望の範囲に制御することが困難になり、磁気特性が劣化してしまう。
【００３３】
本発明では、Ｔｉなどの元素Ｍを適量添加することにより、急冷合金中に粗大なα−Ｆｅをほとんど析出させず、微細なＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を有する組織、あるいは、微細なＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を有する組織とアモルファス相が混在した組織を作製することができる。これにより、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の粗大化を抑制し、熱処理後であっても、その平均粒径を２０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下とし、かつ、α−Ｆｅ相などの軟磁性相が微細に分散した高性能の複合型永久磁石を得ることができる。なお、Ｔｉが０．５原子％以上５原子％以下の範囲で添加されるとき、Ｒの量は６原子％以上９原子％以下の範囲に調整されることが好ましい。
【００３４】
次に、図面を参照しながら、本発明の好ましい実施形態を説明する。
【００３５】
本実施形態では、図１に示すストリップキャスティング装置を用いて急冷凝固合金を製造する。酸化しやすい希土類元素ＲやＦｅを含む原料合金の酸化を防ぐため、不活性ガス雰囲気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等の希ガスや窒素を用いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
【００３６】
［ストリップキャスト法］
図１のストリップキャスティング装置は、内部を不活性ガス雰囲気で減圧状態にすることができるチャンバ内に配置される。このストリップキャスティング装置は、合金原料を溶解するための溶解炉１と、溶解炉１から供給される合金溶湯３を急冷・凝固させるための冷却ロール７と、溶解炉１から冷却ロール７に溶湯３を導くシュート（タンディッシュ）５と、凝固して冷却ロール７から薄帯状の合金８を剥離しやすくするスクレパーガス噴出器９とを備えている。
【００３７】
溶解炉１は、合金原料を溶融することによって作製した溶湯３をシュート５に対して略一定の供給量で供給することができる。この供給量は、溶解炉１を傾ける動作を制御することなどによって、任意に調節することができる。本実施形態では、酸素濃度が質量比率で１０００ｐｐｍ以下の原料を溶融し、溶融状態における合金の酸素濃度を質量比率で３０００ｐｐｍ以下に制御している。前述のように、溶湯の酸素濃度は雰囲気中の酸素分圧や溶融から急冷凝固までの時間などによって変化するため、本実施形態では、これらの諸条件を調節することにより、酸素濃度が３０００ｐｐｍを超えないようにしている。
【００３８】
冷却ロール７は、その外周面が銅などの熱伝導性の良好な材料から形成されており、直径（２ｒ）が３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が１５ｃｍ〜１００ｃｍの寸法を有する。冷却ロール７は、不図示の駆動装置によって所定の回転速度で回転することができる。この回転速度を制御することによって、冷却ロール７の溶湯冷却面の周速度を任意に調節することができる。このストリップキャスティング装置による冷却速度は、冷却ロール７の回転速度などを選択することにより、約１０２℃／秒〜約２×１０５℃／秒の範囲で制御可能である。
【００３９】
シュート５の溶湯案内面は、水平方向（Ｘ軸）に対して角度αで傾斜し、シュート５の先端部と冷却ロールの表面との距離は数ｍｍ以下に保たれる。そして、シュート５は、その先端部と冷却ロール７の中心とを結ぶ線が水平方向に対して角度β（０°≦β≦９０°）を形成するように配置される。シュート傾斜角度αは、溶湯の供給量（レート）を微妙に制御するために重要なパラメータであり、１°≦α≦８０°であることが好ましく、１０°≦α≦４５°が更に好ましい。一方、角度βは、ロールと溶湯の密着性に影響を与えるパラメータであり、０°≦β≦９０°であることが好ましく、５°≦β≦８０°であることが更に好ましい。
【００４０】
シュート５上に供給された溶湯３は、シュートの先端部から冷却ロール７の表面に対して圧力を加えられずに供給され、冷却ロール７の表面に溶湯のパドル６が形成される。本実施形態では、溶湯粘度（動粘度）が５×１０−６ｍ２／秒以下に維持されているため、スムーズな湯流れが実現する。また、溶湯がシュート５上をスムーズに流れることによって冷却ロールの表面は溶湯から圧力を受け、溶湯と冷却ロールとの間の密着性が向上する。
【００４１】
シュート５は、アルミナ焼結体等のセラミックスで構成され、溶解炉１から所定の流量で連続的に供給される溶湯３を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、溶湯３の流れを整流することができる。シュート５に供給された溶湯３における溶湯表面部の流れを選択的に堰き止めることができる堰き止め板を設ければ、整流効果をさらに向上させることができる。
【００４２】
シュート５を用いることによって、冷却ロール７の胴長方向（軸線方向：紙面に垂直）において、一定幅にわたって略均一な厚さに広げた状態で、溶湯３を供給することができる。なお、シュート５は上記機能に加え、冷却ロール７に達する直前の溶湯３の温度を調整する機能をも有する。シュート５上における溶湯３の温度は、液相線温度よりも１００℃以上高い温度であることが望ましい。溶湯３の温度が低すぎると、急冷後の合金特性に悪影響を及ぼすＴｉＢ２などの初晶が局所的に核発生し、これが凝固後に残存してしまうことがあるからである。また、溶湯３の温度が低すぎると、溶湯粘度が高くなり、スプラッシュが発生しやすくなる。
【００４３】
シュート５上での溶湯滞留温度は、溶解炉１からシュート５に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート５自体の熱容量などを調節することによって制御可能であるが、必要に応じてシュート加熱設備（不図示）を設けても良い。
【００４４】
本実施形態におけるシュート５は、冷却ロール７の外周面に対向するように配置された端部において、冷却ロールの軸線方向に沿って所定の間隔だけ離して設けられた複数の排出部を有している。この排出部の幅（出湯幅）は、好適には０．５ｃｍ〜１０．０ｃｍに設定され、より好適には０．７ｃｍ〜４．０ｃｍに設定される。本実施形態では、出湯幅は１ｃｍに設定されている。なお、溶湯の流れの幅は、上記排出部の位置から離れるにつれ、横方向に広がる傾向がある。シュート５に複数の排出部を設け、複数の溶湯流れを形成する場合は、隣接する溶湯流れが相互に接触しないようにすることが好ましい。
【００４５】
シュート５上に供給された溶湯３は、冷却ロール７の軸線方向に沿って、各排出部の幅と略同一幅を有して冷却ロール７と接触する。その後、冷却ロール７に出湯幅で接触した溶湯３は、冷却ロール７の回転に伴って（冷却ロール７に引き上げられるようにして）ロール周面上を移動し、この移動過程において冷却される。なお、溶湯漏れを防止するために、シュート５の先端部と冷却ロール７との間の距離は、３ｍｍ以下（特に０．４〜０．７ｍｍの範囲）に設定されることが好ましい。
【００４６】
隣接する排出部間の間隙は、好適には１ｃｍ〜１０ｃｍに設定される。このようにして冷却ロール７の外周面における溶湯接触部（溶湯冷却部）を複数の箇所に分離すれば、各排出部から排出された溶湯を効果的に冷却することができる。結果として、シュート５への溶湯供給量を増加させた場合にも所望の冷却速度を実現することができる。
【００４７】
なお、シュート５の形態は、上記形態に限られず、単一の排出部を有するものであってもよいし、出湯幅がより大きく設定されていてもよい。シュート５に関する他の改良も可能である。
【００４８】
冷却ロール７の外周面上で凝固された合金溶湯３は、薄帯状の凝固合金８となって冷却ロール７から剥離する。好ましい実施形態では、対応する排出部から出た各溶湯流れが所定幅のストリップとなる。剥離した凝固合金８は、不図示の回収装置において破砕され、回収される。
【００４９】
このようにストリップキャスト法は、ジェットキャスト法のようにノズルを用いておらず、ノズル径による噴射スピードの制約やノズル部での凝固による溶湯詰まりなどの問題がないので、大量生産に適している。また、ノズル部の加熱設備や溶湯ヘッド圧を制御する為の圧力制御機構も必要でないため、初期設備投資やランニングコストを小さく抑えることができる。
【００５０】
また、ジェットキャスト法ではノズル部分の再利用が不可能な為、加工コストの高いノズルを使い捨てにしなければならなかったが、ストリップキャスト法ではシュートを繰り返し使用することが可能であるのでランニングコストが安価である。
【００５１】
更に、上述のような案内手段を持つストリップキャスト法によれば、比較的低速でロールを回転させ、なおかつジェットキャスト法よりも合金出湯量を多くできるため、薄帯を厚くすることができ、その回収も容易となる。
【００５２】
好ましい溶湯供給速度（処理量）の上限値は、溶湯と冷却ロールとの間の単位接触幅あたりの供給速度で規定することができる。ストリップキャスト法の場合、溶湯は冷却ロールの軸線方向に沿って所定の接触幅を有するように冷却ロールと接触し、溶湯の冷却条件は上記単位接触幅あたりの溶湯供給速度に大きく依存するからである。
【００５３】
溶湯供給速度が速すぎると、冷却ロールによる溶湯の冷却速度が低下し、その結果、非晶質化が促進せずに結晶化組織を多く含む急冷合金が作製されてしまいナノコンポジット磁石に適した原料合金を得ることができなくなってしまう。このため、本実施形態では、単位接触幅（ｃｍ）あたりの供給速度（ｋｇ／分）を３ｋｇ／分／ｃｍ以下に設定している。
【００５４】
また、例えば接触幅約２ｃｍ×３本の接触形態で溶湯を冷却ロールに接触させる場合、供給速度を約０．５ｋｇ／分／ｃｍ以上に設定することによって、約３ｋｇ／分以上の処理量を実現することができる。
【００５５】
このように、上記特定範囲の周速度で回転する冷却ロールに対して上記特定範囲の供給速度で溶湯を供給することによって、ストリップキャスト法を用いた場合にも所望の急冷合金を生産性高く作製することができる。ストリップキャスト法では、ジェットキャスト法のように製造コストを著しく増加させるノズルを使用しないので、ノズルにかかるコストが不必要となり、また、ノズルの閉塞事故によって生産が停止することもない。
【００５６】
冷却ロールの周速度の好ましい範囲は５ｍ／秒以上２０ｍ／秒未満である。その理由は、ロール周速度が５ｍ／秒未満であると、冷却能力の不足により所望の急冷合金が得られず、また、２０ｍ／秒以上にすると、ロールによって溶湯を引き上げることが難しくなり、冷却合金が薄片状で飛散するため、回収にも困難を来すからである。最適な周速度は、冷却ロールの構造、材質、溶湯供給速度などによって異なり得るが、周速度が速いと、得られる薄帯状合金は極端に薄くなって嵩張るため、取り扱いにくくなる。また、周速度が速すぎると、薄帯状合金を粉砕して作製した磁粉の形状が薄く扁平になるため、磁粉を成形する際、磁粉の流動性やキャビティ充填率が低下する。その結果、磁石の磁粉密度が低下し、磁石特性が劣化してしまう。更に、そのような磁粉を圧縮成形する場合、圧縮工程後の成形体抜き出し時に成形体のスプリングバック（リコイル）が発生しやすく、成形体の形状精度が劣化してしまう。一方、周速度が遅いと、十分な冷却速度を得ることが困難になり、これに対し冷却速度を高めるために溶湯供給速度を低くしたのでは、生産性が悪くなってストリップキャスト法を用いるメリットが減少する。これらのことから、冷却ロールの周速度は、好ましくは５ｍ／秒〜２０ｍ／秒に設定される。更に好ましくは６ｍ／秒〜１５ｍ／秒に設定される。冷却ロールの周速度の更に好ましい範囲は、１０ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下である。
【００５７】
単位接触幅あたりの供給速度が３ｋｇ／分／ｃｍを超えると、所定の冷却速度が得られず、所望の急冷合金を作製することが困難になる。単位接触幅あたりの供給速度の適切な範囲は、ロール周速度、ロール構造などに応じて異なり得るが、２ｋｇ／分／ｃｍ以下であることが好ましく、１．５ｋｇ／分／ｃｍ以下であることがさらに好ましい。
【００５８】
なお、シュート（タンディッシュ）の形状や、溶湯排出部の幅と本数、溶湯供給速度などを適切に選択することによって、得られる薄帯状急冷合金の厚さ及び幅が適正範囲内になるようにすることも重要である。薄帯状急冷合金の幅は、１５ｍｍ〜８０ｍｍの範囲であることが好ましい。また、薄帯状合金の厚さは、薄すぎると嵩密度が低くなるので回収困難となり、厚すぎると溶湯のロール接触面と自由面（溶湯表面）とで冷却速度が異なり、自由面の冷却速度が十分に得られないため好ましくない。このため、薄帯状合金の厚さが５０μｍ以上２５０μｍ以下となるようにすることが好ましく、６０μｍ以上２００μｍ以下となるようにすることがより好ましい。急冷合金の厚さの更に好ましい範囲は、７０μｍ以上９０μｍ以下である。また、ボンド磁石中の磁粉充填密度を考慮すると、急冷合金の厚さは８０μｍを超えることが好ましい。
【００５９】
［熱処理］
本実施形態では、熱処理をアルゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を５℃／秒〜２０℃／秒として、５５０℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上２０分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理によって、残存アモルファス相中に準安定相の微細結晶が析出・成長し、ナノコンポジット組織構造が形成される。本実施形態によれば、Ｒの量が６〜９原子％、Ｔｉの量が０．５〜５原子％となる組成を有する場合、熱処理の開始前の時点（ａｓ−ｃａｓｔ）で既に微細なＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶相（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶相）が全体の６０体積％以上存在しているため、α−Ｆｅ相や他の結晶相の粗大化が抑制され、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶相以外の各構成相（軟磁性相）が均一に微細化される。熱処理後におけるＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶相（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶相）が合金中に占める体積比率は６５〜８５％である。
【００６０】
なお、熱処理温度が５５０℃を下回ると、熱処理後もアモルファス相が多く残存し、急冷条件によっては、保磁力が充分なレベルに達しない場合がある。また、熱処理温度が８５０℃を超えると、各構成相の粒成長が著しく、残留磁束密度Ｂｒが低下し、減磁曲線の角形性が劣化する。このため、熱処理温度は５５０℃以上８５０℃以下が好ましいが、より好ましい熱処理温度の範囲は５７０℃以上８２０℃以下である。
【００６１】
本実施形態では、溶湯粘度が常に適切なレベルにあるため、安定した冷却が行なわれる結果、アモルファス、もしくは、アモルファス中にＦｅ−Ｂ相もしくはＮｂ２Ｆｅ１４Ｂ相が混在する組織、更には、急冷合金中に充分な量のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相が均一かつ微細に析出している金属組織が得られる。このため、急冷合金に対して敢えて結晶化熱処理を行なわない場合でも、急冷凝固合金自体が硬磁気特性を発揮し得る場合がある。そのため、結晶化熱処理は本発明に必須の工程ではないが、これを行なうことが磁石特性向上のためには好ましい。なお、従来に比較して低い温度の熱処理でも充分に磁石特性を向上させることが可能である。
【００６２】
熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ２ガスなどの不活性ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。
【００６３】
熱処理前の急冷合金中には、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ化合物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ３Ｂ相、Ｆｅ２３Ｂ６、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相、およびＲ２Ｆｅ２３Ｂ３相等の準安定相が含まれていても良い。その場合、熱処理によってＲ２Ｆｅ２３Ｂ３相は消失し、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い飽和磁化を示す鉄基硼化物（例えばＦｅ２３Ｂ６）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。なお、本明細書における「Ｆｅ３Ｂ相」は、「Ｆｅ３．５Ｂ相」を含むものとする。
【００６４】
本実施形態の場合、最終的にα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、磁石が微細結晶組織を有し、かつ、軟磁性相の平均結晶粒径が硬磁性相の平均結晶粒径よりも小さいため、軟磁性相と硬磁性相とが交換相互作用によって磁気的に結合し、優れた磁気特性が発揮される。
【００６５】
熱処理後におけるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、単軸結晶粒径である３００ｎｍ以下となる必要があり、２０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが更に好ましい。これに対し、硼化物相やα−Ｆｅ相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、各構成相間に働く交換相互作用が弱まり、減磁曲線の角形性が劣化するため、（ＢＨ）ｍａｘが低下してしまう。通常、これらの相は１ｎｍよりも小さな直径をもつ析出物とはならず、数ｎｍの大きさの析出物となる。以上のことから、硼化物相やα−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましい。磁気特性上、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の平均結晶粒径が２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下、軟磁性相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることが更に好ましい。また、交換スプリング磁石として優れて性能を発揮するには、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、軟磁性相の平均結晶粒径よりも大きいことが好ましい。
【００６６】
なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切断または粉砕しておいてもよい。
【００６７】
熱処理後、得られた磁石を微粉砕し、磁石粉末（磁粉）を作製すれば、その磁粉から公知の工程によって種々のボンド磁石を製造することができる。ボンド磁石を作製する場合、鉄基希土類合金磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所望の形状に成形される。このとき、ナノコンポジット磁粉に他の種類の磁粉、例えばＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁粉やハードフェライト磁粉を混合してもよい。
【００６８】
上述のボンド磁石を用いてモータなどの各種回転機やアクチュエータを製造することができる。
【００６９】
本発明の磁石磁末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合は、平均粒度が２００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上１５０μｍ以下である。また、圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上２５０μｍ以下である。さらに好ましい範囲は５０μｍ以上２００μｍ以下である。
【００７０】
［組成の限定理由］
Ｑは、その全量がＢ（ホウ素）から構成されるか、または、ＢおよびＣ（炭素）の組み合わせもしくはＣ単独から構成される。Ｑの組成比率ｘが１０原子％を下回ると、急冷時の冷却速度が１０２℃／秒〜１０５℃／秒程度と比較的低い場合、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶相とアモルファス相とが混在する急冷合金を作製することが困難になる。また、液体急冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップキャスト法を採用できなくなり、永久磁石の価格が上昇してしまうことになる。一方、Ｑの組成比率ｘが３０原子％を超えると、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相がほとんど析出せず、硬磁気特性が得られない。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０原子％以上、３０原子％以下となるように設定することが好ましい。Ｑの組成比率ｘの更に好ましい範囲は、１１原子％以上１５原子％以下である。ただし、ＱにおけるＣの比率が５０％を超えると、高い磁化を有するＦｅ−Ｂ相が生成されず、磁気特性の低下を引き起こすため、ＱにおけるＣの比率は５０％以下（残部はＢ）が良い。ＱにおけるＣの比率は３０％以下であることが好ましく、２０％以下であることが更に好ましい。溶湯粘度を下げるためには、Ｃの組成比率を０．５原子％以上にすることが好ましい。
【００７１】
Ｒは、希土類元素（イットリウムを含む）の群から選択された１種以上の元素である。ＬａまたはＣｅが存在すると、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相のＲ（典型的にはＮｄ）がＬａやＣｅで置換され、保磁力および角形性が劣化するため、ＬａおよびＣｅを実質的に含まないことが好ましい。ただし、微量のＬａやＣｅ（０．５原子％以下）が不可避的に混入する不純物として存在する場合、磁気特性上、問題はない。従って、０．５原子％以下のＬａやＣｅを含有する場合は、ＬａやＣｅを実質的に含まないといえる。
【００７２】
Ｒは、より具体的には、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含むことが好ましく、その必須元素の一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換してもよい。Ｒの組成比率ｙが全体の２原子％を下回ると、保磁力の発現に必要なＲ２Ｆｅ１４Ｂ型結晶構造を有する化合物相が充分に析出せず、高い保磁力ＨｃＪを得ることができなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが１０原子％以上になると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅの存在量が低下し、これらが残留磁束密度Ｂｒの向上に寄与しなくなる。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは２原子％以上１０原子％未満の範囲に調節することが好ましく、３原子％以上９．５原子％以下であることがより好ましく、４原子％以上９．２原子％以下であることが更に好ましい。６原子％以上９．２原子％以下の場合は、溶湯を冷却ロールに密着させて急冷する必要がでてくるので、酸素濃度は２０００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
【００７３】
Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上の元素である。元素Ｍを添加することにより、磁気特性が向上するだけでなく、最適熱処理温度域を拡大する効果が得られる。元素Ｍの添加量ｚが１０原子％を超えると、磁化の低下を招くため、ｚは０ａｔ％〜１０ａｔ％の範囲にあることが好ましい。ｚの更に好ましい範囲は、０．１ａｔ％〜５ａｔ％である。
【００７４】
Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占めるが、Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの一種または二種の遷移金属元素で置換しても所望の硬磁気特性を得ることができる。Ｆｅに対するＴの置換量が５０％を超えると、０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒが得られない。このため、置換量は０％以上５０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、減磁曲線の角形性が向上するとともに、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性が向上する。ＣｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は０．５％以上４０％以下である。
【００７５】
【実施例】
（実施例１）
下記の表１に示す組成を有し、総量が８０キログラム（ｋｇ）となるように純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｄ、Ｔｉ、およびＣｒを秤量し、アルミナ製坩堝に投入した。その後、これらの合金原料を高周波加熱によって圧力７０ｋＰａのアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で溶解し、合金溶湯を作製した。溶湯温度が１３５０℃に到達した後、坩堝を傾転し、アルミナ製のシュートを介して、回転する銅製の冷却ロールの表面へ溶湯を供給し急冷合金を作製した。このとき、冷却ロールのロール表面速度は１５ｍ／ｓとし、溶湯の供給速度は５ｋｇ／ｍｉｎとした。また、このとき、シュート角αは２０°、βは４０°とした。
【００７６】
【表１】
0003583105.tif 000002
【００７７】
表１において、例えば「Ｆｅ７０．２＋Ｃｏ３」とは、鉄系遷移金属元素として、７０．２原子％のＦｅと３原子％のＣｏが含まれていることを意味している。
【００７８】
ここで、試料Ｎｏ．１〜８は本発明の実施例であり、試料Ｎｏ．９〜１２は比較例である。実施例と比較例との間の主な相違点は、溶湯中の酸素濃度にあり、表１の最右欄に、坩堝内における合金溶湯の酸素濃度が記載されている。
【００７９】
酸素濃度は、次のようにして測定することができる。すなわち、溶解坩堝内の溶湯中にＭｏ製の管を挿入した後、管内を排気し、溶解槽内よりもＭｏ製管内を負圧にする。こうして、溶湯を管内に吸い上げた後、管内の溶湯を冷却し、円柱状のインゴットを得る。このインゴットの表面を研削し、表面の自然酸化膜を除去した後、インゴットを粉砕して、粒径３００μｍ以下の粉末を作製する。この粉末を対象として、酸素ガス分析装置を用いて酸素濃度を分析する。なお、本実施例の酸素濃度は、酸素ガス分析装置として、日立堀場製の型式ＥＭＧＡ−５５０Ｗを用いて測定したものである。
【００８０】
合金溶湯中の酸素濃度は、溶解槽内の雰囲気圧や酸素分圧を制御することにより、表１に示す値に調整した。具体的には、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４の場合、溶解槽内を５×１０−２Ｐａまで排気した後、不活性ガスを供給して、溶解槽内を７０ｋＰａ、槽内の酸素分圧を１Ｐａ以下とした。また、試料Ｎｏ．５〜Ｎｏ．８の場合は、溶解槽内を７０ｋＰａ、槽内の酸素分圧を１０〜５０Ｐａとするように調整した。比較例である試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１２の場合は、溶解槽内を７０ｋＰａ、槽内酸素分圧を１ｋＰａ〜１．５ｋＰａに調節した。
【００８１】
表２は、回転振動法にて計測した１３５０℃での溶湯粘度を各組成合金の溶湯密度で割った動粘度と、最適熱処理条件にて急冷合金に熱処理を施し磁石化した際の硬磁気特性とを示している。
【００８２】
【表２】
0003583105.tif 000003
【００８３】
表２から明らかなように、試料Ｎｏ．１〜８（実施例）では、いずれも動粘度が５×１０−６ｍ２／秒であるのに対して、試料Ｎｏ．９〜１２（比較例）の動粘度は５×１０−６ｍ２／秒を超える大きな値を示している。そして、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘおよび残留磁束密度のいずれについても、実施例が比較例を上回る優れた値を示していることがわかる。これは、比較例の磁石特性が劣化した理由は、溶湯の酸素濃度が３０００ｐｐｍを超え、動粘度が高くなりすぎていたため、スムーズな湯流れが実現されず、また冷却ロールとの密着性も悪化し、その結果、冷却プロセスが不均一に進行したためと考えられる。
【００８４】
（実施例２）
表１に示す資料Ｎｏ．３の合金組成にて、実施例１の条件と同一条件で急冷合金（ＳＣ合金）を作製した。ただし、その際、表３に示すシュート角度αおよび溶湯酸素濃度に制御した状態でストリップキャスト工程を行なった。そして、どのような条件において、冷却ロール表面上でパドルを生成し、ストリップキャスト法による急冷合金を安定して製造できるかを検討した。
【００８５】
【表３】
0003583105.tif 000004
【００８６】
表３における「ＳＣ生成状態」の欄に記載した符号「○」は、安定して急冷合金を作製できた場合を示している。これに対して、符号「×」は、ロール表面上にパドルが生成されず、急冷合金を作製できなかった場合を意味し、符号「△」は、ロール表面上にパドルは生成されたが、急冷合金の組織が不均一となり、実用的な磁石特性が得られなかった場合を示している。この実施例から、溶湯の酸素濃度が２０００ｐｐｍ以下の場合、角度αは１０°以上５０°以下の範囲の調節することが好ましく、２０°以上３０°以下の範囲に調節することが更に好ましいことがわかる。
【００８７】
【発明の効果】
本発明によれば、合金溶湯中の酸素濃度を適切なレベルに維持管理することにより、合金溶湯の粘度を低く抑えているため、ストリップキャスト装置における溶湯流れをスムーズなものとするとともに、冷却ロール表面と溶湯との間の密着性を適切な範囲に調節することができる。その結果、本発明によれば、冷却ロールによる溶湯の急冷冷却過程を均一かつ再現性良く行なうことができるので、高性能なナノコンポジット磁石に必要な均質微細構造を持つ急冷凝固合金を量産化することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による鉄基希土類磁石原料合金のための急冷合金を製造する装置（ストリップキャスター）の構成例を示す図である。
【符号の説明】
１    溶解炉
３    合金溶湯
５    シュート（タンディッシュ）
６    合金溶湯のパドル
７    冷却ロール
８    急冷合金
【図１】
0003583105.tif 000005