(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用原料合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金を製造する方法において、
冷却ロールを用いた液体急冷法によって前記原料合金の溶湯を急冷凝固させる工程を包含し、
前記急冷凝固工程に際して、前記合金の急冷凝固を減圧雰囲気中で実行し、それによって金属ガラス状態にある急冷凝固合金を生成し、
前記合金の冷却速度を調整することによって、Ｘ線回折において、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にブラッグ散乱ピークを有する準安定相Ｚを凝固後の原料合金が含有し、しかも、前記ブラッグ散乱ピークの強度が前記Ｘ線回折におけるハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満にすることを特徴とするナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法。
【請求項２】
前記減圧雰囲気の絶対圧力が５０ｋＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載のナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法。
【請求項３】
前記急冷凝固された原料合金から粉末を作製する工程を更に包含する請求項１または２に記載のナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法。
【請求項４】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させる請求項１から３の何れかひとつに記載のナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法。
【請求項５】
一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ3Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程とを包含するナノコンポジット磁石粉末の製造方法であって、
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、
前記原料合金の溶湯を冷却ロールを用いた液体急冷法によって減圧雰囲気中で急冷凝固させ、金属ガラス状態にある急冷凝固合金を生成する工程と、
前記急冷凝固合金から前記粉末を作製する工程と、
を包含し、
前記急冷凝固合金を生成する工程において、前記合金の冷却速度を調整することによって、Ｘ線回折において、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にブラッグ散乱ピークを有する準安定相Ｚを凝固後の原料合金が含有し、しかも、前記ブラッグ散乱ピークの強度が前記Ｘ線回折におけるハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満にすることを特徴とするナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項６】
前記減圧雰囲気の絶対圧力が５０ｋＰａ以下であることを特徴とする請求項５に記載のナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項７】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させる請求項５または６に記載のナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項８】
一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７．０、０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ3Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程と、
前記熱処理後の原料合金の粉末を用いて成形体を形成する工程とを包含するナノコンポジット磁石の製造方法であって、
前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、
前記原料合金の溶湯を冷却ロールを用いた液体急冷法によって減圧雰囲気中で急冷凝固させる工程と、
前記急冷凝固された原料合金から前記粉末を作製する工程とを包含し、
前記原料合金の溶湯を急冷凝固させる工程において、前記合金の冷却速度を調整することによって、Ｘ線回折において、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にブラッグ散乱ピークを有する準安定相Ｚを凝固後の原料合金が含有し、しかも、前記ブラッグ散乱ピークの強度が前記Ｘ線回折におけるハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満にするナノコンポジット磁石の製造方法。
【請求項９】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は、５０ｋＰａ以下であることを特徴とする請求項８に記載のナノコンポジット磁石の製造方法。
【請求項１０】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させる請求項８または９に記載のナノコンポジット磁石の製造方法。
【請求項１１】
前記成形体を形成する工程は、前記熱処理後の原料合金の粉末を用いてボンド磁石を作製する工程を含む請求項８から１０の何れかひとつに記載のナノコンポジット磁石の製造方法。
【請求項１２】
請求項８から１１の何れかひとつに記載のナノコンポジット磁石の製造方法によって製造されたナノコンポジット磁石を備えたモータ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｆｅ3Ｂ化合物の微結晶およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の微結晶が混在したナノコンポジット磁石の製造方法に関する。特に、ナノコンポジット磁石を製造するための原料合金およびその粉末の製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末やナノコンポジット磁石の製造方法に関する。また、本発明はナノコンポジット磁石を備えたモータおよびアクチュエータやＦｅ系急冷合金の製造方法にも関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｆｅ3Ｂ／Ｒ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相であるＦｅ3Ｂ微結晶とハード磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂ微結晶が均一に分布し、交換相互作用によって両者が磁気的に結合した磁石である。これらの微結晶はナノメートル（ｎｍ）オーダーのサイズを持ち、両微結晶相が複合化した組織（ナノコンポジット組織）を構成していることから、「ナノコンポジット磁石」と呼ばれている。
【０００３】
ナノコンポジット磁石は、ソフト磁性相を含みながらも、ハード磁性相との磁気的結合によって優れた磁石特性を発揮することができる。また、Ｎｄ等の希土類元素を含まないソフト磁性相が存在する結果、全体として希土類元素の含有量が低く抑えられる。このことは、磁石の製造コストを低減し、磁石を安定に供給するうえでも好都合である。
【０００４】
このようなナノコンポジット磁石は、溶融した原料合金を急冷し、それによっていったん非晶質化した後、熱処理によって微結晶を析出させるという方法を用いて製造される。
【０００５】
非晶質状態の合金は片ロール法などのメルトスピニング技術を用いて作製されれるのが一般的である。メルトスピニング技術は、回転する冷却ロールの外周表面上に溶湯状原料合金を流下し、溶湯原料合金を冷却ロールと短時間だけ接触させることによって原料合金を急冷・凝固させるものである。この方法による場合、冷却速度の制御は冷却ロールの回転周速度を調節することによって行われる。
【０００６】
凝固し、冷却ロールから離れた合金は、周速度方向に薄く且つ長く延びたリボン（薄帯）形状になる。この合金薄帯は破断機によって破砕され薄片化したのち、粉砕機によってより細かいサイズに粉砕されて粉末化される。
【０００７】
その後、結晶化のための熱処理が行われる。この熱処理によって、Ｆｅ3Ｂ微結晶およびＲ2Ｆｅ14Ｂ微結晶が生成され、両者は交換相互作用によって磁気的に結合することになる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
熱処理によってどのような金属組織を形成するかが磁石特性を向上させる上で重要である。しかし、この熱処理は制御性および再現性の観点で幾つかの問題点を有していた。すなわち、非晶質原料合金の結晶化反応で短時間に大きな熱が発生する結果、熱処理装置による合金温度の制御が困難であるという問題があった。特に、大量の原料合金粉末に対して熱処理を施そうとする場合、その温度制御が不能状態に陥りやすかったため、少量ずつの原料合金粉末に対してしか熱処理を施せなくなり、処理レート（単位時間あたりの粉末処理量）が低下してしまうという問題があった。このことは、磁石粉末の量産化にとって大きな支障となっていた。
【０００９】
また、同様の方法でＦｅ系急冷凝固合金を製造する際、急冷凝固時の冷却速度を均一に制御することが困難であるため、不必要な組織が急冷凝固合金中に出現しうるという問題があった。この問題は、特にロール周速度を低くし、冷却速度を遅くした場合に顕著になった。
【００１０】
本発明は斯かる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、結晶化発熱を少なくし、それによって微細かつ均質な金属組織を持った磁石粉末を再現性良く効率的に製造するのに適したナノコンポジット磁石用原料合金（粉末）およびその製造方法を提供することにある。
【００１１】
また、本発明の他の目的は、磁石性能に優れたナノコンポジット磁石粉末の製造方法およびナノコンポジット磁石の製造方法を提供することにある。
【００１２】
本発明の更に他の目的は、このように優れた特性を持つナノコンポジット磁石を備えたモータおよびアクチュエータを提供することにある。
【００１３】
本発明の更に他の目的は、冷却速度を均一に制御しやすいＦｅ系急冷凝固合金の製造方法およびＦｅ系合金の製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
ナノコンポジット磁石用原料合金の製造方法は、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用原料合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金を製造する方法において、冷却ロールを用いた液体急冷法によって前記原料合金の溶湯を急冷凝固させる工程を包含し、前記急冷凝固工程に際して、前記合金の急冷凝固を減圧雰囲気中で実行し、それによって金属ガラス状態にある急冷凝固合金を生成することを特徴とする。
【００１５】
前記減圧雰囲気の絶対圧力が５０ｋＰａ以下であることが好ましい。
【００１６】
前記急冷凝固された原料合金から粉末を作製する工程を更に包含していてもよい。
【００１７】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００１８】
本発明によるナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ3Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程とを包含するナノコンポジット磁石粉末の製造方法であって、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、前記原料合金の溶湯を冷却ロールを用いた液体急冷法によって減圧雰囲気中で急冷凝固させ、金属ガラス状態にある急冷凝固合金を生成する工程と、前記急冷凝固合金から前記粉末を作製する工程とを包含することを特徴とする。
【００１９】
前記減圧雰囲気の絶対圧力が５０ｋＰａ以下であることが好ましい。
【００２０】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００２１】
ナノコンポジット磁石の製造方法は、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用合金であって、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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あり、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕが、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７．０、０．０１≦ｕ≦７を満足するナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程と、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末に対して熱処理を施し、それによって、Ｆｅ3Ｂ化合物およびＦｅ−Ｒ−Ｂ系化合物の結晶化を実行する工程と、前記熱処理後の原料合金の粉末を用いて成形体を形成する工程とを包含するナノコンポジット磁石の製造方法であって、前記ナノコンポジット磁石用原料合金の粉末を用意する工程は、前記原料合金の溶湯を冷却ロールを用いた液体急冷法によって減圧雰囲気中で急冷凝固させる工程と、前記急冷凝固された原料合金から前記粉末を作製する工程とを包含する。
【００２２】
前記減圧雰囲気の絶対圧力は、５０ｋＰａ以下であることが好ましい。
【００２３】
前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低下させることが好ましい。
【００２４】
前記成形体を形成する工程は、前記熱処理後の原料合金の粉末を用いてボンド磁石を作製する工程を含む。
【００２５】
本発明のモータは、上記ナノコンポジット磁石の製造方法によって製造されたナノコンポジット磁石を備えている。
【００２６】
本発明によるＦｅ系急冷凝固合金の製造方法は、冷却ロールを用いた液体急冷法によってＦｅ系合金の溶湯を急冷凝固させる工程を包含するＦｅ系急冷凝固合金の製造方法であって、前記急冷凝固工程に際して、前記Ｆｅ系合金の急冷凝固を減圧雰囲気中で実行し、それによって、結晶質相が全体の１０％以下の状態にあるＦｅ系急冷凝固合金を形成することを特徴とする。
【００２７】
前記減圧雰囲気の絶対圧力を１０ｋＰａ以下とすることが好ましい。
【００２８】
Ｆｅ系合金の製造方法は、冷却ロールを用いた液体急冷法によって減圧雰囲気中でＦｅ系合金の溶湯を急冷凝固させ、それによって結晶質相が全体の１０％以下の状態にあるＦｅ系急冷凝固合金を形成する工程と、Ｆｅ系急冷凝固合金を加熱して、Ｆｅ系急冷凝固合金を結晶化する工程とを包含する。
【００２９】
前記減圧雰囲気の絶対圧力を１０ｋＰａ以下とすることが好ましい。
【００３０】
【発明の実施の形態】
本発明では、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuの何れかで表されるナノコンポジット磁石用合金の溶湯を作製した後、その合金溶湯を急冷して凝固する。
【００３１】
ここで、ＲはＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する希土類元素であり、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、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ある。組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕは、２≦ｘ≦６、１６≦ｙ≦２０、０．２≦ｚ≦７、および０．０１≦ｕ≦７を満足する。これらの組成限定理由については後述する。
【００３２】
本発明者は、上記合金溶湯の急冷凝固に際して、その冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とすることが好ましいことを見いだした。また、このような冷却速度にて冷却凝固した合金およびその粉末は、次に述べるような金属ガラス状態にあることがわかった。すなわち、粉末Ｘ線回折におけるブラッグ散乱ピークが０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にある準安定相Ｚを含有し、ブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの最高強度の５％以上２００％未満であり、かつ、体心立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度が前記ハローパターンの最高強度の５％未満である。
【００３３】
更に、本発明者は、片ロール法を用い、従来のように常圧雰囲気中で上記合金を急冷凝固すると、合金溶湯とロール外周面との間に雰囲気ガスが巻き込まれ、雰囲気ガスが巻き込まれた部分での冷却が不十分になる結果、急冷凝固された合金薄帯（合金リボン）の特性が部分的に劣化してしまうことを見いだした。以下、図面を参照しながら、この現象を説明する。
【００３４】
図１（ａ）および（ｂ）は、片ロール法を用い、従来のように常圧雰囲気中で上記合金を急冷凝固した場合に得られる合金リボン１０１および１０２の断面を模式的に示している。図１（ａ）は、ロール周速度が比較的に遅い場合（ロール周速度：１０ｍ／秒未満）、図１（ｂ）は、ロール周速度が比較的に速い場合（ロール周速度：１０ｍ／秒以上）を示している。ロール周速度が遅い場合は、形成される合金リボン１０１は相対的に厚く、ロール周速度が速い場合、形成される合金リボン１０２は相対的に薄い。図１（ａ）および（ｂ）の何れの場合も、合金リボン１０１および１０２の下面、すなわち、冷却ロールと接触していた面には複数の凹部１０５が形成されている。この凹部１０５は、合金溶湯とロール外周面との間に雰囲気ガスが巻き込まれた結果生じたものである。合金リボン１０１および１０２の凹部においては、冷却ロールによる冷却が不充分にしか行われず、他の部分に比べて冷却速度が局所的に遅くなっている。特に、図１（ａ）の場合、もともと冷却速度が比較的に遅く設定されているので、合金リボン１０１の凹部１０５では、その部位の冷却速度が望ましい範囲から外れ、α−Ｆｅ相１０６が生成されてしまう。このα−Ｆｅ相１０６は、熱処理後も消えず、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石の特性を劣化させる。これに対して、図１（ｂ）の場合は、ロール周速度が速く、合金は全体として速く冷却されている。このため、合金リボン１０２の凹部１０５においてはα−Ｆｅ相はほとんど生成されず、その代わりに、後に述べる「準安定相Ｚ」が凹部近傍で生成されていると考えられる。
【００３５】
図１（ｃ）および（ｄ）は、それぞれ、図１（ａ）および（ｂ）に対応する図面であり、急冷凝固を減圧雰囲気中で行った場合に作製される合金リボン１０３および１０４の断面を示している。図１（ｃ）および（ｄ）の何れの場合も、合金リボン１０３および１０４の下面、すなわち、冷却ロールと接触していた面には凹部が形成されていない。これは、合金溶湯とロール外周面との間に雰囲気ガスがほとんど巻き込まれず、合金溶湯がロール外周面と均一に接触していたためである。この結果、ロール周速度を低くし、それによって冷却速度を低減した場合でも、図１（ｃ）に示すように、合金リボン１０３の表面形状は劣化せず、また、α−Ｆｅ相の生成も抑制されている。一方、図１（ｄ）の場合、合金は均一に冷却されているが、冷却速度自体が速いため、後に述べる「準安定相Ｚ」はほとんど生成されていない。
【００３６】
このように、合金溶湯と冷却ロールとの間における雰囲気ガスの巻き込みを抑制するには、急冷室の絶対圧を５０ｋＰａ以下にすることが好ましく、３０ｋＰａ以下にすることがより好ましい。絶対圧力の好ましい範囲の下限は、１ｋＰａ程度である。雰囲気ガスの巻き込み防止のためには、これ以上に低い圧力にセットする意義はほとんどないからである。
【００３７】
本実施形態の方法によって急冷凝固した合金またはその粉末に熱処理を施すと、それによって、Ｆｅ3Ｂ微結晶およびＲ−Ｆｅ−Ｂ系微結晶の結晶化が生じ、優れた磁石特性を持ったナノコンポジット磁石構造が発現することになる。
【００３８】
本発明の製造方法によって作製した原料合金は、結晶化のための熱処理を受ける前において前述のような金属ガラス構造を有しており、長距離の周期的秩序性を示していないことが粉末Ｘ線回折から確認されている。本願発明者の実験によれば、合金溶湯の冷却速度を調節することによって、上記準安定相Ｚを含む金属ガラス状合金を形成することができ、その後の熱処理によって極めて優れた磁気特性が発揮されることになる。
【００３９】
本発明の方法を用いて製造した磁石が磁石特性に優れる第１の理由は、雰囲気ガスの減圧によって溶湯と冷却ロールとの間の密着性が向上し、溶湯の冷却が均一に行われる結果、ロール周速度を遅くしてもα−Ｆｅ相がほとんど含まれない良質の金属ガラス状合金を形成できるからである。
【００４０】
また、第２の理由は、上述の金属ガラス状態にある合金中において、Ｆｅ3Ｂ等の結晶成長に必要な微小前駆体（エンブリオ）が高密度で分散しているからである。そのため、熱処理を行うと、合金中に存在する多数の前駆体が示す短距離秩序を核として結晶成長が進行し、その結果、微細かつ均質な結晶組織が形成されることになる。またＦｅ3Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡散によって進行するため、その結晶化を比較的低い温度で達成することが可能になるという利点もある。
【００４１】
Ｆｅ3Ｂの結晶化は５６０〜６００℃の温度で生じる。この結晶化の進展に伴って、Ｎｄ等の希土類元素がＦｅ3Ｂの周囲の非晶質領域にはき出され、その部分の組成がＮｄ2Ｆｅ14Ｂに近づく。その結果、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂは複雑な構造を持つ三元化合物であるにもかかわらず、長距離の原子拡散を必要とすることなく、結晶化する。Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂが結晶化する温度は、Ｆｅ3Ｂの結晶化が完了する温度よりも約２０〜９０℃だけ高く、約６１０〜６９０℃である。
【００４２】
このように本発明による原料合金では、Ｆｅ3Ｂの結晶化とＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶化とを異なる温度範囲で別々に実行できるため、結晶化に伴う大きな反応熱が短時間に生じることがなく、２０ｎｍ程度の微細な金属組織を再現性良く生成することができる。このことは、合金結晶化のための熱処理工程を制御する上で重要である。すなわち、高い反応熱を伴い結晶化が一挙に進展してしまうと、合金の温度を所定範囲内に制御することができなくなるからである。
【００４３】
準安定相Ｚは、その実際の構造がまだ確認されていないが、Ｘ線回折で特定位置に急峻な回折線ピークを持つため、その存在を定量的に把握することができる。準安定相Ｚは、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置に鋭いブラッグ散乱ピークを示し、また、０．４１７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔および０．２６７ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に相当する位置にも、ほぼ同レベルのブラッグ散乱ピークを示す。また、これらに加えて０．１３４ｎｍ±０．００５ｎｍにもブラッグピークを示すことがある。
【００４４】
急冷凝固後に合金中に存在した準安定相Ｚは、磁石化のための熱処理によって熱分解して最終的には準安定相Ｆｅ3Ｂを生成するものと考えられる。この過程は、Ｆｅ3Ｂの不均一核の生成が最も頻繁に生じる温度よりも低い温度であって、比較的に広い範囲の温度で進行すると考えられる。
【００４５】
準安定相Ｚは急冷凝固時の冷却速度が比較的に小さい場合に凝固薄帯の表面付近に形成され、冷却速度が従来の急冷凝固方法の場合のように大きい場合には生成されない特徴を有している。本発明では、準安定相Ｚを適切な量だけ生成するように冷却速度を調整している。すなわち、本発明では、適切な冷却速度を決定する場合の指標として、準安定相Ｚの存在を利用している。合金の組成を変更したり、冷却装置を変更した場合でも、準安定相Ｚの生成量を基に冷却速度を設定しなおせば、本発明の原料合金として最適な状態のものが簡単に得られる。なお、準安定相Ｚ自体が微結晶化にとって大きな役割を果たしているか否かは不明である。ただ、準安定相Ｚがある割合で形成されるように急冷条件を制御すれば、その後の熱処理で高い磁気特性が得られることがわかっている。
【００４６】
以下、冷却速度が所定範囲から外れた場合に何が生じるかを説明する。
【００４７】
まず、冷却速度が速すぎる場合を説明する。
【００４８】
冷却速度が速すぎると、合金はほぼ完全な非晶質状態になる。その場合、Ｆｅ3Ｂの不均一核が生成するサイトの数が極めて少ないため、あとの熱処理でＦｅ3Ｂの結晶粒が大きく成長することになる。その結果、微細な結晶組織を形成できず、保磁力などが低下し、優れた磁気特性が発揮されなくなる。
【００４９】
このように冷却速度が速すぎる場合、準安定相Ｚの生成が抑制される。その存在比率をＸ線回折におけるブラッグ散乱ピークの強度で評価すると、準安定相Ｚによるブラッグ散乱ピーク強度はハローパターンの最高強度の５％未満になり、ほとんど観察されないレベルにある。この場合、Ｆｅ3Ｂ結晶化のための核を発生するために大きな駆動力が必要となり、結晶化反応温度が高温側に移動する。しかも、その場合いったん結晶化反応が開始すると、結晶化反応が爆発的に進行するため、短時間に大量の熱が発生して原料合金温度が高くなる。その結果、原子拡散が高速で生じるレベルにまで原料合金温度が上昇して反応工程の制御性を失い、粗大な金属組織しか得られなくなってしまう。
【００５０】
上記結晶化のための熱処理を連続熱処理法を用いて行う場合、単位時間あたりの原料合金粉末供給量を低く抑え、結晶化反応熱が熱拡散によって周囲に逸散できるようにする必要がある。連続熱処理法に代えてバッチ処理法による場合も、同様の理由から、原料合金粉末の処理量を大きく制限する必要がある。
【００５１】
次に、冷却速度が遅すぎる場合を説明する。
【００５２】
冷却速度が遅すぎると、周期的規則性が長範囲にわたって形成される。多くの場合、安定相であるＦｅが結晶化してしまう。このように冷却速度が遅すぎると、結晶相のブラッグ反射ピークの強度がハローパターンの上に重なって観察されるようになる。体心立方型Ｆｅの最強線である（１１０）ブラッグ散乱ピークが面間隔０．２０３ｎｍの位置に観測され、その強度がハローパターンの最高強度の５％以上となった場合、「冷却速度は遅すぎる」と判断できる。Ｆｅは生成時点では高温相のガンマ鉄である可能性があるが、室温では体心立方鉄に変態している。
【００５３】
なお、冷却速度が合金全体としては適正範囲内に設定されていたとしても、前述のように、合金とロール外周面との間に雰囲気ガスの巻き込みがあると、局所的に冷却速度が低下し、体心立方型Ｆｅ相が出現することになる。
【００５４】
最後に、Ｆｅの結晶核が生成する程には冷却速度が遅くないが、好ましい冷却速度には達していない場合を説明する。この場合、結晶核エンブリオが既に大きな組織に成長してしまっているため、あとの熱処理工程で微細な結晶組織を形成することができなくなる。この場合の合金は準安定相Ｚを多く含んでおり、粉末Ｘ線回折によると、準安定相Ｚのブラッグ反射ピークの強度が極めて多くなり、ハローパターンの最高強度の２００％を超える。
【００５５】
このように準安定相Ｚの比率が非常に大きな状態の原料合金は、あとの熱処理によって粗大な金属組織しか生成することができなくなる。その理由は、Ｆｅ3Ｂの核発生サイトが減少するとともに、平衡相であるＦｅの結晶粒成長が優先的に生じるからである。熱処理後の金属組織が粗大化すると、Ｆｅ3ＢやＦｅの磁化方向とＮｄ2Ｆｅ14Ｂの磁化方向との間の交換相互作用を介した磁気的結合が不充分となる。その結果、本来のナノコンポジット磁石が持つ高い磁気特性を発現させられなくなる。
【００５６】
本発明の方法によって製造したナノコンポジット磁石用原料合金の特質を整理すると、下記の通りになる。
【００５７】
１．減圧雰囲気中で合金の急冷凝固を行うため、冷却ロールによる均一な冷却が実現し、Ｆｅの結晶核が局所的に生成されてしまうような事態を避けることができる。
【００５８】
２．Ｆｅ3Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡散で進行するため、Ｆｅ3Ｂの結晶化が比較的低温で可能となる。
【００５９】
３．Ｆｅ3Ｂの結晶化が進行する温度範囲がＮｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶化が進行する温度範囲からずれるため、熱処理時にそれぞれの結晶化が時間的に別々に起こる。
【００６０】
４．上記２および３の事項によって、大きな結晶化反応熱を伴うことなく、結晶化を制御性良く実行させることができるようになる。その結果、磁石特性を劣化させることなく、熱処理工程での原料粉末処理量を向上させることができる。
【００６１】
５．Ｆｅ3Ｂの結晶化に必要な結晶核が原料合金中に高密度で存在するため、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金属組織を形成することができる。このことは、高い磁石特性の発現を可能にする。
【００６２】
以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。
【００６３】
［原料合金およびその粉末の製造方法］
本実施形態では、図２（ａ）および（ｂ）に示す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を用いることが好ましい。窒素は希土類元素と反応しやすいため、不活性ガスとして用いることは好ましくない。
【００６４】
図２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。
【００６５】
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。
【００６６】
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と、これによって急冷凝固された原料合金を急冷室２内で破砕する破断機１０とを備えている。この装置によれば、溶解、出湯、急冷凝固、破断等を連続かつ平行して実行することができる。
【００６７】
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、８ｂ、および９ｂとガス排気口１ａ、２ａ、８ａ、および９ａ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内の絶対圧を真空〜５０ｋＰａの範囲内に制御するため、ポンプに接続している。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
冷却ロール７の表面は例えばクロムめっき層で覆われており、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水冷能力は、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。
【００７１】
図２に示す本装置によれば、例えば合計２０ｋｇの原料合金を１５〜３０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した合金は、破断前においては、厚さ：７０〜１５０μｍ、幅：１．５〜６ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２であるが、破断装置１０によって長さ２〜１５０ｍｍ程度の合金薄片２３に破砕されたのち、回収機構部９によって回収される。図示している装置例では、回収機構部９に圧縮機１１を備え付けており、それによって薄片２３を圧縮することができる。
【００７２】
次に、図２の装置を用いた原料合金の製造方法を説明する。
【００７３】
まず、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuの何れかで表されるナノコンポジット磁石用合金の溶湯２１を作製し、溶解室１の貯湯容器４に貯える。ここで、Ｒ、Ｍ、組成比ｘ、ｙ、ｚおよびｕの範囲などは、前述した通りである。
【００７４】
次に、この溶湯２１は出湯ノズル５から減圧Ａｒ雰囲気中の水冷ロール７上に出湯され、水冷ロール７との接触によって急冷され、凝固する。急冷凝固方法としては、冷却速度の高精度の制御が可能な方法を用いる必要があり、本実施形態では液体急冷法の一つである片ロール法を用いている。
【００７５】
本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を５×１０4〜５×１０6Ｋ／秒とする。この冷却速度で合金の温度を△Ｔ１だけ低い温度に低下させる。急冷前の合金溶湯２１の温度は融点Ｔｍに近い温度（例えば１２００〜１３００℃）にあるため、合金の温度は冷却ロール７上でＴｍから（Ｔｍ−△Ｔ１）にまで低下する。本願発明者の実験によれば、最終的な磁石特性を向上させるという観点から△Ｔ１は４００〜８００℃の範囲内にあることが好ましい。
【００７６】
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の外周表面ら合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、本実施形態の場合は０．５〜２ミリ秒である。その間に、合金の温度は更に△Ｔ２だけ低下し、凝固する。その後、凝固した合金は冷却ロール７から離れ、不活性雰囲気中を飛行する。合金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（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）に低下する。△Ｔ２は、装置のサイズや雰囲気ガスの圧力によって変化するが、約１００℃またはそれ以上である。
【００７７】
本実施形態では、合金薄帯２２の温度が（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）になった段階で装置内で速やかに破砕工程を実行し、その場で合金薄片２３を作製する。そのため、（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）が合金のガラス化温度Ｔｇよりも低くなるように（△Ｔ１＋△Ｔ２）の大きさを調整することが好ましい。もし、（Ｔｍ−△Ｔ１−△Ｔ２）≧Ｔｇであれば、合金が軟化した状態にあり、その破断が困難になるからである。凝固合金の破断・粉砕工程を他の装置で別途実行する場合は、合金温度が室温程度に低下するため、（△Ｔ１＋△Ｔ２）の大きさを考慮する必要はない。
【００７８】
なお、急冷室２内の絶対圧力は、真空〜５０ｋＰａの範囲内に設定することが好ましく、２〜１０ｋＰａの範囲内に設定することが更に好ましい。このような減圧雰囲気状態で溶湯２１を冷却ローラ７上に流下すれば、溶湯２１とローラ７の表面との間に雰囲気ガスがまき込まれるおそれがなくなり、溶湯２１の冷却速度を従来より低くしても、冷却状態が均一化され、表面形状および組織構成に優れた合金薄帯２２が得られるからである。
【００７９】
また、本実施形態のように、急冷凝固工程に引き続いて破砕装置による凝固合金の破砕工程を速やかに実行すれば、長い合金リボンとして冷却ロールから吐き出された急冷合金を比較的に狭い空間内でコンパクトに回収することができる。急冷凝固装置と破砕装置とを別構成にすると、いったん急冷合金を長い薄帯として、かさばった状態で収納する必要が生じる。
【００８０】
破断装置によって破砕された合金薄片を公知の機械的粉砕装置によって更に粉砕すれば、熱処理工程やその後の成形工程に適した大きさの合金粉末を作製することができる。本実施形態では、パワーミル装置で約８５０μｍ以下となるまで合金の粗粉砕を行った後、ピンディスクミル装置によって粒度が約１５０μｍとなるまで粉砕する。
【００８１】
［ナノコンポジット磁石粉末の製造方法］
以下に、図３を参照しながら、上記原料合金粉末に対して行う熱処理方法を説明する。
【００８２】
図３は、フープベルトを用いた粉末焼成炉装置を示している。この装置は、本体２８によって回転可能に指示された回転ロール２４および２５と、それらの回転ロール２４および２５の回転によって一方向に所定速度で駆動されるフープベルト２６とを備えている。原料合金の粉末はフープベルト２６上の原料フィード位置Ａに供給され、図中左方に運搬される。フープベルト２６上に供給された粉末は、摺切板２７によって均され、それによって粉末の高さが一定レベル以下（例えば高さ２〜４ｍｍ）に調整される。その後、粉末は金属チューブに囲まれた加熱ゾーンに入り、そこで微結晶化のための熱処理を受ける。加熱ゾーン（例えば長さ１１００ｍｍ）内には、例えば３ゾーンにわけて不図示のヒータが配置されている（１ゾーンの長さは例えば３００ｍｍ）。粉末は加熱ゾーン内を移動しながら、熱処理を受けることになる。加熱ゾーンの後段には、例えば長さ８００ｍｍの冷却ゾーンＣが存在し、粉末は水冷された金属筒内を通過することによって冷却される。冷却された粉末は、回転ローラ２５の左下方で不図示の回収装置によって回収される。
【００８３】
この熱処理装置によれば、与えられた加熱ゾーンの長さに対して、フープベルト２６の移動速度を調整することによって熱処理工程を制御することができる。
【００８４】
熱処理工程としては、例えば、昇温レート１００〜１５０℃／分にて熱処理温度５９０〜７００℃にまで上昇させ、その状態を５〜１５分程度のあいだ保持すればよい。その後、合金温度を降温レート１００〜１５０℃／分にて室温レベルまで低下させる。
【００８５】
なお、熱処理の処理粉末量を増大させるには、フープベルト２６の幅を広くし、フープベルト２６の単位長さ当たりの粉末供給量を大きくする一方、加熱ゾーンの長さを長くし、回転ローラ２４および２５の回転周速度を早くすればよい。本発明による合金粉末によれば、熱処理に際して急激に大きな結晶化反応熱が生成されないため、熱処理工程における合金粉末の温度制御が容易である。その結果、粉末供給量を増加しても、安定した磁気特性を持つ磁石粉末を作製できる。
【００８６】
上記熱処理装置による熱処理を受けた原料粉末は、前述したように微結晶化し、ナノコンポジット磁石としての特性を発揮できるようになる。こうして、熱処理前においては金属ガラス状態にあり、硬質磁性材料としての特性を示さなかった原料合金粉末が、熱処理によって磁気特性に優れたナノコンポジット磁石合金粉末に変化する。
【００８７】
［磁石の製造方法］
以下に、上記ナノコンポジット磁石合金粉末から磁石を製造する方法を説明する。
【００８８】
まず、前述のようにして得られたナノコンポジット磁石合金粉末にエポキシ樹脂からなるバインダーと添加剤とを加え、混練することによってコンパウンドを作製する。次に、コンパウドの所望形状の成形空間を持つ成形装置によってプレス成形した後、加熱硬化工程、洗浄工程、コーティング工程、検査工程、着磁工程を経て、最終的なボンド磁石を得ることができる。
【００８９】
成形加工は、上述の圧縮成形に限定されるわけではなく、公知の押出成形、射出成形、または圧延成形によってもよい。磁石粉末は、採用する成形法の種類に応じてブラスチック樹脂やゴムと混練されることになる。
【００９０】
なお、射出成形による場合、樹脂として広く使用されているポリイミドやナイロンの他、ＰＰＳのように高軟化点樹脂を使用することができる。これは、本発明の磁石粉末が低希土類合金から形成されているため、酸化されにくく、比較的に高い温度で射出成形を行っても磁石特性が劣化しないからである。
【００９１】
また、本発明の磁石は酸化されにくいため、最終的な磁石表面を樹脂膜でコートする必要もない。従って、例えば、複雑な形状のスロットを持つ部品のスロット内に射出成形によって本発明の磁石粉末および溶融樹脂を圧入し、それによって複雑な形状の磁石を一体的に備えた部品を製造することも可能にある。
【００９２】
［モータ］
次に、このようにして製造した磁石を備えたモータの実施形態を説明する。
【００９３】
本実施形態のモータは、ＰＭ（Permanent Magnet）型モータであり、前述の製造方法によって作製したボンド磁石を一体型ロータのスプリング磁石として用いる。
【００９４】
なお、本発明の磁石は、この種のモータ以外にも、他の種類のモータやアクチュエータに好適に用いられることは言うまでもない。
【００９５】
以下に、本発明の実施例および比較例を説明する。
【００９６】
［実施例と比較例］
本実施例では、絶対圧力が５０ｋＰａ以下のアルゴン雰囲気中で前述の急冷凝固工程を行った。冷却ロールとしては、厚さ５〜１５μｍのクロムめっき層で覆われた銅合金製ロール（直径：３５０ｍｍ）を用いた。その銅合金製ロールを１０ｍ／秒の周速度で回転しながら、その外周表面上に原料合金の溶湯を流下し、急冷凝固させた。溶湯の温度は輻射温度計で測定したところ、１３００℃であった。溶湯は、オリフィスから毎秒１０〜２０ｇのレートで直径１．３〜１．５ｍｍにして落下させた。
【００９７】
図４は、保磁力および残留磁束密度が結晶化熱処理の温度にどのように依存するかを示すグラフである。このグラフで、黒丸印は、１．３ｋＰａのＡｒ雰囲気中においてロール周速度９ｍ／秒で急冷凝固した場合（実施例１）、×印は、５０ｋＰａのＡｒ雰囲気中においてロール周速度９ｍ／秒で急冷凝固した場合（実施例２）、白丸印は、常圧のＡｒ雰囲気中においてロール周速度２０ｍ／秒で急冷凝固した場合（比較例）についてのデータを示している。
【００９８】
図４からわかるように、実施例１および実施例２では、広い温度範囲にわたって比較例よりも優れた磁気特性が得られている。
【００９９】
図５は、保磁力および残留磁束密度が単位時間あたりの処理量にどのように依存するかを示すグラフである。このグラフで、黒丸印は、１．３ｋＰａのＡｒ雰囲気中においてロール周速度９ｍ／秒で急冷凝固した場合（実施例１）、黒四角印は、常圧のＡｒ雰囲気中においてロール周速度２０ｍ／秒で急冷凝固した場合（比較例）についてのデータを示している。
【０１００】
図５からわかるように、実施例１では、比較例よりも大きな処理量で優れた磁気特性が得られている。
【０１０１】
［組成限定理由］
最後に、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石のための原料合金組成の限定理由を説明する。
【０１０２】
希土類元素Ｒは、ハード磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂに必須の元素である。本発明でのＲは、ＰｒおよびＮｄの一方または両方の元素を９０原子％以上含有し、残部が他のランタン系列元素またはＹの一種以上の元素を０％以上１０％未満含有する。ＰｒおよびＮｄの何れか一方の元素は、一軸結晶磁気異方性を持つＲ2Ｆｅ14Ｂを生成するために不可欠である。ＰｒおよびＮｄ以外の希土類元素は、適宜任意に選択される。Ｒの組成比は、２原子％を下回ると保磁力発生の効果が少なすぎるので好ましくない。一方、Ｒの組成比が６原子％を超えると、Ｆｅ3Ｂ相およびＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が生成されず、α−Ｆｅ相が主相となってしまうため、保磁力が著しく低下してしまうことになる。以上のことから、Ｒの組成比ｘについては、２≦ｘ≦６であることが好ましい。
【０１０３】
Ｂは、ソフト磁性相であるＦｅ3Ｂおよびハード磁性相であるＲ2Ｆｅ14Ｂの両方にとって必須の元素である。Ｂの組成比ｙが１６〜２０原子％の範囲から外れると所要の保磁力が発揮されないため、Ｂの組成比ｙについては１６≦ｙ≦２０であることが好ましい。更に、Ｂがこの組成範囲を外れると、融点が上昇し、溶解温度および貯湯容器の保温温度を高める必要が生じ、また、非晶質生成能も低下するので所望の急冷合金組織が得られにくくなる。
【０１０４】
Ｃｏは、キュリー温度を向上させることによって磁気特性の温度変化依存性を減少させ、その結果、磁気特性を安定化させるという機能を持つ。また、合金溶湯の粘性を改善するという機能もあり、溶湯流下レートの安定化にも寄与する。Ｃｏの添加割合が０．０２原子％を下回ると上記機能が充分に発揮されず、７原子％を超えると磁化特性が低下し始める。Ｃｏの添加は、これらの機能を発揮させたい場合に行えば良く、本発明の効果を得る上でＣｏの添加が不可欠であるわけではない。Ｃｏを添加する場合は、上述の理由から、その組成比ｚについて０．２≦ｚ≦７が成立することが好ましい。
【０１０５】
Ｍは、保磁力をできるだけ増加させたい場合などに添加する。Ｍの添加割合が０．０１原子％を下回ると、保磁力増加が充分に観察されず、Ｍの添加割合が７原子％を超えると、磁化が低下する。従って、Ｍを添加する場合は、その組成比ｕについて、０．１≦ｚ≦７が成立することが好ましい。Ｍの中で、Ｃｒは保磁力増加の他に耐食性向上の効果も発揮する。また、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇは結晶化熱処理工程での適正温度範囲を拡大する効果がある。
【０１０６】
［Ｆｅ系急冷凝固合金の製造方法］
片ロール法によって常圧下でＦｅ系急冷凝固合金を製造する場合でも、やはり雰囲気ガスの巻き込みによって冷却ロールと合金との間で密着性が低下し、その結果、冷却速度が合金リボンの部位によって不均一になるとい問題が生じる。全てが結晶質の合金リボンや全てが実質的に非晶質であるようなＦｅ系急冷凝固合金を製造する場合に比較して、部分的に結晶相を含むようなＦｅ系急冷凝固合金を製造する場合は、比較的に遅い冷却速度を高い精度で所定範囲内に制御する必要がある。そのような場合に、常圧下では図１（ａ）に示したような問題が生じうる。
【０１０７】
従って、本発明は、一般式がＦｅ100-x-yＲxＢy、Ｆｅ100-x-y-zＲxＢyＣｏz、Ｆｅ100-x-y-uＲxＢyＭu、またはＦｅ100-x-y-z-uＲxＢyＣｏzＭuで表されるナノコンポジット磁石用原料合金に適用する場合に顕著な効果を発揮するものではあるが、結晶質相が全体の１０％以下の状態にあるようなＦｅ系急冷凝固合金を製造する場合にも有効である。そのようなＦｅ系急冷凝固合金は、その後の熱処理によって結晶化され、均一な金属組織を再現性良く発現することが可能になる。また、巻き込みの影響は冷却ロールの周速度を低減する場合に顕著となる傾向があるため、常圧雰囲気中ではロール周速度を低減しにくかった。一般に、ロール周速度が遅いほど、冷却ロールの劣化が遅くなるため、本発明によれば冷却ロールを高い信頼性のもとで長期間使用できるという利点も生まれる。
【０１０８】
なお、ここでのＦｅ系急冷凝固合金としては、例えば、Ｎｄ13Ｆｅ82Ｂ5、Ｆｅ74Ｃｕ1Ｎｂ3Ｓｉ16Ｂ6、Ｆｅ91Ｚｒ7Ｂ2、Ｆｅ91Ｈｆ7Ｂ2等が含まれる。
【０１０９】
【発明の効果】
本発明によれば、減圧雰囲気によって冷却ロールと溶湯との密着性を向上させるため、均一な冷却が実現する。そのため、所望の金属ガラス状の合金が得られ、熱処理後の磁気特性が向上する。また、Ｆｅ3Ｂ／Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ系ナノコンポジット磁石を形成するための結晶化反応熱が広い温度範囲に分散し、大きな結晶化反応熱が一度に放出されることなく、微結晶化を制御性良く実行させることができる結果、磁石特性を劣化させることなく、熱処理工程での原料粉末処理量を向上させることができる。
【０１１０】
Ｆｅ3Ｂの結晶化に必要な結晶核が原料合金中に高密度で存在し、かつＦｅ相が少ないため、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金属組織を形成することができ、高い磁石特性の発現を可能にする。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）および（ｂ）は、片ロール法を用い、従来のように常圧雰囲気中で上記合金を急冷凝固した場合に得られる合金リボンの模式断面図であり、（ｃ）および（ｄ）は、それぞれ、（ａ）および（ｂ）に対応する図面であり、急冷凝固を減圧雰囲気中で行った場合に作製される合金リボンの模式断面図である。
【図２】（ａ）は、本発明によるナノコンポジット磁石用原料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３】本発明によるナノコンポジット磁石を製造する方法に用いる熱処理装置の例を示す断面図である。
【図４】保磁力および残留磁束密度が結晶化熱処理の温度にどのように依存するかを示すグラフである。
【図５】保磁力および残留磁束密度が単位時間あたりの処理量にどのように依存するかを示すグラフである。
【符号の説明】
１ｂ、２ｂ、８ｂ、および９ｂ  雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、８ａ、および９ａ  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
１０  破断機１０
１１  圧縮機
２１  溶湯
２２  合金薄帯
２３  合金薄片
２８  本体
２４  回転ロール
２５  回転ロール
２６  フープベルト
２７  摺切板
【図１】
0004374633.tif 000002
【図２】
0004374633.tif 000003
【図３】
0004374633.tif 000004
【図４】
0004374633.tif 000005
【図５】
0004374633.tif 000006