(57)【要約】      （修正有）【課題】硬磁性相の組成を実質的に変更することなく、高温における磁気特性が優れた希土類磁石を製造する方法を提供する。【解決手段】硬磁性相および軟磁性相のそれぞれの組成および硬磁性相と軟磁性相との体積比を設定する工程と、組成および体積比の条件下で、粒子間交換結合定数Ｊｅ、粒子１個当たりの接触面積Ｓ、単位体積当たりの異方性定数Ｋｕ、粒子１個当たりの体積Ｖの値をそれぞれ設定し、η＝（Ｊｅ×Ｓ）／（Ｋｕ×Ｖ）で表される粒子間交換結合エネルギーと結晶異方性エネルギーとの比ηを求める工程と、ηの関数として磁気特性ＭＰ（η）を第１の温度Ｔ１および第２の温度Ｔ２（＞Ｔ１）について求める工程と、工程（ｃ）で得られた磁気特性ＭＰ（η、Ｔ１）とＭＰ（η、Ｔ２）とに基づいて、磁気特性ＭＰの温度係数α（ＭＰ）を複数のηの値について求める工程等により希土類磁石を製造する。【選択図】  図１
2004172446.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
硬磁性相と軟磁性相とを含む組織を有する希土類磁石の製造方法であって、
（ａ）前記硬磁性相および前記軟磁性相のそれぞれの組成および前記硬磁性相と前記軟磁性相との体積比を設定する工程と、
（ｂ）前記組成および前記体積比の条件下で、粒子間交換結合定数Ｊｅ、粒子１個当たりの接触面積Ｓ、単位体積当たりの異方性定数Ｋｕ、粒子１個当たりの体積Ｖの値をそれぞれ設定し、η＝（Ｊｅ×Ｓ）／（６×Ｋｕ×Ｖ）で表される粒子間交換結合エネルギーと結晶異方性エネルギーとの比ηを求める工程と、
（ｃ）ηの関数として磁気特性ＭＰ（η）を第１の温度Ｔ１および第２の温度Ｔ２（＞Ｔ１）について求める工程と、
（ｄ）前記工程（ｃ）で得られた磁気特性ＭＰ（η、Ｔ１）とＭＰ（η、Ｔ２）とに基づいて、磁気特性ＭＰの温度係数α（ＭＰ）を複数のηの値について求める工程と、
（ｅ）磁気特性ＭＰ（η）が室温において最大となるηｏｐｔｉｍａｌについての温度係数｜αｏｐ（ＭＰ）｜よりも小さな温度係数｜α０（ＭＰ）｜を与えるη０を選択する工程と、
（ｆ）前記工程（ａ）で設定された前記組成および前記体積比の条件を満足し、且つ、前記工程（ｅ）で選択されたη０が得られるように、前記希土類磁石の原料合金を用意し、液体急冷法を利用して急冷凝固合金を作製する工程と、
を包含する希土類磁石の製造方法。
【請求項２】
前記磁気特性が保磁力ＨｃＪである、請求項１に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項３】
前記第１の温度Ｔ１が室温であり、前記第２の温度Ｔ２が１００℃以上の温度である、請求項１または２に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項４】
前記硬磁性相はＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を含む、請求項１から３のいずれかに記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項５】
前記磁気特性は保磁力ＨｃＪであり、保磁力の温度係数｜α（ＨｃＪ）｜が０．３４（％／Ｋ）以下である、請求項４に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項６】
η０が０．１以下である、請求項５に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項７】
ηｏｐｔｉｍａｌを与えるＪｅよりも小さなＪｅが得られるように、急冷条件を設定する、請求項６に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項８】
前記工程（ｆ）は、単ロール法を用いて実行される冷工程を含み、前記急冷工程は、第１次急冷工程と第２次急冷工程とを含み、前記第２次急冷工程の急冷速度を前記第１次冷却工程の急冷速度の０．０４倍以下である、請求項７に記載の希土類磁石の製造方法。
【請求項９】
硬磁性相と軟磁性相とを含む組織を有する希土類磁石であって、
前記硬磁性相はＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を含み、室温から１００℃までの保磁力の温度係数｜α（ＨＣＪ）｜が０．３４（％／Ｋ）以下である、希土類磁石。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、希土類磁石に関し、特に、微結晶組織を有する希土類磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、希土類・コバルト系磁石と、希土類・鉄・ボロン系磁石の二種類が各分野で広く用いられている。なかでも、希土類・鉄・ボロン系磁石（以下、「Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石」と称する。ＲはＹを含む希土類元素、Ｆｅは鉄、Ｂはボロンである。）は、種々の磁石の中で最も高い最大磁気エネルギー積を示し、価格も比較的安いため、各種電子機器へ積極的に採用されている。しかしながら、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は高温（例えば１００℃以上の温度）における磁気特性（特に保磁力ＨｃＪ）が比較的低いという欠点を有している。
【０００３】
例えば、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の典型的なＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の高温における磁気特性（例えば保磁力）を改善するために、従来は、ＮｄをＤｙ等の重希土類元素で置換することによって、磁石の保磁力そのものを大きくする方法が採用されていた。すなわち、温度上昇による保磁力の低下分を見込んで、室温での保磁力を大きくする方法が採られていた。
【０００４】
しかしながら、等方性Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、ＮｄをＤｙで置換すると異方性磁界が増大するので、保磁力が上昇する一方で着磁特性が低下するという問題が発生する。
【０００５】
また、例えば特許文献１に記載されているように、磁石のキュリー点を上昇させる試みもなされている。しかしながら、磁石のキュリー点を上昇させるためには、硬磁性相の組成を変更する必要があり、組成とキュリー点との関係は経験的に見出すしかなく、多くの実験によらなければ、高温で所望の磁気特性を有する磁石を得ることができない。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００１−１９６２１３号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、従来は、高温における磁気特性を向上するために硬磁性相の組成を変更していたため、膨大な実験量を必要とし、その結果、磁石材料の開発に多くの時間と費用を費やす必要があった。この問題は、例示したＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に限られず、希土類・コバルト系磁石や最近注目されているナノコンポジット磁石についても同様である。
【０００８】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、硬磁性相の組成を実質的に変更することなく、高温における磁気特性が優れた希土類磁石を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の希土類磁石の製造方法は、硬磁性相と軟磁性相とを含む組織を有する希土類磁石の製造方法であって、（ａ）前記硬磁性相および前記軟磁性相のそれぞれの組成および前記硬磁性相と前記軟磁性相との体積比を設定する工程と、（ｂ）前記組成および前記体積比の条件下で、粒子間交換結合定数Ｊｅ、粒子１個当たりの接触面積（１個の粒子の表面積に相当）Ｓ、単位体積当たりの異方性定数Ｋｕ、粒子１個当たりの体積Ｖの値をそれぞれ設定し、η＝（Ｊｅ×Ｓ）／（６×Ｋｕ×Ｖ）で表される粒子間交換結合エネルギーと結晶異方性エネルギーとの比ηを求める工程と、（ｃ）ηの関数として磁気特性ＭＰ（η）を第１の温度Ｔ１および第２の温度Ｔ２（＞Ｔ１）について求める工程と、（ｄ）前記工程（ｃ）で得られた磁気特性ＭＰ（η、Ｔ１）とＭＰ（η、Ｔ２）とに基づいて、磁気特性ＭＰの温度係数｜α（ＭＰ）｜を複数のηの値について求める工程と、（ｅ）磁気特性ＭＰ（η）が室温において最大となるηｏｐｔｉｍａｌについての温度係数｜αｏｐ（ＭＰ）｜よりも小さな温度係数｜α０（ＭＰ）｜を与えるη０を選択する工程と、（ｆ）前記工程（ａ）で設定された前記組成および前記体積比の条件を満足し、且つ、前記工程（ｅ）で選択されたη０が得られるように、前記希土類磁石の原料合金を用意し、液体急冷法を利用して急冷凝固合金を作製する工程とを包含し、そのことによって上記目的が達成される。
【００１０】
ある好ましい実施形態において、前記磁気特性が保磁力ＨｃＪである。
【００１１】
ある好ましい実施形態において、前記第１の温度Ｔ１が室温であり、前記第２の温度Ｔ２が１００℃以上の温度である。
【００１２】
ある好ましい実施形態において、前記硬磁性相はＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を含む。このとき、前記磁気特性は保磁力ＨｃＪであり、保磁力の温度係数｜α（ＨｃＪ）｜が０．３４（％／Ｋ）以下であることが好ましい。η０が０．１以下であることが好ましい。ηｏｐｔｉｍａｌを与えるＪｅよりも小さなＪｅが得られるように、急冷条件を設定することが好ましい。ある実施形態において、前記工程（ｆ）は、単ロール法を用いて実行される冷工程を含み、前記急冷工程は、第１次急冷工程と第２次急冷工程とを含み、前記第２次急冷工程の急冷速度を前記第１次冷却工程の急冷速度の０．０４倍以下であることが好ましい。
【００１３】
本発明の希土類磁石は、硬磁性相と軟磁性相とを含む組織を有する希土類磁石であって、前記硬磁性相はＲ２Ｆｅ１４Ｂ型化合物相を含み、室温から１００℃までの保磁力の温度係数｜α（ＨｃＪ）｜が０．３４（％／Ｋ）以下であることを特徴とする。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者は、希土類磁石の高温における磁気特性（特に保磁力ＨｃＪ）を改善するために、磁気特性の温度依存性（温度上昇に伴う磁気特性の低下）を抑制する方法について種々検討し、その結果得られた知見に基づいて本発明に想到した。
【００１５】
磁化容易方向が結晶粒毎にランダムな硬磁性相の微結晶より構成される希土類磁石では、その磁性発現に関係する粒子間交換結合エネルギーと異方性エネルギーとが競合し、また粒子間交換結合エネルギーは組織の形態に依存することから、組織の形態を制御することにより磁気特性が改善できると考えた。すなわち、硬磁性相の組成を実質的に変更することなく、高温における磁気特性（得に保磁力）が優れた希土類磁石を製造する方法を検討した。
【００１６】
本発明の希土類磁石の製造方法は、図１に示すフローチャートで表される工程を包含する。以下では、改善すべき磁気特性が保磁力ＨｃＪの場合を例に本発明による実施形態の希土類磁石の製造方法を説明する。
【００１７】
まず、工程（ａ）において、希土類磁石を構成する硬磁性相および軟磁性相のそれぞれの組成および硬磁性相と軟磁性相との体積比を設定する。この工程で選択される硬磁性相および軟磁性相は、既知のものであり、それぞれの基本的な磁気特性が実質的に既知または実測で求めることが可能なものである。体積比は既知の方法によって実現できる範囲に設定される。
【００１８】
次に、工程（ｂ）において、工程（ａ）で設定された組成および体積比の条件下で、粒子間交換結合定数Ｊｅ、粒子１個当たりの接触面積（１個の粒子の表面積に相当）Ｓ、単位体積当たりの異方性定数Ｋｕ、粒子１個当たりの体積Ｖの値をそれぞれ設定し、η＝（Ｊｅ×Ｓ）／（６×Ｋｕ×Ｖ）（式１）で表される粒子間交換結合エネルギーと結晶異方性エネルギーとの比ηを求める。
【００１９】
次に、工程（ｃ）において、ηの関数として保磁力ＨｃＪ（η）を第１の温度Ｔ１（例えば室温）および第２の温度Ｔ２（＞Ｔ１：例えば１００℃）について求める。具体的には、後に詳述するようにコンピュータを利用したシミュレーションによって、複数の温度（Ｔ１およびＴ２を含む）について保磁力ＨｃＪ（η）のグラフ（横軸η、縦軸ＨｃＪ）を求める。
【００２０】
次に、工程（ｄ）において、得られた保磁力ＨｃＪ（η、Ｔ１）と保磁力ＨｃＪ（η、Ｔ２）とに基づいて、保磁力ＨｃＪの温度係数α（ＨｃＪ）を複数のηの値について求める。
【００２１】
次に、工程（ｅ）において、磁気特性ＭＰ（η）が室温において最大となるηｏｐｔｉｍａｌについての温度係数｜α０（ＨｃＪ）｜よりも小さな温度係数｜α（ＨｃＪ）｜を与えるη０を選択する。このとき、目的とする高温における保磁力ＨｃＪ（Ｔ２）が所定の値を超えるようη０を設定する。なお、後に詳述するように、ηが小さくなると残留磁化Ｂｒが小さくなる傾向にあるので、所望の保磁力ＨｃＪが得られる範囲内で最も大きなηを選択することが好ましい。なお、一般に磁気特性は温度の上昇ととも低下するので、磁気特性ＭＰ（η）の温度係数α（ＨｃＪ）は負の値を取る。ここでは、温度係数の絶対値を｜α（ＨｃＪ）｜と表し、単に温度係数｜α（ＨｃＪ）｜と呼ぶことにする。
【００２２】
工程（ａ）で設定された組成および体積比の条件を満足し、且つ、工程（ｅ）で選択されたη０が得られるように、工程（ｆ）において、希土類磁石の原料合金を用意し、液体急冷法を利用して急冷凝固合金を作製する。もともと工程（ａ）では、既知の希土類磁石の硬磁性相および軟磁性相から材料を選択しているので、工程（ｆ）は基本的には既知の製造方法に従って実行することができる。
【００２３】
なお、後に詳述するように、希土類磁石の組織は急冷速度などの製造条件によって変化するので、これまで採用されていなかった条件を設定することによって、高温磁気特性を改善できる場合もある。例えば、従来は典型的には、室温の保磁力ＨｃＪが最大となるように、組織を微細化（硬磁性相や軟磁性相となる結晶粒の微細化）するために急冷条件などを設定していた。しかしながら、本発明者が得た知見によると、保磁力の温度係数｜α（ＨｃＪ）｜を小さくするためには、組織が小さすぎることは好ましくない。従って、本発明による設計指針に従って、組織を制御するためには、一般に、従来と異なる急冷条件を採用することが好ましい場合が多い。
【００２４】
以下、本発明による実施形態の希土類磁石の製造方法を詳細に説明する。以下では、硬磁性相がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ化合物相で、軟磁性相がα−Ｆｅである希土類ナノコンポジット磁石を例に実施形態の製造方法を説明するが、本発明はこれに限られず、硬磁性相と軟磁性相とを含む組織を有する微結晶希土類磁石に広く適用できる。
【００２５】
まず、本発明の理論的な背景を説明する。
【００２６】
本発明者は、微結晶磁石、すなわち磁化容易方向が結晶粒毎にランダムな硬磁性相（および軟磁性相）の微結晶より構成される磁石では、磁性発現に関係する粒子間交換結合エネルギーと結晶異方性エネルギー（単に「異方性エネルギー」と言うこともある。）とが競合すること、また粒子間交換結合エネルギーが組織の形態に依存することから、組織の形態を制御することにより磁気特性が改善できると考えた。
【００２７】
そこで、粒子間交換結合エネルギーと異方性エネルギーとの比ηと微結晶磁石の組織との関係を計算（シミュレーション）で求めることを試みた。
【００２８】
（結晶粒のモデル化）
まず、単純化のため、微結晶希土類磁石の結晶粒は図２（ａ）に示したように同一粒径の立方体とし、周期境界であるとした。ここでは、各結晶粒は硬磁性相（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ化合物相）または軟磁性相（α−Ｆｅ相）である。このモデルに基づいて、異方性エネルギーと粒子間交換結合エネルギーとを計算する。
【００２９】
（異方性エネルギー）
図１（ｂ）に示したように結晶粒（ｉ）の磁化容易方向をα（ｉ）、磁化方向β（ｉ）、両者がなす角をなす角δ、異方性定数をＫｕ（ｉ）、結晶粒の体積をＶ（ｉ）とすると、異方性エネルギーは、次式で与えられる。軟磁性相のＫｕは０とみなしてもよい。
Ｗｋ（ｉ）＝Ｋｕ（ｉ）Ｖ（ｉ）｜α（ｉ）｜｜β（ｉ）｜ｓｉｎ２δ
【００３０】
（粒子間交換結合エネルギー）
粒子間交換結合とは、結晶粒が粒界を介して電子を交換するために、スピンが平行もしくは反平行に揃おうとする現象である。強い磁性的結合の場合は平行に揃おうとする（強磁性的結合）。
【００３１】
図１（ｃ）は、粒子間交換結合エネルギーの計算の概念図で、結晶粒（ｉ）と隣合う計６個の結晶（ｊ）において、飽和磁化をＩｓ（ｉ）、Ｉｓ（ｊ）、磁化方向をβ（ｉ）、β（ｊ）、ｉ−ｊ間の交換定数をＪｅ（ｉ−ｊ）、ｉ−ｊ間の接触面積をｓ（ｉ−ｊ）とすると、交換結合エネルギーＷｅｘ（ｉ）は次式で与えられる。なお、ｓ（ｉ−ｊ）は隣接粒子間の接触面積を表し、粒子を立方体と仮定した場合、粒子１個の当たりの接触面積（１個の粒子の表面積に相当）Ｓは、６ｓ（ｉ−ｊ）となる。
Ｗｅｘ（ｉ）＝ΣＪｅ（ｉ−ｊ）ｓ（ｉ−ｊ）Ｉｓ（ｉ）β（ｉ）Ｉｓ（ｊ）β（ｊ）
【００３２】
（静磁界エネルギー）
図１（ｄ）は、静磁界エネルギーの発生の概念図を示したものである。結晶粒毎に磁化方向が異なれば界面に磁極が生じて、静磁エネルギーが増加する。それを打ち消す方向に磁化方向が再配列しようとする作用が働く。そのエネルギーＷｍ（ｉ）を考慮する。
【００３３】
（印加磁界によるエネルギー）
その他のネルギーとしては印加磁界によるエネルギーＷｚ（ｉ）を考慮する。
【００３４】
（磁化方向β（ｉ）の計算）
各結晶粒（ｉ）についての磁気的エネルギーの総和Ｗ（ｉ）は、次式で与えられる。
Ｗ（ｉ）＝Ｗｋ（ｉ）＋Ｗｅｘ（ｉ）＋Ｗｍ（ｉ）＋Ｗｚ（ｉ）
【００３５】
また、結晶粒全体のエネルギーは、Ｗ＝ΣＷ（ｉ）で表せる。
【００３６】
微結晶磁石（典型的には等方性磁石）において粒子間交換結合が働くと、異方性エネルギーとの間に競合が生ずる。一方向に着磁した後の系全体の磁化状態を求めるには、全エネルギーＷが最小になるような、磁化方向β（ｉ）を求めるわけだが、そのようなβ（ｉ）は数学的には無数に存在するため、観測される磁化ΣＩｓ（ｉ）β（ｉ）Ｖ（ｉ）を一義的に求めることができない。
【００３７】
ここでは、Ｗ（ｉ）とギルバートの運動方程式からβ（ｉ）の時間微分を求めることができるので、微小時間を掛けて数値計算的手法でβ（ｉ）の運動を計算し、β（ｉ）の収束値を求める。
【００３８】
計算に用いた主なパラメータの値を表１に示す。
【００３９】
【表１】
2004172446.tif 000003
【００４０】
ηそのものを一つのパラメータとみなして変化させ、計算し、ηに対する磁気特性（ＭＰ）との関係を求めれば、特定のモデル組織についての磁気特性を予測できる。保磁力ＨＣＪなどの磁気特性ＭＰの温度係数｜α（ＭＰ）｜は、ＪｅとＫｕの温度変化によりηが変化することに対応付けて考察できる。
【００４１】
なお、計算（シミュレーション）には、平成７年度長崎大学大学院工学研究科修士論文、北島望、「スプリングマグネットの磁気特性の計算機解析」にソースコードが記載されているプログラムの一部を改変したものを用いた。
【００４２】
（計算結果）
［室温の保磁力と残留磁化］
Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相を９０ｖｏｌ％、α−Ｆｅ相を１０ｖｏｌ％としたナノコンポジット磁石の、室温における保磁力ＨＣＪおよび残留磁化Ｂｒとηの関係を図３（ａ）および（ｂ）に示す。
【００４３】
図３（ａ）からわかるように、保磁力ＨＣＪは、ηに対して極大値をとる。これは、上述したように、微結晶磁石では、磁性発現に関係する粒子間交換結合エネルギーと異方性エネルギーとが競合するからである。今回の計算条件では、η＝０．０８５のときに、保磁力ＨＣＪは最大値１６００ｋＡ／ｍとなる。一方、図３（ｂ）からわかるように、残留磁化Ｂｒは一次的ではないが、ηの増加に対し単純に増加する。
【００４４】
シミュレーションから導かれた保磁力および残留磁化の値は、いずれも、実験的に得られる希土類磁石の測定値のレベルよりも２０％以上大きな値であり、磁気特性の絶対値自体をシミュレーションによって再現するのは難しいが、定性的には利用できる。なお、シミュレーションでこのように大きな値が算出される原因として、まず結晶のモデルにおいて粒径の分散が考慮されていないこと、および硬磁性相と軟磁性相とを同じ粒径としていることが挙げられる。また上記のモデルでは、粒界近傍もバルクの物性値を有するものとして、特に区別していないが、この粒界近傍は、バルクよりも低磁化、低Ｋｕ、低Ｊｅとなる物性値を有する別の相と考慮すべきかもしれない。
【００４５】
［保磁力の温度依存性］
表１より、Ｋｕ（１００℃）＝０．８Ｋｕ（ＲＴ）である。Ｊｅは温度変化しないと考えられるから、室温から１００℃において、ηはη（１００℃）＝１．２５η（ＲＴ）になると考えられる。ηが大きいほど、η自身の変化量が大きいから、保磁力の変化量も大きく、温度に対する変化率も大きくなる傾向にある。
【００４６】
特に図４に示した概念図のように、希土類ナノコンポジット磁石では、ＨＣＪが室温において極大となるηをηｏｐｔｉｍａｌとすると、ηがηｏｐｔｉｍａｌより大きい場合と小さい場合とでは、室温で同等の保磁力であっても温度上昇による変化率はηが小さい場合の方が小さい（有利）であることが分かる。すなわち、ηｏｐｔｉｍａｌよりも小さなηを有する場合のΔＨＣＪ１は、ηｏｐｔｉｍａｌよりも大きなηを有する場合のΔＨＣＪ２よりも小さく、１００℃においてより大きな保磁力ＨＣＪを有することになる。
【００４７】
保磁力ＨＣＪの温度係数｜α（ＨＣＪ）｜＝｜｛ＨＣＪ（１００℃）−ＨＣＪ（ＲＴ）｝／｛ＨＣＪ（ＲＴ）×（１００−ＲＴ）｝×１００｜（％／Ｋ）は、室温でのηに対して、図５に示すように変化する。図５の結果からわかるように、保磁力ＨＣＪの温度係数（｜α（ＨＣＪ）｜）を小さくするにはηを小さくすればよいことがわかる。
【００４８】
粒径をＤとすると、ＳはＤの二乗に比例し、ＶはＤの三乗に比例するから、ηはＤに反比例する。従って、ηを小さく方法の一つの方法として、粒径Ｄ（結晶粒の体積Ｖ）を大きくすることが考えられる。しかしながら、ηが小さいと残留磁化Ｂｒが低下するので、要求条件によってバランスをとる必要がある。なお、Ｊｅの値としてα−Ｆｅ相の交換結合定数２．０ｘ１０−２Ｊ／ｍ２を採用すると、η＝０．０５となる粒径Ｄは１００ｎｍ程度となる。一方、福永ら、Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３１、１３７（１９９２）によれば、粒子間交換結合定数／交換結合定数≒０．２〜０．４であり、これによりＪｅ＝４ｘ１０−３Ｊ／ｍ２とすると、η＝０．０５となる粒径Ｄは２０ｎｍ程度となる。なお、Ｊｅは、強磁性共鳴法（ＦＭＲ）を用いて測定することができる（例えば、ＩＥＥＥ、Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．３７、２５６７（２００１）参照）。
【００４９】
また、ηを小さくする他の方法として、粒子間結合定数Ｊｅを小さくする方法が考えられる。
【００５０】
粒子間結合定数Ｊｅは、粒界の厚さ、粒界中の添加元素や不純物量の量、さらには、粒界中の添加元素や不純物の分散状態（均一・不均一）に依存して変化するので、これを制御することによって、粒子間結合定数Ｊｅを小さくすることができる。
【００５１】
さらに、図６に模式的に示すように、室温から１００℃へ温度が上昇するときに、ＫｕだけでなくＪｅも同様に減少すれば、η（ＲＴ）＞ηｏｐｔｉｍａｌにおいても、η（１００℃）＝１．２５η（ＲＴ）となる場合に比べて保磁力ＨＣＪの温度変化を小さくできることがわかる。すなわち粒子間交換結合Ｊｅが温度上昇とともに小さくなるように制御すればよい。本来、粒子間交換結合Ｊｅはほとんど温度変化しないが、粒界部分が相としては存在せず、構造不定の領域となっていれば、有効的な見かけ上の粒子間交換結合Ｊｅを温度変化する場合もあり得ると考えられる。
【００５２】
Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相を９０ｖｏｌ％、α−Ｆｅ相を１０ｖｏｌ％含むナノコンポジット磁石のシミュレーションより求めた磁気特性とηとの関係を表２に示す。また各パラメータが保磁力の温度係数｜α（ＨＣＪ）｜に対し、どのような影響を与えるかを示したのが表３である。
【００５３】
【表２】
2004172446.tif 000004
【００５４】
【表３】
2004172446.tif 000005
【００５５】
（実施例および比較例）
以下に、本発明による希土類磁石の製造方法の実施例を説明する。上記の理論的な設計指針に基づいて、ηｏｐｔｉｍａｌよりも小さなηを有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石を作製する。
【００５６】
ここでは、液体急冷法における急冷速度を制御することによって、粒界相の状態を変化させて、Ｊｅを小さくする方法を検討した。具体的には、液体急冷法における二次急冷速度を一次急冷速度よりも０．０４倍以上遅くすることによって、粒界相に不純物をより多く存在させることによって、Ｊｅを小さくした。従来（例えは、米国特許第５２０９７８９号明細書参照）は、室温における磁気特性（得に最大エネルギー積）を最大にするために、冷却ガスを用いるなどして、二次急冷速度を高くする試みがなされているのに対し、本実施例では、冷却ガスを用いず、二次急冷速度を低下させた。二次急冷速度が高すぎると、合金原料中に含まれる不純物や添加元素（例えば、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｎなど）が主相内に多く残留し、粒界に存在する量が僅かになってしまう。
【００５７】
なお、一次急冷速度とは、パドル位置から５０ｍｍまでのロール上の区間における急冷速度を指し、二次急冷速度とは、パドル位置から２００ｍｍ以上離れた位置からの急冷速度を指す。不純物などを粒界に適度に（従来よりも多く）存在させることによって、Ｊｅを従来よりも小さくし、その結果、ηをηｏｐｔｉｍａｌよりも小さくすることができるので、保磁力ＨＣＪの温度係数を従来よりも小さくすることができる。
【００５８】
（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石の作製）
試料は、液体急冷法の内の単ロール法の一つであるメルトスピニング法で以下のようにして作製した。
【００５９】
純度９９．８％のＮｄ、純度９９．９％以上のＦｅおよびＢを１９．２ｍａｓｓ％含有するＦｅ−Ｂ合金から、所定の合金組成（ここでは、Ｎｄ１２Ｆｅ８２．５Ｂ５．５）になるよう配合した後、真空溶解炉（６００ｇ／バッチ）にて母合金を作製した。
【００６０】
次に得られた母合金を２０ｍｍ角以下に粉砕し、底部にφ０．８ｍｍのオリフィスを有する透明石英製の出湯ノズルに１５ｇを入れ、高周波溶解により、合金溶湯にした後、溶湯噴射圧３０ｋＰａにて銅製ロール上に、出湯ノズルとロール間の距離１．０ｍｍにて噴射し、幅約２ｍｍ、厚さ３０μｍ〜５０μｍの急冷合金薄帯を作製した。
【００６１】
ここでは、出湯温度、ロール周速度は雰囲気を変えることによって、急冷速度（表４参照）を調節し、実施例、比較例１および２の急冷薄帯を得た。実施例では、出湯温度１４００℃、ロール周速度２５ｍ／ｓ、真空中で、厚さ３０μｍの急冷薄帯を得た。比較例１では、出湯温度１３００℃、ロール周速度２５ｍ／ｓ、アルゴンガス雰囲気中で吹きつけガス（上記米国特許参照）を用いて、厚さ４０μｍの急冷薄帯を得た。比較例２では、出湯温度１３００℃、ロール周速度１５ｍ／ｓ、真空中で、厚さ５０μｍの急冷薄帯を得た。なお、急冷速度は熱画像計測装置（ニコン社製）を用いて計測した。６００℃〜１０００℃のＳＵＳ棒をＲ熱伝対で測定した値を用いて熱画像計測装置による測定値を較正した。
【００６２】
得られた実施例、比較例１および２の急冷薄帯を１ｃｍ長程度の短冊状に切断し、Ｎｂ箔で包装した後、石英ガラス管内に投入し、真空ポンプで吸引しながら、管状電気炉にて熱処理を行った。熱処理後の実施例の希土類磁石の平均粒径は約９０μｍ、比較例１の希土類磁石の平均粒径は約４０μｍ、比較例２に希土類磁石の平均粒径は、約１４０μｍであった。
【００６３】
なお、磁気特性はＶＳＭにより評価した。希土類磁石の組織は、構成相をＸＲＤにて評価し、組織をＴＥＭにより観察した。ＴＥＭ観察は、試料両面をディンプラーで研磨して２０ミクロン程度とした後、イオン薄膜作製装置にてＡｒイオンを試料に衝突させて研削することにより、厚さ方向で見て中心部分を電子線が透過するほどの薄さで露出させ、そこを観察した。
【００６４】
【表４】
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【００６５】
表４に示した結果からわかるように、実施例の希土類磁石は、二次急冷速度を一次急冷速度の０．０２倍以下に制御することによって、ηの値が０．１以下（０．０５）で、保磁力の温度係数（室温と１００℃との間）｜α（ＨＣＪ）｜は０．３０となり、比較例１および２よりも低い値を有している。これは二次急冷速度が遅いために、粒界に比較的多くの不純物が存在し、その結果、Ｊｅが小さくなった、すなわちηが小さくなったためと考えられる。比較例１および２では二次急冷速度が一次急冷速度の０．０５倍であり、ηを十分に小さくする（例えば０．１以下にする）には、二次急冷速度が一次急冷速度の０．０４倍以下であることが好ましいと考えられる。
【００６６】
従来は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石で、保磁力ＨＣＪの温度係数｜α（ＨＣＪ）｜を０．３５以下とすることができないと考えられていたが、本発明によると、｜α（ＨＣＪ）｜を０．３４以下、さらには、０．３０以下を実現することができた。また、実施例の希土類磁石の結晶粒の平均粒径は比較例１よりも大きいにも関わらず、高温における磁気特性が比較例１よりも優れている。このように、従来は結晶粒を微細化することによって磁気特性を改善しようとする試みとは逆に、保磁力の温度係数を小さくするためには、結晶粒がある程度大きい方が有利であることがわかった。
【００６７】
上記の実施形態では、保磁力ＨｃＪがηに対して極値（極大値）をとる例について説明したが、図７に示すように、保磁力ＨｃＪがηに対して単調に減少し、極大値をとらない希土類磁石についても本発明を適用することができる。
【００６８】
異方性定数Ｋｕが室温から１００℃への温度変化に伴って０．８倍になり、Ｊｅ、Ｄの温度変化は小さいと仮定すると、上記の場合と同様に、ηは室温から１００℃への温度変化に伴って１．２５倍になる。従って、図７に示すように、ηが小さい場合の方が室温から１００℃に変化する際の保磁力の変化ΔＨＣＪ４が、ηが大きい場合の保磁力の変化ΔＨＣＪ５より小さくなる。すなわち、図７に示した場合にも、ηが小さい場合の方が保磁力の低下量を小さくできる。
【００６９】
保磁力ＨｃＪの低下する割合を｜α（ＨｃＪ）｜＝｜｛ＨｃＪ（ＲＴ）−ＨｃＪ（１００℃）｝／ＨｃＪ（室温）｜とすると、｜α（ＨｃＪ）｜とη（ＲＴ）との関係は、図８のようになり、｜α（ＨｃＪ）｜を小さくするには、上記の場合と同様、ηを小さくすればよいことがわかる。
【００７０】
上記の実施例では、組成式がＮｄ１２Ｆｅ８２．５Ｂ５．５で表されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石について説明したが、１１．５原子％以上１２．５原子％以下のＲ（希土類元素）、５．０原子％以上６．０原子％以下のＱ（全体がＢ（硼素）、またはＱの全体の５０％以下がＣ（炭素）に置換されても良い。）、２．０原子％以下の微量添加元素（例えば、Ｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｎなど、）および不可避不純物を含み、残部がＦｅ（ただし、Ｆｅの一部はＣｏまたはＮｉと置換されても良い。）については、実施例とほぼ同様の結果を得ることができる。
【００７１】
さらに、本発明の理論的な背景の説明からもわかるように、本発明の希土類磁石の製造方法は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石に限られず、従来のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石、希土類・コバルト系磁石や他のナノコンポジット磁石など、微結晶組織を有する希土類磁石の製造に広く適用することができる。
【００７２】
【発明の効果】
本発明によると、硬磁性相の組成を実質的に変更することなく、高温における磁気特性が優れた希土類磁石を製造する方法が提供される。本発明によると、高温における磁気特性に優れた希土類磁石を従来よりも効率良く開発・製造することができる。また、本発明による希土類磁石は、室温における保磁力が従来よりも低くいので、着磁特性が改善されるという利点も得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による希土類磁石の製造方法の工程を説明するためのフローチャートである。
【図２】（ａ）〜（ｄ）は、本発明の理論計算に用いたモデルを説明するための模式図である。
【図３】（ａ）および（ｂ）は、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相を９０ｖｏｌ％、α−Ｆｅ相を１０ｖｏｌ％としたナノコンポジット磁石の室温における保磁力ＨＣＪおよび残留磁化Ｂｒとηの関係を示すグラフである。
【図４】本発明の実施形態において、保磁力の温度係数が小さくなる理由を説明するための模式図である。
【図５】本発明の実施形態における、保磁力ＨＣＪの温度係数（｜α（ＨＣＪ）｜）とη（ＲＴ）との関係を示すグラフである。
【図６】本発明の実施形態において、保磁力の温度係数が小さくなる他の理由を説明するための模式図である。
【図７】本発明の実施形態において、保磁力ＨｃＪがηに対して単調に減少する場合に、保磁力の温度係数が小さくなる理由を説明するための模式図である。
【図８】図７に示した関係を有する希土類磁石における保磁力ＨＣＪの温度係数（｜α（ＨＣＪ）｜）とη（ＲＴ）との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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