(57)【要約】【課題】異方性が高く、最大エネルギー積の大きいナノコンポジット磁石粉末を得る。【解決手段】  非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１を金型２に最密充填する。金型２内において、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の側面は、固定された金型２の側面で二軸方向が拘束され、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の他の一軸方向のみが金型２の入口面（底面）からの加圧力３により加圧される。この状態では、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１は塑性変形が非常に制限されているので転位（欠陥）も制限され、結晶核の生成サイトの増加が防止される。さらに、塑性変形が制限されていると、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１に一方向に大きな荷重を印加することができる。その結果、加熱時の結晶化の際に内部応力を緩和する方向（加圧方向）への結晶１２の析出頻度が飛躍的に高まり異方性が高くなる。【選択図】図１
2009043756.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の一軸方向のみを熱間加圧する工程を備えたナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項２】
金型に非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末を充填し、上記金型の一軸方向のみを熱間加圧す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粉末の製造方法。
【請求項３】
ナノコンポジット磁石原料合金を溶解し、この溶液を液体急冷法により急冷薄帯とし、この急冷薄帯を粉砕して非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末を得る工程を備えたことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項４】
急冷薄帯の板厚が２０μｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載のナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項５】
熱間加圧工程において、加圧力が４００ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下であり、加熱温度が３００℃以上、９００℃以下であることを特徴とする請求項４に記載のナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
【請求項６】
粒径が１０ｎｍ以上、１００ｎｍ以下のＴ結晶またはＴ３Ｂ結晶（Ｔ：遷移金属）と粒径が１０ｎｍ以上、５００ｎｍ以下のＲ２Ｔ１４Ｂ結晶（Ｒ：希土類元素）とを有し、０．８ＭＡ／ｍの内部磁界における、磁化容易方向の磁化Ｊｎに対する磁化困難方向の磁化Ｊｐの比Ｊｎ／Ｊｐが２．６以上であることを特徴とするナノコンポジット磁石粉末。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、産業機械、自動車、家電またはＯＡ機器のモータや磁気センサに用いられる、異方化されたナノコンポジット磁石粉末の製造方法および異方化されたナノコンポジット磁石粉末に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
産業機械、自動車、家電またはＯＡ機器に用いられる磁石に対して、小型化、省エネルギー化のために、大きな最大エネルギー積を有することが必要とされている。大きい最大エネルギー積の磁石を得るには大きな残留磁化をもち、できるだけ大きな保磁力をもつことが必要で、大きい残留磁化をもつ軟磁性相と結晶磁気異方性の大きな強磁性相をナノスケールで組み合わせたナノコンポジット磁石が望まれている。
ナノコンポジット磁石粉末の製造方法として、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金を高周波溶解し、液体急冷法により急冷薄帯を作製し、これを粉砕して原料粉末とし、この原料粉末を充填した容器を、加熱しながらクランプ型プレス機を用いて圧下率８５％に固定して圧縮するという熱間加工処理を備えたものがある。この製造方法において、原料粉末から強磁性相と軟磁性相とを結晶化させてこれらの混相組織を形成するとともに、優先方向へ結晶粒を成長させることにより、ナノコンポジット磁石粉末を異方化している（例えば、非特許文献１参照）。
【０００３】
【非特許文献１】入山  恭彦、“熱間加工によるナノコンポジット磁石の異方化”、日本応用磁気学会誌、ｖｏｌ．２８、Ｎｏ．１２、２００４、ｐ．１１２２〜１１２９
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
非特許文献１のナノコンポジット磁石の製造方法においては、圧下率８５％に固定して、１０００℃以上で熱間加工処理を施すことより、異方化した磁石粉末が得られるとしている。しかしながら、上記製造方法の熱間加工においては塑性変形を伴うので転位（欠陥）が多発して結晶核の生成サイトが増大する。また、塑性変形により応力が緩和されて内部応力が小さくなり、各結晶核の生成サイトからの結晶生成に寄与する内部応力も小さくなる。そのため、応力を緩和する特定の方向（加圧方向）へ結晶が析出する頻度が小さくなり、異方性の程度を示す異方指数が、Ｊｓ’ｒａｔｉｏ＝１．２５〜１．３５となり異方化が不十分であり、最大エネルギー積の大きな磁石を得ることが困難であるという課題があった。
また、塑性変形を伴う熱間加工においては、すべり面に沿って、他の結晶粒を吸収しながら成長することで異方化するので、必然的に結晶粒は大きくなり、軟磁性相−強磁性相間の十分な相互作用によるナノコンポジット磁石が得られず、最大エネルギー積の大きな磁石を得ることが困難であるという課題があった。
【０００５】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたものであり、異方性が高く、最大エネルギー積の大きい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粉末を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明に係るナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の一軸方向のみを熱間加圧する工程を備えた方法である。
【発明の効果】
【０００７】
ナノコンポジット磁石原料粉末が非晶質であると、母相の元素分布が均一であり、結晶の析出時に元素不均一性に起因する析出方向の乱れが防止され、また、母相がナノレベルで等方的であるため、熱間加圧時に結晶の異方性に起因する内部応力の加圧方向からのずれが防止される。これにより、加圧方向に結晶を析出させ易くなる。
また、ナノコンポジット磁石原料粉末の二軸方向を拘束して、拘束されていない一軸方向のみを熱間加圧すると、ナノコンポジット磁石原料粉末は塑性変形が制限されるので、ナノコンポジット磁石原料粉末の一軸方向に大きな荷重が印加され、転位（欠陥）の発生が少なく結晶核の生成サイトの増加が防止される。これにより、各結晶核の生成サイトからの結晶生成に寄与する内部応力が飛躍的に向上し、応力を緩和する特定の方向（加圧方向）への結晶の析出頻度が飛躍的に高まり、容易に異方化されたナノ結晶の集合体を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
実施の形態１．
Ｎｄ１０Ｆｅ８０Ｃｏ５Ｂ５（実施の形態１−１）、Ｎｄ８Ｄｙ２Ｆｅ８０Ｃｏ５Ｂ５（実施の形態１−２）、Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５（実施の形態１−３）、Ｎｄ５Ｄｙ１Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５（実施の形態１−４）の各合金を高周波溶解し、銅製の単ロールを用い、冷却速度を１×１０７℃／ｓｅｃとして、液体急冷法により板厚８μｍの急冷薄帯を作製した。この急冷薄帯をＡｒ雰囲気中で５００μｍ以下のサイズに粉砕して、ナノコンポジット磁石原料粉末を得た。なお、電子顕微鏡により上記ナノコンポジット磁石原料粉末の内部が非晶質相となっていることを確認した。
【０００９】
上記各ナノコンポジット磁石原料粉末３ｇを、口径７×７ｍｍの金型内に最密充填し、上記金型をホットプレス装置内に設置し、ホットプレス装置内を真空排気後、Ａｒガスで置換して１気圧に保持した。その状態で、上記金型の入口面側と底面側から、加圧パンチで７００ＭＰａの圧力を加えながら金型を加熱し、５００℃で２時間保持して本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を得た。
【００１０】
その後金型を室温まで炉冷し、入口側のパンチを抜いた状態で上記金型内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、底面が７×７ｍｍで高さが８〜１０ｍｍのボンド磁石を得た。
上記ボンド磁石を電子顕微鏡により測定すると、ボンド磁石のナノコンポジット磁石粉末の内部は、２０〜５０ｎｍサイズのα−Ｆｅ結晶またはＦｅ３Ｂ結晶（軟磁性相）と３０〜８０ｎｍサイズのＮｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂ結晶（強磁性相）から構成されるナノコンポジット組織となっていることがわかった。
【００１１】
本実施の形態による各ナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石を高さが７ｍｍになるよう切断し、５Ｔのパルス着磁後に振動試料型磁力計により磁化特性を測定した。
つまり、ボンド磁石の内部磁界が０．８ＭＡ／ｍにおいて、磁化容易方向の磁化Ｊｎに対する磁化困難方向の磁化Ｊｐの比、即ち、ボンド磁石の高さ方向の磁化Ｊｎに対する面内方向の磁化Ｊｐの比（Ｊｎ／Ｊｐ）により異方性を評価し、残留磁化（ｋＧ）、保磁力（ｋＯｅ）、最大エネルギー積（ＭＧＯｅ）を測定した結果を表１に示す。
【００１２】
【表１】
2009043756.tif 000003
【００１３】
表１に示すように、実施の形態１−１〜４では、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を用いたボルト磁石の異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が２．６以上の大きい異方性を有し、最大エネルギー積は１５〜２６ＭＧＯｅ程度の大きい値を示した。
【００１４】
図１は、本実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る、熱間加工工程におけるナノコンポジット磁石粉末の異方化の形成状態を、一つの粉末に着目して示す模式図である。
図１（ａ）に示すように、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１は非晶質母相１０に結晶核の生成サイト１１を有し、金型２に最密充填されている。金型２内において、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の側面は、固定された金型２の側面で二軸方向が拘束され、他の一軸方向のみが金型２の入口面側と底面側からの加圧力３により加圧されている。この状態では、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１は塑性変形が非常に制限されており、このように、塑性変形が制限されていると、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の一軸方向に大きな荷重を印加することができる。
【００１５】
図１（ｂ）に示すように、ナノコンポジット磁石原料粉末１の一軸方向のみを加圧すると、塑性変形が制限されているので転位（欠陥）も制限され、結晶核の生成サイト１１の増加が防止される。さらに、一軸方向のみに高荷重が印加されているので、各結晶核の生成サイト１１からの結晶生成に寄与する内部応力が飛躍的に向上する。その結果、他の結晶を吸収することなく、加熱時の結晶化の際に内部応力を緩和する方向（加圧方向）へのＲ２Ｔ１４Ｂ結晶１２の析出頻度が飛躍的に高まり、同方向の異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が高くなる。
また、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が高くなるので、残留磁化が大きくなり、これに対応して最大エネルギー積が高くなる。
【００１６】
また、本実施の形態に係るナノコンポジット磁石原料粉末１が非晶質であるので、母相１０の元素分布が均一であり、結晶の析出時に元素不均一性に起因する析出方向の乱れが防止される。また、母相１０がナノレベルで等方的であるため、熱間加圧時に結晶の異方性に起因する内部応力の加圧方向からのずれが防止される。その結果、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶を加圧方向に精度よく揃えて析出させることができるので、より異方化の程度（Ｊｎ／Ｊｐ）が高くなる。
【００１７】
比較例１．
上記実施の形態１と同様に単ロール液体急冷法により得られた非晶質のＮｄ１０Ｆｅ８０Ｃｏ５Ｂ５（比較例１−１）、Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５（比較例１−２）合金粉末１０ｇを、外径１５ｍｍ、高さ３０ｍｍで、加圧時に変形可能な薄肉の鉄製円筒容器に充填し、容器を真空排気後、Ａｒガスを１気圧充填した。この状態で、上記容器を実施の形態１と同様のホットプレス装置内に設置して、圧下率５０％の塑性変形加工を２時間かけて行った。その後、容器を室温まで炉冷した後、蓋を開けて容器内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、底面が外径約２２ｍｍで、高さ約１５ｍｍのボンド磁石を得た。上記ボンド磁石を、底面が７×７ｍｍで、高さが７ｍｍになるよう切断し、実施の形態１と同様に５Ｔのパルス着磁後に振動試料型磁力計により磁化特性を測定した結果を表１に示す。
【００１８】
表１に示すように、比較例では、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が１．２〜１．３程度と小さく、最大エネルギー積も最大５ＭＧＯｅ弱と小さかった。
【００１９】
図２は、比較例のナノコンポジット磁石粉末の製造に係る、熱間加工工程におけるナノコンポジット磁石粉末の異方化の形成状態を一つの粉末に着目して示す模式図である。
図２（ａ）に示すように、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１は非晶質母相１０に結晶核の生成サイト１１を有し、加圧により変形可能な容器に充填されている。容器内において、ナノコンポジット磁石原料粉末１は、三軸方向共が拘束されていない。
【００２０】
図２（ｂ）に示すように、ナノコンポジット磁石原料粉末１が紙面において、上下方向から加圧３されると、ナノコンポジット磁石原料粉末１は三軸方向共が拘束されていないので塑性変形３１が生じ、転位（欠陥）が多発して結晶核の生成サイトが増大する。また、塑性変形により応力が緩和されて内部応力が小さくなり、各結晶核の生成サイトからの結晶生成に寄与する内部応力も小さくなるので、応力を緩和する方向（加圧方向）へのＲ２Ｔ１４Ｂ結晶の析出頻度が小さくなり、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が小さくなると考えられる。
また、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が小さいので、残留磁化が小さく、これに対応して最大エネルギー積が小さくなる。
図２（ｃ）、（ｄ）に示すように、塑性変形を伴う熱間加工においては、すべり面に沿って優先方向の結晶相３０が他の結晶を吸収することにより大きくなって異方化するため、結晶相が必然的に１μｍ程度と大きくなり、軟磁性相と強磁性相間の相互作用が不十分となり、最大エネルギー積の大きなナノコンポジット磁石粉末を得ることが困難である。
【００２１】
実施の形態２．
Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５合金を高周波溶解し、実施の形態１と同様にして、ナノコンポジット磁石原料粉末を得、電子顕微鏡により内部が非晶質相となっていることを確認した。
上記ナノコンポジット磁石原料粉末３ｇを、口径７×７ｍｍの金型内に最密充填し、上記金型をホットプレス装置内に設置し、ホットプレス装置内を真空排気後、Ａｒガスで置換して１気圧に保持する。その状態で、上記金型の入口面側と底面側から、加圧パンチで２００〜１５００ＭＰａの圧力を加えながら金型を加熱し、６００℃で２時間保持して、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を得た。
なお、金型内のナノコンポジット磁石原料粉末は、実施の形態１と同様、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の側面は、固定された金型の側面で二軸方向が拘束され、拘束されていない一軸方向のみが金型の入口面側と底面側から加圧されている。
【００２２】
その後、上記金型を室温まで炉冷し、入口側のパンチを抜いた状態で上記金型内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、底面が７×７ｍｍで高さが８〜１０ｍｍのボンド磁石を得た。
上記ボンド磁石を電子顕微鏡により測定すると、ボンド磁石のナノコンポジット磁石粉末の内部は１０〜４０ｎｍサイズのＦｅ３Ｂ結晶と１０〜６０ｎｍサイズのＮｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂ結晶から構成されたナノコンポジット組織となっていることがわかった。
【００２３】
上記各加圧力で得られた各ナノコンポジット磁石粉末を用いた各ボンド磁石を、高さが７ｍｍになるよう切断し、実施の形態１と同様にして磁化特性を測定した。
図３は、本発明の第２の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る熱間加工における加圧力と、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石の異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）との関係を示す特性図である。
図３に示すように、熱間加圧工程において、ナノコンポジット磁石原料粉末への加圧力が４００ＭＰａ以上、１１００ＭＰａ以下の範囲では、結晶粒が粗大化し、また、結晶化時に様々な方位の結晶が核生成して異方化が妨げられることが防止できると共に、ナノコンポジット磁石原料粉末へ応力が十分に付与され、Ｒ２Ｔ１４Ｂが結晶化する際、加圧方向にｃ軸を有する結晶が優先的に析出する頻度が高くなって異方化が容易になり、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が増加し、最大エネルギー積が大きいボンド磁石が得られる。
【００２４】
実施の形態３．
Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５合金を高周波溶解し、実施の形態１と同様にして、ナノコンポジット磁石原料粉末を得、電子顕微鏡により内部が非晶質相となっていることを確認した。
上記ナノコンポジット磁石原料粉末３ｇを、口径７×７ｍｍの金型内に最密充填し、上記金型をホットプレス装置内に設置し、ホットプレス装置内を真空排気後、Ａｒガスで置換して１気圧に保持する。その状態で、上記金型の入口面側と底面側から、加圧パンチで８００ＭＰａの圧力を加えながら金型を加熱し、１００〜１０００℃で２時間保持して、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を得た。
なお、金型内のナノコンポジット磁石原料粉末は、実施の形態１と同様、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の側面は、固定された金型の側面で二軸方向が拘束され、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の他の一軸方向のみが金型の入口面側と底面側から加圧されている。
【００２５】
その後、上記金型を室温まで炉冷し、入口側のパンチを抜いた状態で上記金型内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、底面が７×７ｍｍで高さが８〜１０ｍｍのボンド磁石を得た。
上記ボンド磁石を電子顕微鏡により測定すると、ボンド磁石のナノコンポジット磁石粉末の内部は２０〜５０ｎｍサイズのＦｅ３Ｂ結晶と３０〜８０ｎｍサイズのＮｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂ結晶から構成されるナノコンポジット組織となっていることがわかった。
【００２６】
上記各加熱温度において得られた各ナノコンポジット磁石粉末を用いた各ボンド磁石を、高さが７ｍｍになるよう切断し、実施の形態１と同様にして磁化特性を測定した。
図４は、本発明の第３の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る熱間加工における加熱温度と、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石の異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）との関係を示す特性図である。
図４に示すように、熱間加圧工程において、金型の加熱温度が３００℃以上、９００℃以下の範囲では、ナノコンポジット磁石原料粉末内において、結晶粒が粗大化し、また、結晶化時に様々な方位の結晶が核生成して異方化が妨げられることが防止されと共に、十分な結晶化がおこり、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が増加し、最大エネルギー積が大きいボンド磁石が得られる。
【００２７】
実施の形態４．
Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５合金を高周波溶解し、銅製の単ロールを用い、液体急冷法により、ロール周速を変えることで、冷却速度の範囲を４×１０７〜１×１０５℃／ｓｅｃとして、３〜８０μｍの板厚の急冷薄帯を作製した。上記各板厚の急冷薄帯をＡｒ雰囲気中で５００μｍ以下のサイズに粉砕し、ナノコンポジット磁石原料粉末を得た。なお、電子顕微鏡により各ナノコンポジット磁石粉末の内部が非晶質相となっていることを確認した。
【００２８】
上記各ナノコンポジット磁石粉末３ｇを、口径７×７ｍｍの金型内に最密充填し、上記金型をホットプレス装置内に金型を設置し、ホットプレス装置内を真空排気後、Ａｒガスで置換して１気圧に保持した。その状態で、上記金型の入口面側と底面側から、加圧パンチで９００ＭＰａの圧力を加えながら金型を加熱し、６００℃で２時間保持して本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を得た。
なお、金型内のナノコンポジット磁石原料粉末は、実施の形態１と同様、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の側面は、固定された金型の側面で二軸方向が拘束され、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の他の一軸方向のみが金型の入口面側と底面側から加圧されている。
【００２９】
その後、上記金型を室温まで炉冷し、入口側のパンチを抜いた状態で金型内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、７×７ｍｍの底面積で、高さ８〜１０ｍｍのボンド磁石を得た。
上記ボンド磁石を電子顕微鏡により測定すると、ボンド磁石の粉末の内部は５０〜１００ｎｍサイズのＦｅ３Ｂ結晶と１００〜５００ｎｍサイズのＮｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂ結晶から構成されるナノコンポジット組織となっていることがわかった。
【００３０】
上記各板厚の急冷薄帯から得られた各ナノコンポジット磁石粉末を用いた各ボンド磁石を、高さが７ｍｍになるよう切断し、実施の形態１と同様にして磁化特性を測定した。
図５は、本発明の第４の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る急冷薄帯の板厚と、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石の異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）との関係を示す特性図である。
図５に示すように、液体急冷薄帯の板厚が２０μｍ以下ではナノコンポジット磁石原料粉末の非晶質化が促進されるので、母相の元素分布が均一になる。つまり、母相がナノレベルで等方的となり、このため結晶が析出する際の方向性の乱れが小さく、加圧方向に結晶を析出させ易くなり、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が高くなり最大エネルギー積が増加する。なお、液体急冷薄帯の板厚が１０μｍ以下では、さらに異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が増加し、強い異方性を有するボンド磁石が得られる。
【００３１】
実施の形態５．
実施の形態１と同様に、Ｎｄ１０Ｆｅ８０Ｃｏ５Ｂ５（実施の形態５−１）、Ｎｄ８Ｄｙ２Ｆｅ８０Ｃｏ５Ｂ５（実施の形態５−２）、Ｎｄ６Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５（実施の形態５−３）、Ｎｄ５Ｄｙ１Ｆｅ７６Ｃｏ３Ｂ１５（実施の形態５−４）の各合金を用い、ナノコンポジット磁石原料粉末を得、電子顕微鏡により内部が非晶質相となっていることを確認した。
上記ナノコンポジット磁石原料粉末３ｇを口径７×７ｍｍの金型内に最密充填し、上記金型をホットプレス装置内に設置し、ホットプレス装置内を真空排気後、Ａｒガスで置換して１気圧に保持する。なお、金型への合金粉末の充填の際には、液体急冷薄帯を粉砕して得られた鱗片状のナノコンポジット磁石原料粉末の板厚方向が、金型の高さ方向となるように充填した。
その状態で、上記装置内を真空排気後、Ｈ２ガスで置換して１気圧に保持しながら、上記金型の入口面側と底面側から、加圧パンチで７００ＭＰａの圧力を加えながら金型を加熱し、５００℃で２時間保持して、ナノコンポジット磁石原料粉末に水素を吸蔵させた。その後、装置内を０．１Ｔｏｒｒまで真空排気し、引き続き加圧パンチで７００ＭＰａの圧力を粉末に印加しながら５００℃で２時間保持してナノコンポジット磁石原料粉末から水素を放出させ、本実施の形態によるナノコンポジット磁石粉末を得た。
なお、金型内のナノコンポジット磁石原料粉末は、実施の形態１と同様、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末１の側面は、固定された金型の側面で二軸方向が拘束され、非晶質のナノコンポジット磁石原料粉末の他の一軸方向のみが金型の入口面（底面）からの加圧力により加圧されている。
【００３２】
その後、上記金型を室温まで炉冷し、入口側のパンチを抜いた状態で上記金型内にエポキシ樹脂を流し込んで樹脂で固め、底面が７×７ｍｍで高さが８〜１０ｍｍのボンド磁石を得た。
上記ボンド磁石を電子顕微鏡により測定すると、ボンド磁石のナノコンポジット磁石粉末の内部は２０〜５０ｎｍサイズのα−Ｆｅ結晶またはＦｅ３Ｂ結晶と３０〜８０ｎｍサイズのＮｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂ結晶から構成されるナノコンポジット組織となっていることがわかった。
【００３３】
本実施の形態による各ナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石を高さを、７ｍｍになるよう切断し、実施の形態１と同様にして磁化特性を測定した結果を表２に示す。
【００３４】
【表２】
2009043756.tif 000004
【００３５】
表２に示すように、実施の形態５−１〜４では、異方性（Ｊｎ／Ｊｐ）が２．６以上の大きい異方性を有し、最大エネルギー積は１８〜３１ＭＧＯｅ程度の大きい値を示した。
実施の形態１−１〜４と実施の形態５−１〜４は、各々同じ組成の合金を用いて、ナノコンポジット磁石粉末を製造した場合である。表１、表２を用いて、各々同じ組成のナノコンポジット磁石粉末を用いて得られたボンド磁石の磁化特性を比較すると、本実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法における熱間加工時に、水素の吸蔵と放出を施すことにより、保磁力が増加し、最大エネルギー積が増加していることがわかる。
それは、水素の吸蔵により、ナノコンポジット磁石原料粉末の非晶質相がＮｄ２Ｈ２と、（Ｆｅ，Ｃｏ）２Ｂと、α−Ｆｅとの３相に分解し、その後の水素放出により、上記３相が再結合してα−Ｆｅ結晶またはＦｅ３Ｂ結晶と、Ｎｄ２（Ｆｅ，Ｃｏ）１４Ｂとの２相組織が形成され、より微細な組織が形成されることに起因するとみなせる。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】本発明の実施の形態１のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る、熱間加工工程におけるナノコンポジット磁石粉末の異方化の形成状態を一つの粉末に着目して模式的に示す模式図である。
【図２】比較例のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る、熱間加工工程におけるナノコンポジット磁石粉末の異方化の形成状態を一つの粉末に着目して模式的に示す模式図である。
【図３】本発明の第２の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る熱間加工における加圧力と、上記ナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石のＪｎ／Ｊｐとの関係を示す特性図である。
【図４】本発明の第３の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る熱間加工における加熱温度と、上記ナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石のＪｎ／Ｊｐとの関係を示す特性図である。
【図５】本発明の第４の実施の形態のナノコンポジット磁石粉末の製造方法に係る急冷薄帯の板厚と、上記ナノコンポジット磁石粉末を用いたボンド磁石のＪｎ／Ｊｐとの関係を示す特性図である。
【符号の説明】
【００３７】
１  ナノコンポジット磁石原料粉末、２  金型、３  加圧、２０  ナノコンポジット磁石粉末。
【図１】
2009043756.tif 000005
【図２】
2009043756.tif 000006
【図３】
2009043756.tif 000007
【図４】
2009043756.tif 000008
【図５】
2009043756.tif 000009