JP3625821B6 - ナノコンポジット磁石およびその製造方法 - Google Patents

Description

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ナノコンポジット磁石およびその製造方法に関し、特に、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する化合物の硬磁性相とα−Ｆｅなどの軟磁性相を含むナノコンポジット磁石に関している。

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Ｂ_r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Ｂ_rを０．５Ｔ以上にすることはできない。

現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂ_r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Ｂ_r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。

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。

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。

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。

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Ｂ_rが低いという問題を有している。

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Ｈ_cJと耐食性とが向上するが、残留磁束密度Ｂ_r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。

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、Ｎｄ_3.8Ｆｅ_77.2Ｂ₁₉（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Ｂ_rを有することが報告されているが、その保磁力Ｈ_cJ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。

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、特許文献５、特許文献６、特許文献７）、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。

また、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（非特許文献２）。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。こ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。

上記の問題を解決するため、希土類元素濃度が１０原子％より少なく、硼素濃度が１０原子％を超える組成範囲において、Ｔｉを添加することによって合金溶湯の急冷時にα−Ｆｅの析出を抑制し、その結果、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する化合物の体積比率を向上させたナノコンポジット磁石が開発され、本出願人により、特許文献８に開示されている。

また、特許文献９および１０は、ナノコンポジット磁石に添加し得る多数の元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｍｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ）を記載している。
特開昭５９−４６００８号公報 特開昭６０−９８５２号公報 特開平１−７５０２号公報 特開平3-261104号公報 特許第2727505号公報 特許第2727506号公報 国際公開公報ＷＯ003／03403 特開２００２−１７５９０８号公報 特許２００２−２８５３０１号公報 特許第３２９７６７６号明細書 R. Coehoorn等、J. de Phys, C8,1988, 669〜670頁 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

特許文献８に開示されているナノコンポジット磁石では、Ｔｉの働きにより、硬磁性相の粒界に微細な軟磁性相が分散した新規な構成が実現している。しかしこの種のナノコンポジット磁石よりも更に希土類濃度の低い組成領域では、硼素濃度を１０原子％よりも少なくしない限り、優れた磁石特性を発揮するナノコンポジット磁石は得られていなかった。

一方、希土類元素濃度および硼素濃度のいずれもが１０原子％を下回る組成の場合、合金溶湯の粘度が上昇するという問題と、急冷合金組織を微細化しにくいという問題がある。合金溶湯の冷却方法（液体急冷法）には、比較的高速で冷却ロールを回転させるメルトスピニング法と、比較的低速で冷却ロールを回転させるストリップキャスト法とがあり、ストリップキャスト法は、冷却速度が比較的遅く、厚めの急冷合金薄帯が得られるため、量産化に適した液体急冷法であると言われている。

しかしながら、希土類元素濃度を７原子％以下に低減したナノコンポジット磁石をストリップキャスト法のような比較的冷却速度の低い液体急冷法で量産化するには、硼素濃度が１０原子％を超えるような組成にする必要がある。にもかかわらず、希土類元素を４〜７原子％、硼素濃度を１０〜１５原子％とする組成範囲では、「Ｔｉ」添加または「Ｔｉ＋Ｎｂ」添加がない場合、モータなどに使用する際に実用上必要となる４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力ＨｃＪが得られないだけでなく、減磁曲線の角形性が悪いナノコンポジット磁石しか得られなかった。

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、希土類元素が相対的に少なくとも、硼素が相対的に多い組成において、優れた磁石特性を発揮するナノコンポジット磁石を提供することにある。

本発明のナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、１０＜ｘ≦１５原子％、４≦ｙ＜７原子％、０．５≦ｚ≦８原子％、０．０１≦ｗ≦６原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．０１≦ｐ≦０．５を満足し、かつＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含み、保磁力および最大磁気エネルギー積の少なくとも一方は、Ｖが添加されていない状態に比べて１％以上向上している。

好ましい実施形態において、ＴｉおよびＶの添加によって前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の体積比率が４０％以上である。

好ましい実施形態において、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の平均粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズを有し、前記軟磁性相の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。

好ましい実施形態において、前記軟磁性相は、α−Ｆｅおよび強磁性鉄基硼化物を含んでいる。

本発明のナノコンポジット磁石用急冷凝固合金の製造方法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、１０＜ｘ≦１５原子％、４≦ｙ＜７原子％、０．５≦ｚ≦８原子％、０．０１≦ｗ≦６原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．０１≦ｐ≦０．５を満足する合金の溶湯を用意する工程と、前記溶湯を急冷することによって、急冷凝固合金を作製する工程とを含む。

好ましい実施形態において、前記溶湯の急冷は、ストリップキャスト法を用いて行う。

本発明のナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_-x-y-z-w-n（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、１０＜ｘ≦１５原子％、４≦ｙ＜７原子％、０．５≦ｚ≦８原子％、０．０１≦ｗ≦６原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．０１≦ｐ≦０．５を満足する急冷凝固合金を用意する工程と、前記急冷凝固合金に対して熱処理を施し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含むナノコンポジット磁石合金を作製する工程と、前記ナノコンポジット磁石合金を粉砕する工程とを含む。

本発明のナノコンポジット磁石の製造方法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、１０＜ｘ≦１５原子％、４≦ｙ＜７原子％、０．５≦ｚ≦８原子％、０．０１≦ｗ≦６原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．０１≦ｐ≦０．５を満足し、かつＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含み、保磁力および最大磁気エネルギー積の少なくとも一方は、Ｖが添加されていない状態に比べて１％以上向上しているナノコンポジット磁石の粉末を用意する工程と、前記粉末を成形してナノコンポジット磁石を作製する工程とを含む。

本発明によれば、ＴｉおよびＶの同時添加により、従来は充分に優れた磁気特性を示すナノコンポジット磁石が製造できなかった組成範囲で、実用的で量産可能なナノコンポジット磁石を製造することが可能となる。

本発明では、硼素の量を比較的多くしても、Ｖ添加により、Ｔｉおよび硼素の化合物生成を抑制することができるため、合金溶湯の粘度上昇を避け、ストリップキャスト法によるα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石の量産に道が開かれる。

本発明者は、４〜７原子％の希土類元素と１０〜１５原子％の硼素および炭素を含有する組成領域の合金に対し、ＴｉおよびＶを同時添加することにより、減磁曲線の角形性に優れたナノコンポジット磁石を作製できることを見い出して、本発明を想到するに至った。前述の特許文献９および１０は、多数の添加元素を記載しているが、ＴｉおよびＶの同時添加による予期せぬ効果については何も記載していない。

Ｔｉの添加は、本出願人が特許文献８に開示している通り、合金溶湯を急冷する過程でα−Ｆｅの析出・成長を抑制する効果を発揮する。このようなＴｉ添加の結果として、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の体積比率が５０％を超え、硬磁性相の粒界に軟磁性相が分散または薄く存在する構造が実現する。

このようにＴｉの添加には優れた効果があるが、特許文献８に開示したナノコンポジット磁石の磁化を更に高めるために希土類元素量を低減すると、磁石特性が劣化することがわかった。なお、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、α−Ｆｅや鉄基硼化物からなる軟磁性相とが同一金属組織中に混在し、これらの構成相が交換相互作用によって磁気的に結合しているナノコンポジット磁石においては、磁化を増加させるためには、希土類元素の濃度を低下させ、それによってα−Ｆｅの体積比率を増加させることが有効であると考えられている。この理由は、α−Ｆｅの飽和磁化がＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の飽和磁化よりも高いためである。

しかし、Ｔｉを添加した組成系で、希土類元素の濃度を７原子％以下に低減すると、添加Ｔｉの量を増加しない限り、４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力Ｈ_cJが達成されないだけでなく、減磁曲線の角形性も悪く、良好な磁気特性が得られないという問題が生じることがわかった。一方、このような問題を解決するためにＴｉの添加量を単純に増加させてゆくと、今度は、Ｔｉと硼素とが結合した非磁性化合物が多く析出し、かえって磁石特性が劣化するという問題が生じた。

そこで、本発明者は、希土類元素量を７原子％以下に低減し、かつ、硼素濃度を相対的に高めた組成範囲において、Ｔｉと他の金属元素とを同時に添加する種々の実験を行った結果、ＴｉおよびＶを同時添加することにより、磁化の高い鉄基硼化物やα−Ｆｅの体積比率を増加させつつ、ストリップキャスト法での製造が可能なナノコンポジット磁石を得ることに成功した。

本発明のナノコンポジット磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_nで表現され、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含んでいる。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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された一種以上の元素である。そして、組成比率（原子比率）ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐは、それぞれ、以下の関係式を満足している。

１０＜ｘ≦１５原子％、
４≦ｙ＜７原子％、
０．５≦ｚ≦８原子％、
０．０１≦ｗ≦６原子％、
０≦ｎ≦１０原子％、
０≦ｍ≦０．５、および
０．０１≦ｐ≦０．５。

本発明によれば、ＴｉおよびＶの同時添加により、保磁力および最大磁気エネルギー積の少なくとも一方が、Ｖ添加のない状態に比べて１％以上向上する。また、ＴｉおよびＶの添加により、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の体積比率が４０％以上となる。最終的に得られる組織において、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の平均粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズを有し、前記軟磁性相の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。

本発明の好ましい実施形態では、ストリップキャスト法のような液体急冷法により、Ｆｅ、Ｂ、Ｃ、Ｒ（Ｙを含む１種以上の希土類金属元素）、ＴｉおよびＶを必須元素として含有する鉄基合金溶湯を好ましくは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。

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。なお、本発明のナノコンポジット磁石は、ノズルを用いて溶湯を冷却ロールに噴射するメルトスピニング法によって作製することも可能である。

本発明によれば、α−Ｆｅの析出・成長を抑制する機能を持つＴｉを添加しながら、希土類元素濃度を低く設定し、かつＶを添加することにより、最終的に、磁化の高いα−Ｆｅや鉄基硼化物が適切な量で存在するナノコンポジット磁石組織が得られる。ＴｉおよびＶの働きにより、合金溶湯の冷却速度を遅くしても、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相やα−Ｆｅ相の粗大化を抑制できるため、熱処理後であっても、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の平均粒径を１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下とし、かつ、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のα−Ｆｅ相などの軟磁性相が分散した高性能のナノコンポジット磁石を得ることができる。

従来、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびα−Ｆｅから構成されるタイプのナノコンポジット磁石は、飽和磁化の高いα−Ｆｅの体積比率が５〜５０％と高いため、優れた磁化を発揮するが、硼素濃度が本発明の範囲よりも低く、ストリップキャスト法のように冷却速度が遅い場合は、結晶粒径が粗大化してナノコンポジット磁石特性が劣化する傾向があった。しかし、本発明によれば、硼素濃度が１０原子％を超えている高い値を持つため、ストリップキャスト法で優れたナノコンポジット磁石特性を量産することが可能となる。

本発明では、希土類元素の濃度を低くしながら、ＴｉおよびＶの添加により、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の体積比率を可能な限り増大させる一方で、磁化の高い軟磁性相の粗大化を抑制しつつ、その体積比率をある程度大きくすることにより、減磁曲線の角形性を向上させている。磁化の増加は、ＴｉおよびＶの働きにより、急冷凝固合金中に存在する硼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ることにも寄与していると考えられる。

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。生成される軟磁性相は、α−Ｆｅ（飽和磁化２．１Ｔ）やＦｅ₂₃Ｂ₆（飽和磁化１．６Ｔ）などである。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。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。

本発明者の実験によれば、ＴｉおよびＶを同時添加した場合だけ、ＴｉおよびＣｒや、ＴｉおよびＺｒを添加した場合に比べて磁化の低下が生じず、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およびＶの添加が重要な働きをしていると考えられる。

なお、ＴｉおよびＮｂを同時添加した場合は、磁化は低下しなかったが、保磁力が低下するという問題があった。

このようにＴｉおよびＶを同時添加した場合のみ、希土類元素が４〜７原子％、硼素濃度が１０〜１５原子％の組成範囲で、優れたナノコンポジット磁石特性を得ることが可能になる。

本発明では、充分な量の硼素が含まれるだけではなく、炭素を必須元素として含有している。このため、溶湯の動粘性が５×１０^-6ｍ²／秒以下となり、溶湯流れがスムーズ化され、かつ、溶湯と冷却ロールとの間の密着性が向上するという効果が得られる。このため、冷却ロールでの抜熱効果が向上し、冷却ロールの回転速度が低い場合でも良好なナノコンポジット磁石が作製できるようになる。

このため、本発明の好ましい実施形態では、ノズルオリフィスによる溶湯の流量制御を行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とが可能となる。これは、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（硼素）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およびＶを同時添加すると、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、磁化が向上する。

［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。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１５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Ｂ_r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、１５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１１原子％を超え、１４原子％以下である。

ＢおよびＣの全体に対するＣの比率ｐは、原子比率で、０．０１以上０．５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よりも少ないと、Ｃ添加の効果がほとんど得られない。一方、ｐが０．５よりも大きくなりすぎると、粗大な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０．２５以下であることが好ましい。比率ｐは０．０５以上０．１５以下であることが更に好ましい。

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。

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４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Ｈ_cJを得ることができなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが７原子％以上になると、アモルファス生成能が低下するとともに、α−Ｆｅ相やＦｅ−Ｂ相などの軟磁性相の生成量が減少して磁化の低下を招く。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは４原子％以上７原子％未満の範囲に調節することが好ましい。より好ましいＲの範囲は５原子％以上６原子％未満である。

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Ｈ_cJおよび残留磁束密度Ｂ_r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。

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８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Ｂ_r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８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。

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。

Ｖは、優れた磁石特性を得るために必要なＴｉの添加量を少なくする効果を発揮する。このため、Ｔｉと硼素との化合物の生成を抑制できるので、磁化を向上させるとともに、溶湯粘度を下げるという効果も得られる。この結果、ストリップキャスト法での急冷処理が容易になる。

Ｖの組成比率ｗが０．０１原子％未満では、このようなＶ添加効果が得られず、また、６原子％を超えると、Ｖ−Ｆｅ−Ｂ系化合物が析出するため、磁石特性が劣化するという問題が生じる。このため、組成比率ｗは、０．０１原子％以上６原子％以下に設定されることが好ましい。組成比率ｗのより好ましい範囲は、０．１原子％以上４原子％以下であり、更に好ましい範囲は、０．５原子％以上２原子％以下である。

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、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された１種以上の元素である。実験によると、ＴｉおよびＶを添加したことにより得られる効果は、上記の金属元素Ｍを添加しても、その量が１０原子％を超えない量であれば、大きく阻害されることはなかった。

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の置換原子数比率ｍが０．５を超えると、０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂ_rが得られない。このため、置換原子数比率ｍは０以上０．５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。置換原子数比率ｍの好ましい範囲は０．０５以上０．４以下である。

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。

（実施形態１）
まず、本発明の第１の実施形態を説明する。

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。

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１１と、溶解炉１１から供給される合金溶湯１２を急冷・凝固させるための冷却ロール１３と、溶解炉１１から冷却ロール１３に溶湯１２を導くシュート（案内手段）１４とを備えている。

溶解炉１１は、合金原料を溶融することによって作製した溶湯１２をシュート１４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１１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。

冷却ロール１３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１３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１３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１３の回転速度などを選択することにより、約１０³℃／秒〜約１０⁵℃／秒の範囲で制御可能である。

シュート１４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１４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１４は、その先端部と冷却ロール１３の中心とを結ぶ線が鉛直方向に対して角度α（０°≦α≦９０°）を形成するように配置される。角度αは、１０°≦α≦５５°の関係を満足することが好ましい。

シュート１４の傾斜角度βは、１°≦β≦８０°であることが好ましく、５°≦β≦６０°の関係を満足することが更に好ましい。

シュート１４上に供給された溶湯１２は、シュート１４の先端部から冷却ロール１３の表面に対して供給され、冷却ロール１３の表面に溶湯のパドル６を形成する。シュート１４は、溶解炉１１から所定の流量で連続的に供給される溶湯１２を一時的に貯湯するようにして流速を遅延し、溶湯１２の流れを整流することができる。シュート１４に供給された溶湯１２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１４を用いることによって、冷却ロール１３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１２を供給することができる。シュート１４の溶湯案内面の傾斜角度β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１４の傾斜した案内面を流れ、水平方向に平行な運動量成分をもつ。シュート１４の傾斜角度β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。

シュート１４は、上記の機能に加え、冷却ロール１３に達する直前の溶湯１２の温度を調整する機能をも有する。シュート１４上における溶湯１２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１２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１４上での溶湯温度は、溶解炉１１からシュート１４に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート１４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。

本実施形態におけるシュート１４は、冷却ロール１３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１４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。

シュート１４上に供給された溶湯１２は、冷却ロール１３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１３と接触する。その後、冷却ロール１３に所定の出湯幅で接触した溶湯１２は、冷却ロール１３の回転に伴って（冷却ロール１３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１４の先端部と冷却ロール１３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。

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１３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１４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。

なお、シュート１４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。また、シュート１４の先端部分（底部）に管状の開口部を設け、管状開口部を介して溶湯１２を冷却ロール１３の表面に供給するようにしても良い。

回転する冷却ロール１３の外周面上で凝固された合金溶湯１２は、薄帯状の凝固合金１５となって冷却ロール１３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１５は、不図示の回収装置において破砕され、回収される。

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。

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。

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。

シュート１４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。このときの急冷雰囲気は、１０〜１０１．２ｋＰａの減圧状態に設定することが好ましい。

なお、本発明のナノコンポジット磁石は、ストリップキャスト法以下の液体急冷法（メルトスピニング法やアトマイズ法など）によって作製することも可能である。

［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。

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Ｂ_r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。

熱処理は、合金の酸化を防止するため、ＡｒガスやＮ₂ガスなどの不活性ガス雰囲気中か流気中で行なうことが好ましい。また、０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行なってもよい。

本発明の場合、最終的にα−Ｆｅ、Ｆｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂₃Ｂ₆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し、優れた磁気特性が発揮される。

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、１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ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１００ｎｍ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１００ｎｍ以下であることが好ましく、５ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることがより好ましい。更に好ましくは、５ｎｍ以上３０ｎｍ以下である。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。

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。

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。

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。

（実施例１）
下記の表１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、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、およびＮｄ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。その後、総量が１５グラムとなるように秤量し、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを有する石英坩堝内に投入した。これを、圧力１．３３〜４７．９２ｋＰａのＡｒガス雰囲気中で高周波加熱により溶解し、１３５０℃の溶湯を形成した。この溶湯の湯面をＡｒガスによって加圧して、室温のＡｒ雰囲気中で冷却ロール噴射し、急冷凝固合金を作成した。冷却ロールの表面周速度は１０ｍ／秒に設定し、冷却ロール表面とノズル選択位置との間隔を０．７ｍｍとした。この結果、幅２〜３ｍｍ、厚さ２０〜５０μｍの連続した急冷凝固合金薄帯（リボン）が得られた。

ここで、Ｎｏ．１〜４の試料が本発明の実施例であり、Ｎｏ．５〜８の試料が比較例である。

次に、この急冷凝固合金をＡｒ雰囲気中において、６００〜８００℃の温度域に６〜８分保持した後、室温まで冷却した。こうして得られた試料について、ＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。

表２からわかるように、実施例では、磁化が向上し、減磁曲線の角形性も良くなった結果、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）_maxが比較例よりも向上した。特にＮｏ．１の試料とＮｏ．５の試料は、Ｖ添加の有無以外の点で等しい条件で作成されたものであるので、両者を比較すると、Ｎｏ．１の試料における残留磁束密度および最大磁気エネルギー積のいずれもがＮｏ．５の試料に比べて１％以上向上していることがわかる。

図２は、熱処理（７００℃、６分）を行った後における粉末ＸＲＤのグラフを示している。グラフは、上から順番に、試料Ａ（Ｎｄ_5.8Ｆｅ_75.7Ｂ₁₂Ｃ₁Ｔｉ₄Ｖ_1.5）、試料Ｂ（Ｎｄ₉Ｆｅ₇₃Ｂ_12.6Ｃ_1.4Ｔｉ₄）、および試料Ｃ（Ｎｄ_4.5Ｆｅ₇₃Ｂ_18.5Ｃｏ₂Ｃｒ₂）関するデータを示している。

試料Ａは、本発明の実施例であり、グラフから、他の試料に比べてα−Ｆｅの強度ピークが顕著に観察されることがわかる。試料Ａは、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ（硬磁性相）およびα−Ｆｅ（軟磁性相）を主たる構成相として含む「α−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石」であるが、これら以外の相にＦｅ₂₃Ｂ₃（軟磁性相）も含んでいる。

一方、試料Ｂは、Ｆｅ₃Ｂなどの鉄基硼化物がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ（硬磁性相）の粒界に存在する構造のナノコンポジット磁石である。また、試料Ｃは、Ｆｅ₃Ｂの体積比率が大きな「Ｆｅ₃Ｂ／Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石」である。

本発明によるナノコンポジット磁石は、各種モータやアクチュエータに好適に使用される。

本発明において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。 本発明の実施例および比較例に関する粉末ＸＲＤを示すグラフである。

符号の説明

１１ 溶解炉
１２ 合金溶湯
１４ シュート（溶湯の案内手段）
１３ 冷却ロール
１５ 急冷合金

Claims (6)

1. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   １０＜ｘ≦１５原子％、
   ４≦ｙ＜７原子％、
   ０．５≦ｚ≦８原子％、
   ０．０１≦ｗ≦６原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０≦ｍ≦０．５、および
   ０．０１≦ｐ≦０．５
   を満足し、かつ
   Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含み、
   前記硬磁性相の平均粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズを有し、前記軟磁性相の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、
   前記軟磁性相は、α−Ｆｅおよび強磁性鉄基硼化物を含み、
   保磁力および最大磁気エネルギー積の少なくとも一方は、Ｖが添加されていない状態に比べて１％以上向上しているナノコンポジット磁石。
2. 前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相の体積比率が４０％以上である、請求項１に記載のナノコンポジット磁石。
3. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   １０＜ｘ≦１５原子％、
   ４≦ｙ＜７原子％、
   ０．５≦ｚ≦８原子％、
   ０．０１≦ｗ≦６原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０≦ｍ≦０．５、および
   ０．０１≦ｐ≦０．５
   を満足する合金の溶湯を用意する工程と、
   前記溶湯を急冷することによって、急冷凝固合金を作製する工程と、
   を含むナノコンポジット磁石用急冷凝固合金の製造方法。
4. 前記溶湯の急冷は、ストリップキャスト法を用いて行う、請求項３に記載の製造方法。
5. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   １０＜ｘ≦１５原子％、
   ４≦ｙ＜７原子％、
   ０．５≦ｚ≦８原子％、
   ０．０１≦ｗ≦６原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０≦ｍ≦０．５、および
   ０．０１≦ｐ≦０．５
   を満足する急冷凝固合金を用意する工程と、
   前記急冷凝固合金に対して熱処理を施し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含むナノコンポジット磁石合金を作製する工程と、
   前記ナノコンポジット磁石合金を粉砕する工程と、
   を含み、
   前記硬磁性相の平均粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズを有し、前記軟磁性相の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記軟磁性相は、α−Ｆｅおよび強磁性鉄基硼化物を含むナノコンポジット磁石の粉末を形成する、ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
6. 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100-x-y-z-w-n}（Ｂ_1-pＣ_p）_xＲ_yＴｉ_zＶ_wＭ_n（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は希土類金属元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｔａ、およびＷ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、ｗ、ｎ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   １０＜ｘ≦１５原子％、
   ４≦ｙ＜７原子％、
   ０．５≦ｚ≦８原子％、
   ０．０１≦ｗ≦６原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０≦ｍ≦０．５、および
   ０．０１≦ｐ≦０．５
   を満足し、かつ
   Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、軟磁性相とを含み、前記硬磁性相の平均粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下のサイズを有し、前記軟磁性相の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記軟磁性相は、α−Ｆｅおよび強磁性鉄基硼化物を含み、保磁力および最大磁気エネルギー積の少なくとも一方は、Ｖが添加されていない状態に比べて１％以上向上しているナノコンポジット磁石の粉末を用意する工程と、
   前記粉末を成形してナノコンポジット磁石を作製する工程と、
   を含む、ナノコンポジット磁石の製造方法。

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