(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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種以上の元素であって必ずＢを含み、Ｒは希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％を満足する急冷合金であって、厚さが５０μｍ以上２００μｍ以下、幅が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内にあり、厚さ方向と直交する２つの端面に結晶組織が形成され、前記結晶組織は、平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の強磁性鉄基硼化物相と、平均粒径２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とを含み、前記強磁性鉄基硼化物相は、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在し、かつ、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比率が６０体積％以上である急冷合金を粉砕することによって得られたナノコンポジット磁石粉末と、
結合剤とを含む、ボンド磁石用コンパウンド。
【請求項２】
前記結合剤は熱硬化性樹脂または熱可塑性樹脂である、請求項１に記載のボンド磁石用コンパウンド。
【請求項３】
前記ナノコンポジット磁石粉末は、粒径が５３μｍ以下の粉末粒子を１０質量％以上含む、請求項１または２に記載のボンド磁石用コンパウンド。
【請求項４】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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種以上の元素であって必ずＢを含み、Ｒは希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％、を満足するナノコンポジット磁石粉末であって、粉末粒子の粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下の範囲内にあり、かつ、長軸サイズに対する短軸サイズの比率が０．３以上１以下であり、磁石粉末中の結晶組織は、平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の強磁性鉄基硼化物相と、平均粒径２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とを含み、前記強磁性鉄基硼化物相は、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在し、かつ、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比率が６０体積％以上であるナノコンポジット磁石粉末と、
結合剤とを含む、ボンド磁石用コンパウンド。
【請求項５】
前記結合剤は熱硬化性樹脂または熱可塑性樹脂である、請求項４に記載のボンド磁石用コンパウンド。
【請求項６】
前記ナノコンポジット磁石粉末は、粒径が５３μｍ以下の粉末粒子を１０質量％以上含む、請求項４または５に記載のボンド磁石用コンパウンド。
【請求項７】
ナノコンポジット磁石粉末と結合剤とを含むボンド磁石用コンパウンドの製造方法であって、
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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種以上の元素であって必ずＢを含み、Ｒは希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％、を満足する急冷合金であって、厚さが５０μｍ以上２００μｍ以下、幅が５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲内にあり、厚さ方向と直交する２つの端面に結晶組織が形成され、前記結晶組織は、平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の強磁性鉄基硼化物相と、平均粒径２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とを含み、前記強磁性鉄基硼化物相は、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在し、かつ、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比率が６０体積％以上である急冷合金を用意する工程と、
前記急冷合金を粉砕することによってナノコンポジット磁石粉末を作製する工程と、
前記ナノコンポジット磁石粉末と結合剤とを混合する工程と
を包含する、ボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【請求項８】
前記結合剤は熱硬化性樹脂または熱可塑性樹脂である、請求項７に記載のボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【請求項９】
前記ナノコンポジット磁石粉末は、粒径が５３μｍ以下の粉末粒子を１０質量％以上含む、請求項７または８に記載のボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【請求項１０】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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種以上の元素であって必ずＢを含み、Ｒは希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％、を満足するナノコンポジット磁石粉末であって、粉末粒子の粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下の範囲内にあり、かつ、長軸サイズに対する短軸サイズの比率が０．３以上１以下であり、磁石粉末中の結晶組織は、平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の強磁性鉄基硼化物相と、平均粒径２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とを含み、前記強磁性鉄基硼化物相は、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在し、かつ、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比率が６０体積％以上であるナノコンポジット磁石粉末を用意する工程と、
前記ナノコンポジット磁石粉末と結合剤とを混合する工程と
を包含する、ボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【請求項１１】
前記結合剤は熱硬化性樹脂または熱可塑性樹脂である、請求項１０に記載のボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【請求項１２】
前記ナノコンポジット磁石粉末は、粒径が５３μｍ以下の粉末粒子を１０質量％以上含む、請求項１０または１１に記載のボンド磁石用コンパウンドの製造方法。
【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永久磁石の製造方法に関し、特に複数の強磁性相を有する鉄基希土類合金磁石およびそ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。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系焼結磁石や、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系焼結磁石は、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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
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。
【０００５】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、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、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。
【０００６】
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。
【０００７】
以上の理由から、液体急冷法を用いて製造したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、粉末冶金法によって製造した異方性のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に比べてＢrが低いという問題を有している。
【０００８】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石の特性を改善する手法としては、特開平１−７５０２号公報に記載されているように、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された少なくとも一種の元素と、Ｔｉ、Ｖ、およびＣｒからなる群から選択された少なくとも一種の元素とを複合的に添加することが有効である。このような元素の添加によって、保磁力ＨcJと耐食性とが向上するが、残留磁束密度Ｂrを改善する有効な方法は、ボンド磁石の密度を向上すること以外に知られていない。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石中に６原子％以上の希土類元素が含まれる場合、多くの先行技術によれば、溶湯の急冷速度を高めるため、ノズルを介して冷却ロールに溶湯を噴射するメルトスピニング法が使用されている。
【０００９】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石の場合、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相および硬磁性である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。このようなナノコンポジット磁石については、１Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂrを有することが報告されているが、その保磁力ＨcJは１６０ｋＡ／ｍ〜２４０ｋＡ／ｍと比較的低い。そのため、この永久磁石材料の使用は、磁石の動作点が１以上になる用途に限られている。
【００１０】
また、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が（特開平3-261104号公報、特許第2727505号公報、特許第2727506号公報、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 OFα-Fe/R2Fe14B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEEE, Trans. Magn. No. 5, INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea pp.3265-3267, 1999）、必ずしも充分な「コスト当りの特性値」は得られていない。これは、ナノコンポジット磁石において実用に耐えられる大きさの保磁力が得られていないため、実使用において充分な磁気特性を発現できないためである。
【００１１】
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、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔを維持しながら、実用に耐えられる高い保磁力（例えばＨcJ≧６００ｋＡ／ｍ）を満足する優れた磁気特性を持つ鉄基合金磁石を安価に製造し得る永久磁石の製造方法を提供することにある。
【００１２】
【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-z-n（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＭn（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、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、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（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、ｎ、およびｐが、それぞれ、１０＜ｘ≦２５原子％、７≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、０≦ｎ≦１０原子％、および０≦ｐ≦０．２５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、前記合金の溶湯を、案内面が水平方向に対して１〜８０°の角度を形成する案内手段上に供給し、前記冷却ロールとの接触領域に前記合金溶湯を移動させる工程と、前記合金溶湯を前記冷却ロールによって急冷し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む急冷合金を作製する冷却工程とを包含する。
【００１３】
好ましい実施形態において、前記冷却工程は、前記案内手段により、前記合金溶湯の流れの幅を前記冷却ロールの軸線方向に沿って所定の大きさに調節する工程を包含する。
【００１４】
好ましい実施形態において、前記急冷合金の作製は減圧雰囲気ガス中で行う。
【００１５】
好ましい実施形態において、前記雰囲気ガスの圧力は、圧力０．１３ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下に調節されている。
【００１６】
好ましい実施形態では、前記冷却工程において、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の存在比率を前記急冷合金の６０体積％以上にする。
【００１７】
好ましい実施形態では、前記冷却工程において、前記冷却ロール表面の回転周速度を５ｍ／秒以上２６ｍ／秒以下の範囲に調節し、前記合金溶湯の単位幅あたりの供給速度を３ｋｇ／分／ｃｍ以下とする。
【００１８】
好ましい実施形態では、少なくともＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相、α−Ｆｅ相、および強磁性鉄基硼化物相を含む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２００ｎｍ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以下とする工程を包含する。
【００１９】
好ましい実施形態において、強磁性鉄基硼化物相がＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在している。
【００２０】
好ましい実施形態では、前記急冷合金に対して結晶化熱処理を行なうことにより、前記組織を形成する。
【００２１】
好ましい実施形態では、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秒以上保持することを含む。
【００２２】
好ましい実施形態において、前記結晶化熱処理の前に前記急冷合金を粉砕する工程を含む。
【００２３】
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。
【００２４】
好ましい実施形態において、前記元素ＭはＮｂを必ず含む。
【００２５】
好ましい実施形態では、Ｎｂを実質的に含まないことを除けば実質的に同一の組成を有する鉄基希土類磁石原料合金に比較して溶湯の液相線温度が１０℃以上低い。
【００２６】
好ましい実施形態において、Ｎｂの含有量は、原子比率で全体の０．１％以上３％以下である。
【００２７】
好ましい実施形態において、前記組成式中のＣの組成比率ｐが０．０１≦ｐ≦０．２５の関係を満足している。
【００２８】
好ましい実施形態では、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）以下とする。
【００２９】
好ましい実施形態では、前記合金溶湯の凝固過程で最初に析出する化合物相の凝固温度が、前記組成比率ｐがゼロの場合に比べて、５℃以上低下していることを特徴とする。
【００３０】
好ましい実施形態では、前記冷却工程において、前記合金溶湯の凝固過程で最初に析出する化合物相は硼化チタン系化合物である。
【００３１】
好ましい実施形態において、前記冷却工程は、表面の中心線粗さＲａが２０μｍ以下の冷却ロールを１０ｍ／秒以上の表面周速度で回転させて行う。
【００３２】
好ましい実施形態では、前記冷却工程において、前記冷却ロールによって急冷される前記合金溶湯の１つの流れあたりの溶湯急冷処理速度を０．７ｋｇ／分以上４ｋｇ／分未満の範囲内に調節する。
【００３３】
好ましい実施形態では、前記冷却工程において、前記案内手段により、前記合金溶湯の１つの流れの幅を５ｍｍ以上２０ｍｍ未満に調節する。
【００３４】
好ましい実施形態では、前記合金溶湯の動粘度を５×１０-6ｍ2／秒以下に調節する。
【００３５】
好ましい実施形態では、前記合金溶湯の動粘度が５×１０-6ｍ2／秒を超えないように前記案内手段の表面温度を３００℃以上に保持する。
【００３６】
好ましい実施形態では、急冷合金の厚さを５０μｍ以上２００μｍ以下にする。
【００３７】
好ましい実施形態において、前記案内手段はＡｌ2Ｏ3を８０体積%以上含む材料から構成されている。
【００３８】
好ましい実施形態において、前記冷却ロールは５０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の熱伝導率を有する材料から形成されている基材を用いている。
【００３９】
好ましい実施形態において、前記冷却ロールは炭素鋼、タングステン、鉄、銅、モリブデン、ベリリウム、または銅系の合金から形成された基材を有している。
【００４０】
好ましい実施形態において、前記冷却ロールの基材の表面には、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ることを特徴とする。
【００４１】
本発明による鉄基永久磁石の製造方法は、上記の製造方法によって作製された急冷合金を用意する工程と、前記急冷合金に対する熱処理を行う工程とを包含する。
【００４２】
本発明によるボンド磁石の製造方法は、上記いずれかの製造方法によって作製された合金の粉末の粉末を用意する工程と、前記粉末を用いてボンド磁石を作製する工程とを包含する。
【００４３】
本発明による急冷合金は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％を満足する急冷合金であって、厚さが５０μｍ以上２００μｍ以下の範囲内にあり、厚さ方向と直交する２つの端面に結晶組織が形成されていることを特徴とする。
【００４４】
好ましい実施形態において、前記結晶組織は、平均粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の強磁性硼化物相と、平均粒径２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とを含んでいる。
【００４５】
好ましい実施形態では、前記両端面における結晶組織に挟まれた領域に非晶質部分が存在する。
【００４６】
好ましい実施形態において、厚さは８０μｍ以上である。
【００４７】
本発明による急冷合金は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％、を満足する急冷合金であって、厚さが６０μｍ以上１５０μｍ以下の範囲内にあり、リコイル透磁率が１．１以上２以下である。
【００４８】
本発明による磁粉は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された一種以上の元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、およびｎが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦５原子％を満足する磁粉であって、平均粒径が６０μｍ以上１１０μｍ以下、短軸サイズに対する長軸サイズの比率が０．３以上１以下、保磁力ＨcJが６００ｋＡ／ｍ以上である。
【００４９】
【発明の実施の形態】
本発明による永久磁石の製造方法は、ストリップキャスト法により、Ｆｅ、Ｂ、Ｒ（Ｙを含む１種以上の希土類金属元素）、およびＴｉを含有する鉄基合金溶湯を減圧雰囲気中で冷却し、それによって微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む急冷合金を作製する。そして、その後に必要に応じて急冷合金に対する熱処理を行ない、急冷合金中に残存していた非晶質を結晶化させる。
【００５０】
ストリップキャスト法は、冷却ロールの表面に合金溶湯を接触させ、合金溶湯を冷却することにより、急冷合金の薄帯を作製する方法である。本発明では、従来のストリップキャスト法に比べて高速で回転する冷却ロールによって合金溶湯の急冷・凝固を行う。ストリップキャスト法は、ノズルオリフィスを用いて合金溶湯を冷却ロールの表面に噴射するメルトスピニング法に比べて、冷却速度は低いが、幅が広くて比較的厚い急冷合金薄帯を作製できるため、量産性に優れている。
【００５１】
本発明によれば、急冷合金中に軟磁性の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結晶組織、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が作製される。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。また、微細な軟磁性相は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に存在し、構成相の間で交換相互作用が強められる。
【００５２】
従来、本発明が対象とするような組成に類似する組成（すなわち、本発明の組成からＴｉを除いた組成）を有する合金溶湯を冷却してＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を多く含む急冷合金を作製しようとすると、α−Ｆｅが多く析出した合金組織が得られる。このため、その後の結晶化熱処理でα−Ｆｅが粗大化してしまうという問題があった。α−Ｆｅなどの軟磁性相が粗大化すると、磁石特性が大きく劣化し、到底実用に耐える永久磁石は得られない。
【００５３】
特に本発明で用いる原料合金組成のようにホウ素の含有量が比較的多く、希土類元素Ｒが比較的少ない（１０原子%以下）場合、従来技術によれば、合金溶湯の冷却速度を充分に低下させてＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の体積比率が６０％を超えるような急冷凝固合金を作製しようとすると、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相以外にα−Ｆｅまたはその前駆体が多く析出してしまい、その後の結晶化熱処理により、α−Ｆｅ相の粗大化が進行し、磁石特性が大きく劣化してしまった。
【００５４】
以上のことから、従来、ナノコンポジット磁石の保磁力を増大させるには、メルトスピニング法を用いて合金溶湯の冷却速度を高め、急冷凝固合金の大部分がアモルファス相によって占められるような状態にした後、そのアモルファス相から結晶化熱処理により均一に微細化された組織を形成することが好ましいとの常識が存在していた。これは、微細な結晶相が分散した合金組織を持つナノコンポジット磁石を得るには、制御しやすい熱処理工程でアモルファス相から結晶化を行なうべきと考えられていたからである。
【００５５】
このため、アモルファス生成能に優れたＬａを原料合金に添加し、その原料合金の溶湯を急冷することによってアモルファス相を主相とする急冷凝固合金を作製した後、結晶化熱処理でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の両方を析出・成長させ、いずれの相も数十ｎｍ程度の微細なものとする技術が報告されている（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）。なお、この論文は、Ｔｉなどの高融点金属元素の微量添加（２ａｔ％）が磁石特性を向上させることと、希土類元素であるＮｄの組成比率を９．５ａｔ％よりも１１．０ａｔ％に増加させることがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の両方を微細化する上で好ましいことを教示している。上記高融点金属の添加は、硼化物（Ｒ2Ｆｅ23Ｂ3やＦｅ3Ｂ）の生成を抑制し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の２相のみからなる磁石を作製するために行なわれている。
【００５６】
上記のナノコンポジット磁石用の急冷合金は、ノズルを用いて合金溶湯を高速で回転する冷却ロールの表面に噴射するメルトスピニング法で作製される。メルトスピニング法による場合、極めて速い冷却速度が得られるため、非晶質の急冷合金を作製するのに適している。
【００５７】
これに対し、本発明では、ストリップキャスト法を用いて、従来のメルトスピニング法における冷却速度よりも遅い速度で合金溶湯を冷却するが、添加元素Ｔｉの働きにより、急冷凝固工程でγ−Ｆｅ（後でα−Ｆｅ相に変化する）の析出を抑え、更には、結晶化熱処理工程におけるα−Ｆｅ相などの軟磁性相の粗大化を抑制している。その結果、微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が均一に分散した急冷合金を作製することができる。
【００５８】
本発明によれば、希土類元素量が比較的少ない（１０ａｔ％未満）原料合金を用いながら、磁化（残留磁束密度）および保磁力が高く、減磁曲線の角形性にも優れた永久磁石を量産レベルで製造することができる。
【００５９】
本発明による保磁力の増加は、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相を冷却工程で優先的に析出・成長させ、それによってＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率を増加させながら、しかし軟磁性相の粗大化を抑制したことによって実現する。磁化の増加は、Ｔｉの働きにより、急冷凝固合金中に存在するホウ素リッチな非磁性アモルファス相から強磁性鉄基硼化物などの硼化物相を生成し、結晶化熱処理後に残存する非磁性アモルファス相の体積比率を減少させたために得られたものと考えられる。
【００６０】
以下、本発明の鉄基希土類合金磁石をより詳細に説明する。
【００６１】
まず、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＭnで表現される鉄基希土類原料合金の溶湯を用意する。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、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、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。また、組成比率（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、ｎ、およびｐは、それぞれ、以下の関係式を満足する。
【００６２】
１０＜ｘ≦２５原子％
７≦ｙ＜１０原子％
０．５≦ｚ≦１２原子％
０≦ｍ≦０．５
０≦ｎ≦１０原子％および
０≦ｐ≦０．２５
【００６３】
次に、ストリップキャスト法により、上記の合金溶湯を減圧雰囲気ガス中にて急冷し、微細な（例えば平均粒径が１５０ｎｍ以下の）Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を体積比率で６０％以上含む急冷合金を作製する冷却工程を行なう。
【００６４】
その後、必要に応じて、急冷合金に対する結晶化熱処理を行ない、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相および強磁性の鉄基硼化物相を含むナノコンポジット組織を形成する。軟磁性相としては、鉄基硼化物の他に、微細なα−Ｆｅ相を含んでいても良い。このような組織中、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、硼化物相およびα−Ｆｅ相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下となるように合金溶湯の冷却条件および結晶化熱処理条件が調節される。
【００６５】
本発明によれば、添加したＴｉの働きにより、合金溶湯の冷却工程でＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を多く優先的に生成することができる。
【００６６】
最終的な磁石におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は、鉄基硼化物相やα−Ｆｅ相の平均結晶粒径よりも大きい。硬磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均サイズが比較的大きく、α−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均サイズが充分に小さいとき、各構成相が交換相互作用によって効果的に結合し、軟磁性相の磁化方向が硬磁性相によって拘束されるので、合金全体としては優れた減磁曲線の角形性を示すことが可能になる。
【００６７】
本発明では、合金組成、合金の冷却速度、および熱処理温度などの製造条件を調節することにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の飽和磁化と同等または、それよりも高い飽和磁化を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅを生成することが可能になる。生成される鉄基硼化物は、例えば、Ｆｅ3Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ）やＦｅ23Ｂ6（飽和磁化１．６Ｔ）である。ここで、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの飽和磁化は、ＲがＮｄの場合に約１．６Ｔであり、α−Ｆｅの飽和磁化は２．１Ｔである。
【００６８】
本発明の製造方法による場合、上記のような強磁性の鉄基硼化物が生成されやすい理由は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相が大半を占める凝固合金を作製すると、急冷合金中に存在するアモルファス相がどうしてもホウ素を過剰に含むこととなるため、この余分なホウ素が結晶化熱処理で他の元素と結合して析出・成長しやすくなるためであると考えられる。しかし、熱処理前のアモルファス相に含まれるホウ素と他の元素が結合して、磁化の低い化合物が生成されると、磁石全体として磁化が低下してしまう。なお、本明細書における「アモルファス相」とは、原子配列が完全に無秩序化した部分によってのみ構成される相だけではなく、結晶化の前駆体や微結晶（サイズ：数ｎｍ以下）、または原子クラスタを部分的に含んでいる相をも含むものとする。具体的には、Ｘ線回折や透過電子顕微鏡観察によって結晶構造を明確に同定できない相を広く「アモルファス相」と称することにする。そして、Ｘ線回折や透過電子顕微鏡観察によって結晶構造を明確に同定できる構造を「結晶相」と称することとする。
【００６９】
本発明者の実験によれば、Ｔｉを添加した場合だけ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏなどの他の種類の金属を添加した場合と異なり、磁化の低下が生じず、むしろ磁化が向上することがわかった。また、Ｔｉを添加した場合、前述の他の添加元素と比べ、減磁曲線の角形性が特に良好なものとなった。これらのことから、磁化の低い硼化物の生成を抑制する上でＴｉが特に重要な働きをしていると考えられる。特に、本発明で用いる原料合金の組成範囲のうち、ホウ素およびＴｉが比較的に少ない場合は、熱処理によって強磁性を有する鉄基硼化物相が析出しやすい。この場合、非磁性のアモルファス相中に含まれるホウ素が鉄基硼化物中に取り込まれる結果、結晶化熱処理後に残存する非磁性アモルファス相の体積比率が減少し、強磁性の結晶相が増加するため、残留磁束密度Ｂrが向上する。
【００７０】
また、Ｔｉを添加した場合は、α−Ｆｅの粒成長が抑制され、優れた硬磁気特性が発揮される。そして、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相やα−Ｆｅ相以外の強磁性相を生成し、それによって、合金内に３種類以上の強磁性相を含む組織を形成することが可能になる。Ｔｉに代えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒなどの金属元素を添加した場合は、α−Ｆｅ相が析出するような比較的高い温度領域でα−Ｆｅ相の粒成長が著しく進行し、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁性相との交換結合によって有効に拘束されなくなる結果、減磁曲線の角形性が大きく低下する。
【００７１】
なお、Ｔｉに代えて、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加した場合、α−Ｆｅが析出しない比較的低い温度領域で熱処理を行なえば、減磁曲線の角形性に優れた良好な硬磁気特性を得ることが可能である。しかし、このような温度で熱処理を行なった合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型微細結晶相が非磁性のアモルファス相中に分散して存在していると推定され、ナノコンポジット磁石の構成は形成されていない。また、更に高い温度で熱処理を行なうと、アモルファス相中からα−Ｆｅ相が析出してしまう。このα−Ｆｅ相は、Ｔｉを添加した場合と異なり、析出後、急激に成長し、粗大化する。このため、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁性相との交換結合によって有効に拘束されなくなり、減磁曲線の角形性が大きく劣化してしまうことになる。
【００７２】
一方、Ｔｉに代えて、ＶやＣｒを添加した場合は、これらの添加金属がＦｅに固溶し、反強磁性的に結合するため、磁化が大きく低下してしまう。
【００７３】
一方、Ｔｉを添加した場合は、α−Ｆｅ相の析出・成長のキネティクス（kinetics）が遅くなり、析出・成長に時間を要するため、α−Ｆｅ相の析出・成長が完了する前にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出・成長が開始すると考えられる。このため、α−Ｆｅ相が粗大化する前にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が均一に分散した状態で大きく成長する。
【００７４】
このようにＴｉを添加した場合のみ、α−Ｆｅ相の粗大化を適切に抑制し、強磁性の鉄基硼化物を形成することが可能になる。更に、Ｔｉは、液体急冷時にＦｅ初晶（後にα−Ｆｅに変態するγ−Ｆｅ）の晶出を遅らせ、過冷却液体の生成を容易にする元素としてホウ素や炭素とともに重要な働きをするため、合金溶湯を急冷する際の冷却速度を１０2℃／秒〜１０4℃／秒程度の比較的低い値にしても、粗大なα−Ｆｅを析出させることなく、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相を６０体積％以上含む急冷合金（Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相以外には鉄基硼化物を含むことがある）を作製することが可能になる。
【００７５】
本発明では、ノズルオリフィスによる溶湯の流量制御を行なわずに溶湯をシュート（案内手段）から直接に冷却ロール上へ注ぐストリップキャスト法を用いる。このため、ノズルオリフィスを用いるメルトスピニング法による場合と比較して、生産性が高く、製造コストが低い。このようにＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類合金の溶湯をストリップキャスト法によっても達成可能な冷却速度範囲でアモルファス化するには、通常、Ｂ（ホウ素）を１０原子％以上添加する必要がある。このようにＢを多く添加した場合は、急冷合金に対して結晶化熱処理を行った後も、Ｂ濃度の高い非磁性のアモルファス相が金属組織中に残存し、均質な微細結晶組織が得られない。その結果、強磁性相の体積比率が低下し、磁化の低下を招来する。しかしながら、本発明のようにＴｉを添加すると、上述した現象が観察されるため、磁化の高い鉄基硼化物が生成され、予想外に磁化が向上する。
【００７６】
［組成の限定理由］
ＢおよびＣの合計の組成比率ｘが１０原子％以下になると、急冷時の冷却速度が１０2℃／秒〜１０5℃／秒程度と比較的遅い場合、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り、その後に熱処理を施しても高い保磁力が得られない。また、組成比率ｘが１０原子％以下になると、高い磁化を示す鉄基硼化物が生成されなくなる。鉄基硼化物中のホウ素はＴｉと結合して安定な化合物を作るため、鉄基硼化物が多いほど、耐候性が向上する。このため、ｘは１０原子％を超えることが必要である。一方、組成比率ｘが２５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し、同時に、構成相中で最も高い飽和磁化を有するα−Ｆｅの存在比率が減少するため、残留磁束密度Ｂrが低下してしまう。以上のことから、組成比率ｘは１０原子％を超え、２５原子％以下となるように設定することが好ましい。より好ましい組成比率ｘの範囲は１０原子％を超え、１７原子％以下である。
【００７７】
ＢおよびＣの全体に対するＣの比率ｐは、原子比で、０以上０．２５以下の範囲にあることが好ましい。Ｃ添加の効果を得るには、Ｃの比率ｐが０．０１以上であることが好ましい。ｐが０．０１よりも少なすぎると、Ｃ添加の効果がほとんど得られない。一方、ｐが０．２５よりも大きくなりすぎると、α−Ｆｅ相の生成量が増大して、磁気特性が劣化するという問題が生じる。比率ｐの下限は、０．０２であることが好ましく、ｐの上限は０．２０以下であることが好ましい。比率ｐは０．０８以上０．１５以下であることが更に好ましい。
【００７８】
Ｒは、希土類元素（Ｙ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。
【００７９】
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６原子％未満になると、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の存在量が低下し、代わりにＢリッチの非磁性層の存在量が増加するため、ナノコンポジット構造が形成されず、磁化が低下する。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは６原子％以上１０原子％未満の範囲、例えば、６原子％以上９．５原子％以下に調節することが好ましい。より好ましいＲの範囲は７原子％以上９．３原子％以下であり、最も好ましいＲの範囲は８．３原子％以上９．０原子％以下である。
【００８０】
Ｔｉの添加は、合金溶湯の急冷中に硬磁性相を軟磁性相よりも早くに析出・成長させるという効果を発揮するとともに、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。
【００８１】
Ｔｉの組成比率ｚが全体の０．５原子％未満になると、Ｔｉ添加の効果が充分に発現しない。一方、Ｔｉの組成比率ｚが全体の１２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０．５原子％以上１２原子％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましいｚの範囲の下限は１．０原子％であり、より好ましいｚの範囲の上限は６原子％である。更に好ましいｚの範囲の上限は５原子％である。
【００８２】
また、Ｃおよび／またはＢから構成されるＱの組成比率ｘが高いほど、Ｑ（例えば硼素）を過剰に含むアモルファス相が形成されやすいので、Ｔｉの組成比率ｚを高くすることが好ましい。ＴｉはＢに対する親和性が強く、硬磁性相の粒界に濃縮される。Ｂに対するＴｉの比率が高すぎると、Ｔｉは粒界にではなく、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ化合物中に入り込み、磁化を低下させる可能性がある。また、Ｂに対するＴｉの比率が低すぎると、被磁性のＢリッチアモルファス相が多く生成されてしまう。実験によれば、０．０５≦ｚ／ｘ≦０．４を満足させるように組成比率を調節することが好ましく、０．１≦ｚ／ｘ≦０．３５を満足させることがより好ましい。更に好ましくは０．１３≦ｚ／ｘ≦０．３である。
【００８３】
種々の効果を得る為、金属元素Ｍを添加しても良い。Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群から選択された１種以上の元素である。
【００８４】
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１種または二種の遷移金属元素（Ｔ）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。
【００８５】
次に、図面を参照しながら、本発明の好ましい実施形態を詳細に説明する。
【００８６】
（実施形態１）
まず、本発明の第１の実施形態を説明する。
【００８７】
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急冷合金の作製を実行する。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。
【００８８】
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の減圧状態にすることができる不図示の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の底部出口２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を導く樋４およびシュート（案内手段）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。
【００８９】
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。なお、樋４は、必須ではなく、溶解炉１から出た合金溶湯３を直接シュート５に供給しても良い。
【００９０】
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、例えば、直径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１０5℃／秒の範囲で制御可能である。
【００９１】
シュート５の溶湯を案内する面は、水平方向に対して角度（傾斜角度）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５の傾斜角度αは、１°≦α≦８０°であることが好ましく、５°≦α≦６０°の関係を満足することが更に好ましい。角度βは、１０°≦β≦５５°の関係を満足することが好ましい。
【００９２】
シュート５上に供給された溶湯３は、シュート５の先端部から冷却ロール７の表面に対して供給され、冷却ロール７の表面に溶湯のパドル６を形成する。
【００９３】
シュート５は、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、整流効果を更に向上させることができる。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。シュート５の溶湯案内面の傾斜角度αを調節することにより、溶湯供給速度を微調整できる。溶湯は、その自重により、シュート５の傾斜した案内面を流れ、水平方向（Ｘ軸方向）に平行な運動量成分をもつ。シュート５の傾斜角度αを大きくするほど、溶湯の流速は速くなり、運動量も大きくなる。
【００９４】
シュート５は、上記の機能に加え、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、溶湯温度が低すぎると、溶湯粘度が上昇し、スプラッシュが発生しやすくなる。シュート５上での溶湯温度は、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することができるが、必要に応じてシュート加熱装置（図１において不図示）を設けても良い。
【００９５】
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（溶湯の１つの流れの幅）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、排出部における各溶湯流れの幅は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。
【００９６】
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に所定の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。
【００９７】
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。
【００９８】
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。
【００９９】
回転する冷却ロール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。本実施形態の場合、複数の排出部の各々から流れ出た溶湯が所定幅の帯となり、凝固する。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。
【０１００】
このように、ストリップキャスト法は、メルトスピニング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。
【０１０１】
また、メルトスピニング法では、ノズル部分の再利用が不可能なため、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。
【０１０２】
更に、ストリップキャスト法によれば、メルトスピニング法に比べ、遅い速度で冷却ロールを回転させ、また、合金出湯量を多くできるため、急冷合金薄帯を厚くすることができる。
【０１０３】
しかしながら、ストリップキャスト法では合金溶湯を冷却ロールの表面に強く噴射しないため、冷却ロール７が１０ｍ／秒以上の比較的速い周速度で回転するような場合は、冷却ロール７の表面に溶湯のパドル６を安定して形成するのが難しいという問題がある。また、ノズルを用いない場合、合金溶湯がロール表面を押す圧力が小さいため、合金溶湯とロール表面との接触部において合金溶湯とロール表面との間に微小な隙間が生じやすい。このため、合金溶湯とロール表面との間の密着性は、ストリップキャスト法がメルトスピニング法に比べて劣る。密着性に関する問題およびその解決方法については、後述する。
【０１０４】
本実施形態では、溶湯供給速度（処理量）の上限値を、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している。ストリップキャスト法による場合、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するため、溶湯の冷却条件が単位接触幅あたりの溶湯供給速度に大きく依存する。
【０１０５】
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、本発明では、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。
【０１０６】
また、前述のように、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。
【０１０７】
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。
【０１０８】
本実施形態においては、冷却ロールの周速度を５ｍ／秒以上２０ｍ／秒未満に設定することができる。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、回収にも困難をきたすおそれがある。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。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／秒以上２０ｍ／秒以下に設定され、より好ましくは６ｍ／秒以上１５ｍ／秒以下に設定される。冷却ロールの周速度の更に好ましい範囲は、１０ｍ／秒以上１３ｍ／秒以下である。
【０１０９】
なお、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以下であることが更に好ましい。
【０１１０】
また、装置全体としての溶湯供給速度（処理速度）は、３ｋｇ／分未満では生産性が悪く、安価な原料供給を実現できないため、３ｋｇ／分以上にしている。このためには、シュートや冷却ロールの形状などを適切に選択した場合において単位接触幅あたりの供給速度を、０．４ｋｇ／分／ｃｍ以上にすることが好ましい。
【０１１１】
例えば直径約３５ｃｍで幅約１５ｃｍのＣｕ製ロールを用いた場合、ロール周速度が５ｍ／秒〜１０ｍ／秒であれば、単位接触幅あたりの供給速度は、０．５ｋｇ／分／ｃｍ〜２ｋｇ／分／ｃｍ程度が好ましい。この場合、０．５ｋｇ／分〜６ｋｇ／分の供給速度で急冷工程を行うことができる。
【０１１２】
シュート５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（平均値）及び幅が適正範囲内に調節できる。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、ボンド磁石の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。
【０１１３】
［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。本発明によれば、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。
【０１１４】
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。
【０１１５】
本発明では、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。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。
【０１１６】
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。
【０１１７】
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。
【０１１８】
本発明の場合、最終的にα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、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するため、優れた磁気特性が発揮される。
【０１１９】
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２００ｎｍ以下であることが好ましく、２０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であることが更に好ましい。これに対し、強磁性の鉄基硼化物相や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く、５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることが更に好ましい。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。
【０１２０】
また、本実施形態によれば、図２に示すように、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に微細な鉄基硼化物相（（Ｆｅ，Ｔｉ）−Ｂ化合物）が存在した組織構造が得られる。このような組織は、構成相間の交換相互作用を最大化するのに適している。鉄基硼化物中にはＴｉが存在している。これは、ＴｉのＢに対する親和性が強く、Ｔｉが鉄基硼化物中に濃縮されやすいためであると考えられる。鉄基硼化物内でＴｉとＢが強く結合するため、Ｔｉの添加は鉄基硼化物を安定化すると考えられる。
【０１２１】
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。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。
【０１２２】
上述のボンド磁石を用いてモータやアクチュエータなどの各種の回転機を製造することができる。
【０１２３】
本発明の方法により得られた磁石磁末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合、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。更に好ましい範囲は５０μｍ以上２００μｍ以下である。
【０１２４】
（実施形態２）
次に、本発明の第２の実施形態を説明する。
【０１２５】
Ｔｉを必須元素として含む上記組成の合金の溶湯をストリップキャスト法で急冷・凝固する場合、ＴｉとＢとが結合した化合物（ＴｉＢ2など）が溶湯中で形成されやすく、その結果、溶湯の液相線温度が従来の組成を有する鉄基希土類磁石原料合金の溶湯に比べて高くなる。溶湯の液相線温度が高くなると、その分、溶湯温度を高め（液相線温度より例えば１００℃程度高温）に設定し、溶湯粘度を充分に低く維持しておかなければ、安定した出湯を実現できなくなる。
【０１２６】
しかし、合金溶湯を冷却ロールの表面で急冷・凝固させる場合に、出湯温度を高くすると、ロール表面温度が上昇するため、急冷合金の薄帯が冷却ロールから剥がれにくくなり、冷却ロールに巻きつきやすくなる。合金薄帯がロールに巻きつくと、巻きついた合金上に次々と溶湯が供給され、急冷合金中に生成される結晶相が粗大化するため、最終的な磁石特性が劣化してしまうことになる。
【０１２７】
この問題は、比較的少量の合金溶湯をノズルから噴射するメルトスピニング法では、ほとんど生じないものである。メルトスピニング法による場合は、冷却ロールの表面に接触する溶湯の量が少なく、また、強く噴射される溶湯とロール表面との間の密着性もよい。その結果、ロールが溶湯を冷却する能力が低下しにくく、溶湯の冷却が均一かつ充分に進行するからである。
【０１２８】
これに対して、ストリップキャスト法による場合は、ノズルを用いないため、大量の合金溶湯を均一かつ充分に冷却することが難しい。また、本発明で用いる合金組成では、溶湯の冷却速度や冷却の均一性が急冷合金の微細組織を大きく左右し、磁石特性を決定付けてしまう。このため、高性能ナノコンポジット磁石をストリップキャスト法で量産するには、冷却ロールへの合金薄帯の巻きつきを充分に防止する必要がある。
【０１２９】
本発明者は、上述した組成系の合金に対して適量のＮｂを添加することによって合金溶湯の液相線温度が１０℃以上（例えば約４０〜８０℃）も低下することを見出した。合金溶湯の液相線温度が下がると、その分だけ溶湯温度を低下させたとしても、溶湯粘度はほとんど増加せず、安定した出湯を継続的に行なうことが可能になる。出湯温度が低くなると、冷却ロールの表面で充分な冷却を達成することができるため、ロールでの巻きつきを防止するとともに、急冷凝固合金組織を均一微細化することが可能になる。
【０１３０】
そこで、本実施形態では、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＮｂnで表現される合金の溶湯をストリップキャスト法で急冷する。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、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）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍ、ｎ、およびｐが、それぞれ、以下の関係式を満足する。
【０１３１】
１０＜ｘ≦２５原子％
７≦ｙ＜１０原子％
０．５≦ｚ≦１２原子％
０≦ｍ≦０．５
０．１≦ｎ≦５原子％、および
０≦ｐ≦０．２５
【０１３２】
なお、冷却ロールによる合金の巻きつきを防止するためには、Ｎｂを添加するだけではなく、前述のように雰囲気ガス圧を適切な範囲に調節することが好ましい。
【０１３３】
本実施形態では、図３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。
【０１３４】
図３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、図１の装置と同様に、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。
【０１３５】
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。
【０１３６】
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２×１０4℃／秒の範囲で制御可能である。
【０１３７】
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。
【０１３８】
シュート５は、セラミックス等で構成され、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、整流効果を更に向上させることができる。
【０１３９】
ストリップキャスト工程における種々の条件は、最初の実施形態について説明したことが適用される。また、急冷合金に対して行う後の工程は、第１の実施形態における工程と同様である。
【０１４０】
本実施形態によれば、ＴｉとともにＮｂを鉄基希土類合金に添加することにより、合金溶湯の液相線温度を下げ、急冷合金を量産レベルで安定して製造することが可能となる。
【０１４１】
なお、Ｎｂの組成比率は、０．１原子％以上５原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上３原子％以下であることが更に好ましい。
【０１４２】
（実施形態３）
次に、本発明の第３の実施形態を説明する。
【０１４３】
前述したように、本発明で用いる合金では、ＴｉとＢとが結合した化合物（ＴｉＢ2など）が溶湯中で形成されやすく、その結果、溶湯の液相線温度が従来の組成を有する鉄基希土類磁石原料合金の溶湯に比べて高くなる。
【０１４４】
本発明者は、ＴｉおよびＢを含む鉄基合金に適量のＣ（炭素）を添加すれば、合金溶湯の液相線温度が５℃以上（例えば約１０〜４０℃）低下することを見出した。炭素の添加によって合金溶湯の液相線温度が下がると、その分、溶湯温度を低下させても、ＴｉＢ2などの晶出が抑制されるため、溶湯粘度はほとんど増加せず、安定した溶湯流れの形成を継続的に行なうことが可能になる。溶湯温度が低くなると、冷却ロールの表面で充分な冷却を達成することができるため、ロールでの巻きつきを防止するとともに、急冷凝固合金組織を均一微細化することが可能になる。
【０１４５】
本実施形態では、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-n（Ｂ1-pＣp）xＲyＴｉzＭnで表現される合金溶湯をストリップキャスト法で急冷することにより、鉄基希土類急冷凝固合金を作製する。ここで、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素であり、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種以上の元素である。
【０１４６】
上記組成式中のｘ、ｙ、ｚ、ｍ、ｎ、およびｐは、それぞれ、以下の関係式を満足する。
【０１４７】
１０＜ｘ≦２５原子％
７≦ｙ＜１０原子％
０．５≦ｚ≦１２原子％
０≦ｍ≦０．５
０≦ｎ≦１０原子％、および
０．０１≦ｐ≦０．２５
【０１４８】
上記合金の溶湯を凝固させるため、本実施形態においても、図３に示すストリップキャスティング装置を使用する。なお、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以下に制御する。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。
【０１４９】
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を形成する。本実施形態では、炭素を添加することにより、溶湯の液相線温度を低く維持しているため、溶湯の動粘度は、溶湯温度が１２００℃以上の場合、５×１０-6ｍ2／秒以下に維持され、スムーズな湯流れが実現する。
【０１５０】
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。
【０１５１】
ストリップキャスト工程における種々の条件は、最初の実施形態について説明したことが適用される。また、急冷合金に対して行う後の工程は、第１の実施形態における工程と同様である。
【０１５２】
なお、得られた急冷合金薄帯の「かさ密度」は０．５グラム（ｇ）／ｃｃ以下であることが多いため、急冷後、適当な粉砕装置を用いて「かさ密度」が１ｇ／ｃｃ以上になるように合金を粉砕し、回収することが好ましい。
【０１５３】
このストリップキャスト工程以降の工程は、第１の実施形態における工程と同様の工程を行えばよい。
【０１５４】
本実施形態によれば、ＴｉとともにＣを鉄基希土類合金に添加することにより、合金溶湯の液相線温度を下げ、急冷合金を量産レベルで安定して製造することが可能となる。
【０１５５】
（実施形態４）
従来のストリップキャスト法における冷却ロールの周速度は非常に遅く、１〜２ｍ／秒程度である。本発明で用いる合金組成では、Ｔｉ添加により、比較的低速度でも良質な急冷合金組織を形成することができるが、磁石特性をできるだけ向上させるには、従来のストリップキャスト法における周速度よりも格段に速い周速度で溶湯の冷却を行うことが好ましい。
【０１５６】
しかし、ストリップキャスト法において、冷却ロールの回転速度を高めると、合金溶湯を充分に引き上げることが困難になる。ストリップキャスト法の場合、メルトスピニング法に比べて、回転するロール表面に対する溶湯の密着度が低くい。これは、ロール表面に形成される薄い空気層が溶湯とロール表面との間に侵入することが一因である。このため、冷却ロールを高速で回転させると、溶湯がロール表面上で滑り、溶湯を引き上げられなくなるからである。これに対して、メルトスピニング法による場合は、ノズルオリフィスを介して大きな運動量を持つ溶湯の細い噴流を冷却ロール表面にぶつけるため、空気層を割って溶湯をロール表面に密着させることができ、たとえ冷却ロールが高速回転している場合でも、所望の急冷凝固合金を形成することが可能である。
【０１５７】
このような事情から、従来は、冷却速度を高める必要がある場合、メルトスピニング法を用いて冷却ロールの周速度を高め（例えば２０ｍ／秒以上）に設定していた。逆に冷却速度が遅くて良い場合は、ストリップキャスト法を用いて冷却ロールの周速度を低く（例えば１〜２ｍ／秒）設定していた。
【０１５８】
鉄基希土類合金磁石を液体急冷法によって作製する場合、冷却速度を充分に高めないかぎり、所望の微細組織構造を得ることができない。特に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系化合物からなる硬磁性相とα−Ｆｅなどの軟磁性相とが交換相互作用によって磁気的に結合したナノコンポジット磁石を製造する場合、従来、メルトスピニング法によらなければ冷却速度が不充分になるため、所望の急冷組織が得られなかった。従って、このようなナノコンポジット磁石をストリップキャスト法で量産することは実現されていなかった。
【０１５９】
本発明者らは、従来のストリップキャスト法によれば実現困難であるとされていた冷却速度を達成するため、高速（周速度：１０ｍ／秒以上）で回転する冷却ロールを用いるストリップキャスト法の開発を検討してきた。本発明者らのストリップキャスト法では、合金溶湯を傾斜したシュート（案内手段）上に供給し、溶湯の自重を利用してシュート上で合金溶湯の横方向流れを形成する。このようにして比較的大きな運動量を溶湯に与えることにより、冷却ロール表面に溶湯をぶつけ、高速回転する冷却ロールの表面に溶湯を密着させることが可能になる。
【０１６０】
しかしながら、本発明者らの上記ストリップキャスト法によれば、ＣやＮｂを添加し、減圧雰囲気下で溶湯の急冷を行っても、急冷合金が冷却ロールへ巻きついてしまう場合があることがわかった。急冷合金が冷却ロールに巻きつくと、急冷工程は中断を余儀なくされ、急冷工程を継続することができなくなる。このことは、量産化実現にとって大きな支障となる。
【０１６１】
本実施形態では、高速で回転する冷却ロール上に溶湯のパドルを安定して形成し、しかも、急冷合金がロールに巻きつくことを防止するのに有益なシュートの構成および冷却ロールを詳細に説明する。
【０１６２】
本実施形態では、図３に示す装置を用いてストリップキャスト法を行う。前述したように、シュート５の溶湯案内面は、水平方向に対して傾斜し、冷却ロール７までの溶湯の流路を形成する。シュート５の案内面と水平方向との間の角度（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る。
【０１６３】
シュート５上に供給された溶湯３は、シュート５の先端部から冷却ロール７の表面に対して水平方向の運動量をもって供給され、冷却ロール７の表面に溶湯のパドル６を形成する。
【０１６４】
図４は、シュート５の上面を示す斜視図である。このシュート５は、一箇所で受けた溶湯を先端部に案内するガイドを有している。これらガイドの一部は、流路の両側だけではなく、中央部にも存在し、溶湯流れを２条に分けることができる。図４の例では、２条の溶湯流れの各々の幅が１０ｍｍに規定され、また、各条の溶湯は１０ｍｍの間隔で冷却ロール表面に供給される。このようなガイドを持つシュート５によれば、冷却ロール７の胴長方向（軸線方向：図３の紙面に垂直な方向）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、このときの各リボンの幅（急冷合金の幅）は５〜２０ｍｍに設定される。リボン幅が５ｍｍを下回ると量産性が低下し、２０ｍｍを超えると安定したキャスティングを行うことが難しくなるからである。
【０１６５】
ストリップキャスト装置に用いられる冷却ロール７の表面には、通常、微細な凹凸が存在する。冷却ロール７の表面粗度が大きくなると、ロール表面に存在する微細な凹部のために合金溶湯と冷却ロール７の表面との実効的な接触面積が減少してしまうことになる。
【０１６６】
図５は、周速度１０ｍ／秒で回転する冷却ロール７の表面に接触する溶湯の断面形状を模式的に示している。冷却ロール７の表面と溶湯の下面との間に雰囲気ガスが巻き込まれ、多数のエアーポケット５０が形成される。冷却ロール７の表面粗度が大きいほど、ロール表面と溶湯との実効的な接触面積は低下する。その結果、冷却ロール７による溶湯からの抜熱量が低下し、合金溶湯３の冷却速度が実質的に減少してしまう。このようにして冷却ロール７による冷却能力が低下すると、冷却ロール７と接して凝固しつつある急冷合金８の温度が充分に低下しなくなる。
【０１６７】
急冷合金８は、凝固に際して収縮するが、この凝固収縮が不充分になる程、回転する冷却ロール７から剥離しにくく、冷却ロール７に巻きつきやすくなる。そして、リボン状の急冷合金８が冷却ロール７に巻きつくと、冷却工程を継続できなくなってしまう。特にストリップキャスト法による場合は、溶湯がロール表面に接触している部分のロール周方向サイズがメルトスピニング法と比べて長いため、急冷合金８が冷却ロール７に巻きつきやすいという問題がある。
【０１６８】
一方、メルトスピニング法によれば、図６に示すように、ノズルを介して比較的少量の合金溶湯を冷却ロール７の表面に噴射し、溶湯をロール表面に押し付けるため、冷却ロール７の表面粗度が大きい場合でも、ロール表面と溶湯との間の密着性は良く、冷却能力が高くなるため、合金溶湯を充分な速度で均一に冷却することが容易である。
【０１６９】
以上説明したように、本発明で採用するタイプのストリップキャスト法による場合は、冷却ロール７を周速度１０ｍ／秒以上で高速回転させると、冷却ロール７の表面における中心線粗さＲａが急冷合金８の冷却ロール７への巻きつきに重要な影響を与える。本発明者の実験によると、冷却ロール７の表面における中心線粗さＲａが２０μｍ以下であれば、充分な冷却効果が得られるため、急冷合金８が冷却ロール７に巻きついてしまうことを防止できることがわかった。
【０１７０】
以上のことから、本発明では、冷却ロール表面の中心線粗さＲａを２０μｍ以下に設定する。なお、量産レベルで安定した操業を継続するには、冷却ロール表面の中心線粗さＲａは１３μｍ以下に設定することが好ましく、７μｍ以下に設定することが更に好ましい。
【０１７１】
また、本発明で採用するストリップキャスト法では、図３および図４に示すように、合金溶湯３が傾斜したシュート５上をゆっくりと流れるため、高速回転する冷却ロール７の表面上に適切なパドル６を形成するには、合金溶湯３の動粘度の大きさが重要である。実験によると、合金溶湯３の動粘度が５×１０-6ｍ2／秒を超える場合、冷却ロール７上でパドル６が形成されず、溶湯３がスプラッシュとなり急冷されなくなってしまうことがわかった。このため、合金溶湯３の動粘度は５×１０-6ｍ2／秒以下に調節することが好ましく、１×１０-7ｍ2／秒以下に調節することが更に好ましい。
【０１７２】
上記シュート５の表面温度が低すぎると、冷却ロール７に流れ着く前に合金溶湯３の動粘度が高くなりすぎる場合がある。シュート５の表面温度が３００℃以下の場合、シュート５上にて溶湯が冷却され、動粘度が５×１０-6ｍ2／秒を超えてしまうため、シュート５の表面温度は３００℃以上に保持することが好ましい。シュート５の表面温度は４５０℃以上に保持することが好ましく、５５０℃以上に保持することが更に好ましい。
【０１７３】
シュート５の材質にはアルミナ、シリカ、ジルコニア、マグネシア、ムライトなどのセラミックス材料の他、ボロンナイトライド（ＢＮ）を用いることができる。鉄基希土類合金の溶湯との「ぬれ性」に優れ、また、希土類と反応しにくいアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）を８０体積%以上含む材料を用いることが好ましい。また、熱ショックによってシュート５が割れないようにするためには、緻密質より多孔質セラミックスが好ましい。ただし、溶湯が流れるシュートの表面は、できる限り滑らかにすることが好ましい。
【０１７４】
冷却ロール７によって安定して合金溶湯を急冷するためには、熱伝導率が５０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の基材を用いて冷却ロールを作製することが好ましい。このような冷却ロール７の基材としては、銅および銅合金の他、鉄、炭素鋼、タングステン、モリブデン、ベリリウム、タンタルを用いることができる。溶湯を安定して冷却するためには、熱伝導が１００Ｗ／ｍ／Ｋ以上である銅および銅合金あるいはタングステン、モリブデン、ベリリウムを用いることが特に好ましい。
【０１７５】
冷却ロール７の基材の表面に厚さ１μｍ〜１００μｍのクロム、ニッケル、または、それらを組み合わせためっきでコートすることが好ましい。これにより、銅などの融点が低く、また硬度が低い冷却ロール基材の欠点を補うことができる。また、溶湯冷却中にロール表面に発生するロール基材の溶融および傷を抑制できる。その結果、ロール表面の中心線粗さＲａを長期間２０μｍ以下に保持できる。鍍金膜の厚さは、膜強度および熱伝導の観点から、１μｍ〜１００μｍの範囲内にあることが好ましい。鍍金膜の更に好ましい厚さは５μｍ〜７０μｍであり、最も好ましい厚さは１０μｍ〜４０μｍである。
【０１７６】
なお、合金溶湯３の一条あたりの溶湯急冷処理速度が１ｋｇ／分未満の場合、冷却ロール上にパドル６が形成されず、安定した溶湯急冷状態が維持できない。一方、合金溶湯３の一条あたりの溶湯急冷処理速度が４ｋｇ／分以上になると、ロール表面で形成しうるパドル６の体積以上に溶湯３が供給されるため、余分な溶湯３はスプラッシュとなり急冷されない。従って、合金溶湯３の一条あたりの溶湯急冷処理速度は、０.７ｋｇ／分以上、４ｋｇ／分未満であることが好ましい。更に好ましい範囲は１ｋｇ／分以上３ｋｇ／分未満であり、最も好ましい範囲は１ｋｇ／分以上２ｋｇ／分未満である。量産性の観点からは、図４に示すようなガイドを用いて、冷却ロール上に供給する溶湯を複数条にすることが好ましい。複数条の溶湯を流す場合は、溶湯同士が接触しないような適切な間隔を設けることが望ましい。
【０１７７】
本実施形態では、冷却ロール７のロール表面速度を１０ｍ／秒以上２６ｍ／秒以下に設定する。ロール表面速度が１０ｍ／秒以上にすることで、α−Ｆｅ相が析出をより効果的に抑制することができる。ただし、ロール表面周速度が２６ｍ／秒を超えると、ロール上に生成されるべき溶湯のパドル６が安定せず、溶湯が跳ね飛ばされるような状態となる（スプラッシュが発生する）ため、所望の溶湯急冷状態を得ることができない。ロール表面速度のより好ましい上限は、２３ｍ／秒以下であり、更に好ましい上限は２０ｍ／秒以下である。
【０１７８】
パドル６の生成状態は、ロール表面速度以外だけではなく、冷却ロール７への溶湯供給速度にも影響される。安定したパドル６の生成状態を維持するには、冷却ロール７に供給する溶湯の１つの流れあたりの溶湯供給速度を上述した範囲内に調節することが好ましい。
【０１７９】
本実施形態では、急冷雰囲きの圧力を０．１３ｋＰａ以上１００ｋＰａ未満に調節する。急冷雰囲気の圧力が０．１３ｋＰａ未満になると、冷却ロール表面に合金溶湯が張り付き、急冷合金をロールから剥離できなくなるおそれがある。一方、急冷雰囲気の圧力が１００ｋＰａを超えて大きくなると、冷却ロール表面と合金溶湯との間に雰囲気ガスが巻き込まれ、ガスポケットが生じやすくなる。ガスポケットが形成されると、均一な急冷状態が得られず、不均質な急冷組織となるため、過冷却状態を安定して得ることができなくなる。急冷雰囲気の好ましい圧力範囲は１．３ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下、より好ましい範囲は１０ｋＰａ以上７０ｋＰａ以下、更に好ましい範囲は１０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下である。最も好ましい範囲は３０ｋＰａ以上５０ｋＰａ以下である。
【０１８０】
以上のようにして合金溶湯を急冷する場合、冷却ロール表面に対する合金溶湯の密着性が向上し、高い冷却効果が均一に付与されるため、急冷合金が適切に形成され、冷却ロールに巻きつくというトラブルがほとんど生じなくなる。
【０１８１】
［急冷合金の組織構造］
図７は、Ｔｉの添加の有無により、急冷合金の断面組織構造がどのように変化するかを模式的に示している。
【０１８２】
まず、図７からわかるように、ストリップキャスト法で作製した急冷合金（リボン）は、メルトスピニング法によって作製される急冷合金よりも厚くなるため、急冷合金の自由面（冷却ロールと接触しない面：上端面）近傍に結晶粒が形成される。また、ロール面（冷却ロールと接触する面：下端面）の近傍においても、結晶粒が形成される。これは、ロール面に不均一核が生成されやすく、不均一核の回りに結晶成長が進行しやすいためである。ストリップキャスト法にで作製した急冷合金では、各端面から膜中央部に近づくに従って結晶粒のサイズおよび結晶粒の体積密度は小さくなる。
【０１８３】
Ｔｉを添加した場合、形成される結晶粒は全般に小さく、特に、α−Ｆｅは微細で数も少ない。そして、膜の中央部では非晶質部分が存在しやすく、ロール面側に形成される結晶質層は、自由面側に形成される結晶質層よりも薄い。更に、Ｔｉを添加した場合は、鉄基硼化物（Ｆｅ−Ｂ）が析出している。これに対し、Ｔｉを添加しなかった場合、結晶粒のサイズは大きく、特にα−Ｆｅが粗大である。自由面の冷却速度は、急冷合金が厚くなるほど、低下するため、急冷合金が厚くなるほど、粗大な結晶粒が自由面側に形成されやすくなる。このため、急冷合金を厚くするほど、最終的に得られる磁石特性が低下してしまう。しかし、Ｔｉの添加は、結晶粒の粗大化を抑制する効果があるため、急冷合金を厚く形成しやすくなる。本実施形態の場合、急冷合金の厚さを５０〜２００μｍ程度の範囲に設定することが可能である。粉砕後のおける粉末粒子の形状や磁気特性の観点から、急冷合金の好ましい厚さは、６０〜１５０μｍであり、更に好ましい厚さは、７０〜１２０μｍである。このように本発明によれば、従来技術では困難であった厚さ８０μｍ以上の急冷合金を作製して優れた磁気特性を持つナノコンポジット磁石を得ることができる。なお、図７においては、各結晶粒を模式的に実際よりも大きく記載している。現実の各結晶粒のサイズは図示できない程度に小さい。
【０１８４】
本実施形態にかかる高速ストリップキャスト法によれば、急冷合金の断面中央部分では非晶質が存在しても、自由面およびロール面（厚さ方向を横切る２つの端面）の側に結晶質部分が存在する。そして、Ｔｉを添加した場合、α−Ｆｅの粗大化が抑制されるため、磁石特性が優れたものとなる。冷却ロールの周速度がストリップキャスト法としては従来よりも格段に速いため、結晶粒は粗大化せず、ナノコンポジット磁石に適した組織構造を持った急冷合金が得られる。また、急冷後の合金（リボン）は、その自由面およびロール面の両面近傍に結晶相が存在する組織構造を有しているため、熱処理前に急冷合金を粉砕する場合でも、急冷合金の粉砕が容易になり、粉砕効率が向上する。
【０１８５】
なお、本実施形態の製造方法によって最終的に得られるナノコンポジット磁石をモータに使用したとき、強い減磁界が磁石に作用しても充分なレベルの磁化を保持し続けるためには、６００ｋＡ／ｍ以上の高い固有保磁力ＨcJを有することが望まれる。このように高い保磁力を実現するには、急冷合金の金属組織中に含まれるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の体積比率を６０％以上にすることが必要になる。
【０１８６】
本実施形態における鉄基希土類合金の組成は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相型化合物の化学量論組成に比べてＲ濃度が低く、Ｂ濃度が高い。このような組成においては、Ｔｉの添加により、過剰に存在するＢが鉄と結合し、鉄基硼化物を形成しやすくなる。Ｔｉの添加によって得られる鉄基硼化物は、ナノメートルオーダーのサイズを持ち、強磁性である。Ｔｉの添加は、粗大なＦｅの析出を抑制するだけでなく、上記の微細な強磁性鉄基硼化物を生成するため、この鉄基硼化物とＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相とが交換相互作用によって強固に結合し、磁化の低下を招来することなく、Ｒ2Ｆｅ14Ｂと同一の化学量論組成を有する鉄基希土類合金磁石と同等レベルの硬磁気特性を発現することが可能になる。
【０１８７】
本実施形態における鉄基希土類合金磁石の場合、硬磁性であるＲ2Ｆｅ14Ｂ相に加え、飽和磁化の値がＲ2Ｆｅ14Ｂ相と同等レベル以上の軟磁性鉄基硼化物を同一組織内に含むため、磁石のリコイル透磁率μrが、同程度の保磁力ＨcJを有する合金では、鉄基硼化物を含まない鉄基希土類合金磁石に比べて高くなる。具体的には、本実施形態の鉄基希土類合金磁石におけるリコイル透磁率μrは、希土類Ｒの組成比率ｙが８．５原子％以上１０原子％未満の範囲では１．１〜１．４の値を示し、組成比率ｙが７原子％以上８．５原子％以下の範囲では１．２〜２．０の値を示す。なお、組成比率ｙが８．５原子％以上１０原子％未満の範囲において、本実施形態の磁石の残留磁束密度Ｂrは０．７〜０．９Ｔ、保磁力ＨcJは６００〜１２００ｋＡ／ｍであり、組成比率ｙが７原子％以上８．５原子％以下の範囲において、残留磁束密度Ｂrは０．７５〜０．９５Ｔ、保磁力ＨcJは５００〜９５０ｋＡ／ｍである。なお、リコイル透磁率μrの測定は。ＪＩＳ規格のＣ２５０１−１９８９に記載の方法で行った。リコイル透磁率μrは、ナノコンポジット構造が形成された合金、すなわち、硬磁性相および軟磁性相が結晶化して交換相互作用によって磁気的に結合した合金に固有のパラメータである。
【０１８８】
リコイル透磁率μrは、磁石をモータに用いる場合に磁石の性能を評価する上で重要な指標となる。以下、この点を説明する。すなわち、モータの回転速度を増加させると逆起電力が増大し、逆起電力の大きさが入力電圧に等しくなった時点でモータ回転数の上昇が停止する。モータの回転数を更に高めるために、電気的に磁石動作点（−Ｂ／Ｈ）が低パーミアンス側に下げることにより、逆起電力を低くする必要がある（弱め界磁制御）。このような制御により、モータ回転数の上限を更に上昇させる効果は、磁石のリコイル透磁率μrが高いほど顕著である。本発明による磁石は、上述のように高いリコイル透磁率μrを示すため、モータに対して好適に用いられる。
【０１８９】
なお、本発明では、冷却ロールの周速度がストリップキャスト法としては従来に比べて格段に速いが、メルトスピニング法で実現されている周速度（例えば２０ｍ／秒以上）に比べると遅いため、もしＴｉを添加しなければ、α−ＦｅがＲ2Ｆｅ14Ｂ系化合物に優先して析出し、粗大化してしまう。
【０１９０】
以上説明した急冷方法によって得られた急冷合金は、粉砕された後、熱処理を受ける。
【０１９１】
熱処理後における合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相のサイズ（平均粒径または平均長軸長さ）は、単軸結晶粒径である３００ｎｍ以下となる必要があり、２０ｎｍ以上２００ｎｍ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、鉄基硼化物相や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。これらの平均結晶粒径が１ｎｍを下回ると、高い保磁力を得られなくなる。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粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることが好ましく、３０ｎｍ以下であることが更に好ましい。
【０１９２】
本発明による製造方法で作製された合金から最終的に得られる粉末粒子のサイズ（粒径）は好ましくは１０〜３００μｍであり、より好ましくは５０〜１５０μｍである。更に好ましい粒径の範囲は、８０〜１１０μｍである。
【０１９３】
こうして得られた粉末粒子の長軸サイズに対する短軸サイズの平均比率（アスペクト比）は０．３〜１．０程度である。本実施形態で作製した急冷合金の厚さが粉末粒径に対して充分に厚いため、等軸形状に近い形状の粉末粒子が得られやすい。これに対し、通常のメルトスピニングによって作製した急冷合金の厚さは２０〜４０μｍ程度と薄いため、本実施形態と同じ粉砕条件では、アスペクト比の小さいフレーク状の粉末粒子が得られる。本実施形態で得られる粉末は、アスペクト比が１に近いため、充填性や流動性に優れ、ボンド磁石に最適である。
【０１９４】
このようにして得られた磁粉の保磁力ＨcJは６００ｋＡ／ｍ以上の値を示すことができる。
【０１９５】
[磁粉の耐酸化性および磁気特性の粒度分布依存性］
本発明による製造方法で合金から最終的に得られる磁粉（以下、ナノコンポジット磁粉と称する。）の耐酸化性および磁気特性の粒度分布依存性を従来の急冷磁石粉末と比較しながら説明する。
【０１９６】
ここでは、本発明によるナノコンポジット磁粉と、従来の急冷磁石粉末としてＭＱＩ社から市販されているＭＱＰ−ＢおよびＭＱＰ−Ｏ（何れも最大粒径が３００μｍ以下）とを比較する。なお、本発明によるナノコンポジット磁粉の試料は、以下のようにして作製した。
【０１９７】
まず、後述する実施例１と同様の方法で作製した急冷合金（Ｎｄ：９原子％、Ｂ：１１原子％、Ｔｉ：３原子％、Ｃｏ：２原子％、残部Ｆｅの合金、平均厚さ：７０μｍ、標準偏差σ：１３μｍ）を８５０μｍ以下に粉砕した後、長さ約５００ｍｍの均熱帯を有するフープベルト炉を用い、Ａｒ流気下、ベルト送り速度１００ｍｍ／分にて６８０℃に保持した炉内へ粉末を２０ｇ／分の供給速度で投入することによって熱処理を施し、磁粉を得た。得られた磁粉をピンディスクミルを用いてアスペクト比が０．４以上１．０以下の粉末を体積基準で３０％程度含む粒度分布になるよう粉砕したものをナノコンポジット磁粉の試料ＮＣＰ−０とした。
【０１９８】
表１に、それぞれの磁粉を種々の温度（２３℃、３００℃および３５０℃）で大気中に１時間放置した後の酸素含有率と磁気特性を示す。磁気特性は振動式磁力計を用いて測定した。２３℃で測定した結果とともに、大気中で３００℃および３５０℃でそれぞれ１時間放置した後に測定した結果を合せて示している。
【０１９９】
表１に示したように、ＭＱＰ−Ｂは、大気中に３００℃で１時間放置すると酸素含有量が０．６７質量％まで増加し、３５０℃で１時間放置すると、１．９３質量％まで増加した。ＭＱＰ−Ｏは、３００℃で１時間放置すると酸素含有量が０．２４質量％まで増加し、３５０℃で１時間放置すると、０．５９質量％まで増加した。
【０２００】
これに対し、ナノコンポジット磁粉ＮＣＰ−０は、大気中に３００℃で１時間放置しても酸素含有量は０．１０質量％までしか増加せず、３５０℃で１時間放置した後の酸素含有率は、０．２０質量％までであり、従来の急冷磁石粉末に比較して耐酸化性に優れていることがわかる。
【０２０１】
また、それぞれの磁粉の加熱質量増加率を熱天秤を用いて測定した結果を図１５に示す。なお、加熱雰囲気は大気中で、昇温速度は１０℃／分とした。図１５から分かるように、ナノコンポジット磁粉ＮＣＰ−０は、ＭＱＰ−ＢやＭＱＰ−Ｏに比べて酸化による質量増加が少なく、耐酸化性に優れている。
【０２０２】
次に、表１の磁気特性についてみると、ＭＱＰ−Ｂは、磁気特性の低下も著しく、例えば（ＢＨ）ｍａｘは、３００℃で１時間放置すると２３℃で１時間放置したものの約６５％まで低下し、３５０℃で１時間放置すると約３０％まで低下した。また、ＭＱＰ−Ｏの（ＢＨ）ｍａｘは、３５０℃で１時間放置すると２３℃で１時間放置したものの約８０％未満にまで低下した。これに対し、ナノコンポジット磁粉ＮＣＰ−０は、３５０℃で１時間放置しても、その（ＢＨ）ｍａｘは２３℃で１時間放置したものの約９０％までしか低下しなかった。
【０２０３】
このように、ナノコンポジット磁粉は耐酸化性に優れているので、ボンド磁石を作製する工程（例えば、コンパウンドの調製および／または熱硬化）において磁粉が酸化されにくい。従って、磁粉の酸化を抑制するために従来の急冷磁石粉末（特にＭＱＰ−Ｂ）で必要であった磁粉の防錆処理を簡素化または省略することができる。また、コンパウンドを成形することによって作製した成形体は、その強度を向上させるため樹脂を例えば加熱して硬化する必要がある。従来の急冷磁石粉末を用いる場合には、磁粉の酸化を抑制するために、真空またはＡｒなどの不活性ガス雰囲気中で加熱硬化する必要があったが、ナノコンポジット磁粉を用いることによって、大気中で加熱硬化することが可能となる。すなわち、ナノコンポジット磁粉を用いることによって、ボンド磁石の製造工程を簡略化し、コストを削減することができる。さらに、従来の急冷磁石粉末は、耐酸化性が低かったので、例えば２５０℃〜３００℃程度の温度で樹脂と混練する工程や成形する工程を必要とする射出成形用のボンド磁石には適用することが難しかったが、ナノコンポジット磁粉を用いることによって、射出成形によって作製されるボンド磁石を得ることができる。ナノコンポジット磁粉の優れた耐酸化性の利点を十分に得るためには、３００℃以上３５０℃以下の温度で１時間大気中に放置した後の酸素含有率が０．２４質量％以下となるように調製された磁粉を用いることが好ましく、上記の酸素含有率が０．２質量％以下となるように調製された磁粉を用いることが好ましい。例えば、各種回転機やアクチュエータ用のボンド磁石に求められる磁気特性を考慮すると、これらのボンド磁石に好適に用いられる磁粉の磁気特性としては、最終的な状態で、Ｂr≧０．７Ｔ、（ＢＨ）ｍａｘ≧８０ｋＪ／ｍ3、ＨcJ≧６００ｋＡ／ｍを満足することが好ましい。上述の耐酸化性を有する磁粉を用いると、ボンド磁石の作製工程における酸化の影響を考慮しても上記の磁気特性を得ることができる。
【０２０４】
【表１】
0004168643.tif 000002
【０２０５】
本発明によるナノコンポジット磁粉は、その組成および組織の特徴のため、その磁気特性に粒径依存性が小さいという特徴を有している。ナノコンポジット磁粉は、希土類元素Ｒの含有率が比較的低く、Ｒがリッチな粒界相が存在しないのに加え、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相を取り囲むように小さな硼化物相が分散しており、さらにＴｉは硼素との親和性が高いので硼化物相は他の相よりも多くのＴｉを含有している。その結果、ナノコンポジット磁粉は、従来の急冷磁石粉末に比べ耐酸化性に優れており、優れた磁気特性を粉砕後に維持できる。
【０２０６】
従来の急冷磁石粉末は比較的多量の希土類元素Ｒを含むので酸化されやすく、粒径が小さいほど粉末粒子表面の酸化による磁気特性の低下が顕著となる。例えば、ＭＱＰ−Ｂ（最大粒径３００μｍ以下）では、表２に示すように、粒径が７５μｍ以下、特に５３μｍ以下の粉末粒子の磁気特性が低下している。残留磁束密度Ｂrについてみると、最も高い値を示している１２５μｍ超１５０μｍ以下の粉末粒子の残留磁束密度Ｂr（０．９０Ｔ）に対して、５３μｍ以下の粉末粒子の残留磁束密度Ｂr（０．７９Ｔ）は９０％未満にまで低下している。また、（ＢＨ）ｍａｘについて見ると、５３μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘ（３８μｍ以下と３８μｍ超５３μｍ以下の値の単純平均）は８５．５ｋＪ／ｍ3であり、１５０μｍ超２１２μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘ（１５０μｍ超１８０μｍ以下と１８０μｍ超２１２μｍ以下の値の単純平均）である１１４．６ｋＪ／ｍ3の７５％未満にまで低下している。
【０２０７】
これに対し、ナノコンポジット磁粉は酸化による磁気特性の低下の割合が低く、磁気特性の粒径依存性が小さい。例えば、ナノコンポジット磁粉ＮＣＰ−０（最大粒径３００μｍ以下）では、表３に示すように、磁気特性はほとんど粒径に依存せず、優れた磁気特性を有している。例えば、残留磁束密度Ｂrは、最も高い値を示している１０６μｍ超１２５μｍ以下の粉末粒子の残留磁束密度Ｂr（０．８４５Ｔ）に対して、５３μｍ以下の粉末粒子の残留磁束密度Ｂr（約０．８２９Ｔ）は９８％以上の値を有している。また、（ＢＨ）ｍａｘについも、５３μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘは１０４．６ｋＪ／ｍ3であり、１５０μｍ超２１２μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘである１０６．６ｋＪ／ｍ3の９８％以上の値を有している。種々の組成のナノコンポジット磁粉について同様の評価を行った結果、ほとんどの組成についてナノコンポジット磁粉の５３μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘは、１５０μｍ超２１２μｍ以下の粉末粒子の平均の（ＢＨ）ｍａｘの９０％以上の値を有し、多くの組成について９５％以上の値が得られることが分かった。なお、磁粉の粒度分布の評価は、ＪＩＳ８８０１準拠の標準ふるいを用いて行った。
【０２０８】
【表２】
0004168643.tif 000003
【０２０９】
【表３】
0004168643.tif 000004
【０２１０】
このように、ナノコンポジット磁粉は従来の急冷磁石粉末と同等以上の磁気特性を有しているので、従来の急冷磁石粉末（例えばＭＱ粉）の代わりにボンド磁石用磁粉として用いることができる。勿論、ボンド磁石用磁粉をナノコンポジット磁粉のみで構成しても良いが、例えば、上述したＭＱ粉のうちの粒径が５３μｍ以下の粉末粒子をナノコンポジット磁粉に置き換えてもよい。
【０２１１】
以下に、５３μｍ以下および３８μｍ以下の微粒子を混入することによって充填性が改善される効果を実験結果を例示しながら説明する。
【０２１２】
まず、表４に示すような種々の粒度分布を有するナノコンポジット磁粉の試料ＮＣＰ−１からＮＣＰ−５を作製した。なお、ＮＣＰ−１の磁粉は、０．５ｍｍφのスクリーンを用いてパワーミルで粉砕することによって調製し、他のＮＣＰ−２〜ＮＣＰ−５の磁粉は、上述したピンミル装置を用いて、それぞれ回転数を３０００ｒｐｍ、４０００ｒｐｍ、５０００ｒｐｍおよび８０００ｒｐｍとすることによって調製した。これらの磁粉試料ＮＣＰ−１からＮＣＰ−５をタップデンサを用いてタップ密度を測定した結果を表５に示す。表５には、それぞれの磁粉試料中に含まれる粒径が５３μｍ以下の粉末粒子の質量％および粒径が２５０μｍ超の粉末粒子の質量％を合せて示している。
【０２１３】
表５の結果からわかるように、粒径が５３μｍ以下の粒子を１０質量％以上（厳密には９．５質量％以上）含む試料ＮＣＰ−３〜ＮＣＰ−５は、タップ密度が４．３ｇ／ｃｍ3以上と高く、磁粉の充填性が優れていることが分かる。磁粉のタップ密度で評価される磁粉の充填性は、ボンド磁石用のコンパウンドの粉末の充填性と相関しており、充填性の高い磁粉を用いて調製されたコンパウンドの粉末の充填性も高くなる。従って、粒径が５３μｍ以下のナノコンポジット磁粉を１０質量％含む磁粉を用いることによって、ボンド磁石用コンパウンドの粉末の充填性や流動性が改善され、高品質の成形体を得ることができる。
【０２１４】
【表４】
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【０２１５】
【表５】
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【０２１６】
さらに、成形密度を向上するためには、粒径が３８μｍ以下の粉末粒子を含むことが好ましい。表６に示す粒度分布を有するナノコンポジット磁粉ＮＣＰ−１１からＮＣＰ−１６を調製し、それぞれ２質量％のエポキシ樹脂と混合することによってコンパウンドを得た。それぞれのコンパウンドを用いて成形圧力９８０ＭＰａ（１０ｔ／ｃｍ2）で圧縮成形することによってボンド磁石成形体を得た。それぞれのボンド磁石成形体の密度を、それぞれのコンパウンドに用いた磁粉中の粒径が３８μｍ以下の粉末粒子の含有率とともに図１６に示す。
【０２１７】
【表６】
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【０２１８】
図１６からわかるように、３８μｍ以下の粉末粒子の含有率が低すぎても高すぎても成形体の密度は低下する。種々検討した結果、十分な成形体密度を得るためには、粒径が３８μｍ以下の粉末粒子を約８質量％以上含む磁粉を用いることが好ましい。但し、粒径が３８μｍ以下の粉末粒子の含有率が約１６質量％を超える磁粉を用いると、成形性が低下し、高い密度の高品位の成形体が得られないことがある。
【０２１９】
〔コンパウンドおよび磁石体の製造方法の説明〕
上述のナノコンポジット磁粉を含むボンド磁石用磁粉は、樹脂等の結合剤と混合され、ボンド磁石用コンパウンドが製造される。
【０２２０】
射出成形用のコンパウンドは、公知の混練装置（例えばニーダや押出し機）を用いて磁粉と熱可塑性樹脂とを混練することによって製造される。また、圧縮成形用のコンパウンドは、溶剤で希釈した熱硬化性樹脂と磁粉とを混合し、溶剤を除去することによって製造される。得られた磁粉と樹脂との混合物は、必要に応じて、所定の粒度となるように解砕される。解砕の条件などを調整することによって、顆粒状としてもよい。また、粉砕によって得られた粉末材料を造粒してもよい。
【０２２１】
磁粉の耐食性を向上するために、磁粉の表面に予め化成処理等の公知の表面処理を施しても良い。さらに、磁粉の耐食性や樹脂との濡れ性、コンパウンドの成形性をさらに改善するために、シラン系、チタネート系、アルミネート系、ジルコネート系などの各種カップリング剤、コロイダルシリカなどセラミックス超微粒子、ステアリン酸亜鉛やステアリン酸カルシウムなどの潤滑剤を使用してもよく、熱安定剤、難燃剤、可塑剤などを使用してもよい。
【０２２２】
磁石用コンパウンドは種々の成形方法で種々の用途に用いられるので、用途に応じて、樹脂の種類および磁粉の配合比率が適宜決められる。樹脂としては、例えばエポキシ樹脂、フェノール樹脂やメラミン樹脂などの熱硬化性樹脂や、ポリアミド（ナイロン６６、ナイロン６、ナイロン１２等）や、ポリエチレン、ポリプロピレン、ポリ塩化ビニル、ポリエステル、ポリフェニレンサルファイドなどの熱可塑性樹脂や、ゴムやエラストマ、さらには、これらの変性体、共重合体、混合物などを用いることができる。
【０２２３】
さらに、本発明の磁粉によってコンパウンドの充填性および／または成形性が改善されるので、従来は用いることが難しかった高粘度の樹脂を用いることもできる。さらに、磁粉は酸化されにくいので、融点または軟化点が高く従来は使用できなかった樹脂（例えば、ポリイミドや液晶ポリマなど、また、種々の樹脂の高分子量グレード品）を用いることができるので、ボンド磁石の特性（耐熱性など）を改善することが出来る。また、熱硬化性樹脂を用いる場合においても、従来よりも高い温度で硬化する樹脂を用いることができる。
【０２２４】
成形方法としては、圧縮成形、圧延成形、カレンダー成形、押出し成形および射出成形を例示することができる。これらの成形方法のうち、圧縮成形、圧延成形および押出し成形では、比較的単純な形状の成形体しか成形できないが、成形時にあまり高い流動性が要求されないので、磁石粉末の充填率を高くできる。本発明による磁粉を用いることによって、従来よりも更に高い（例えば８０％を超える）磁粉充填率を実現することができ、最大で９０％程度まで充填することができる。但し、充填率を上げすぎると磁粉同士を十分に結合するための樹脂が不足し、ボンド磁石の機械的な強度の低下や、使用時に磁粉の脱落が生じる恐れがあるので、磁粉充填率は、８５％以下が好ましい。また、圧縮成形においては本発明の磁粉を用いることによって、成形体の表面に形成される空隙（ボイド）の量を減少でき、表面に形成する樹脂被膜への悪影響を抑制できるという利点が得られる。これらの成形方法には、適宜、熱硬化性樹脂、熱可塑性樹脂、ゴム等が用いられる。
【０２２５】
本発明による磁粉を用いると流動性が向上するので、特に、射出成形用コンパウンドに好適に用いられる。従来の急冷磁石粉末を用いたコンパウンドでは成形が困難であった複雑な形状の成形体を得ることができる。また、従来よりも高い充填率（例えば６５％を超える）で磁石粉末を配合できるので、磁石体の磁気特性を向上することができる。さらに、本発明による磁粉は、希土類元素の含有率が比較的少ないので、酸化され難い。従って、比較的軟化点の高い熱可塑性樹脂や熱可塑性エラストマを用いて、比較的高い温度で射出成形を行っても磁気特性が低下しない。
【０２２６】
［ボンド磁石の応用例］
本発明によるボンド磁石用コンパウンドは、上述したように、従来の急冷磁石粉末（例えばＭＱＩ社製の製品名ＭＱＰ−Ｂ）を用いたコンパウンドに比べ、優れた充填性（成形性）を有するとともに、耐熱性に優れており、且つ、従来の急冷磁石粉末を用いたボンド磁石と同等以上の磁気特性を有するボンド磁石を形成することができるので、種々の用途に好適に用いられる。
【０２２７】
図１７を参照しながら、ステッピングモータに応用した例を説明する。
【０２２８】
図１７は、永久磁石回転子型を備えるステッピングモータ１００の構成を模式的に示す分解斜視図である。ステッピングモータ１００は、ロータ１０１と、ロータ１０１の周辺に設けられたステータ部１０２とを有している。ロータ１０１は、外径８ｍｍの外周面を１０極に均等に着磁したボンド磁石を備えている。ステータ部１０２は、外ヨーク１０２ａおよび１０２ｂと、これらと互いに背中合わせに接合された２個の内ヨーク１０３と、これらの間に収容された励磁コイル１０４ａおよび１０４ｂとを備えている。このステッピングモータ１００は、１パルス電流に対応する励磁コイル１０４ａおよび１０４ｂの起磁力により１ステップ角だけロータ１０１が変位する動作を行う、いわゆるＰＭ型パルスモータである。
【０２２９】
ロータ１０１が備えるボンド磁石は、上述した本発明による充填性（成形性）に優れたコンパウンドを用いて形成されており、従来の急冷磁石粉末を用いたボンド磁石と同等以上の磁気特性を有するとともに、機械的特性に優れ、欠けなどが発生する恐れがなく、信頼性に優れている。また、耐熱性にも優れる。
【０２３０】
このような本発明によるコンパウンドを用いて形成されたボンド磁石を備えるステッピングモータは、小型・高性能で且つ信頼性に優れており、プリンターやディスクドライブ装置などのＯＡ機器やカメラやビデオなどのＡＶ機器などに好適に用いられる。
【０２３１】
ロータ１０１は、種々の方法で製造することができる。例えば、熱硬化性樹脂を用いたコンパウンドを圧縮成形することによって形成しても良いし、熱可塑性樹脂を用いたコンパウンドを射出成形または押出し成形することによって形成してもよい。以下、図１８を参照しながら、ロータ１０１の製造方法を説明する。
【０２３２】
例えば、熱硬化性樹脂を結合剤とするコンパウンドを用いる場合、図１８（ａ）〜（ｃ）を参照しながら説明するような成形方法を採用することによって、図１８（ｄ）に示すボンド磁石一体成形型のロータ２００を作製することができる。
【０２３３】
図１８（ｄ）に示したロータ２００は、ロータ軸２０５と、そのまわりに設けられたヨーク２０８と、ボンド磁石２１０とを備えている。ボンド磁石２１０は、ヨーク２０８の表面２１２に接着されている。
【０２３４】
ロータ２００は、図１８（ａ）から（ｃ）に示した工程で製造される。
【０２３５】
まず、図１８（ａ）に示したように、まず、粉末状のコンパウンド２０１を収容したフィーダボックス２０３を金型２０４の上面で摺動させながらコンパウンド２０１をキャビティ２０２内に充填する。金型２０４には、ロータ軸２０５がその中央に圧入されたヨーク２０８がセットされており、ロータ軸２０５を覆うように補助部材２０７が設けられている。金型２０４とこれらの間にキャビティ２０２が形成されている。
【０２３６】
次に、例えば、図１８（ｂ）に示すように、上パンチ２０９を介して、コンパウンド２０１を圧縮成形することによって、ヨーク２０８とコンパウンド２０１の成形体とを物理的に結合させる。
【０２３７】
次に、図１８（ｃ）に示すように、ロータ成形体を金型２０４から取り出す。補助部材は２０７は、ロータ軸２０５およびヨーク２０８から簡単に取り外され、ロータ軸２０５、ヨーク２０８、ボンド磁石２１０は一体化されている。但し、この状態では、ボンド磁石２１０はコンパウンドの粉末成形体であり、コンパウンドに含まれている熱硬化性樹脂は未硬化である。
【０２３８】
次に、ボンド磁石２１０を硬化するため、およびヨーク２０８とボンド磁石２１０との界面２１２における接合を強化するために、コンパウンドを所定の温度で硬化させる。硬化温度および硬化時間は用いる樹脂に応じて適宜設定される。
【０２３９】
本発明によるコンパウンドは、耐熱性に優れる磁粉を含んでいるので、従来よりも高い硬化温度で好適に硬化されるコンパウンドであり得る。従って、従来よりも、耐熱性、機械特性および接着強度に優れたボンド磁石２１０を形成することができる。さらに、本発明によるコンパウンドは、磁粉自体が耐食性に優れているため、熱硬化処理を大気中で行っても磁石特性の劣化は極めて小さい。従って、熱硬化処理を不活性雰囲気で行う必要がないので工程費用を削減できる。
【０２４０】
上述した成形方法によると、リング状のボンド磁石２１０を成形しながら、同時に、ヨーク２０８およびロータ軸２０５とボンド磁石２１０とを一体に成形できるので、ロ−タ２００を高い生産性で製造することができる。
【０２４１】
なお、金型２０４から成形体を取り出してから硬化する例を説明したが、金型２０４に加熱機構を設けて、金型２０４内で硬化してもよく、加圧した状態で硬化してもよい。さらに、圧縮成形に限られず、射出成形によってボンド磁石一体成形型ロータを形成することもできる。
【０２４２】
また、本発明によるコンパウンドは、従来の急冷磁石粉末を用いたコンパウンドに比べて高い充填性（成形性および／または流動性）を有するので、小さな間隙（例えば、約２ｍｍ幅）に確実に充填することができる。従って、本発明によるコンパウンドは、ＩＰＭ（Ｉｎｔｅｒｉｏｒ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ）型モータに用いられる磁石埋設型ロータ３００（図１９参照）の製造に好適に用いられる。
【０２４３】
図１９に示した磁石埋設型ロータ３００は、鉄心（例えば直径８０ｍｍ、厚さ５０ｍｍ）３０１と、鉄心３０１の中心に形成された回転軸スロット３０２と、鉄心３０１の周辺部に形成された複数のアーク状磁石スロット３０４とを備えている。ここでは、８個のアーク状磁石スロット３０４が設けられており、それぞれのスロット３０４は、第１スロット（例えば幅３．５ｍｍ）３０４ａと第２スロット（例えば幅１．８ｍｍ）３０４ｂとを有する２層構造となっている。これらのスロット３０４ａおよび３０４ｂ内に本発明によるコンパウンドを充填し、ボンド磁石を形成する。ロータ３００の複数の磁石スロット３０４に対向するようにＳ極とＮ極とが交互に配置されたステータ（不図示）と組み合わせることによってＩＰＭ型モータが得られる。
【０２４４】
ボンド磁石の成形は、種々の方法で実行することができる。例えば、熱硬化性樹脂を含むコンパウンドを用いる場合、スロット内圧縮成形法（例えば特開昭６３−９８１０８号公報参照）を採用することができる。また、熱可塑性樹脂を含むコンパウンドを用いる場合には、押出成形法や射出成形法を採用することができる。何れの成形方法を採用する場合においても、本発明によるコンパウンドは充填性に優れるので、スロット３０４ａおよび３０４ｂ内に確実に充填でき、且つ、機械特性や耐熱性が優れるとともに、従来と同等以上の磁気特性を有するボンド磁石を形成することができる。従って、従来よりも高性能で高信頼性の小型ＩＰＭ型モータを作製することが可能になる。
【０２４５】
本発明によるコンパウンドは、図２０（ａ）に示す角度センサ（ロータリーエンコーダ）４００が有するボンド磁石の形成に好適に用いられる。
【０２４６】
図２０（ａ）に示したロータリエンコーダ４１１は、回転軸４１３と、回転軸４１３に連結された回転ドラム４１６と、回転ドラム４１６の外周面に接合された複数のボンド磁石４１５とを有するロータ４１４と、ロータ４１４の外周面に離間して配置された検出器４１７とを備えている。検出器４１７は、ロータ４１４からの磁束の変化を検出できるものであれば、特に限定されず、例えば、ホール素子、磁気抵抗素子、磁気インピーダンス効果素子を用いることができる。また、回転軸４１３はモータ４１２に連結されている。検出器１７は、図示しない計測部に接続されている。
【０２４７】
本発明によるコンパウンドを用いて形成されたボンド磁石４１５は、例えば、図２０（ｂ）に示したような円柱状のものであり、回転ドラム４１６の外周面に沿ってＮ極とＳ極とが交互に配置されている。ボンド磁石４１５と回転ドラム４１６との接合は、例えば接着剤等によって行われている。回転ドラム４１６は、例えば、金属材料を用いて形成され、磁性材料でなくてもよい。
【０２４８】
このロータリエンコーダ４００は、以下のように動作する。モータ４１２の回転軸４１３が回転すると、その回転に応じてロータ４１４が回転する。このとき、ロータ４１４の外周面に配置されたボンド磁石４１５が検出器４１７に形成する磁束の向きが、ロータ４１４の回転に従って変化する。検出器４１７はこの磁束の向きの変化に相当する出力信号（電圧の変化量または電流の変化量等）を生成し、計測部（不図示）に出力する。このようにして、モータ４１２の回転量（角度）が計測される。
【０２４９】
本発明によるコンパウンドは充填性（成形性、流動性）に優れ、従来と同等以上の磁気特性を有し、且つ、従来よりも機械特性や耐熱性に優れるボンド磁石を形成することができるので、小型で高性能で信頼性の高い角度センサを作製することが可能になる。
【０２５０】
さらに、本発明によるコンパウンドは、図２１（ａ）および（ｂ）を参照しながら説明する磁気ロール用のボンド磁石の形成に好適に用いられる。
【０２５１】
図２１（ａ）は、電子写真用のプロセスカートリッジ５０１の構造を模式的に示す断面図である。カートリッジ５０１は、矢印Ａ方向に回転駆動される感光ドラム５１０と、感光ドラム５１０を帯電するための帯電ローラ５０２と、現像装置５１１と、クリーニング装置５１２とを一体に有している。
【０２５２】
現像装置５１１は、トナー５１３を収容する現像容器５０９を備え、現像容器５０９の開口部には感光ドラム５１０に対向するように現像スリーブ５０６が回転可能に配設されている。また、現像装置５１１は弾性ブレード５１４を備えており、弾性ブレード５１４は現像スリーブ５０６に当接し、現像スリーブ５０６により担持搬送されるトナー５１３の層厚を規制する。
【０２５３】
図２１（ｂ）は、プロセスカートリッジ５０１が有する現像装置５１１の構成を模式的に示す断面図である。
【０２５４】
現像スリーブ５０６は非磁性材料で形成されており、軸受を介して現像容器５０９に回転可能に支持されている。現像スリーブ（例えば直径１０ｍｍ）５０６内には磁気ロール（例えば直径８．５ｍｍ）５０７が配設されている。磁気ロール５０７の軸部５０７ａには切欠き５０７ａ−１が形成されており、切欠き５０７ａ−１が現像容器５０９に係合することによって磁気ロール５０７が固定されている。磁気ロール５０７は、感光ドラム５１０と対向する位置に現像極Ｓ１を有し、その他の位置にはＳ２極、Ｎ１極およびＮ２極を有している。
【０２５５】
磁石５０８は、現像スリーブ５０６を包囲するように配置されており、現像スリーブ５０６との間隙ｇに磁気カーテンを形成し、この磁気カーテンによって間隙内にトナーを保持することによって、トナー漏れが防止される。
【０２５６】
磁気ロール５０７は本発明によるコンパウンドを用いて形成されているので、従来の磁石と同等以上の磁気特性を有し、且つ、機械特性や耐熱性にも優れる。従って、磁気ロール５０７や現像スリーブ５０６を従来よりも更に小型化するこが可能であるとともに、性能を向上することができる。本発明によるコンパウンドを用いて形成された磁気ロールは、複写機やレーザビームプリンタ内の現像装置や現像カートリッジにも適用できる。
【０２５７】
【実施例】
（実施例１）
下記の表７に示す組成を有し、総量が６００グラム（ｇ）となるように純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｄ、およびＮｂ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１５００℃に到達した後、水冷した銅製鋳型上に鋳込み、平板状の合金を作製した。
【０２５８】
得られた合金を粉砕した後、２５ミリグラム（ｍｇ）の粉砕片を溶解し、Ａｒ気流中で示差熱量計（ＤＴＡ）を用い、冷却速度２０℃／分で合金溶湯の凝固過程を解析した。測定結果を表７に示す。
【０２５９】
【表７】
0004168643.tif 000008
【０２６０】
ここで、試料Ｎｏ．１〜５は、Ｔｉに加えてＮｂを添加した試料であり、試料Ｎｏ．６〜７はＮｂを添加しなかった試料である。
【０２６１】
表７の最右欄には、各試料Ｎｏ．１〜７の合金溶湯について、合金溶湯の凝固過程を特徴付ける温度を記載している。「１ｓｔ」と表記されている温度は、合金溶湯を冷却する過程で最初の凝固が生じた温度（「液相線温度」）を示している。「２ｎｄ」と表記されている温度は、合金溶湯を冷却する過程で液相線温度より低い温度で次の凝固が生じた温度（「凝固点」）を示している。これらの温度は、具体的には、示差熱熱量計（ＤＴＡ）によって発熱ピークが観測された温度である。
【０２６２】
図８は、試料Ｎｏ．２（Ｎｂ添加）および試料Ｎｏ．６（Ｎｂ無添加）のＤＴＡを示すグラフである。図８から明らかなように、試料Ｎｏ．２の場合、試料Ｎｏ．６に比較して、冷却過程で生じる最初の発熱ピークの温度、すなわち液相線温度（「１ｓｔ」）が６０℃以上も低下している。
【０２６３】
この最初の発熱ピークは、ＴｉＢ2などのチタンとホウ素の化合物相が析出することに起因している可能性がある。本実施例では、Ｔｉおよびホウ素を従来よりも高濃度に添加しているため、チタンとホウ素の化合物（高融点）が形成されやすく、その析出温度は高いと推定される。Ｔｉを添加しない従来の組成系（Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系）では、合金溶湯の液相線温度は１２００℃程度以下であった。本発明では、ＴｉとともにＮｂが添加されることにより、このような化合物の析出温度が下がり、合金溶湯の液相線温度が低下したものと考えられる。
【０２６４】
試料Ｎｏ．６（比較例）の合金を用いる場合は、１３５０℃程度の高い出湯温度でストリップキャスティングを実行する必要があるが、試料Ｎｏ．２（実施例）の合金を用いる場合は、出湯温度を例えば約１２５０℃程度に設定することが可能である。このように出湯温度が低減されると、溶湯の冷却過程で早くに析出するＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物やＴｉＢ2の粗大化が抑制され、磁石特性が向上する。
【０２６５】
（実施例２）
下記の表２に示す組成を有し、総量が６００ｇとなるように純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｄ、およびＣ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１５００℃に到達した後、水冷した銅製鋳型上に鋳込み、平板状の合金を作製した。
【０２６６】
得られた合金を粉砕した後、２５ミリグラム（ｍｇ）の粉砕片を溶解し、Ａｒ気流中で示差熱熱量計（ＤＴＡ）を用い、冷却速度２０℃／分で合金溶湯の凝固過程を解析した。測定結果を表８に示す。
【０２６７】
【表８】
0004168643.tif 000009
【０２６８】
ここで、試料Ｎｏ．８〜１３は、ＴｉとともにＣを添加した試料であり、試料Ｎｏ．１４〜１５はＣを添加しなかった試料である。
【０２６９】
表８の最右欄には、各試料Ｎｏ．８〜１５の合金溶湯について、合金溶湯の凝固過程を特徴付ける温度を記載している。「１ｓｔ」と表記されている温度は、合金溶湯を冷却する過程で最初の凝固が生じた温度（「液相線温度」）を示している。「２ｎｄ」と表記されている温度は、合金溶湯を冷却する過程で液相線温度より低い温度で次の凝固が生じた温度（「凝固点」）を示している。これらの温度は、具体的には、示差熱熱量計（ＤＴＡ）によって発熱ピークが観測された温度である。
【０２７０】
図９は、試料Ｎｏ．８（Ｃ添加）および試料Ｎｏ．１４（Ｃ無添加）のＤＴＡを示すグラフである。図９から明らかなように、試料Ｎｏ．８の場合、試料Ｎｏ．１４に比較して、冷却過程で生じる最初の発熱ピークの温度、すなわち液相線温度（「１ｓｔ」）が４０℃程度も低下している。
【０２７１】
この最初の発熱ピークは、ＴｉＢ2などのチタンとホウ素の化合物相が析出することに起因している可能性がある。本実施例では、Ｔｉおよびホウ素を従来よりも高濃度に添加しているため、チタンとホウ素の化合物（高融点）が形成されやすく、その析出温度は高いと推定される。Ｔｉを添加しない従来の組成系（Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系）では、合金溶湯の液相線温度は１２００℃程度以下であった。本発明の実施例では、ＴｉとともにＣが添加されていたことにより、このような化合物の析出温度が下がり、合金溶湯の液相線温度が低下したものと考えられる。
【０２７２】
試料Ｎｏ．１４の合金を用いる場合は、１３５０℃程度の高い出湯温度でストリップキャスティングなどを実行する必要があるが、試料Ｎｏ．８（実施例）の合金を用いる場合は、出湯温度を例えば約１３００℃程度に設定することが可能である。このように出湯温度が低減されると、溶湯の冷却過程で早くに析出するＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物やＴｉＢ2の粗大化が抑制され、磁石特性が向上する。
【０２７３】
次に、表８に示す組成を有し、総量が１５ｇとなるように純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｄ、およびＣを秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英坩堝に投入した。その後、これらの合金原料を高周波加熱によって圧力１．３３〜４７．９２ｋＰａの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、湯面をＡｒガスで加圧し、オリフィスから溶湯を０．７ｍｍ下方に位置する冷却ロールの外周面へ滴下した。冷却ロールは純銅製であり、外周面速度が１５ｍ／秒となるように回転させていた。このような冷却ロールとの接触により、合金溶湯は急冷され、凝固した。こうして、幅２〜３ｍｍ、厚さ２０〜５０μmの連続した急冷凝固合金の薄帯が得られた。図１０は、試料Ｎｏ．８および試料Ｎｏ．１４のＸＲＤのパターンを示すグラフである。図１０から明らかなように、試料Ｎｏ．８の場合、非晶質が大部分を占めているのに対して、試料Ｎｏ．１４では、結晶組織の割合が多い。
【０２７４】
この急冷凝固合金薄帯をＡｒ雰囲気中において６００〜８００℃の熱処理温度範囲で６〜８分間保持し、その後、室温まで冷却した。この後、ＶＳＭを用いて急冷合金薄帯（長さ３〜５ｍｍ）の磁気特性を評価した。測定結果を表９に示す。
【０２７５】
【表９】
0004168643.tif 000010
【０２７６】
次に、表８の試料Ｎｏ．１３と同一の組成を有する原料合金を用意し、図３に示すようなストリップキャスト装置を用いて、急冷合金を作製した。具体的には、総量が１０ｋｇとなるように純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｄ、およびＣを秤量し、溶解槽に投入した。その後、これらの合金原料を高周波加熱によって圧力３０ｋＰａの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、溶湯をシュートに流した。溶湯はシュート上をスムーズに流れ、冷却ロールにより冷却された。冷却ロールの表面周速度は１２ｍ／秒とした。
【０２７７】
こうして得られた急冷合金（平均厚さ：８０μm程度）をＡｒ雰囲気中において７４０℃の熱処理温度範囲で６〜８分間保持し、その後、室温まで冷却した。その後、ＶＳＭを用いて急冷合金の磁気特性を評価した。
【０２７８】
測定結果は、残留磁束密度Ｂrが０．７９Ｔ、保磁力ＨcJが１０９０ｋＡ／ｍ、最大磁気エネルギ積（ＢＨ）maxが１０２ｋＪ／ｍ3であった。この磁気特性を表９に示す試料Ｎｏ．８の磁気特性と比較すると、ほぼ同等の特性が得られたことがわかる。
【０２７９】
次に、Ｃが（Ｂ＋Ｃ）の合計に占める割合（原子比率ｐ）が０．２５以下の試料と、ｐが０．２５を超える試料について、ＸＲＤ及び減磁曲線を測定した。
【０２８０】
図１１は、Ｎｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ4（実施例：ｐ＝０．１）及びＮｄ9Ｆｅ73Ｂ7Ｃ7Ｔｉ4（比較例：ｐ＝０．５）の熱処理前におけるＸＲＤパターンを示している。これらの試料は、組成は異なるが、いずれも前述した実施例と同様にして作製された。なお、図１２は、Ｎｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ4（実施例）及びＮｄ9Ｆｅ73Ｂ7Ｃ7Ｔｉ4（比較例）の減磁曲線を示している。
【０２８１】
Ｃの比率ｐが０．２５を超えて０．５に達する場合、図１１に示されるように、Ｔｉ−Ｃの回折ピークが顕著に観察される。このようにＣが多過ぎると、急冷合金中にＴｉ−Ｃ相が多く析出するため、熱処理後の構成相比率が所望範囲からずれ、図１２に示すように減磁曲線の角形性が悪くなる。Ｃが（Ｂ＋Ｃ）の合計に占める割合（原子比率ｐ）が０．２５以下であれば、このような問題は生じなかった。
【０２８２】
（実施例３）
本実施例では、図３に示すストリップキャスト装置を用いた。
【０２８３】
まず、原子比率でＮｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ3Ｎｂ1の組成を有するように、純度９９.５%以上のＢ、Ｃ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＮｄの金属を用いて総量が５ｋｇとなるように秤量した。これらの金属をアルミナ製坩堝内に投入し、圧力３５ｋＰａのアルゴン雰囲気中で高周波加熱により溶解した。溶解温度は１３５０℃とした。
【０２８４】
溶解後、坩堝を傾転し、溶湯を多孔質セラミックス製のシュート上に供給し、冷却ロールの表面へ導いた。シュートの表面温度はヒータによって６００℃に保持した。また、シュート上において溶湯がロールへ向かってスムーズに流れるように、シュートを水平方向に対して２０°（＝角度α）だけ傾けた。また、溶湯は、ロールの直上部から坩堝の位置へ４０°（＝角度β）だけ傾斜した位置に注がれるようにシュートを配置した。なお、本実施例におけるシュートは、図４に示すように、坩堝から受けた溶湯の流れを２条に分けてロールへ供給するための溶湯ガイドを有している。
【０２８５】
冷却ロールは１４ｍ／秒の表面周速度で回転させた。坩堝の傾転角を調整することにより、シュート上を流れる溶湯の供給速度を、溶湯の１つの流れあたり１．５ｋｇ／分になるよう調整した。本実施例では、表面の中心線粗さＲａが５μｍの純銅製ロールを用いた。ロール温度の上昇はロール内部の水冷によって防止した。
【０２８６】
得られた急冷合金の組織をＣｕＫαの特性Ｘ線により調べたところ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの回折ピークとともに、Ｆｅ23Ｂ6およびα−Ｆｅが混在している急冷合金組織であることを確認した。
【０２８７】
図１３は、得られた急冷合金の粉末ＸＲＤを示し、図１４は振動型磁力計を用いて測定した急冷合金の減磁曲線を示す。図１３および図１４において、「ａｓ−ｃａｓｔ」と記載している曲線が急冷合金に関するものである。
【０２８８】
次に、急冷合金をパワーミルによって粉砕した。その後、アルゴンガスで流気し、炉内温度を７４０℃に保持したフープベルト式連続熱処理炉内に急冷合金粉末を供給して熱処理を施した。このとき給粉速度は３０ｇ／分に保持した。
【０２８９】
熱処理後における粉末ＸＲＤおよび減磁曲線も、それぞれ、図１３および図１４に示している。図１３および図１４において、熱処理後のデータは「ａｓ−ａｎｎｅａｌｅｄ」と記載された曲線で示されている。熱処理後の磁気特性を以下の表１０に示す。
【０２９０】
【表１０】
0004168643.tif 000011
【０２９１】
図１４および表１０からわかるように、本実施例における鉄基永久磁石は良好な磁気特性を発揮した。
【０２９２】
次に、熱処理後の微細金属組織を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観測した。その結果、熱処理後の組織内には、平均粒径４０ｎｍ程度の結晶粒と、その粒界に１０ｎｍ程度の微細結晶粒とが存在していることがわかった。また、ＨＲＴＥＭ（高解像透過電子顕微鏡）による金属組織解析の結果、平均粒径４０ｎｍ程度の結晶粒はＮｄ2Ｆｅ14Ｂであり、その粒界にはＦｅ23Ｂ6またはＦｅ3Ｂの鉄基硼化物が存在していることを確認した。
【０２９３】
（実施例４）
本実施例でも、図３に示すストリップキャスト装置を用いた。
【０２９４】
まず、原子比率でＮｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ3Ｎｂ1の組成を有するように、純度９９.５%以上のＢ、Ｃ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｔｉ、およびＮｄの金属を用いて総量が５ｋｇとなるように秤量した。これらの金属をアルミナ製坩堝内に投入し、圧力３５ｋＰａのアルゴン雰囲気中で高周波加熱により溶解した。溶解温度は１３５０℃とした。
【０２９５】
溶解後、坩堝を傾転し、溶湯を多孔質セラミックス製のシュート上に供給し、冷却ロールの表面へ導いた。シュートの表面温度はヒータによって６００℃に保持した。また、シュート上において溶湯がロールへ向かってスムーズに流れるように、シュートを水平方向に対して２０°（＝角度α）だけ傾けた。また、溶湯は、ロールの直上部から坩堝の位置へ４０°（＝角度β）だけ傾斜した位置に注がれるようにシュートを配置した。本実施例でも、図４に示すシュートを用いた。
【０２９６】
本実施例では、表１１に示す表面周速度で冷却ロールを回転させた。また、坩堝の傾転角を調整することにより、シュート上を流れる溶湯の供給速度（１つの流れあたり）を表１１に示すように調整した。溶湯の１つの流れの幅は１０ｍｍとして、ロール周速度および溶湯供給速度が急冷に与える影響を調べた。
【０２９７】
なお、本実施例でも、実施例３と同様に、表面の中心線粗さＲａが５μｍの純銅製ロールを用いた。ロール温度の上昇はロール内部の水冷によって防止した。
【０２９８】
【表１１】
0004168643.tif 000012
【０２９９】
表１１において、「○」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、「×」はスプラッシュが発生し、所望の組織を有する急冷合金を安定して得ることができなかった場合を示している。「△」は、安定した急冷合金の作製がしばしば観察されたものの、断続的にスプラッシュが発生した場合を示している。
【０３００】
表１１から、ロール表面周速度が１０ｍ／秒以上１８ｍ／秒以下の場合、１つの溶湯流れあたりの溶湯供給速度が１．０ｋｇ／分以上２．０ｋｇ／分以下で安定した急冷が実現していることがわかる。ロール表面周速度が速くなるほど、急冷合金薄帯は薄くなり、また、スプラッシュも発生しやすくなる。
【０３０１】
溶湯の１つの流れあたりの溶湯供給速度は、急冷合金薄帯の厚さにはさほど影響しないが、急冷合金薄帯の幅を変化させる。溶湯供給速度が大きいほど、急冷合金薄帯の幅が広くなる。
【０３０２】
急冷合金薄帯の厚さは、ロール表面周速度に依存して変化する。すなわち、ロール表面周速度が速いほど、急冷合金薄帯は薄くなる。例えば、ロール表面周速度が１０ｍ／秒のとき、急冷合金薄帯の平均厚さは１００μｍ程度であり、ロール表面周速度が２２ｍ／秒のとき、急冷合金薄帯の平均厚さは４５〜８０μｍ程度である。
【０３０３】
前述したように、急冷合金薄帯の厚さが厚いほど（例えば８０μｍを超える厚さを持つ場合）、急冷合金を粉砕することによって、等軸形状に近い形状の粉末粒子が得られやすい。アスペクト比が１に近い粒子が多く含まれる粉末を用いてボンド磁石を作製すれば、磁石特性に優れたボンド磁石を得ることができる。
【０３０４】
なお、ロールの表面周速度１４ｍ／秒、溶湯の１つの流れあたりの溶湯供給量１．３ｋｇ／分の条件で作製された急冷合金の組織をＣｕＫαの特性Ｘ線により調べた。その結果、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの回折ピークとともに、Ｆｅ23Ｂ6およびα−Ｆｅが混在している急冷合金組織であることを確認した。
【０３０５】
【発明の効果】
本発明によれば、ストリップキャスト法を用い、Ｔｉを原料合金に添加した希土類合金溶湯の急冷を行なうことにより、磁石に必要な希土類元素の量を低減しながら保磁力および磁化が充分に高い優れた磁気特性を発揮する鉄基希土類磁石用原料合金を量産することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明で好適に使用されるストリップキャスト装置の構成例を示す図である。
【図２】本発明により製造されるナノコンポジット磁石の組織を示す図である。
【図３】本発明で好適に使用されるストリップキャスト装置の他の構成例を示す図である。
【図４】ストリップキャスト装置で用いられる合金溶湯のシュート（案内手段）を示す斜視図である。
【図５】ストリップキャスト法に用いる冷却ロールの表面における中心線粗さＲａが合金溶湯の急冷に与える影響を示す図である。
【図６】メルトスピニング法に用いる冷却ロールの表面における中心線粗さＲａが合金溶湯の急冷に与える影響を示す図である。
【図７】ストリップキャスト法で形成された急冷合金の組織構造を示す断面図であり、（ａ）はＴｉを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系合金の断面を示し、（ｂ）はＴｉを添加しない従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の断面を示している。
【図８】試料Ｎｏ．２および試料Ｎｏ．６のＤＴＡを示すグラフである。
【図９】試料Ｎｏ．８および試料Ｎｏ．１４のＤＴＡを示すグラフである。
【図１０】結晶化熱処理前（ａｓ−ｃａｓｔ）の試料Ｎｏ．８および試料Ｎｏ．１４の粉末Ｘ線回折データを示すグラフである。
【図１１】Ｎｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ4（実施例：ｐ＝０．１）及びＮｄ9Ｆｅ73Ｂ7Ｃ7Ｔｉ4（比較例：ｐ＝０．５）の熱処理前におけるＸＲＤパターンを示している。
【図１２】Ｎｄ9Ｆｅ73Ｂ12.6Ｃ1.4Ｔｉ4（実施例）及びＮｄ9Ｆｅ73Ｂ7Ｃ7Ｔｉ4（比較例）の減磁曲線を示している。
【図１３】本発明の実施例に関する粉末ＸＲＤのグラフである。「ａｓ−ｃａｓｔ」と記載している曲線が急冷合金に関するものであり、「ａｓ−ａｎｎｅａｌｅｄ」と記載している曲線が熱処理後における合金に関するものである。
【図１４】振動型磁力計を用いて測定した本発明の実施例に関する減磁曲線のグラフである。「ａｓ−ｃａｓｔ」と記載している曲線が急冷合金に関するものであり、「ａｓ−ａｎｎｅａｌｅｄ」と記載している曲線が熱処理後における合金に関するものである。
【図１５】本発明によるナノコンポジット磁粉および従来の急冷磁石粉末の加熱質量増加率を示すグラフである。
【図１６】粒度分布の異なるナノコンポジット磁粉を用いて形成されたボンド磁石成形体の密度を示すグラフである。
【図１７】本発明による実施形態の永久磁石回転子型を備えるステッピングモータ１００の構成を模式的に示す分解斜視図である。
【図１８】（ａ）〜（ｄ）は、本発明による実施形態のボンド磁石一体成形型のロータ２００およびその成形工程を示す図である。
【図１９】本発明による実施形態の磁石埋設型ロータ３００の構造を示す模式図である。
【図２０】（ａ）および（ｂ）は、本発明による実施形態のロータリーエンコーダ４１１の構造を模式的に示す図である。
【図２１】（ａ）および（ｂ）は、本発明による実施形態の磁気ロール５０７を備える電子写真用のプロセスカートリッジ５０１の構造を模式的に示す断面図である。
【符号の説明】
１    溶解炉
２    溶解炉の底部出口
３    合金溶湯
４    樋
５    シュート（溶湯の案内手段）
６    合金溶湯のパドル
７    冷却ロール
８    急冷合金
【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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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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