(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、ＢおよびＣの合計に対するＣの原子比が０以上０．５以下であり、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有するナノコンポジット磁石であって、
酸素含有率が質量基準で２０ｐｐｍ以上１５００ｐｐｍ以下であり、
窒素含有率が質量基準で１０ｐｐｍ以上４００ｐｐｍ以下であり、
軟磁性相と、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を含む硬磁性相とを含む２種類以上の強磁性結晶相を含有し、前記硬磁性の体積分率は６０体積％以上であって、
前記軟磁性相は前記硬磁性相の周囲に存在し、前記軟磁性相の平均結晶粒径は前記硬磁性相の平均結晶粒径よりも小さく、かつ、前記硬磁性相の平均結晶粒径が３００ｎｍ以下で、前記軟磁性相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲内にある組織を有し、
残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有する、ナノコンポジット磁石。
【請求項２】
前記硬磁性相の平均結晶粒径が５ｎｍ以上２００ｎｍ以下の範囲内にある組織を有する、請求項１に記載のナノコンポジット磁石。
【請求項３】
酸素含有率が質量基準で７００ｐｐｍ以下である請求項１または２に記載のナノコンポジット磁石。
【請求項４】
残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有する、請求項１に記載のナノコンポジット磁石。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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に関し、特に、ナノコンポジット磁石に関している。
【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質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。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。
【０００４】
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、安価なＦｅを主成分として（全体の６０質量％〜７０質量％程度）含むため、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に比べて安価である。粉末冶金法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石や、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系磁石は、例えば特許文献１に開示されており、後者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は例えば特許文献２に開示されている。
【０００５】
しかしながら、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、特許文献３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１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１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（非特許文献１）。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（特許文献４、５、６、７、および非特許文献２）、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】
【特許文献１】
特開昭５９−４６００８号公報
【特許文献２】
特開昭６０−９８５２号公報
【特許文献３】
特開平１−７５０２号公報
【特許文献４】
特開平３−２６１１０４号公報
【特許文献５】
米国特許第４，８３６，８６８号明細書
【特許文献６】
特開平７−１２２４１２号公報
【特許文献７】
国際公開公第００３／０３４０３号パンフレット
【非特許文献１】
R. Coehoorn等、J. de Phys, C8,1998, 669〜670頁
【非特許文献２】
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
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、高い固有保磁力（例えばＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しながら、残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔを満足し得る優れた磁気特性を持つナノコンポジット磁石を提供することにある。また、本発明の他の目的は、従来よりもコストが低い方法で製造されるナノコンポジット磁石を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有し、かつ、酸素含有率が質量基準で１５００ｐｐｍ以下であることを特徴とする。
【００１４】
２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均結晶粒径が５ｎｍ以上２００ｎｍ以下で、軟磁性相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲内にある組織を有することが好ましい。
【００１５】
前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（すなわち、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相）を含むことが好ましい。
【００１６】
残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有し得る。
【００１７】
酸素含有率が質量基準で７００ｐｐｍ以下であることがさらに好ましい。
【００１８】
窒素含有率が質量基準で４００ｐｐｍ以下であることがさらに好ましい。
【００１９】
残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有し得る。
【００２０】
本発明の第２の局面によるナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有し、かつ、窒素含有率が質量基準で４００ｐｐｍ以下である。
【００２１】
２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均結晶粒径が５ｎｍ以上２００ｎｍ以下で、軟磁性相の平均結晶粒径が１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲内にある組織を有することが好ましく、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を含むことが好ましい。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明のナノコンポジット磁石は、Ｔｉを含有する希土類−鉄−硼素系合金の溶湯を冷却し、それによって凝固した急冷合金から形成されている。この急冷凝固合金は、典型的には結晶相を含み、必要に応じて結晶化熱処理が施される。ナノコンポジット磁石中のＢ（またはＣ）の組成比率ｘが１０原子％を超える急冷凝固合金はアモルファスになりやすく、急冷直後には結晶を含まない場合もあるが、結晶化熱処理を施すことによって、結晶化が起こる。
【００２３】
本発明者は、特定範囲の組成を有する鉄基希土類合金へＴｉを添加することにより、合金溶湯の冷却過程で生じやすいα−Ｆｅ相の析出・成長を抑制し、硬磁気特性を担うＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（すなわち、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相）の結晶成長を優先的かつ均一に進行させることができることを見出し、本発明を想到するに至った。以下では、急冷直後に結晶相を生成する例を中心に説明するが、急冷直後にアモルファスであっても、結晶化熱処理の過程において、Ｔｉの作用によって、以下に説明するメカニズムと同様のメカニズムで同様の組織を形成し、優れた磁気特性を有するナノコンポジット磁石が得られることを実験的に確かめている。
【００２４】
本明細書における「ナノコンポジット磁石」は、交換相互作用を発現するナノコンポジット構造を有する合金を含む。従って、ナノコンポジット磁石は、ナノコンポジット構造を有する急冷凝固合金（「急冷合金」ということもある。）および、アモルファス状態の急冷合金に熱処理を施すことによってナノコンポジット構造が形成された合金、ならびにこれらを粉砕した磁粉を含む。なお、ナノコンポジット構造を形成させるための熱処理は、急冷合金を粉砕する前に実行しても良いし、後に実行しても良い。
【００２５】
Ｒが１０原子％未満でＢ（またはＣ）が１０原子％を超える場合、Ｔｉを添加しないと、硬磁性のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の析出・成長に先だってα−Ｆｅ相が析出し、成長しやすい。そのため、急冷合金に対する結晶化熱処理が完了した段階では、軟磁性のα−Ｆｅ相が粗大化してしまう。
【００２６】
これに対し、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に大きく成長する。また、Ｔｉは、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相中にはほとんど含まれず、鉄基硼化物の中、または、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相と鉄基硼化物相との界面に多く存在し、鉄基硼化物を安定化すると考えられる。
【００２７】
本発明によれば、Ｔｉの働きによって鉄基硼化物やα−Ｆｅ相などの軟磁性相が微細化されるとともに、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相が均一に分散し、しかもＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率が増加する。その結果、保磁力および磁化（残留磁束密度）が増加し、減磁曲線の角形性が向上する。
【００２８】
以下、本発明のナノコンポジット磁石をより詳細に説明する。
【００２９】
本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石は、好適には、その組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢ（硼素）およびＣ（炭素）からなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有する。さらに、本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石は、酸素含有率が質量基準で１５００ｐｐｍ以下である。
【００３０】
本発明のナノコンポジット磁石は、希土類元素の組成比率が全体の１０原子％未満であるにもかかわらず、Ｔｉの添加によって磁化（残留磁束密度）がＴｉを添加しない場合と同等のレベルを維持するか、または増加し、減磁曲線の角形性が向上するという予想外の効果が発揮される。
【００３１】
本発明のナノコンポジット磁石では、硬磁性相の周囲に（粒界相あるいは亜粒界相として）存在する軟磁性相の平均結晶粒径が５０ｎｍ以下であるため、軟磁性相と硬磁性相が交換相互作用によって磁気的に結合する。その結果、硬磁性のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相以外に鉄基硼化物やα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、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。なお、軟磁性相の平均結晶粒径は硬磁性相の平均結晶粒径よりも小さい。
【００３２】
本発明のナノコンポジット磁石は、好適には、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を含有している。この鉄基硼化物は、例えば、Ｆｅ3Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ、なお、Ｆｅ3ＢはＦｅ3.5Ｂを含むものとする。）やＦｅ23Ｂ6（飽和磁化１．６Ｔ）である。ここで、Ｒ2Ｆｅ14Ｂの飽和磁化はＲがＮｄのとき約１．６Ｔであり、α−Ｆｅの飽和磁化は２．１Ｔである。
【００３３】
通常、Ｃおよび／またはＢから構成されるＱの組成比率ｘが１０原子％を超え、しかも希土類元素Ｒの組成比率ｙが５原子％以上９原子％以下の範囲にある場合、Ｒ2Ｆｅ23Ｂ3が生成されるが、このような組成範囲にある原料合金を用いる場合であっても、本発明のようにＴｉを添加することにより、Ｒ2Ｆｅ23Ｂ3相の代わりに、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相、および、Ｆｅ23Ｂ6やＦｅ3Ｂなどの軟磁性の鉄基硼化物相を生成することができる。すなわち、Ｔｉを添加することにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率を増加できるとともに、生成した鉄基硼化物相が磁化の向上に寄与する。
【００３４】
本発明者の実験によると、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初めてわかった。また、Ｔｉを添加した場合には、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。
【００３５】
また、このようなＴｉ添加効果は、Ｂ濃度が１０原子％を超える場合に顕著に発揮される。以下、図１を参照しながら、この点を説明する。
【００３６】
図１は、Ｔｉが添加されていないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxと硼素濃度との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは１０〜１４原子％のＮｄを含有する試料のデータを示し、黒いバーは８〜１０原子％のＮｄを含有する試料のデータを示している。これに対し、図２は、Ｔｉが添加されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxと硼素濃度との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは１０〜１４原子％のＮｄを含有する試料のデータを示し、黒いバーは８〜１０原子％のＮｄを含有する試料のデータを示している。
【００３７】
図１からわかるように、Ｔｉが添加されていない試料では、Ｎｄの含有量にかかわらず、硼素が１０原子％を超えて多くなるにつれ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが低下している。さらに、この低下の程度は、Ｎｄの含有量が８〜１０原子％の場合により大きくなる。このような傾向は従来から知られており、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相を主相とする永久磁石においては、硼素の量を１０原子％以下に設定することが好ましいと考えられてきた。例えば、米国特許4,836,868号は、硼素濃度は５〜９．５原子％の実施例を開示し、さらに、硼素濃度の好ましい範囲として４原子％以上１２原子％未満、より好ましい範囲として４原子％以上１０原子％以下の範囲を教示している。
【００３８】
これに対して、Ｔｉが添加された試料では、図２からわかるように、硼素が１０原子％を超える或る範囲で最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが向上している。この向上はＮｄの含有量が８〜１０原子％の場合に特に顕著である。
【００３９】
このように本発明によれば、Ｂ濃度が１０原子％を超えると磁気特性が劣化するという従来の技術常識からは予期できない効果をＴｉ添加によって得ることが可能になる。
【００４０】
さらに、本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石の酸素含有率が質量基準で１５００ｐｐｍ以下であり、残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有し得る。
【００４１】
本発明によるナノコンポジット磁石の硬磁気特性を担うＲ2Ｆｅ14Ｂ相中の希土類元素は酸素に対する活性化エネルギーが大きく酸化されやすい。希土類酸化物を低減し、良好な硬磁気特性を発現するのに必要なＲ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率（５０％以上、好ましくは６０％以上）を確保するためには、磁石（合金）の酸素含有率を１５００ｐｐｍ以下に限定することが必要であることを見出した。
【００４２】
ナノコンポジット磁石の酸素含有率が１５００ｐｐｍを超えると、各種回転機器およびアクチュエータで必要とされる磁気特性（Ｂｒ≧０．７Ｔ、ＨｃＪ≧４８０ｋＡ／ｍ）を得られないことがある。酸素含有率は９００ｐｐｍ以下であることが好ましい。７００ｐｐｍ以下であることがさらに好ましい。
【００４３】
本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石の酸素含有率の下限は実現可能な酸素含有率である約２０ｐｐｍに近いことが磁気特性の面で好ましいが、１００ｐｐｍ以上でも大きな特性劣化は見られないため許容される。さらに、ナノコンポジット磁石の酸素含有率として２００ｐｐｍ以上を許容することによって、合金溶湯を調製する際に用いられる溶解炉の到達真空度の上限を１０-1Ｐａ程度にできるため、設備費用が大幅に軽減され、製造コストを低減することができる。さらに、真空引きに掛かる時間を短縮でき、設備の稼働率が向上するため、製造コストを低減することができる。
【００４４】
また、ナノコンポジット磁石の酸素含有率が１００ｐｐｍ以上７００ｐｐｍ以下の範囲であれば、酸素含有率が１０ｐｐｍ〜１００ｐｐｍのナノコンポジット磁石のＢｒの平均値の９７％以上のＢr値を有し、磁気特性の特性の劣化は見られない。
【００４５】
さらに、本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石の窒素含有率は４００ｐｐｍ以下であることが好ましい。特に、酸素含有率を７００ｐｐｍ以下に抑えておけば、窒素含有率を４００ｐｐｍ以下に制御することによって、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有し得る。
【００４６】
本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石は、必要に応じて急冷合金に熱処理が施されるが、酸素に対して活性な希土類元素を主要な元素として含んでいるため、熱処理雰囲気は１０Ｐａ以下の真空雰囲気、もしくはアルゴンなどの希ガスまたは窒素中に限られる。１０Ｐａ以下の真空雰囲気では炉内の均熱が悪く、均一な熱処理が行えないため、磁気特性が劣化する場合がある。また、アルゴンなどの希ガスは窒素に比べ１０倍以上の価格であるため、希ガスの使用はプロセスコストを上昇する。したがって、熱処理工程におけるプロセスコストを低減するためには窒素雰囲気中で熱処理することが好ましいが、窒素雰囲気中で熱処理するとナノコンポジット磁石中に窒素が入り、磁気特性の低下を招く恐れがある。そこで、本発明によるナノコンポジット磁石の製造コスト低減を目的に窒素雰囲気中熱処理を検討したところ、ナノコンポジット磁石の窒素含有率が４００ｐｐｍ以下となるような熱処理条件であれば、窒素雰囲気中で熱処理しても磁気特性の低下を僅かなレベルに抑制できることがわかった。
【００４７】
本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石の窒素含有率は、２００ｐｐｍ以下がさらに好ましく、１５０ｐｐｍ以下がより好ましく、７０ｐｐｍ以下が最も好ましい。溶湯急冷時において合金中に１０ｐｐｍ〜２０ｐｐｍ程度の窒素が含有されるため、窒素含有率の下限値は１０ｐｐｍとする。また、窒素含有率の分析は１０ｐｐｍ程度が限界であるため、分析機器の性能上からも窒素含有率の下限は１０ｐｐｍとする。
【００４８】
なお、上述したように、本発明の第１の局面によるナノコンポジット磁石は、酸素含有率を低く制御しているので、窒素含有率を４００ｐｐｍ以下に制御することによって、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍという優れた硬磁気特性を得ることができるが、窒素含有率が４００ｐｐｍを超えると磁気特性が急激に低下するのは、酸素含有率が１５００ｐｐｍ以下の場合に限られない。また、希ガス雰囲気に代えて、窒素雰囲中で熱処理することによって得られるプロセスコストの低減効果は、ナノコンポジット磁石の磁気特性（酸素含有率）に関わらず得られる。
【００４９】
すなわち、本発明の第２の局面によるナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有し、かつ、窒素含有率が質量基準で４００ｐｐｍ以下であり、窒素雰囲気中で熱処理することによって製造され得る。また、酸素含有率を上述のように制御すれば、窒素雰囲気中で熱処理を行っても、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍという優れた硬磁気特性を得ることができる。
【００５０】
次に、本発明によるナノコンポジット磁石の製造方法を説明する。
【００５１】
上記の組成式（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．５≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表される鉄基希土類合金の溶湯を不活性雰囲気中で冷却し、それによってＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を例えば全体の６０体積％以上含む急冷合金を作製する。このとき、急冷合金中のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は例えば８０ｎｍ以下にすることができる。この急冷合金に対して、必要に応じて熱処理を行なえば、急冷合金中に残存していたアモルファスを結晶化させることができる。なお、Ｑの組成比率ｘが１０原子％を超えるとアモルファスが生成されやすく、殆どがアモルファスとなる場合がある。この場合も得られた急冷合金に対して熱処理を行うことによって、体積分率が５０％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を生成させ、所望の磁気特性が発現される。但し、溶湯を急冷する際に微細な結晶組織が生成される１０2〜１０5℃／秒の冷却速度で溶湯を急冷すれば、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の核生成が容易となるので好ましい。
【００５２】
メルトスピニング法やストリップキャスト法などの冷却ロールを用いる実施形態では、上記合金溶湯を圧力１．３ｋＰａ以上の雰囲気中で冷却する。それにより、合金溶湯は、冷却ロールとの接触によって急冷されるだけでなく、冷却ロールから離れた後も、雰囲気ガスによる二次冷却効果を受けて適切に冷却される。
【００５３】
本発明者の実験によれば、急冷時の雰囲気ガスの圧力は、１．３ｋＰａ以上でしかも常圧（１０１．３ｋＰａ）以下に制御することが好ましく、１０ｋＰａ以上９０ｋＰａ以下の範囲にすることが更に好ましい。より好ましい範囲は２０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下である。
【００５４】
上記雰囲気ガス圧力のもとで、ロール表面周速度の好ましい範囲は４ｍ／秒以上５０ｍ／秒以下である。ロール表面周速度が４ｍ／秒より遅くなると、急冷合金中に含まれるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の結晶粒が粗大化してしまうことになる。その結果、熱処理によってＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は更に大きくなり、磁気特性が劣化する可能性がある。
【００５５】
実験によると、ロール表面周速度の更に好ましい範囲は５ｍ／秒以上３０ｍ／秒以下であり、更に好ましい範囲は５ｍ／秒以上２０ｍ／秒以下である。
【００５６】
なお、本発明によるナノコンポジット磁石の組成は、急冷合金中に粗大な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、熱処理後に鉄基硼化物相などの軟磁性相が硬磁性相の間（粒界）に微細に分散した状態または薄く広がった状態で存在する高性能のナノコンポジット磁石を得ることができる。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。
【００５７】
従来、本発明によるナノコンポジット磁石の組成に類似する組成（ただしＴｉを含まない）を有する合金溶湯を冷却してＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を６０体積％以上含むような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、磁気特性が大きく劣化し、到底実用に耐えるボンド磁石は得られない。
【００５８】
特に本発明のナノコンポジット磁石の組成のようにＢの含有量が比較的多い場合、合金溶湯が持つ高いアモルファス生成能のため、合金溶湯の冷却速度を遅くしても、結晶相は生成されにくかった。そのため、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、従来技術では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、磁気特性が大きく劣化してしまった。
【００５９】
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、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、交換相互作用により硬磁性相と磁気的に結合可能な５０ｎｍ以下の微細な軟磁性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し、軟磁性相と硬磁性相とが混在する組織全体を微細化しなければならない、と考えられていたからである。
【００６０】
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（２原子％）が磁気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９．５原子％よりも１１．０原子％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粉末を得るための原料合金を作製するために行なわれている。
【００６１】
これに対し、本発明のナノコンポジット磁石では、添加Ｔｉの働きにより、急冷凝固工程でα−Ｆｅ相の析出を抑えることができる。更には、結晶化熱処理工程において鉄基硼化物等の軟磁性相を生成させ、かつその粗大化を抑制することにより、優れた磁気特性を有するナノコンポジット磁石を得ることができる。
【００６２】
すなわち、希土類元素量が比較的少ない（例えば９原子％以下）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磁石粉末を製造することができる。
【００６３】
前述のように、ナノコンポジット磁石の保磁力の増加は、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、しかも軟磁性相の粗大化を抑制したことによって実現する。また、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Ｂリッチな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することで、結晶化熱処理後の強磁性相の体積比率を増加させたために得られたものと考えられる。
【００６４】
上述のようにして得られた急冷凝固合金に対しては、必要に応じて、結晶化熱処理を行ない、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相、硼化物相、およびα−Ｆｅ相を含む３種類以上の結晶相を含有する組織を形成することが好ましい。この組織中、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は５ｎｍ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以下となるように熱処理温度および時間を調節する。Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は通常３０ｎｍ以上となるが、条件によっては５０ｎｍ以上になる。硼化物相やα−Ｆｅ相などの軟磁性相の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下となることが多く、典型的には数ｎｍの大きさにしかならない。
【００６５】
本発明のナノコンポジット磁石におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ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。図３は、ナノコンポジット磁石の金属組織を模式的に示している。図３からわかるように、相対的に大きなＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の間に微細な軟磁性相が分散して存在している。このようにＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均結晶粒径が比較的大きくなっても、軟磁性相の結晶成長は抑制されており、平均結晶粒径が充分に小さいため、各構成相が交換相互作用によって磁気的に結合し、その結果、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。
【００６６】
上述の製造方法において硼化物が生成されやすい理由は、Ｒが１０原子％未満でＱ（Ｂおよび／またはＣ）が１０原子％を超える組成領域にて、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Ｂを過剰に含むこととなるため、このＢ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、このＢと他の元素の結合により、磁化の低い化合物が生成されると、合金全体として磁化が低下してしまう。
【００６７】
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を添加した場合には、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が重要な働きをしていると考えられる。特に、Ｂ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、アモルファス相中に含まれるＢ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が向上すると考えられる。
【００６８】
以下、図４を参照しながら、この点をより詳細に説明する。
【００６９】
図４は、Ｔｉを添加した場合、および、Ｔｉに代えてＮｂなどを添加した場合における急冷凝固合金の結晶化過程における微細組織の変化を模式的に示す図である。Ｔｉを添加した場合は、α−Ｆｅが析出する温度よりも高い温度領域においても各構成相の粒成長が抑制されており、優れた硬磁気特性が維持される。これに対し、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒなどの金属元素を添加した場合は、α−Ｆｅが析出するような比較的高い温度領域で各構成相の粒成長が著しく進行し、各構成相間に働く交換相互作用が弱まってしまう結果、減磁曲線の角形性が大きく低下する。
【００７０】
まず、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加した場合を説明する。この場合、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、ナノコンポジットの構成は形成されていないため、高い磁化が期待できない。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相が析出する。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、各構成相間の交換相互作用が弱くなり、減磁曲線の角形性が大きく劣化してしまうことになる。
【００７１】
一方、Ｔｉを添加した場合は、熱処理により、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相、鉄基硼化物相、α−Ｆｅ相、およびアモルファス相を含むナノコンポジット構造が得られ、各構成相が均一に微細化する。また、Ｔｉを添加した場合は、α−Ｆｅ相の成長が抑制される。
【００７２】
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、Ｆｅと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。また、ＶやＣｒを添加した場合、熱処理に伴う粒成長が充分に抑制されず、減磁曲線の角形性が劣化する。
【００７３】
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）の析出を遅らせ、過冷却液体の生成を容易にする元素としてＢやＣ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〜１０5℃／秒程度の比較的低い値にしても、α−Ｆｅを大きく析出させることなく、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可能になる。このことは、種々の液体急冷法の中から、特に量産に適したストリップキャスト法の採用を可能にするため、低コスト化にとって極めて重要である。
【００７４】
合金溶湯を急冷して急冷凝固合金（急冷合金）を得る方法として、ノズルやオリフィスによる溶湯の流量制御を行なわずに溶湯をタンディッシュから直接に冷却ロール上に注ぐストリップキャスト法は生産性が高く、製造コストの低い方法である。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を１０原子％以上添加する必要がある。従来の技術において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、アモルファス相の他、粗大なα−Ｆｅ相や軟磁性相であるＲ2Ｆｅ23Ｂ3相が析出するため、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、磁化の低下およびＲ2Ｆｅ14Ｂ相の存在比率の低下により、保磁力の大幅な低下を招来する。しかしながら、Ｔｉを添加すると、上述したようにα−Ｆｅ相の粗大化が抑制されるなどの現象が起こり、予想外に磁化が向上する。
【００７５】
なお、急冷合金がアモルファス相を多く含む場合よりも、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相を多く含む状態にある方が、最終的な磁気特性は高いものが得やすい。急冷合金中に占めるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の体積比率は、全体の半分以上、具体的には６０体積％以上になることが好ましい。この６０体積％という値は、メスバウアー分光法で測定されたものである。
【００７６】
［組成の限定理由］
本発明のナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-z-nＱxＲyＴｉzＭn（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された少なくとも１種の元素、ＲはＮｄ、Ｐｒ、ＤｙおよびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素であり、少なくともＮｄおよびＰｒからなる群から選択された少なくとも１種の希土類元素を含み、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少なくとも１種の元素）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≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％）で表現される組成を有する。
【００７７】
Ｑは、その全量がＢ（硼素）から構成されるか、または、ＢおよびＣ（炭素）の組み合わせから構成される。Ｑの総量に対するＣの原子比率割合は０．５以下であることが好ましい。
【００７８】
Ｑ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℃／秒程度と比較的低い場合、得られた急冷合金に熱処理を施しても７００ｋＡ／ｍ未満のＨcJしか得られないことがある。そのため、メルトスピニング法やストリップキャスト法で優れた磁気特性を有するナノコンポジット磁石を作製することが困難になる。さらに、液体急冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップキャスト法を採用できなくなり、磁石の価格が上昇してしまうことになる。一方、Ｑの組成比率ｘが２０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、Ｑの組成比率ｘは１０原子％を超え、２０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％以上１７原子％以下である。さらに、鉄基硼化物相を効率よく析出させＢrを向上させることが可能なことから、ｘの範囲を１０原子％以上１４原子％以下にすることがさらに好ましい。なお、アモルファス生成能がより高い１５＜ｘ≦２０原子％のときには、３．０＜ｚ＜１２原子％を満足することが好ましい。
【００７９】
ＢおよびＣの合計に対するＣの比率ｐは、原子比で、０以上０．５０以下の範囲にあることが好ましい。Ｂのみでは非磁性相であるＴｉＢ2相が析出し磁気特性が劣化したり、合金溶湯の粘性が増し所望の条件で急冷することが困難になることがある。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０．５よりも大きいと、α−Ｆｅ相の生成量が増大し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の生成が妨げられ、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０．４０以下であることが好ましい。比率ｐは０．０８以上０．２５以下であることが更に好ましい。
【００８０】
Ｒは、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含み、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。ＬａまたはＣｅが存在すると、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は、磁気特性上、問題ない。したがって、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。
【００８１】
Ｒの組成比率ｙが全体の６原子％未満になると、硬磁気特性の発現に寄与するＲ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物相が充分に析出せず、４８０ｋＡ／ｍ以上の保磁力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やα−Ｆｅの存在量が低下すると同時に、ナノコンポジット磁粉の耐食性や耐酸化性が低下する。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、７．０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７．０原子％以上９．３原子％以下であり、さらに好ましいＲの範囲は８．０原子％以上９．０原子％以下である。
【００８２】
Ｔｉは、前述した効果を得るためには必須の元素であり、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。
【００８３】
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％を超えると非磁性相であるＴｉＢ2の析出が顕著になるだけでなく、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８．０原子％である。更に好ましいｚの範囲の上限は６．０原子％である。
【００８４】
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、Ｂリッチアモルファス相が多く生成されてしまう。
【００８５】
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。
【００８６】
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２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％（すなわち、ｍが０．５）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（すなわち、０≦ｍ≦０．５）の範囲に限定することが好ましい。特に、Ｆｅの一部をＣｏで置換すると、ＨcJやＢrといった硬磁気特性が向上するので好ましい。また、Ｃｏ置換によりＲ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、温度特性が改善される。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。
【００８７】
添加元素Ｍとして、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少なくとも１種の元素を少量含んでもよい。これらの元素の組成比率ｎが１０原子％以下であれば磁気特性を劣化させるものではないが、２原子％以下であることが好ましい。
【００８８】
次に、本発明によるナノコンポジット磁石（またはナノコンポジット磁石用合金）の製造についてロール法の１種であるメルトスピニング法、ストリップキャスト法を用いた実施形態を説明する。
【００８９】
＜液体急冷装置＞
本実施形態では、例えば、図５に示す急冷装置を用いて急冷合金を製造する。酸化しやすい希土類元素ＲやＦｅを含む急冷合金の酸化を防ぐため、不活性ガス雰囲気中で合金製造工程を実行する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等の希ガスや窒素を用いることができる。なお、窒素は希土類元素Ｒと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまたはアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
【００９０】
図５の装置は、真空または不活性ガス雰囲気を保持し、その圧力を調整することが可能な原料合金の溶解室１および急冷室２を備えている。図５（ａ）は全体構成図であり、図５（ｂ）は、一部の拡大図である。
【００９１】
図５（ａ）に示されるように、溶解室１は、所望の磁石合金組成になるように配合された原料２０を高温にて溶解する溶解炉３と、底部に出湯ノズル５を有する貯湯容器４と、大気の進入を抑制しつつ配合原料を溶解炉３内に供給するための配合原料供給装置８とを備えている。貯湯容器４は原料合金の溶湯２１を貯え、その出湯温度を所定のレベルに維持できる加熱装置（不図示）を有している。
【００９２】
急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。
【００９３】
この装置においては、溶解室１および急冷室２内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御される。そのために、雰囲気ガス供給口１ｂ、２ｂ、および８ｂとガス排気口１ａ、２ａ、および８ａとが装置の適切な箇所に設けられている。特にガス排気口２ａは、急冷室２内の絶対圧を３０ｋＰａ〜常圧（大気圧）の範囲内に制御するため、ポンプに接続されている。
【００９４】
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。
【００９５】
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。
【００９６】
冷却ロール７は、熱伝導度の点からＡｌ合金、銅合金、炭素鋼、真鍮、Ｗ、Ｍｏ、青銅から形成され得る。ただし、機械的強度および経済性の観点から、Ｃｕ、Ｆｅ、またはＣｕやＦｅを含む合金から形成することが好ましい。ＣｕやＦｅ以外の材料で冷却ロールを作製すると、急冷合金の冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金がロールに巻き付くおそれがあり好ましくない。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。
【００９７】
図５に示す装置によれば、例えば合計１０ｋｇの原料合金を１０〜２０分間で急冷凝固させることができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚さ：１０〜３００μｍ、幅：２ｍｍ〜３ｍｍの合金薄帯（合金リボン）２２となる。
【００９８】
図６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こともできる。
【００９９】
図６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５の装置と同様に、原料合金を溶解するための溶解炉３１と、溶解炉３１から供給される合金溶湯３３を急冷・凝固させるための冷却ロール３７と、溶解炉３１から冷却ロール３７に溶湯３３を導くシュート（タンディッシュ）３５と、凝固して冷却ロール３７から薄帯状の急冷合金３８を剥離しやすくするスクレパーガス噴出器３９とを備えている。
【０１００】
溶解炉３１は、原料合金を溶融することによって作製した溶湯３３をシュート３５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３１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、図６に示した好ましい実施形態では、溶湯３３を溶解炉３１からシュート３５に直接、供給する構成を例示しているが、これに代えて、溶解炉３１とシュート３５との間に樋を設けて、樋を介してシュート３５に供給する構成を採用しても良い。
【０１０１】
冷却ロール３７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３７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３７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３７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。
【０１０２】
シュート３５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３５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３５は、その先端部と冷却ロール３７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３５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。
【０１０３】
シュート３５上に供給された溶湯３３は、シュートの先端部から冷却ロール３７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３７の表面に溶湯のパドル３６が形成される。
【０１０４】
シュート３５は、セラミックス等で構成され、溶解炉３１から所定の流量で連続的に供給される溶湯３３を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、溶湯３３の流れを整流することができる。シュート３５に供給された溶湯３３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。
【０１０５】
シュート３５を用いることによって、冷却ロール３７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３３を供給することができる。シュート３５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３３は、その自重により、シュート３５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３５の傾斜角度αを大きくするほど、溶湯３３の流速は速くなり、運動量も大きくなる。
【０１０６】
＜液体急冷法＞
まず、前述の組成式で表現される原料合金の溶湯２１を作製し、図５の溶解室１の貯湯容器４に貯える。最終的に得られるナノコンポジット磁石の酸素含有率はこのときの雰囲気に大きく依存しており、溶湯２１に酸素が過剰に含まれないように、溶解炉３内を一旦高真空に排気した後、例えばＡｒガスで置換する。ストリップキャスト法では上述のように高温で活性の高い溶湯がシュート上を流れるため、溶湯がチャンバー内の雰囲気ガスと接触する時間が長く、酸素や窒素と反応しやすい。ナノコンポジット磁石の酸素含有率を２００ｐｐｍ以上１５００ｐｐｍまで許容すると、合金溶湯を調製する際に用いられる溶解炉３の到達真空度の上限を１０-1Ｐａ程度にできるため、設備費用が大幅に軽減され、製造コストを低減することができる。図６に示したストリップキャスティング装置を用いたストリップキャスト法においても同様の効果を得ることができる。なお、ナノコンポジット磁石の酸素含有率を２００ｐｐｍ未満に抑制するためには、真空到達度の上限を１０-2Ｐａ程度以下にすることが好ましい。  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、冷却ロール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、冷却速度を高精度に制御できる方法を用いる必要がある。
【０１０７】
本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に際して、冷却速度を１×１０2〜１×１０8℃／秒とすることが好ましく、１×１０4〜１×１０6℃／秒とすることが更に好ましい。作製される合金リボンの厚さは５０μｍ以上２００μｍ以下であることが好ましく、その幅は５ｍｍ以上３０ｍｍ以下であることが好ましい。
【０１０８】
合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷却される時間は、回転する冷却ロール７の外周表面に合金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間に、合金の温度は低下し、過冷却液体状態になる。その後、過冷却状態の合金は冷却ロール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、その温度は更に低下する。本実施形態では、雰囲気ガスの圧力を３０ｋＰａ〜常圧の範囲内に設定しているため、雰囲気ガスによる抜熱効果が強まり、合金中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を均一微細に析出・成長させることができる。なお、適切な量のＴｉを原料合金中に添加していない場合には、上述したような冷却過程を経た急冷合金中には、α−Ｆｅが優先的に析出・成長するため、最終的な磁気特性が劣化してしまうことになる。
【０１０９】
本実施形態では、ロール表面速度を１０ｍ／秒以上３０ｍ／秒以下の範囲内に調節し、かつ、雰囲気ガスによる二次冷却効果を高めるために雰囲気ガス圧力を３０ｋＰａ以上にすることによって、平均結晶粒径８０ｎｍ以下の微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相を６０体積％以上含む急冷合金を作製している。
【０１１０】
なお、本発明のナノコンポジット磁石を作製するための液体急冷法としては、例示したノズルやオリフィスによって冷却ロールの表面に供給する合金溶湯の流量を制御するメルトスピニング法に限られず、図６に示したようにノズルやオリフィスを有しない装置を用いるストリップキャスト法等の種々の方法を用いることが出来る。また、単ロール法以外に、２つの冷却ロールを用いる双ロール法を用いてもよい。さらに、ガスアトマイズ法などのアトマイズ法を用いてもよく、ロール法とアトマイズ法とを組み合わた冷却法を用いてもよい。
【０１１１】
上記急冷法の中でも、ストリップキャスト法の冷却速度は比較的遅く、１０2〜１０5℃／秒である。本実施形態では、適切な量のＴｉを合金に添加することにより、ストリップキャスト法による場合でもＦｅ初晶を含まない組織が大半を占める急冷合金を形成することができる。ストリップキャスト法は、工程費用が他の液体急冷法の半分程度以下であるため、メルトスピニング法に比べて大量の急冷合金を作製する場合に有効であり、量産化に適した技術である。原料合金に対してＴｉを添加しない場合や、Ｔｉの代わりにＣｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、および／またはＷを添加した場合には、ストリップキャスト法を用いて急冷合金を形成しても、Ｆｅ初晶を多く含む金属組織が生成するため、所望の金属組織を形成することができない。
【０１１２】
また、メルトスピニング法やストリップキャスト法においてロール表面周速度を調整することによって、合金の厚さを制御することができる。ロール表面周速度を調整することによって、厚さが６０μｍ以上３００μｍ以下の範囲の合金を形成すると、この合金は、上記の微細な組織から構成されているため、粉砕工程によって種々の方位に破断しやすい。その結果、等軸的な形状の（アスペクト比が１に近い）粉末粒子が得られやすい。すなわち、一定の方位に沿って平たく伸びた粉末粒子が得られるのではなく、等軸的な形状、すなわち球形に近い形状の粉末粒子が形成される。特に、アスペクト比（粒子の短軸方向のサイズ／長軸方向のサイズ）が０．３以上１．０以下の磁粉を得ることができる。このようなアスペクト比を有する磁粉を用いたボンド用磁石コンパウンドは成形性・流動性に優れる。
【０１１３】
＜熱処理＞
本実施形態では、前記急冷合金の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０．０８℃／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、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。本実施形態によれば、熱処理前（すなわちａｓ−ｃａｓｔ）に既に微細なＲ2Ｆｅ14Ｂ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、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ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。
【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】
本実施形態では、雰囲気ガスによる二次冷却効果のため、急冷合金中に充分な量のＲ2Ｆｅ14Ｂ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気特性を発揮し得る。そのため、結晶化熱処理は必須の工程ではないが、これを行なうことが磁気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気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、不活性ガス雰囲気が好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。また、ナノコンポジット磁石の窒素含有率が４００ｐｐｍ以下となるような熱処理条件であれば、窒素雰囲気中で熱処理しても磁気特性の低下を実用範囲内に抑制できる。このような場合には、アルゴンなどの希ガスに代えて、安価な窒素ガスを用いることができる。
【０１１７】
なお、原料合金に炭素を添加すると、磁粉の耐酸化性がさらに向上する。充分な量のＣを添加している場合は、急冷合金に対する熱処理を大気雰囲気下で行なっても良い。
【０１１８】
熱処理前の急冷合金中には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ3Ｂ相、Ｆｅ23Ｂ6、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、Ｔｉ添加の効果により、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。
【０１１９】
本発明のナノコンポジット磁石では、最終的にα−Ｆｅのような軟磁性相が存在していても、Ｔｉの効果によってその粒成長が抑制されて、組織が微細化されている。その結果、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。
【０１２０】
熱処理後におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（硬磁性相）の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径である３００ｎｍ以下となる必要があり、５ｎｍ以上２００ｎｍ以下、更には２０ｎｍ以上１５０ｎｍ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、硼化物相やα−Ｆｅ相（軟磁性相）の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、軟磁性相と硬磁性相との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。軟磁性相の平均結晶粒径が１ｎｍを下回ると、高い保磁力が得られなくなる。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結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下、好ましくは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。良好な磁気特性を得るためには、硬磁性相および軟磁性相が上記の範囲の平均粒径を有し、且つ、硬磁性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。
【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。
【０１２２】
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。
【０１２３】
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。
【０１２４】
本発明の磁石磁末を射出成形ボンド磁石に用いる場合は、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。さらに好ましくは、粒径分布に２つのピークを持ち、平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下にある。
【０１２５】
なお、粉末の表面にカップリング処理や化成処理、鍍金などの表面処理を施すことにより、成形方法を問わずボンド磁石成形時の成形性や得られるボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。また、成形後のボンド磁石表面に樹脂塗装や化成処理、鍍金などの表面処理を施した場合も、粉末の表面処理と同様にボンド磁石の耐食性および耐熱性を改善できる。
【０１２６】
【実施例】
（実施例１〜７）
Ｎｄ８．５原子％、Ｂ１１．５原子％、Ｃ０．５原子％、Ｔｉ２．５原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料５ｋｇを坩堝内に挿入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により母合金を得た。このとき、高周波誘導加熱装置の溶解炉内の酸素分圧を変化させ、種々の酸素含有率を有する母合金を作製した。この母合金を用いることによって、表１に示される酸素含有率を有する実施例１から７のナノコンポジット磁石を得た。
【０１２７】
ストリップキャスト法を用いて、上記母合金から急冷合金を作製した。具体的には、坩堝を傾転し、上記母合金の溶湯をシュートを介してロール表面速度１５ｍ／ｓにて回転する直径２５０ｍｍの純銅製の冷却ロール上に直接供給し、合金溶湯を急冷した。なお、その際の溶湯供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより２ｋｇ／分に制御した。また、得られた急冷合金の平均厚さは８０μｍで、標準偏差σはおよそ１０μｍであった。
【０１２８】
その後、得られたストリップキャスト合金を８５０μｍ以下に粉砕した。さらに、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７００℃に保持した炉内へ粉末を２０ｇ／分の供給速度で送ることで熱処理を施し磁粉とした。
【０１２９】
なお、磁粉の構成相を粉末ＸＲＤにて調べたところ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびＦｅ23Ｂ6相を有するナノコンポジット磁石であることが確認された。表１に振動式磁力計を用いて測定した室温での磁粉の磁気特性を示す。また、ナノコンポジット磁石に含まれる窒素含有率はいずれも２０ｐｐｍ以下であった。
【０１３０】
実施例および比較例を通じて、ナノコンポジット磁石の酸素含有率は、急冷合金を粉砕した直後の磁粉についての測定値であり、窒素含有率は、熱処理を施した後の磁粉にいての測定値である。なお、磁粉の酸素含有率は熱処理の前後において実質的に変化しないことを確認した。酸素含有率および窒素含有率は、堀場製作所製ＥＭＧＡ−５５０を用いて測定した。
【０１３１】
（比較例１〜３）
Ｎｄ８．５原子％、Ｂ１１．５原子％、Ｃ０．５原子％、Ｔｉ２．５原子％残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料５ｋｇを坩堝内に挿入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により母合金を得た。このとき、上記実施例１から７と同様に、溶解炉内の酸素分圧を変えることで種々の酸素含有率の母合金を作製した。この母合金を用いることによって、表１に示される酸素含有率を有する比較例１〜３のナノコンポジット磁石を得た。
【０１３２】
ストリップキャスト法を用いて、上記母合金から急冷合金を作製した。具体的には、坩堝を傾転し、上記母合金の溶湯をシュートを介してロール表面速度１５ｍ／ｓにて回転する直径２５０ｍｍの純銅製の冷却ロール上へ直接供給し、溶湯を急冷した。なお、その際の溶湯供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより２ｋｇ／分に制御した。また、得られた急冷合金の平均厚さは８０μｍで、標準偏差σはおおよそ１０μｍであった。
【０１３３】
その後、得られたストリップキャスト合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、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７００℃に保持した炉内へ粉末を２０ｇ／分供給速度で送ることで熱処理を施し磁粉とした。
【０１３４】
なお、磁粉の構成相を粉末ＸＲＤにて調べたところ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびＦｅ23Ｂ6相を有するナノコンポジット磁石であることが確認された。表１に振動式磁力計を用いて測定した室温での磁粉の磁気特性を示す。また、ナノコンポジット磁石中に含まれる窒素含有率は実施例と同様、いずれも２０ｐｐｍ以下であった。
【０１３５】
【表１】
0003773484.tif 000002
【０１３６】
表１の結果から分かるように、酸素含有率が質量基準で１５００ｐｐｍ以下の実施例１から７のナノコンポジット磁石は、残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有し、各種回転機器およびアクチュエータで必要とされる磁気特性を有している。さらに、酸素含有率が２００ｐｐｍ以上７００ｐｐｍ以下である実施例３から５のナノコンポジット磁石のＢrは、酸素含有率が約５０ｐｐｍ〜約１００ｐｐｍの実施例１および２のナノコンポジット磁石のＢｒとほぼ同等の磁気特性を有している。
【０１３７】
（実施例８〜１４）
Ｎｄ８．５原子％、Ｂ１１．５原子％、Ｃ０．５原子％、Ｔｉ２．５原子％、残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料５ｋｇを坩堝内に挿入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により母合金を得た。
【０１３８】
ストリップキャスト法を用いて、上記母合金から急冷合金を作製した。具体的には、坩堝を傾転し、上記母合金の溶湯をシュートを介してロール表面速度１５ｍ／ｓにて回転する直径２５０ｍｍの純銅製の冷却ロール上へ直接供給し溶湯を急冷した。なお、その際の溶湯供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより２ｋｇ／分に制御した。また、得られた急冷合金の平均厚さは８０μｍで、標準偏差σはおよそ１０μｍであった。
【０１３９】
その後、得られたストリップキャスト合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、真空熱処理炉を用いて、窒素雰囲気下、７００℃で１時間に保持し磁粉を作製した。真空熱処理炉内の窒素圧力を変えることで表２に示される窒素含有率を有する実施例８〜１４の磁粉を作製した。なお、酸素含有率は７００ｐｐｍ以下に調整した。
【０１４０】
なお、磁粉の構成相を粉末ＸＲＤにて調べたところ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびＦｅ23Ｂ6相を有するナノコンポジット磁石であることが確認された。表２に振動式磁力計を用いて測定した室温での磁粉の磁気特性を示す。
【０１４１】
（比較例４、５）
Ｎｄ８．５原子％、Ｂ１１．５原子％、Ｃ０．５原子％、Ｔｉ２．５原子％残部Ｆｅの合金組成になるよう配合した原料５ｋｇを坩堝内に挿入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により母合金を得た。
【０１４２】
ストリップキャスト法を用いて、上記母合金から急冷合金を作製した。具体的には、坩堝を傾転し、上記母合金の溶湯をシュートを介してロール表面速度１５ｍ／ｓにて回転する直径２５０ｍｍの純銅製の冷却ロール上へ直接供給し溶湯を急冷した。なお、その際の溶湯供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより２ｋｇ／分に制御した。また、得られた急冷合金の平均厚さは８０μｍで、標準偏差σはおよそ１０μｍであった。
【０１４３】
その後、得られたストリップキャスト合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、真空熱処理炉を用いて、窒素雰囲気下、７００℃で１時間に保持し磁粉を作製した。真空熱処理炉内の窒素圧力を変えることで、表２に示される窒素含有率を有する比較例４および５のナノコンポジット磁粉を作製した。なお、酸素含有率は７００ｐｐｍ以下に調整した。
【０１４４】
なお、磁粉の構成相を粉末ＸＲＤにて調べたところ、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびＦｅ23Ｂ6相を有するナノコンポジット磁石であることが確認された。表２に振動式磁力計を用いて測定した室温での磁粉の磁気特性を示す。
【０１４５】
【表２】
0003773484.tif 000003
【０１４６】
表２から分かるように、窒素含有率が４００ｐｐｍ以下である実施例８から１４のナノコンポジット磁石は、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧６００ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有している。従って、酸素含有率を７００ｐｐｍ以下に抑えておけば、窒素含有率が４００ｐｐｍ以下となるような熱処理条件であれば、窒素雰囲気中で熱処理しても優れた磁気特性を得られることが分かる。もちろん、酸素含有率が７００ｐｐｍを超えても１５００ｐｐｍ以下であれば、窒素雰囲気で熱処理を行っても磁気特性の低下を僅かなレベルに抑制することができ、良好な磁気特性を有するナノコンポジット磁石を得ることができる。
【０１４７】
なお、上述したように、ナノコンポジット磁石の酸素含有率を１５００ｐｐｍ以下に制御し、且つ、窒素含有率を４００ｐｐｍ以下に制御することによって、残留磁束密度Ｂr≧０．８Ｔ、固有保磁力ＨcJ≧５５０ｋＡ／ｍという優れた硬磁気特性を得ることができるが、窒素含有率が４００ｐｐｍを超えると磁気特性が急激に低下するのは、酸素含有率が１５００ｐｐｍ以下の場合に限られない。また、希ガス雰囲気に代えて、窒素雰囲中で熱処理することによって得られるプロセスコストの低減効果は、ナノコンポジット磁石の磁気特性（酸素含有率）に関わらず得られる。
【０１４８】
【発明の効果】
本発明によれば、高い固有保磁力（例えばＨcJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しながら、残留磁束密度Ｂr≧０．７Ｔを満足し得る優れた磁気特性を持つナノコンポジット磁石が提供される。
【０１４９】
また、本発明によれば、Ｔｉを添加することにより、液体急冷法を用いて急冷合金を作製する際に、冷却速度を低下させても、液体冷却工程時のα−Ｆｅ相の析出が抑制される。したがって、ストリップキャスト法のように比較的冷却速度が遅く、量産化に適した液体急冷法を用いることが可能になるため、製造コストの低減に極めて有効である。
【０１５０】
さらに、本発明によれば、液体急冷法によって得られた急冷合金を窒素雰囲気中で熱処理しても十分な磁気特性を有するナノコンポジット磁石が提供され、ナノコンポジット磁石の製造コストをさらに低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉが添加されていないＮｄ−Ｆｅ−Ｂナノコンポジット磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxと硼素濃度との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは１０〜１４原子％のＮｄを含有する試料のデータを示し、黒いバーは８〜１０原子％のＮｄを含有する試料のデータを示している。
【図２】Ｔｉが添加されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂナノコンポジット磁石の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxと硼素濃度との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは１０〜１４原子％のＮｄを含有する試料のデータを示し、黒いバーは８〜１０原子％のＮｄを含有する試料のデータを示している。
【図３】本発明による磁石におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相と（Ｆｅ、Ｔｉ）−Ｂ相を示す模式図である。
【図４】Ｔｉを添加した場合、および、Ｔｉに代えてＮｂなどを添加した場合における急冷凝固合金の結晶化過程における微細組織の変化を模式的に示す図である。
【図５】（ａ）は本発明によるナノコンポジット磁石のための急冷合金を製造する方法に用いる装置の全体構成例を示す断面図であり、（ｂ）は急冷凝固が行われる部分の拡大図である。
【図６】本発明によるナノコンポジット磁石のための急冷合金を製造する方法に用いる装置の他の構成例を示す図である。
【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
２１  溶湯
２２  合金薄帯
【図１】
0003773484.tif 000004
【図２】
0003773484.tif 000005
【図３】
0003773484.tif 000006
【図４】
0003773484.tif 000007
【図５】
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【図６】
0003773484.tif 000009