(57)【要約】  本発明のナノコンポジットバルク磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合したナノコンポジットバルク磁石であって、組成式は、Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭnで表現される。Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素である。Ｍは、添加金属元素である。４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｑ≦０．５を満足する。粉末粒子の短軸方向のサイズが４０μｍ未満であり、かつ、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占め、粉末粒子どうしが直接に結合しているため、合金真密度の９６％以上の密度を有するフルデンス磁石が実現される。
2010113482.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、
４≦ｘ≦１０原子％、
６≦ｙ≦１０原子％、
０．０５≦ｚ≦５原子％、
０≦ｎ≦１０原子％、
０≦ｑ≦０．５
を満足する組成を有し、
Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合したナノコンポジットバルク磁石であって、
前記粉末粒子の短軸方向の平均サイズは４０μｍ未満であり、
かつ、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占め、
密度が合金真密度の９６％以上であるナノコンポジットバルク磁石。
【請求項２】
α−Ｆｅ相は、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍであってその含有率が５体積％以上６０体積％以下、Ｒ2Ｔ14Ｂ相は平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍであってその含有率が４０体積％以上９５体積％以下のナノコンポジット磁石組織が形成されている、請求項１に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項３】
前記粉末粒子のうち、５０質量％以上の粉末粒子の長軸方向のサイズに対する短軸方向のサイズによって定義されるアスペクト比は、０．４未満である請求項１に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項４】
前記粉末粒子の体積率は９８％以上である請求項１に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項５】
前記粉末粒子は加圧によって直接に結合している請求項１に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項６】
前記粉末粒子間に、金属層が存在し、
前記金属層は、少なくともＦｅ濃縮相、Ｒ濃縮相、Ｔｉ濃縮相を含む、請求項１に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項７】
前記金属層の厚さは５０〜３００ｎｍである、請求項６に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項８】
前記Ｆｅ濃縮相中のＦｅの含有割合が７５原子％以上である、請求項６に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項９】
前記Ｒ濃縮相中にＲ酸化物を含む、請求項６に記載のナノコンポジットバルク磁石。
【請求項１０】
組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、
４≦ｘ≦１０原子％、
６≦ｙ≦１０原子％、
０．０５≦ｚ≦５原子％、
０≦ｎ≦１０原子％、
０≦ｑ≦０．５
を満足する組成を有する急冷凝固合金粉末であって、
短軸方向のサイズが４０μｍ未満の粉末粒子から構成され、
長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占め、
粉末粒子の３０体積％以上が結晶質相である、急冷凝固合金粉末。
【請求項１１】
組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、
４≦ｘ≦１０原子％、
６≦ｙ≦１０原子％、
０．０５≦ｚ≦５原子％、
０≦ｎ≦１０原子％、
０≦ｑ≦０．５
を満足する組成を有する合金の溶湯を用意する工程と、
前記溶湯を冷却し、Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む平均結晶粒径１００ｎｍ以下の結晶質相を３０体積％以上有し、残部が非晶質相からなる厚さ４０μｍ未満の急冷凝固合金を作製する溶湯急冷工程と、
前記急冷凝固合金を粉砕することにより、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占める粉末を作製する工程と、
前記粉末を加熱加圧状態で成形することにより、Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合した、密度が合金真密度の９６％以上のバルク体を作製する成形工程と、
を含むナノコンポジットバルク磁石の製造方法。
【請求項１２】
前記溶湯急冷工程では、前記溶湯を５×１０4℃／秒以上５×１０7℃／秒以下の冷却速度で冷却する、請求項１１に記載の製造方法。
【請求項１３】
前記溶湯急冷工程では、前記急冷凝固合金の厚さの標準偏差σを４μｍ以下に調整する、請求項１１に記載の製造方法。
【請求項１４】
前記成形工程では、前記粉末粒子の非晶質相を結晶化し、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相の含有率が５体積％以上６０体積％以下、平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＲ2Ｔ14Ｂ相の含有率が４０体積％以上９５体積％以下のナノコンポジット磁石組織を形成する、請求項１１に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相（硬磁性相）とα−Ｆｅ相（軟磁性相）とが同一金属組織内に混在するナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、ナノメートルオーダーのサイズを有する微細なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相などの硬磁性相とＦｅ−Ｂやα−Ｆｅなどの軟磁性相とが同一金属組織内に存在するナノコンポジット型永久磁石（以下、「ナノコンポジット磁石」と称する。）が開発されている。ナノコンポジット磁石では、結晶粒が交換相互作用により磁気的に結合され、優れた磁石特性を発揮する。【０００３】
小型モータやセンサなどの電子工業製品分野では、残留磁束密度の高い磁石が要求されている。この要求に応じてナノコンポジット磁石の残留磁束密度を向上させるには、ナノコンポジット磁石に含まれるα−Ｆｅ相の存在比率を高めることが有効である。なぜなら、α−Ｆｅ相の飽和磁束密度はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相やＦｅ−Ｂ相の飽和磁束密度よりも高く、ナノコンポジット磁石に含まれるα−Ｆｅ相の比率が増加すると、それに応じて磁石全体の残留磁束密度が高まるからである。【０００４】
特許文献１や特許文献２は、α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石を開示している。これらのナノコンポジット磁石は、軟磁性相として主にα−Ｆｅを含有するため、０．９Ｔ以上の高い残留磁束密度を示すことが期待される。しかし、従来のα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石は、その保磁力が４００ｋＡ／ｍ以下と低く、実用に供することができない。【０００５】
本出願人は、Ｔｉの添加によってα−Ｆｅ相の析出・成長を抑制し、微細化したα−ＦｅをＮｄ2Ｆｅ14Ｂ結晶粒の粒界に形成したα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石を開発し、特許文献３および特許文献４に開示している。このナノコンポジット磁石は、０．９Ｔ以上の高い残留磁束密度と４００ｋＡ／ｍを超える保磁力とを有し、ボンド磁石に好適に用いられる。ボンド磁石では、残留磁束密度Ｂrが０．６Ｔ以上の高い値を示すと開示されている。さらに、本出願人は特許文献５において、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石のバルク磁石を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平８−１６２３１２号公報
【特許文献２】特開平１０−５３８４４号公報
【特許文献３】国際公開第２００６／０６４７９４号
【特許文献４】国際公開第２００６／１０１１１７号
【特許文献５】特許４０８９３０４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献３、４は、ナノコンポジット磁石粉末から形成されるボンド磁石を開示しているが、「バルク磁石」は開示していない。ボンド磁石は、磁石粉末に樹脂を混和することにより作製された磁石であり、磁石中に磁石粉末以外の成分（樹脂：非磁性体）が体積比率で１０〜４０％程度含まれている。このため、「ボンド磁石」の密度は、磁石成分である合金の密度（真密度）の９０％を下回ることになり、ボンド磁石全体としての磁石特性は、含まれる樹脂成分の体積比率に応じて低下する。一方、バルク磁石は、磁石粉末を加圧・圧縮することにより粒子どうしが直接に結合した磁石であるため、樹脂などの非磁性成分を含まない。このため、バルク磁石は、全体の密度が磁石成分の密度（真密度）に近い値を示すため、フルデンス磁石とも称され、その磁石特性がボンド磁石よりも優れている。【０００８】
このようなバルク磁石を、特許文献３、４に開示されるナノコンポジット磁石粉末から製造しようとすると、バルク磁石に含まれる空隙率を充分に小さくすることができないことがわかった。すなわち、公知の製造方法により、特許文献３、４の磁石粉末からバルク磁石を作製すると、その密度が真密度の９６％以上にはならない。さらに、特許文献５に開示されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石から製造されたバルク磁石では、密度が合金真密度の９４％しか得られていない。特許文献５に開示されている方法では、密度が合金真密度の９６％以上のバルク磁石を作製することはできない。これらの理由については後に詳述する。【０００９】
本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、その目的は、真密度の９６％以上（好ましくは９８％以上）に密度が高められ、その磁石特性がボンド磁石よりも優れているα−Ｆｅ系ナノコンポジットバルク磁石を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明のナノコンポジットバルク磁石は、組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｑ≦０．５を満足する組成を有し、Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合したナノコンポジットバルク磁石であって、前記粉末粒子の短軸方向の平均サイズは４０μｍ未満であり、かつ、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占め、密度が合金真密度の９６％以上である。【００１１】
好ましい実施形態において、α−Ｆｅ相は平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍであってその含有率が５体積％以上６０体積％以下、Ｒ2Ｔ14Ｂ相は平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍであってその含有率が４０体積％以上９５体積％以下のナノコンポジット磁石組織が形成されている。【００１２】
好ましい実施形態において、前記粉末粒子のうち、５０質量％以上の粉末粒子の長軸方向のサイズに対する短軸方向のサイズによって定義されるアスペクト比は、０．４未満である。【００１３】
好ましい実施形態において、前記粉末粒子の体積率は９８％以上である。【００１４】
好ましい実施形態において、前記粉末粒子は加圧によって直接に結合している。【００１５】
好ましい実施形態において、前記粉末粒子間に、金属層が存在し、前記金属層は、少なくともＦｅ濃縮相、Ｒ濃縮相、Ｔｉ濃縮相を含む。【００１６】
好ましい実施形態において、前記金属層の厚さは５０〜３００ｎｍである。【００１７】
本発明の急冷凝固合金粉末は、組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｑ≦０．５を満足する組成を有する急冷凝固合金粉末であって、短軸方向のサイズが４０μｍ未満の粉末粒子から構成され、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占め、粉末粒子の３０体積％以上が結晶質相である。【００１８】
本発明によるナノコンポジットバルク磁石の製造方法は、組成式Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭn（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｑ≦０．５を満足する組成を有する合金の溶湯を用意する工程と、前記溶湯を冷却し、Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む平均結晶粒径１００ｎｍ以下の結晶質相を３０体積％以上有し、残部が非晶質相からなる厚さ４０μｍ未満の急冷凝固合金を作製する溶湯急冷工程と、前記急冷凝固合金を粉砕することにより、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占める粉末を作製する工程と、前記粉末を加熱加圧状態で成形することにより、Ｒ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合した、密度が合金真密度の９６％以上のバルク体を作製する成形工程とを含む。【００１９】
好ましい実施形態において、前記溶湯急冷工程では、前記溶湯を５×１０4℃／秒以上５×１０7℃／秒以下の冷却速度で冷却する。【００２０】
好ましい実施形態において、前記溶湯急冷工程では、前記急冷凝固合金の厚さの標準偏差σを４μｍ以下に調整する。【００２１】
好ましい実施形態において、前記成形工程では、前記粉末粒子の非晶質相を結晶化し、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相の含有率が５体積％以上６０体積％以下、平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＲ2Ｔ14Ｂ相の含有率が４０体積％以上９５体積％以下のナノコンポジット磁石組織を形成する。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、Ｔｉ添加により高い残留磁束密度と実用的な固有保磁力を両立した磁石粉末を用いて、例えば粉末粒子サイズの最適化により高密度のフルデンス磁石を提供することができる。【００２３】
本発明のナノコンポジットバルク磁石は、扁平な磁石粉末粒子を積層させてバルク化するため、隙間の少ない高密度のフルデンス化が可能になる。更に、本発明では、希土類元素の組成比率が低く、酸化されにくい粉末粒子を用い、また酸化されやすい微粉末粒子を多く含まないため、バルク化のため成形工程で磁石特性が劣化しにくい。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】薄帯状の急冷凝固合金の一部と、それを粉砕して形成される粉末粒子とを模式的に示す断面図である。
【図２】（ａ）は、本発明のナノコンポジットバルク磁石における粉末粒子の充填状態を模式的に示す断面図であり、（ｂ）は、比較例のナノコンポジットバルク磁石における粉末粒子の充填状態を模式的に示す断面図である。
【図３】（ａ）は、本発明による鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石のための急冷合金を製造する方法に用いる装置の全体構成例を示す断面図であり、（ｂ）は急冷凝固が行われる部分の拡大図である。
【図４】本発明の好ましい実施例における粉末の粒度分布を示すグラフである。
【図５】本発明に好適に使用され得る成形装置の構成例を示す図である。
【図６】本発明によるナノコンポジットバルク磁石に用いられる粉末粒子（実施例１）を示すＳＥＭ写真である。
【図７】比較例のナノコンポジットバルク磁石に用いられる粉末粒子（比較例１）を示すＳＥＭ写真である。
【図８】比較例のナノコンポジットバルク磁石に用いられる粉末粒子（比較例３）を示すＳＥＭ写真である。
【図９】実施例３の金属組織写真、元素マッピング写真を示す図である。
【図１０】プレス圧力が３９２ＭＰａで得られたバルク磁石（実施例）の顕微鏡写真を示す図である。
【図１１】本発明のバルク磁石の例における圧縮方向に平行な方向の断面写真を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明のナノコンポジットバルク磁石は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相およびα−Ｆｅ相を含有するナノコンポジット磁石の粉末粒子が結合したナノコンポジットバルク磁石であって、組成式は、Ｔ100-x-y-z-n（Ｂ1-qＣq）xＲyＴｉzＭnで表現される。
【００２６】
ここで、Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素である。ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素である。Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、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種以上の金属元素である。
【００２７】
上記の組成式における組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑは、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｑ≦０．５を満足する。
【００２８】
なお、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶における「Ｎｄ」の一部または全部が他の希土類元素に置き換えられていてもよく、「Ｆｅ」の一部がＮｉやＣｏなどの遷移金属元素に置き換えられても良い。また、本発明では、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶における「Ｂ」の一部がＣ（炭素）に置き換えられていても良い。本願明細書および特許請求の範囲では、実施形態を説明する際に、「Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相」を簡単に「Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相」と称する場合もある。
【００２９】
本発明のナノコンポジットバルク磁石を構成する粉末粒子の短軸方向の平均サイズは４０μｍ未満であり、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占めている。本発明のバルク磁石では、扁平な形状の粉末粒子が積層された状態で緻密に充填されており、粉末粒子どうしが直接に結合しているため、合金真密度の９６％以上の密度を有するフルデンス磁石が実現されている。本発明のバルク磁石を構成する粉末粒子のサイズは、例えば、図１１に示されるように、本発明のバルク磁石の圧縮方向に平行な方向の断面中央付近で観察される各粉末粒子の短軸および長軸方向のサイズを測定することによって求めることができる。
【００３０】
なお、本明細書において「粉末粒子どうしが直接に結合している」状態とは、結合する粉末粒子の間に、樹脂などのバインダが存在しないことを意味する。したがって、後述するように、粉末粒子に由来する成分によって構成される物質の層が粉末粒子の間に存在している状態も、「粉末粒子どうしが直接に結合している」状態に含まれるものとする。
【００３１】
図１は、本発明における、薄帯状の急冷凝固合金の一部と、それを粉砕して形成される粉末粒子とを模式的に示す断面図である。粉末粒子は、基本的には、平均厚さ４０μｍ未満の薄帯状の急冷凝固合金が破断することにより形成されるため、長軸方向のサイズが４０μｍ以上の粉末粒子の短軸方向のサイズは粉砕前の急冷凝固合金薄帯の厚さに相当する。ここで平均厚さとは、薄帯状の急冷凝固合金を無作為に１００点抜き出し、マイクロメーターを用いて厚さを測定後、その平均値を計算した結果である。長軸方向のサイズが４０μｍ未満の小さな粉末粒子（微粒子）の短軸方向のサイズは当然４０μｍ未満であるので、粉末粒子の短軸方向のサイズは最大でも、急冷凝固合金の厚さである。一方、粉末粒子の長軸方向のサイズは、粉砕条件を制御することにより、急冷凝固合金の厚さよりも大きくすることができる。
【００３２】
本発明では、急冷凝固合金の厚さが４０μｍ未満、厚さの標準偏差σが４μｍ以下となるように急冷条件を制御し、作製した急冷凝固合金の粉砕条件を調整して、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占める粉末を用意する。このような粉末粒子は一部の微粒子を除きほぼ扁平な形状をしており、好ましくは、粉末粒子のうち５０質量％以上の粉末粒子の長軸方向のサイズに対する短軸方向のサイズの比率（アスペクト比）が０．４未満である。ここで厚さの標準偏差とは、上記の平均厚さ測定において、厚さを測定後にその標準偏差を計算した結果である。
【００３３】
こうして作製される粉末は、大部分が、ほぼ扁平な粒子によって構成されるため、図２（ａ）に示すように、粉末のプレス成形を行うときに、隙間無く粉末粒子が積層され、緻密なバルク磁石を製造することが可能になる。長軸方向のサイズが５３μｍ以下の小さな粉末粒子（微粒子）が１０質量％以上含まれると、扁平なアスペクト比の小さい粒子の間に微粒子が介在しやすくなり、多数の隙間が形成されてしまう。これは、フルデンス化を阻害し、バルク磁石の密度低下を招くことになる。
【００３４】
なお、アスペクト比は小さければ小さいほど良いという訳ではない。粉末を金型のキャビティー内に入れる際のかさ密度を考慮して、アスペクト比が０．４未満となる粉末粒子であっても、長軸方向のサイズが８５０μｍ以上の粉末粒子は粉末から排除することが好ましい。
【００３５】
図２（ｂ）は、比較的厚い急冷凝固合金を粉砕して形成した粉末粒子から形成したバルク体の断面を模式的に示している。粉末粒子のアスペクト比は１に近く、扁平とは言えない形状の粉末粒子や長軸方向のサイズが５３μｍ以下の微粒子が多数存在する。このような場合、どうしても隙間が形成されやすく、緻密なバルク磁石を製造することが困難になる。
【００３６】
本発明によれば、密度が合金真密度の９６％以上（好ましくは９８％以上）のＴｉ含有α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石バルク体を作製することができるが、従来技術によれば、それが極めて困難である。その理由は、ナノコンポジット磁石以外の従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は、その組織内に希土類元素の含有率が高い相、いわゆるＲ−ｒｉｃｈ相を有しており、バルク磁石の製造過程において、このＲ−ｒｉｃｈ相が熱間成形時に液相となり、この液相がバルク成形体の緻密化に寄与するのに対し、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造過程においてはこのような液相が形成されないことに起因する。
【００３７】
さらに、特許文献３、４などの従来のα−Ｆｅ系Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉は、ボンド磁石用磁石粉末を得ることを目的としており、コンパウンドの流動性を向上させる観点から、急冷凝固合金粉砕後の粉末の上記アスペクト比を１に近くすることが重要であった。したがってできるだけ薄帯厚さを厚くする必要があると考えられており、当業者は薄いナノコンポジット磁石用急冷凝固合金を作製しようと考えることはなかった。例えば、特許文献３では、その実施例において、４０μｍ〜７４μｍの急冷凝固合金薄帯（急冷合金薄帯）を得ている。このような厚い急冷合金薄帯を公知の粉砕条件で粉砕しても、粉末粒子の短軸方向の平均サイズが４０μｍ未満で、かつ長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占めるような磁石粉末を得ることは実質的に不可能である。特許文献４の実施例では急冷合金薄帯の厚さは記載されていないが、特許文献３よりも遅いロール周速度で急冷合金薄帯を作製していることから、特許文献３の実施例と同等以上の厚さの急冷合金薄帯を作製していると推察される。したがって、特許文献３、４に具体的に開示されている磁石粉末から磁気特性の劣化や金型の破損が起こらない現実的な成型条件でバルク磁石を作製すると、後の実施例にも示すように、その密度は高くても合金真密度の９５％程度にしかならない。
【００３８】
特許文献５では、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉を用いてバルク磁石を得ている。特許文献５では、長軸方向のサイズが５３μｍ以下の粉末粒子を１０質量％以上含めることなどにより急冷合金粉末の粒度分布を調整し、かつ、長軸方向のサイズが１０６μｍ超の粒子の６０％（個数百分率）以上の粒子の上記アスペクト比が０．４以上となるように調整することによって、緻密なバルク体が得られるとしている。しかしながら、このような考え方でバルク磁石の密度を向上させるには、理想的な粒度分布に調整することが必要であり、実際には密度が上がりにくい。実施例で得られている密度は合金真密度の９４％であり、９６％以上にするのは難しい。また、緻密化に非常に時間がかかるという問題もある。  
【００３９】
本発明のナノコンポジットバルク磁石を得るには、まず、上記組成を有する合金の溶湯を用意する。次に、この合金の溶湯を冷却し、厚さ４０μｍ未満の急冷凝固合金を作製する（急冷工程）。本発明によるナノコンポジットバルク磁石は、合金の組成を上記範囲内に設定しただけでは得られず、溶湯の急冷工程で急冷条件を最適化し、均一な厚さを有する急冷凝固合金を薄く（厚さ：４０μｍ未満）作製する必要がある。
【００４０】
一般に、薄い急冷凝固合金を液体急冷法によって作製するには、適正な雰囲気圧力内で、高速度で回転する冷却ロールの表面に適正量の合金溶湯を供給する必要があり、冷却ロールの表面からの溶湯の抜熱が高速に行われる。このため、比較的低い速度で回転する冷却ロールによって相対的に厚い急冷凝固合金を作製した場合に比べると、薄い急冷凝固合金は速い速度で冷却されるため非晶質化しやすい。しかし、ほぼ全体が非晶質化した急冷凝固合金の粉末からバルク体を作製しようとすると、バルク化のための加熱・加圧プロセス中に非晶質相の結晶化が急激に進行してしまうため、均一な微細結晶組織が形成できず、性能の高いナノコンポジット磁石を得ることができないという問題がある。
【００４１】
特許文献１、２などの、Ｔｉ含有α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石より前のα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石では、通常、急冷直後における急冷凝固合金は略完全なアモルファス状態にある。このような急冷凝固合金を粉砕した磁石粉末をバルク化すると、バルク化のための加熱・加圧プロセス中に非晶質相の結晶化が急激に進行してしまうため、均一な微細結晶組織が形成できず、性能の高いナノコンポジット磁石を得ることができないという問題がある。
【００４２】
さらに、特許文献５では、結晶化が進んだ合金粉末を用いてバルク成形体を形成すると、緻密化の困難さに起因して、表面の空隙を減少させることが困難となるので、非晶質を含む合金粉末（例えば、非晶質の体積％が３０％以上）を用いることが好ましいとし、実施例では非晶質が１００％の粉末を使用しているが、これについても同様の理由で、性能の高いナノコンポジット磁石を得ることができない。
【００４３】
本発明では、このような問題を回避するため、成形工程の前に３０体積％以上の結晶質相を有する粉末を用意する。結晶質相は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下のＲ2Ｔ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む。このためには、急冷速度を制御することにより、急冷直後に結晶質相を３０体積％以上含む急冷凝固合金を形成する必要がある。しかしながら、急冷直後に結晶質相を３０体積％以上含む急冷凝固合金を形成するためには、ある程度急冷速度を低くする必要がある。これは急冷凝固合金を薄くするために急冷速度を高めるのとは正反対であり、急冷条件、すなわち、冷却ロールのロール周速度、冷却雰囲気の圧力、合金溶湯の出湯量を厳密に調整する必要がある。厚さ４０μｍ未満で、かつ急冷直後に結晶質相を３０体積％以上含む急冷凝固合金を得るためには、使用する急冷装置にもよるが、急冷条件を、ロール周速度１５〜３０ｍ／秒、雰囲気圧力０．１〜１０１．３ｋＰａ、出湯量０．５〜２ｋｇ／分（出湯ノズルのオリフィス一孔あたり：オリフィスが複孔である場合には孔数を掛けること）、合金溶湯の冷却速度を５×１０4℃／秒以上５×１０7℃／秒以下の範囲内で制御することが好ましい。ここで、急冷凝固合金中に含まれる結晶質相の体積率は熱磁気天秤を用いて測定した磁界中TG曲線から求める。室温から１０００℃の範囲で測定した、非晶質相を含む急冷凝固合金の磁界中TG曲線において、最も低温側に現れる磁気吸引力変化は非晶質相に起因する変化であり、この変化量を非晶質相の体積量と仮定する。まず、評価する急冷凝固合金と同一組成となり尚且つ非晶質単相からなる急冷凝固合金を作製し磁気吸引力変化量を求めてこれを基準値Δａ0とする。次に、評価する急冷凝固合金における非晶質相の磁気吸引力変化量Δａ1を求め、結晶質体積率を計算式；｛１−（Δａ1／Δａ0）｝×１００により算出する。なお、それぞれの測定に用いた急冷凝固合金重量は同一とする。
【００４４】
このようにして得た急冷凝固合金を粉砕し、必要であれば分級することにより、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占める粉末を作製する。なお、このような結晶質相の体積比率が３０体積％以上の急冷凝固合金の粉末に対してさらに結晶化熱処理を行い、結晶質相の体積比率を増加させてから成形を行っても良い。
【００４５】
本発明によれば、成形工程前に、粉末粒子中の結晶質相を３０体積％以上に調整しているため、成形工程中の制御できない結晶成長によって磁石組織が不均一化する問題も解消される。このため、本発明のバルク体における磁石組織は、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍで５体積％以上６０体積％以下のα−Ｆｅ相と、平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍで４０体積％以上９５体積％以下のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相とを含有する微細な結晶組織となる。本発明のナノコンポジットバルク磁石は、相対的に大きなＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相およびＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相より小さなα−Ｆｅ相が共存し、それによって、優れたナノコンポジット磁石特性を得ることが可能になる。
【００４６】
上述のように、本発明のバルク磁石では、扁平な形状の粉末粒子が積層された状態で緻密に充填されており、粉末粒子どうしが直接に結合している。この結合界面では、以下に説明するような金属層が形成されており、この金属層が本発明のバルク磁石の優れたナノコンポジット磁石特性に寄与していると考えられる。以下、この金属層の形成および磁気特性への寄与について説明する。
【００４７】
本発明では、図２（ａ）に示すように、プレス成形時に充填された粉末粒子どうしの間に形成される僅かな隙間のほとんどは、扁平な粉末粒子どうしの面と面との非常に狭い隙間となる。熱間圧縮による緻密化の過程で、この隙間に磁石の成分が溶出し、ナノオーダー（５０〜３００ｎｍ）の非常に薄い金属層が形成される。この薄い金属層により、粉末粒子どうしが結合され、バルク磁石が形成される。本発明のバルク磁石では、Ｒの含有量（組成比率）が少ないため、この金属層はＦｅを多く含む層となる。以下、この金属層を「結合金属層」と称する。
【００４８】
この結合金属層は、少なくともＲ、ＴｉおよびＦｅを含む。熱間圧縮の際、充填された粉末粒子の隙間に存在する僅かな酸素により、粉末表面は若干酸化すると考えられる。希土類元素Ｒは、Ｆｅよりも酸化されやすい。このため、熱間圧縮の過程で、粉末粒子表面のＲ2Ｆｅ14Ｂ相からＲ酸化物が析出すると考えられる。Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相から希土類元素Ｒが析出する結果、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相はＦｅ、Ｆｅ−Ｂに分解しやすくなる。ＦｅあるいはＦｅ−Ｂは、固相拡散により、粉末粒子どうしの隙間にＦｅおよびＢを含む金属のＦｅ濃縮相を形成すると考えられる。Ｒ酸化物は、Ｆｅ濃縮相中で球状化したＲ濃縮相として存在する。Ｔｉも結合金属層の中でＴｉ濃縮相として存在する。このようにして粉末粒子の間に形成される結合金属層は、鉄基合金の極めて薄い層を構成要素として有するナノ組織であり、全体として、ソフト磁性相として機能することができる。このため、ナノコンポジット磁石中においても、結合金属層は、ハード磁性相とソフト磁性相との間に生じる交換相互作用による磁気結合を阻害しない。その結果、本発明によれば、バルク化を行っても、ナノコンポジット磁石特性の劣化を避けることが可能になる。なお、この結合金属層がナノ組織となる理由は定かでないが、本発明によって初めて達成されたものであり、この結合金属層のナノオーダーの組織が優れたナノコンポジット磁気特性に大きく寄与していると考えられる。
【００４９】
さらに、結合金属層中のＦｅは、α−ＦｅまたはＦｅ−Ｂの形で存在すると考えられるが、Ｆｅ−Ｂよりもα−Ｆｅのほうが高い磁化を有する為、α−Ｆｅの割合が大きい方が好ましい。本発明のバルク磁石においては、磁石組成中のＣ量を適正なものとすることにより、結合金属層中のα−Ｆｅの割合を大きくし、バルク磁石全体の磁気特性をより優れたものとすることができる。Ｃ量の制御によって本発明のバルク磁石の磁気特性を優れたものとすることができる理由は以下の通りと推測される。本発明のバルク磁石はその組成中にＴｉを含むＴｉ含有ナノコンポジット磁石であるが、Ｔｉは磁石組成中のＢと結びついて非磁性のＴｉ−Ｂ化合物を形成しやすい。Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石においては、Ｔｉ−Ｂ化合物の生成による磁気特性の低下を抑制するために、Ｂ同様Ｔｉに対する親和性が強いＣがしばしば添加される。しかしながら、本発明のバルク磁石においては、Ｃ量が多すぎると、上記結合金属層中のＦｅがＦｅ−Ｂとして存在しやすくなり、磁化の高いα−Ｆｅが存在しにくく、かえって磁気特性向上のために好ましくないことがわかった。本発明のバルク磁石においては、Ｃは置換比率ｑが５０％まで添加してよいが、上記の理由から、ｑは４０％以下が好ましく、３０％以下がより好ましい。なお、本発明のバルク磁石においては、後述の通り、バルク磁石を作製する磁石粉末の製造工程において、比較的速い冷却速度で厚さ４０μｍ未満の比較的薄い急冷凝固合金を作製して用いる為、従来のＴｉ含有ナノコンポジット磁石よりもＴｉ−Ｂ化合物が形成されにくく、Ｃ量が０であっても磁気特性は大きく低下しない。
【００５０】
図９は、本発明の実施例（詳細は後述する）における結合金属層のＴＥＭ−ＥＤＸマッピング写真である。結合金属層の両端にはＮｄ濃縮相が粒状に存在している。Ｎｄに比べると含有量が低くＴＥＭ−ＥＤＸマッピング写真では非常にわかりにくいが、結合金属層にはＴｉも球状のＴｉ濃縮相の形で僅かに存在しているのが確認できる。ＮｄとＴｉ以外のほとんどの部分がＦｅ濃縮相であり、Ｆｅ濃縮相中のＦｅの含有割合は７５原子％以上である。なお、ボロンは軽元素であるため本手法では分析できていない。
【００５１】
図９からわかるように、酸素は主にＮｄと重なる部分に存在しており、すなわちＮｄは酸化物の状態のものを含んでいる。このことは、Ｎｄが優先的に酸化されていることを示している。Ｆｅ濃縮相中の酸素含有量は２０原子％以下である。（ＥＤＸによる定量分析。）
【００５２】
本発明のバルク磁石は、バルク化しても磁気特性の低下が非常に小さく、リコイル曲線の挙動も粉末と同等である。これは、上記の結合金属層の存在による、本発明のバルク磁石独自の効果であると考えられる。すなわち、上記の結合金属層は酸化されにくいＦｅを多く含むナノオーダーの非常に薄い層であるので、結合金属層を境に相対する粉末粒子の主相どうしの間で交換相互作用による磁気的結合を生じさせる役割を果たしていると考えられる。
【００５３】
これに対し、ナノコンポジット磁石以外の従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の場合は、Ｒの含有率が高く、粉末粒子どうしの結合にはＲが大きく寄与する。このため、粉末粒子間の成分はほとんどが希土類元素Ｒである。したがって、本発明のような粉末粒子と粉末粒子の間の交換結合は形成されない。また、熱間成形時にＲが多く溶出することにより、有効希土類量が減少する。こうして、磁気特性の劣化が招かれる。
【００５４】
本発明のバルク磁石は、その製造工程における熱間圧縮の際、充填された粉末粒子どうしの隙間が非常に狭いため、この隙間に存在する酸素の量は少なく、また、緻密化が速く進行する。熱間圧縮の際、粉末粒子が高温に達するとき、粉末粒子どうしの隙間に存在する酸素は、従来のバルク磁石の形成時に粉末粒子どうしの隙間に存在する酸素に比べて少ないと考えられ、このことにより、結合金属層中のＦｅの酸化が進むことがない。
【００５５】
これに対し、特許文献３、４、５に記載されているように、比較的厚い急冷合金を粉砕して形成した粉末粒子からバルク体を形成する場合は、図２（ｂ）に示すように、本発明の場合に比べて厚い隙間が形成されやすい。このため、隙間に存在する酸素量は比較的多く、さらに緻密化も遅い。その結果、粉末粒子が高温に達した時には、隙間に酸素が多く存在していると考えられる。本発明のバルク磁石に比べて結合層の酸化が進みやすく、形成された結合層は比較的厚くかつ不均一となると考えられる。その結果、本発明のバルク磁石のような粉末粒子間の交換結合は形成されにくいと考えられる。
【００５６】
以下、本発明によるナノコンポジットバルク磁石の好ましい実施形態を説明する。
【００５７】
［合金組成］
希土類元素ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない希土類金属の１種または２種以上とする。Ｒの組成比率ｙが６原子％未満では４００ｋＡ／ｍを越えるＨcJが得られず、実用的な永久磁石とならない。また、Ｒの組成比率ｙが１０原子％を越えると、磁石の磁化に寄与するα−Ｆｅ相の存在比率が５％以下になり、残留磁束密度Ｂrが０．９Ｔ以下になる。このため、Ｒの組成比率ｙは６原子％〜１０原子％の範囲とする。組成比率ｙは、７原子％〜１０原子％であることが好ましく、８原子％〜９．７原子％であることが更に好ましい。
【００５８】
Ｂ（硼素）＋Ｃ（炭素）の組成比率ｘが４原子％未満になると、アモルファス生成能が大きく低下するため、均一な微細金属組織が得られず、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrを達成できなくなる。また、組成比率ｘが１０原子％を超えると、α−Ｆｅの代わりにソフト磁性相としてＦｅ3Ｂ、Ｆｅ3.5Ｂ、またはＦｅ23Ｂ6の析出が支配的になるため、０．９Ｔ以上の残留磁束Ｂrを得ることが困難になる。このため、組成比率ｘは、４原子％〜１０原子％の範囲とする。組成比率ｘは、５原子％〜９．５原子％であることが好ましく、５．５原子％〜９原子％であることが更に好ましい。
【００５９】
Ｂの一部をＣで置換すると急冷合金のアモルファス生成能が向上するので、粉末の急冷組織を制御するのに有効である。すなわち、溶湯急冷速度に依存して磁石特性が大きく変動する事態を避けることができ、優れたナノコンポジット磁石を安定して量産することが可能になる。Ｃの置換比率ｑが５０％を超えると、磁気特性が劣化するおそれがあるため、炭素置換量ｑの上限は５０％とする。Ｃの置換比率ｑは、４０％以下であることがより好ましく、３０％以下であることが更に好ましい。
【００６０】
Ｔｉは保磁力ＨcJおよび残留磁束密度Ｂrの向上および減磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エネルギー積（ＢＨ）maxを向上させる。Ｔｉの組成比率ｚが全体の０．０５原子％未満になると、Ｔｉ添加の効果が十分に発現しない。一方、Ｔｉの組成比率ｚが５原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相の体積比率が増すため、残留磁束密度Ｂrの低下を招来しやすい。以上のことから、Ｔｉの組成比率ｚは０．０５原子％以上５原子％以下の範囲とする。好ましいｚの範囲の下限は０．５原子％である。また、好ましいｚの範囲の上限は４原子％であり、より好ましいｚの範囲の上限は３原子％である。
【００６１】
Ｆｅを必須元素として含む遷移金属Ｔは、上述の元素の含有残余を占める。Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの一種または二種で置換しても、所望の硬磁気特性を得ることができる。ただし、Ｆｅに対する置換量が５０％を超えると、０．５Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrが得られないため、置換量は０％〜５０％の範囲に限定される。
【００６２】
なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換すると、減磁曲線の角形性が向上する効果と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇して耐熱性が向上する効果が得られる。また、メルトスピニング法およびストリップキャスト法等の液体急冷時において、合金溶湯の粘性が低下する。溶湯の粘性低下は、液体急冷プロセスを安定させる利点がある。ＣｏによるＦｅの置換比率は０．５％〜１５％であることが好ましい。
【００６３】
Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上の添加元素Ｍを加えてもよい。このような元素の添加により、磁気特性が更に向上する効果を得ることが可能である。また、最適熱処理温度域を拡大する効果も得られる。ただし、これらの元素Ｍの添加量が１０原子％を超えると、磁化の低下を招くため、Ｍの組成比率ｎは０原子％〜１０原子％に限定される。組成比率ｎは、０．１原子％〜５原子％であることが好ましい。
【００６４】
［合金溶湯の急冷装置］
本発明の好ましい実施形態によれば、合金溶湯を高速で回転する金属製の冷却ロールの表面に接触させることにより、合金溶湯から熱を奪い、急冷凝固させる。適切な量の合金溶湯を冷却ロールの表面に接触させるためには、内径が例えば０．５ｍｍ〜数ｍｍ程度に絞られたオリフィス（孔）を介して合金溶湯を冷却ロール上に供給することが好ましい。
【００６５】
冷却ロールの表面に供給される合金溶湯は、冷却ロールによって冷却された後、冷却ロールの表面から離れ、薄帯状の急冷凝固合金が形成される。
【００６６】
本実施形態では、例えば、図３に示す急冷装置を用いて原料合金を製造する。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。雰囲気圧力が低すぎると原料合金の酸化を抑制しきれず、また、合金溶湯が冷却ロールから離れた後に雰囲気ガスによって冷却される二次冷却の効果が弱まる。逆に、雰囲気圧力が高くなりすぎると合金溶湯と冷却ロールとの間に巻き込まれる雰囲気ガスの影響が大きくなり、冷却ロールによる十分な冷却が達成されなくなる。このため、雰囲気圧力は０．１ｋＰａ〜１０１．３ｋＰａ（大気圧）であることが好ましい。またオリフィスは単孔であってもよいし複孔であってもよい。さらに、オリフィスの形状はスリット状であってもよいが、その場合もスリット幅は０．５ｍｍ〜数ｍｍ程度が好ましい。
【００６７】
図３の装置は、真空または不活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが可能な原料合金の溶解室１および急冷室２を備えている。図３（ａ）は全体構成図であり、図３（ｂ）は、一部の拡大図である。
【００６８】
図３（ａ）に示されるように、溶解室１は、所望の磁石合金組成になるように配合された原料２０を高温にて溶解する溶解炉３と、底部に出湯ノズル５を有する貯湯容器４と、大気の進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉３内に供給するための配合原料供給装置８とを備えている。貯湯容器４は原料合金の溶湯２１を貯え、その出湯温度を所定のレベルに維持できる加熱装置（不図示）を有している。
【００６９】
急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。
【００７０】
この装置においては、溶解室１および急冷室２内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御される。そのために、雰囲気ガス供給口１ｂ、２ｂ、および８ｂとガス排気口１ａ、２ａ、および８ａとが装置の適切な箇所に設けられている。特にガス排気口２ａは、急冷室２内の絶対圧を０．１ｋＰａ〜１０１．３ｋＰａ（大気圧）の範囲内に制御するため、ポンプに接続されている。
【００７１】
溶解炉３は傾動可能であり、ロート６を介して溶湯２１を貯湯容器４内に適宜注ぎ込む。溶湯２１は貯湯容器４内において不図示の加熱装置によって加熱される。
【００７２】
貯湯容器４の出湯ノズル５は、溶解室１と急冷室２との隔壁に配置され、貯湯容器４内の溶湯２１を下方に位置する冷却ロール７の表面に流下させる。出湯ノズル５のオリフィス径は、例えば０．５〜２．０ｍｍである。溶湯２１の粘性が大きい場合、溶湯２１は出湯ノズル５内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷室２を溶解室１よりも低い圧力状態に保持するため、溶解室１と急冷室２との間に圧力差が形成され、溶湯２１の出湯がスムーズに実行される。なお、溶解室１と急冷室２の圧力差をつけることは必須でないが、その場合、溶湯の自重で出湯できるよう、ノズル位置に対する溶湯湯面高さを高くする必要がある。好ましくはオリフィス面における圧力と湯面高さにおける圧力の差が３ｋＰａ以上、より好ましくは７ｋＰａ以上である。
【００７３】
冷却ロール７は、炭素鋼、タングステン、鉄、銅、モリブデン、ベリリウム、または同系の合金から形成された基材を有していることが好ましい。これらの基材は熱伝導性や耐久性に優れるからである。冷却ロール７の基材の表面にはクロム、ニッケル、またはそれらを組み合わせためっきが施されていてもよい。ロール表面の強度を高めることができ、急冷工程時におけるロール表面の溶融や劣化を抑制することができるからである。冷却ロール７の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロール７内に設けた水冷装置の冷却能力は、単位時間あたりの凝固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。
【００７４】
［急冷工程］
まず、前述の組成式で表現される原料合金の溶湯２１を作製し、図３の溶解室１の貯湯容器４に貯える。次に、この溶湯２１は出湯ノズル５から減圧Ａｒ雰囲気中の冷却ロール７上に出湯され、冷却ロール７との接触によって急冷され、凝固する。こうして、薄帯状の急冷凝固合金２２が得られる。急冷凝固方法としては、冷却速度を高精度に制御できる方法を用いる必要がある。
【００７５】
単ロール急冷法を採用する場合、急冷凝固合金薄帯の厚さ、および、合金溶湯の冷却速度は、冷却ロールのロール周速度や、ロール表面へ供給される単位時間当たりの出湯量によって制御することが可能である。ロール周速度は１５〜３０ｍ／ｓ、出湯量は０．５〜２ｋｇ／ｍｉｎ（出湯ノズルのオリフィス一孔あたり）の範囲内で制御することが好ましい。また、冷却ロールの温度が水冷によって調整され得る構造を有している場合、合金溶湯の冷却速度は、冷却ロール中を流れる冷却水の流量によっても制御可能である。このため、必要に応じて、ロール周速度、出湯量、および冷却水流量のいずれか少なくとも１つを調節することにより、合金溶湯の冷却速度を本発明の規定する範囲内に制御することができる。
【００７６】
本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に際して、合金溶湯の冷却速度を５×１０4℃／秒以上５×１０7℃／秒以下の範囲に調節する。冷却速度をこの範囲に調節することにより、安定して所望のナノコンポジット組織を得ることができる。
【００７７】
合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷却される時間は、回転する冷却ロール７の外周表面に合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間に、合金の温度は低下し、過冷却液体状態になる。その後、過冷却状態の合金２２は冷却ロール７から離れ、不活性雰囲気中を飛行する。急冷凝固合金２２は薄帯状で飛行している間に雰囲気ガスに熱を奪われる結果、その温度は更に低下する。雰囲気ガスの圧力は０．１ｋＰａ〜１０１．３ｋＰａ（大気圧）の範囲内に設定することが好ましく、それにより、急冷凝固合金２２と冷却ロール７との密着性が向上すると、冷却ロール７による抜熱効果が強まり、急冷凝固合金中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物およびα−Ｆｅを均一微細に析出・成長させることができる。更に好適には、雰囲気ガスの圧力を１．３ｋＰａ〜１０１．３ｋＰａ（大気圧）の範囲内に設定することにより、急冷凝固合金２２中のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物をより均一微細に析出・成長させることができる。なお、適切な量のＴｉを原料合金中に添加していない場合には、上述したような冷却過程を経た急冷凝固合金２２中には、α−Ｆｅが優先的に析出・成長するため、最終的な磁石特性が劣化してしまうことになる。
【００７８】
本実施形態では、ロール周速度を１５ｍ／秒以上３０ｍ／秒以下の範囲内に調節し、溶湯出湯量を０．５〜２ｋｇ／ｍｉｎ（出湯ノズルのオリフィス一孔あたり）、雰囲気ガス圧力を１．３ｋＰａ以上にすることによって、平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とα−Ｆｅ相を含む急冷凝固合金２２を、厚さが４０μｍ未満となるように作製する。ロール表面を平滑化し、かつ、雰囲気ガス圧力を制御することにより、急冷凝固合金２２の厚さの均一性を高めることが可能になる。本発明では、急冷凝固合金２２の厚さの標準偏差σは４μｍ以下であることが好ましく、２μｍ以下であることが更に好ましい。
【００７９】
［粉砕工程］
本実施形態では、薄帯状に延びる急冷凝固合金を数ｍｍから数十ｍｍ程度に破断した後、例えばパワーミル、ローラーミル装置で約１ｍｍ以下になるまで粗粉砕する。その後、例えばピンディスクミル、ローラーミル装置などによって所望の粒度が得られるまで粉砕および分級を行う。
【００８０】
こうして得られた粉末の粒度は、例えば、図４に示すような分布を有している。
【００８１】
［熱処理］
本発明においては、急冷直後に結晶質相を３０体積％以上含む急冷凝固合金を使用するが、この急冷凝固合金をそのままバルク化してもよいし、熱処理により結晶質相の体積比率を増加させ、さらには完全に結晶化させてからバルク化してもよい。急冷凝固合金の粉末に対する結晶化のための熱処理をする場合、好ましい実施形態ではアルゴン雰囲気中で実行する。好ましい実施形態では、この熱処理工程における昇温速度を０．５℃／秒〜１０℃／秒の範囲に調節し、５００℃以上８００℃以下の温度まで加熱する。その後、５００℃以上８００℃以下の温度で３０秒以上２０分以下の時間保持し、やがて室温まで冷却する。
【００８２】
この熱処理によって、急冷凝固合金中に残存するアモルファス相から微細結晶が析出・成長する。本発明によれば、熱処理の開始前の時点（ａｓ−ｃａｓｔ）で既に微細なＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が全体の３０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Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が合金中に占める体積比率は６５〜９５％である。
【００８３】
上記熱処理温度が５００℃未満になると、急冷凝固合金中のアモルファス相を結晶化できず、所望の磁気特性が得られないおそれがある。また、熱処理温度が８００℃を超えると、各結晶粒の過度の成長により各磁性相間の交換相互作用が弱まるため、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrを達成できなくなるおそれがある。熱処理温度は、５５０℃〜７８０℃であることが好ましく、５８０℃〜７５０℃であることが更に好ましい。
【００８４】
結晶化熱処理時の昇温速度については０．５℃／秒未満では均一な微細金属組織が得られず０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrが得られない。また、昇温速度の上限における、均一な微細金属組織を得るための制限は特にないが、昇温速度が速くなりすぎると到達温度に達してからその温度で安定させるまでに時間がかかるため、熱処理装置設計上、温度上昇０．５℃／秒以上１０℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは１℃／秒以上７℃／秒以下が良く、さらに好ましくは１℃／秒以上６℃／秒以下が良い。
【００８５】
保持時間の長短はそれほど重要ではないが、再現性の高い熱処理を安定的に実行するためには、保持時間を１分以上に設定することが好ましい。
【００８６】
熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、ＡｒガスやＮ2ガスなどの不活性ガス流気中、またはＡｒガスやＮ2ガスなどの不活性ガスの減圧雰囲気が好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。
【００８７】
本発明では、急冷合金中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を均一かつ微細に析出させることができる。このため、急冷合金粉末に対して敢えて結晶化熱処理を行なわない場合でも、その後の成形工程で急冷凝固合金自体が充分な磁石特性を発揮し得る。そのため、結晶化熱処理は本発明に必須の工程ではない。
【００８８】
本発明では、最終的に得られるナノコンポジット磁石合金に含まれるα−Ｆｅの体積比率が５％未満であると、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrが得られない。また、α−Ｆｅの体積比率が６０％以上になると、保磁力を担うＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率が低すぎるため、４００ｋＡ／ｍ以上のＨcJが得られない。磁気特性の観点から、α−Ｆｅの体積比率は７％〜６０％であることが好ましく、１０％〜４５％であることが更に好ましい。ナノコンポジット磁石合金におけるα−Ｆｅ以外の部分は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が大半を占める。
【００８９】
α−Ｆｅの平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、多磁区結晶となるα−Ｆｅ結晶粒が多くなるため、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrが得られない。また、平均結晶粒径が１ｎｍ未満のα−Ｆｅは、本発明の合金系では実質的に得られない。α−Ｆｅの平均結晶粒径は１ｎｍ〜３０ｎｍであることが好ましく、１ｎｍ〜２０ｎｍであることが更に好ましい。なお、α−Ｆｅの結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以上の場合、均一微細組織が得られず、組織全体として各粒子間に働く交換相互作用が低下するため、残留磁束密度Ｂrおよび減磁曲線の角形性の低下を招来する。結晶粒径の標準偏差は８ｎｍ以下であることが好ましく、６ｎｍ以下であることが更に好ましい。
【００９０】
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径が５ｎｍ未満によると、４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力ＨcJが得られない。また、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径が１００ｎｍを超えると、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂrが得られない。Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は、１０ｎｍ〜７０ｎｍであることが好ましく、１０ｎｍ〜５０ｎｍであることが更に好ましい。Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以上になると、均一微細組織が得られず、組織全体として各粒子間に働く交換相互作用が低下するため、残留磁束密度Ｂrおよび減磁曲線の低下を招来する。この標準偏差は１３ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。なお、平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡写真を画像解析することによって求めることができる。
【００９１】
［成形工程］
上記の粉末を得た後、加熱しながら粉末を加圧することにより、粉末粒子どうしが直接に結合したバルク磁石を製造する。このような成形は、例えば図５に示すホットプレス装置によって好適に実現可能である。
【００９２】
図５の装置は、本発明の実施形態で好適に用いられるホットプレス装置の金型構成を示す図である。この装置は、内側にスリーブ５１を設けた超硬合金製もしくはカーボン製のダイ５２と、超硬合金もしくはカーボン製の上下パンチ５３、５４とを備えており、スリーブ５１で囲まれた貫通孔の上部から上パンチが挿入され、貫通孔の下部から下パンチが挿入される。粉末に対する加熱は、装置の真空槽内部に設けられたヒータ（不図示）によって行われる。
【００９３】
図５の金型内に粉末を充填してホットプレス装置に設置する。その後、上下のパンチ間距離を小さくする方向にパンチ５３、５４を駆動し、粉末に対して１軸方向圧力を印加しながら加熱を行う。温度制御は、熱電対で実測されるスリーブ温度に基づいて行われる。
【００９４】
加圧時の圧力は、例えば５０〜１０００ＭＰａの範囲内、加圧時の温度は、例えば５００〜８５０℃の範囲内、加圧時間は、例えば１０秒〜３０分の範囲内に設定される。
【００９５】
なお、バルク磁石を得るための成形装置は、図５に示す装置に限定されず、プラズマ焼結装置や他の成形装置を用いても良い。
【００９６】
以下、本発明の実施例を説明する。
【００９７】
（実施例１、比較例１〜３）
以下の表１に示す組成を有するように、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｆｅ、Ｂ、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの各元素を配合した原料を溶解容器に投入し、不活性ガス雰囲気中で高周波加熱を行うことにより容器内の原料を溶解し、合金溶湯を形成した。合金溶湯は、底部に出湯ノズルを備えた貯湯容器に注ぎ込まれた後、出湯ノズルに設けられたオリフィスからその真下に配置されている冷却ロール表面上に噴射された。冷却ロールの周速度は、１６〜２４ｍ／秒に調節した。冷却ロールの表面に接触した合金溶湯は冷却ロールによって冷却され、表１に示す厚さを有する帯状の急冷凝固合金が得られた。
【００９８】
比較例１〜３については、特許３２９７６７６号記載のストリップキャスト装置を用いて、それぞれ表１に示す厚さを有する帯状の急冷凝固合金を得た。
【００９９】
【表１】
2010113482.tif 000003
【０１００】
粉末ＸＲＤによる調査の結果、得られた急冷合金は、実施例１および比較例３のサンプルでは、Ｎｄ非晶質相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅと推測される結晶質相とが混在した急冷合金組織を有していることを確認した。熱磁気天秤による調査の結果、実施例１のサンプルでは３０体積％以上が結晶質であることを確認した。また、比較例１、２のサンプルでは、非晶質相とＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびＦｅ−Ｂ相と推測される結晶質相とが混在した急冷合金組織を有していることを確認した。
【０１０１】
急冷合金薄帯を８５０μm以下、もしくは４２５μm以下に粗粉砕した後、粉砕工程を行った。粉砕工程は、ピンディスクミルを用いて行い、平均粒径が１００μｍ程度になるように不活性ガス中、ピンディスク回転数８０００ｒｐｍ以下で行った後、２５０μｍ以上の粉末粒子を排除した。粉末全体に占める長軸方向のサイズが５３μｍ以下の微粒子の割合は、実施例１では１０質量％未満であったが、比較例１〜３では、いずれも２０質量％を超えていた。図６は、実施例１における粉末のＳＥＭ写真であり、図７および図８は、それぞれ、比較例１および比較例３における粉末のＳＥＭ写真である。
【０１０２】
こうして得た粉末に対して、Ａｒ雰囲気中で結晶化のための熱処理を行った。各試料に対する熱処理条件は、６６０℃〜７５０℃で１０分間保持するというものであった。
【０１０３】
熱処理後の粉末に対して、図５に示すホットプレス装置で加圧成形を行った。印加した圧力は、いずれも、５８３ＭＰａに設定し、加圧時の温度は７００℃、加圧時間は１０分であった。
【０１０４】
成形によって得られたバルク磁石は、直径８ｍｍ、長さ９ｍｍのサイズを有する円柱形状を有していた。
【０１０５】
表２は、磁石粉末およびバルク磁石の各々について、密度、残留磁束密度Ｂr、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max、保磁力ＨcJを示している。また、表２は、バルク磁石について、成形温度、成形圧力、バルク磁石密度／合金真密度、磁石粉末に対する保磁力の低下率も示している。
【０１０６】
【表２】
2010113482.tif 000004
【０１０７】
なお、上記の表の磁石粉末欄に記載の密度は、同組成のインゴットの実測値＝真密度である。
【０１０８】
実施例１では、熱処理後の粉末について、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相とα−Ｆｅ相からなる組織を確認した。透過型電子顕微鏡を用いて微細金属組織を調査したところ、平均結晶粒径２０ｎｍ〜１００ｎｍのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相と、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相の粒界部分に存在するα−Ｆｅ相とが混在するナノコンポジット磁石構造が形成されていることを確認した。粒界部分の厚さは、数ｎｍ〜２０ｎｍ程度であった。
【０１０９】
実施例１のバルク磁石では、バルク磁石密度が合金真密度の９８．５％に達していた。一方、比較例のバルク磁石では、いずれもバルク磁石密度／合金真密度が９６％を下回り、合金真密度の９６％に達することはなかった。磁石特性も、実施例１では比較例１〜３に比べて格段に高い残留磁束密度Ｂrが得られた。
【０１１０】
（実施例２と比較例４）
まず、前述した実施例１と略同一の製造方法により、実施例２の粉末を作製した。実施例１との相違点は、粒度分布にある。実施例２では、長軸方向のサイズが５３μｍ以下の粉末粒子が全体の４．９質量％であり、また、長軸方向のサイズが４２５μｍ以上の粉末粒子を排除している。一方、比較例４は、ナノコンポジット磁石ではなく、磁性相としてＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相のみを含む単相系の磁石組織を有している。
【０１１１】
表３は、実施例２および比較例４について、合金組成、磁石の種類、急冷凝固合金の厚さ、粒度分布、長軸方向のサイズが５３μｍ以下の粉末粒子の割合を示している。
【０１１２】
【表３】
2010113482.tif 000005
【０１１３】
表４は、実施例２および比較例４の粉末について、密度、残留磁束密度Ｂr、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max、保磁力ＨcJを示しており、バルク磁石については、成形温度、成形圧力、磁石粉末の体積比率、磁石粉末に対する保磁力の低下率も示している。
【０１１４】
表４からわかるように、実施例２の残留磁束密度Ｂrは、比較例４に比べて高く、バルク化による保磁力ＨcJの低下割合も格段に小さく抑制されている。比較例４のバルク化による保磁力ＨcJの低下原因は、比較例の磁石粉末に含まれる希土類元素の組成比率が高く、酸化されやすいため、ホットプレス工程で加熱されるときに磁石粉末が酸化され、磁石特性の劣化が招かれるためであると考えられる。これに対し、本発明では、単相系の合金に比べ、希土類元素Ｒの組成比率が低いため、酸化されにくく、ホットプレス工程で磁石特性が劣化しにくいという効果が得られる。
【０１１５】
【表４】
2010113482.tif 000006
【０１１６】
（実施例３）
実施例３では、実施例１と同じ粉末を用いて成形温度７００℃×１０ｍｉｎ、成形圧力３９２ＭＰａでバルク磁石を作製した。表５は実施例３の磁気特性を示している。図９は、実施例３の金属組織写真、元素マッピング写真を示している。
【０１１７】
図９に示す各元素のマッピングにおいて、濃淡の薄い部分がその元素を多く含んでいる。定量組成分析は、図９の金属組織写真中の位置Ａ、Ｂ、ａ、ｂについて実施した。
【０１１８】
ここで領域Ａ、Ｂは粒子内に位置し、分析エリアは約５００ｎｍ四方とした。一方、結合金属層については、Ｎｄ濃縮相の領域ａと、Ｆｅ濃縮相の領域ｂを分析した。
【０１１９】
図９の元素マッピング写真から、Ｆｅリッチの領域が層状に結合していることがわかる。また、金属組織写真から、結合金属層の厚さは約２００ｎｍと見積もられる。
【０１２０】
【表５】
2010113482.tif 000007
【０１２１】
以下の表６は、金属組織写真中の領域Ａ、Ｂ、ａ、ｂのＥＤＸによる定量分析結果を示す。
【０１２２】
【表６】
2010113482.tif 000008
【０１２３】
Ｆｅ濃縮相におけるＦｅの含有割合は８４．９原子％であった。他のサンプルについても、結合金属層の厚さおよびＦｅ濃縮相におけるＦｅ含有割合を測定した。結合金属層の厚さは５０〜３００ｎｍの範囲にあり、Ｆｅ濃縮相におけるＦｅ含有割合は７５原子％以上であった。
【０１２４】
実施例１、実施例２のサンプルについて、結合金属層を評価したところ、実施例３のサンプルで観察された結合金属層と同様の厚さ、組成を有していた。
【０１２５】
図１０は、プレス圧力が３９２ＭＰａで得られたバルク磁石（実施例）の顕微鏡写真を示している。図１０からわかるように、粉末粒子間の隙間は極めて少ない。
【０１２６】
（他の実施例）
以下、他の実施例を説明する。
【０１２７】
具体的には、実施例１を作製した方法と同じ方法により、表７に示す組成を有する合金溶湯を用意し、表７に示す周速度Ｖｓの冷却ロールで急冷することにより、ナノコンポジット磁石合金の薄帯を作製した。得られた薄帯の平均厚さは、２０〜３９μｍ（４０μｍ未満）の範囲にあった。ここで平均厚さは、薄帯を無作為に１００点抜き出し、マイクロメーターにて厚さを測定した後、平均値を計算した結果である。
【０１２８】
【表７】
2010113482.tif 000009
【０１２９】
次に、実施例１と同様の方法により、上記のナノコンポジット磁石合金を粉砕し、表８に示す粉末粒度を有する粉末を得た。粉末粒子の短軸方向の平均サイズは４０μｍ未満であり、長軸方向のサイズが５３μｍを超える粉末粒子が全体の９０質量％以上を占めた。その後、実施例１と同様の方法により、表８に示す成形圧、温度、時間でプレスした後、Ａｒガス冷却して本発明によるバルク磁石を得た。
【０１３０】
【表８】
2010113482.tif 000010
【０１３１】
最終的に得られたバルク磁石の各々について、密度、磁粉充填率、残留磁束密度Ｂr、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）max、保磁力ＨcJを測定した。それらの結果を表９に示す。バルク磁石の密度は、いずれも、合金真密度の９６％以上であった。
【０１３２】
【表９】
2010113482.tif 000011
【産業上の利用可能性】
【０１３３】
本発明のナノコンポジットバルク磁石は、非磁性材料である樹脂などの結合剤を含有しない高密度のフルデンス磁石であるため、磁石成分が本来有する高い磁石性能を発揮することが可能になる。また、磁石密度が高く、緻密であるため、機械的強度も高く、腐食されにくい。
【符号の説明】
【０１３４】
１ｂ、２ｂ、８ｂ  雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ  ガス排気口
１  溶解室
２  急冷室
３  溶解炉
４  貯湯容器
５  出湯ノズル
６  ロート
７  回転冷却ロール
２１  溶湯
２２  急冷凝固合金
５１    スリーブ
５２    ダイ
５３    上パンチ
５４    下パンチ
【図１】
2010113482.tif 000012
【図２】
2010113482.tif 000013
【図３】
2010113482.tif 000014
【図４】
2010113482.tif 000015
【図５】
2010113482.tif 000016
【図６】
2010113482.tif 000017
【図７】
2010113482.tif 000018
【図８】
2010113482.tif 000019
【図９】
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【図１０】
2010113482.tif 000021
【図１１】
2010113482.tif 000022
【国際調査報告】
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2010113482.tif 000024
2010113482.tif 000025
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