JP2000234137A - ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 結晶化反応熱を少なくし、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。 【解決手段】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表される
ナノコンポジット磁石用原料合金である。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、Ｐ
ｂ、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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ｆｅ_３Ｂ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、原料合金の製造方法、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に
も関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｆｅ_３Ｂ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ナノコン
ポジット磁石は、ソフト磁性相であるＦｅ_３Ｂ微結晶と
ハード磁性相であるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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、Ｆｅ_３Ｂ微結晶およびＮｄ_２
Ｆｅ_１４Ｂ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】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、結晶化反応熱を少なくし、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。

【００１０】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。

【００１１】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】本発明によるナノコンポ
ジット磁石用原料合金は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}
Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆ
ｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｐ
ｂ、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、０．０１≦ｕ≦
７を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピ
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、前記ブラッグ
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（１１
０）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。

【００１３】本発明によるナノコンポジット磁石用原料
合金粉末は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆ
ｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表される
ナノコンポジット磁石用原料合金粉末であって、 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、Ｐ
ｔ、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、０．０１
≦ｕ≦７を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ
反射ピークが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、前記ブ
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。

【００１４】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Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｐ
ｂ、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、前記原料合金の溶湯を形成する
工程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程とを包含し、前
記急冷凝固工程に際して前記合金の冷却速度を調整する
ことによって、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが
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を凝固後の原料合金が含有し、
しかも、前記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％未満にする。

【００１５】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。

【００１６】前記急冷凝固工程において、前記合金の冷
却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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。

【００１７】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Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆ
ｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｇ
ａ、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を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射
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、前記ブラッ
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（１
１０）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、Ｆｅ_３Ｂ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。

【００１８】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形成する工
程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程と、前記急冷凝固
された原料合金を破砕する工程と、前記原料合金を粉砕
する工程とを包含し、前記急冷凝固工程において、前記
合金の冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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。

【００１９】本発明によるナノコンポジット磁石の製造
方法は、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｇ
ａ、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を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピ
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、前記ブラッグ
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（１１
０）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、Ｆｅ_３Ｂ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。

【００２０】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形成する工
程と、前記溶湯を急冷凝固させる工程と、前記急冷凝固
された原料合金を破砕する工程と、前記原料合金を粉砕
する工程とを包含し、前記急冷凝固工程において、前記
合金の冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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】好ましい実施形態では、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。

【００２２】本発明によるモータは、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。

【００２３】

【発明の実施の形態】本発明では、一般式がＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘ
Ｂ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、ま
たはＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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。

【００２４】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、Ｔ
ｉ、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。

【００２５】本発明者は、合金溶湯の冷却凝固に際し
て、その冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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。

【００２６】このような原料合金またはその粉末に対し
て熱処理を施すと、それによって、Ｆｅ_３Ｂ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。

【００２７】本発明の原料合金は、結晶化のための熱処
理を受ける前において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
溶湯の冷却速度を前述のようにして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。

【００２８】本発明の金属ガラス合金を用いて製造した
磁石が磁石特性に優れる第１の理由は、上述の金属ガラ
ス状態にある合金中において、Ｆｅ_３Ｂ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
るためと考えられる。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Ｆｅ_３Ｂ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。

【００２９】Ｆｅ_３Ｂの結晶化は５９０〜６００℃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Ｆｅ_３Ｂの周囲の非晶質領域にはき出され、そ
の部分の組成がＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂに近づく。その結果、
Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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。Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂが結晶化する温度
は、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が完了する温度よりも約２０〜９
０℃だけ高く、約６１０〜６９０℃である。

【００３０】このように本発明による原料合金では、Ｆ
ｅ_３Ｂの結晶化とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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、大きな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。

【００３１】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。

【００３２】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Ｆｅ_３Ｂを生成するものと考えられる。この
過程は、Ｆｅ_３Ｂ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。

【００３３】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。

【００３４】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。

【００３５】まず、冷却速度が速すぎる場合を説明す
る。

【００３６】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、Ｆｅ_３Ｂ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
Ｆｅ_３Ｂ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。

【００３７】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、Ｆｅ_３Ｂ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。

【００３８】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。

【００３９】次に、冷却速度が遅すぎる場合を説明す
る。

【００４０】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。

【００４１】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
度が極めて高くなり、ハローパターンの最高強度の２０
０％を超える。

【００４２】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、Ｆ
ｅ_３Ｂ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、Ｆｅ_３ＢやＦｅの磁化
方向とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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。

【００４３】本発明による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。

【００４４】１．Ｆｅ_３Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡
散で進行するため、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が比較的低温で開
始する。その結果、結晶化反応速度が過度に速くなるこ
とはない。

【００４５】２．Ｆｅ_３Ｂの結晶化核が高密度で分散
し、かつ熱平衡相が粗大に結晶化しないため、微細な結
晶化金属組織を形成することができる。

【００４６】３．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増大させることができる。

【００４７】４．Ｆｅ_３Ｂ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。

【００４８】冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒
にするには、回転する冷却ロールの外周表面に溶湯を接
触させて急速に抜熱し、溶湯の一部を高速凝固させると
ともに、高速凝固によってできた合金薄帯を速やかに溶
湯から引き離すことが必要である。そうすることによっ
て溶湯から合金薄帯への熱の流入を遮断し、さらに抜熱
することができる。これにより、合金薄帯中で結晶化相
変態あるいは過度の構造緩和が起こることを阻止でき
る。なお、適度の構造緩和は準安定相の生成のために必
要である。

【００４９】このような高速凝固を工業的かつ定常的に
安定した状態で行うには、回転しているロールに対して
一定量の溶湯を供給することが必要である。そのために
は、溶湯の供給源とロール表面との間に溶湯の溜まり
（リザーバーとして働く）を安定的に形成させることが
好ましい。このような溶湯の溜まりは、例えば融点以上
に加熱したノズルオリフィスを通して一定範囲内の圧力
で溶湯を整流化して噴射すれば形成できる（第１の急冷
凝固方法）。こうして形成した溶湯の溜まりは、通常、
「パドル」または「フット」と称される。

【００５０】溶湯の溜まりを形成する方法は他にもあ
る。例えば、回転する冷却ロールの外周近傍に耐火物を
配置し、耐火物とロール表面との間に上方（ロール表面
の移動方向）に開放された空間を形成する。この空間内
に溶湯を注いで湯だまりを生成することによってロール
外周面に溶湯を接触させ、回転するロール外周面上に溶
湯の急冷凝固物を生成せしめる。この凝固物をロール外
周面と共に上方に移動させて湯だまりから引き上げる方
法によっても達成される（第２の急冷凝固方法）。

【００５１】次に、第３の急冷凝固方法を説明する。ま
ず、一対のロールを外周面が対抗するようにして設置
し、両ロール間に狭い隙間を設定する。この隙間をロー
ル側面から挟み込むようにして耐火物壁を配置し、これ
らによって上方に解放された空間を形成する。この隙間
空間内に定常的に溶湯を注ぎ、回転するロール表面に溶
湯を接触させることによって急冷凝固物を生成する。こ
のとき、ロール間の隙間部分でロール表面が下方に向か
うようにロールを回転させ、ロール間の隙間から下方に
向けて急冷凝固物を排出する。第３の急冷凝固方法で
は、数対の回転ロールを更に下方に設け、多段で抜熱す
ることも可能である。

【００５２】上記の各急冷方法に対し、溶湯溜まりの生
成を必要としない方法もある。それは、回転するロール
に向かって溶湯の噴霧流をぶつけ、急速に凝固させる方
法（第４の急冷凝固方法）である。しかしながら、この
ような方法では、ロール表面にたたきつけられる溶湯液
滴の体積及び速度に依存して急冷凝固速度が変化してし
まう。しかも、溶湯液滴の体積及び速度は数倍〜数十倍
の範囲で分布するため、前述した第１〜第３の急冷凝固
方法に比べて急冷速度の分布範囲が広くなる傾向があ
る。その結果、操業条件の設定を経験的に決める必要が
ある。

【００５３】なお、上記の急冷凝固方法では、何れの場
合でもロール内部に水などを流すことによってロール自
体を冷却し、ロール外周面の温度を一定値に保持するこ
とが好ましい。

【００５４】本発明では、急冷前の合金温度（溶湯温
度）Ｔｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温
度を低下させる。上述の回転ロールを用いる何れの方法
においても、溶湯の溜まりとロール外周面との接触長さ
は工学的観点からある一定値以上にすることが困難であ
る。すなわち、第１の急冷凝固方法の場合、溶湯溜まり
の大きさを成る一定範囲以上にすると、溶湯溜まりの生
成状態が不安定となり、定常状態を維持できなくなる。
第２の急冷凝固方法では、溶湯溜まりのための空間を設
けているため、この上限値は幾らか緩和されるが、ロー
ルと溶湯との接触長さが長くなると、凝固物に溶湯から
の熱の流入が継続されるため、凝固物の構造に変化が生
じるようになる。これらの観点から、工業的操業におい
ては接触長さを約５ｍｍ以上５０ｍｍ以下にすることが
好ましい。

【００５５】ロール表面の移動速度は、上記接触長さを
規定する接触領域内において所望の冷却速度を達成する
ように調整される。好ましいロール表面の移動速度は、
第１の急冷凝固方法の場合６〜２０ｍ／秒程度であり、
第２の急冷凝固方法の場合２〜８ｍ／秒程度である。し
たがって、接触長さが１０ｍｍ、表面速度が６ｍ／秒の
場合、１２００℃から８００℃まで冷却すれば、２．４
×１０^５Ｋ／秒の冷却速度が得られることになる。

【００５６】冷却条件及び溶湯とロールとの接触長さか
ら要求される最低のロール表面速度は、例えば接触長さ
５ｍｍの場合、１２００℃から８００℃までの幅４００
Ｋの温度区間を最低冷却速度５×１０^４Ｋ／秒で冷却す
る条件に相当する。接触時間は４００Ｋ÷５×１０^４Ｋ
／秒から８ｍ／秒であることが要求されるので、最低ロ
ール表面速度は５ｍｍ÷８ｍ／秒から約０．６３ｍ／秒
となる。一方、最高のロール周速度は、例えば接触長さ
５０ｍｍで１２００℃から４００℃までの幅８００Ｋの
温度区間を５×１０^６Ｋ／秒で冷却することに相当し、
同様にして、３１２．５ｍ／秒となる。

【００５７】ロール表面速度が遅いと、溶湯供給レート
変動の影響を受けやすくなるため望ましくない。また、
ロール表面速度が速すぎると、溶湯溜まりを攪乱して定
常状態の維持が困難になるうえ、ロールが高速回転によ
る遠心力に耐えるように機械強度を高める必要が生じる
ため、好ましくない。従って、上述のように、安定した
工業的操業を実現するためには、第１の急冷方法では通
常６〜２０ｍ／秒程度、第２の急冷方法では２〜８ｍ／
秒程度が好ましい。

【００５８】冷却速度５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／秒で
上述の方法により得られた合金の厚さは、通常７０〜３
００μｍ程度の範囲内にある。急冷凝固における凝固界
面の移動速度は溶湯とロール表面との伝熱係数により変
化するが、本合金系では５０ｍｍ／秒〜１００ｍｍ／秒
の程度である。従って、合金薄帯の厚さは、例えば接触
長が１０ｍｍで表面速度６ｍ／秒で１２００℃から８０
０℃まで冷却すれば、接触時間が０．１６７ｍ／秒であ
るから、約８０μｍ〜１７０μｍである。

【００５９】以下、図面を参照しながら、本発明の実施
形態を説明する。

【００６０】［原料合金およびその粉末の製造方法］本
実施形態では、図１（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。

【００６１】図１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。

【００６２】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。

【００６３】急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２
１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。このような装置は、例えば特開平８−２７７
４０３号公報に詳しく記載されている。

【００６４】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。

【００６５】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。

【００６６】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０．５〜２．０ｍ
ｍ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、溶解室１と急冷室２
との間に適当な大きさの圧力差を形成することによっ
て、溶湯２１の出湯をスムーズに実行するこができる。

【００６７】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。

【００６８】本装置によれば、例えば合計２０ｋｇの原
料合金を２０〜４０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。

【００６９】次に、図１の装置を用いた原料合金の製造
方法を説明する。

【００７０】まず、一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ
_ｙ、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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。

【００７１】次に、この溶湯２１は出湯ノズル５から水
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。急冷凝固のためには、この他にガスアトマイズ
法を用いることも可能であるが、この方法によれば冷却
速度が粉末粒径に大きく依存して変化し、適切な冷却速
度を経た粉末粒子の収率を高められないため、本発明に
は不適当である。

【００７２】本実施形態では、溶湯２１の冷却凝固に際
して、冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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−△Ｔ
１）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４０
０〜８００℃の範囲内にあることが好ましい。

【００７３】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−△Ｔ
２）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。

【００７４】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。

【００７５】なお、急冷室２内の絶対圧力は、２〜３０
ｋＰａの範囲内に設定することが好ましく、３〜１０ｋ
Ｐａ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、表面形状の優れ
た合金薄帯２２が得られるからである。これに対して、
常圧雰囲気中において、本実施形態のように遅い周速度
で回転する冷却ローラ上に溶湯２１を流下すると、合金
薄帯２２の表面形状が劣化してしまうおそれがある。

【００７６】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。

【００７７】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以下
となるまで粉砕する。

【００７８】［ナノコンポジット磁石粉末の製造方法］
以下に、図２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。

【００７９】図２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
可能に支持された回転ロール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１１０
０ｍｍ）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３００ｍ
ｍ）。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８
００ｍｍ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。

【００８０】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。

【００８１】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。

【００８２】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。

【００８３】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。

【００８４】［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。

【００８５】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。

【００８６】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。

【００８７】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（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。

【００８８】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である。

【００８９】［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。

【００９０】本実施形態のモータは、ＩＰＭ（Ｉｎｎｅ
ｒ 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。

【００９１】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。

【００９２】以下に、本発明の実施例および比較例を説
明する。

【００９３】［第１の実施例］本実施例では、絶対圧力
が３０ｋＰａ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：３
５０ｍｍ）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。

【００９４】表１に各実施例についての溶湯の組成、お
よびハローパターンの最高強度に対する準安定相Ｚのブ
ラッグ反射強度の比（％）を示す。表１からわかるよう
に、何れの実施例についても「ブラッグ反射強度の比」
が５〜２００％の範囲内にあった。なお、表１におい
て、例えば「Ｒ」の欄に記載されている「Ｎｄ２．５＋
Ｐｒ１」という表記は、希土類元素ＲとしてＮｄとＰｒ
とを含み、それぞれの組成比が２．５原子％および１原
子％であることを意味している。

【００９５】図３（ａ）は、番号２の実施例に関する粉
末Ｘ線回折パターンを示している。図３（ａ）からわか
るように、背景をなすハローパターンが２θ＝約４３°
において最高強度を示す一方、２０＝５１．４°におい
て急峻な強度ピークが観察される。この急峻な強度ピー
クは、０．１７９ｎｍ±０．００５ｎｍの結晶面間隔に
相当する位置に現れたブラッグ散乱ピークである。この
ブラッグ散乱ピークは、準安定相Ｚによるものである。
他に、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、準安定相Ｚによる回折線が観測され
る。

【００９６】なお、上記の粉末Ｘ線回折パターンの観測
は、測定装置としてリガクＲＩＮＴ２０００を用い、試
料とＣｕターゲットとの間にモノクロメータを設置して
実行した。

【００９７】本実施例の原料合金を８５０μｍ以下の粒
径を持つ粉末に粉砕した後、図２の粉体焼成炉（試験
用：長さ２ｍ）で原料合金粉末に熱処理を施した。原料
合金粉末は加熱ゾーンを１０分間で通過した後、冷却ゾ
ーンＣを１０分間で通過した。熱処理雰囲気はアルゴン
ガスであり、単位面積あたり０．６ｇ／ｃｍ^２の搭載密
度で原料合金粉末を供給した。単位時間あたりの処理量
を３ｋｇとした場合の磁気特性と最適熱処理温度とを表
２に示す。

【００９８】［比較例１］表３に示す組成を有する溶湯
を用いて、実施例と同様のプロセスを実行した。

【００９９】実施例との相違点は溶湯の冷却速度にあ
り、この比較例では、ロール周速度を２０ｍ／秒とし
た。他の条件は、実施例の条件と実質的に同一である。
表３から、ハローパターンの最高強度に対する準安定相
Ｚのブラッグ反射強度の比（％）が５％未満であること
がわかる。

【０１００】図３（ｂ）は、番号２の実施例に関する粉
末Ｘ線回折パターンを示している。図３（ｂ）からわか
るように、準安定相Ｚによるブラッグ散乱ピークが明瞭
には観測されなかった。

【０１０１】本比較例に関する最適熱処理温度および熱
処理後の磁気特性を表４に示す。熱処理装置および方法
は実施例の場合と同一である。表４から、保磁力が実施
例に比較して低く、磁石特性が劣っていることがわか
る。この原因は、熱処理の制御性がわるく、望ましい結
晶成長が実現していないためである。

【０１０２】実施例の磁石特性と同等の磁石特性を発現
させるには、熱処理時の粉末処理量を１時間あたり０．
７ｋｇに低下させる必要があった。比較例の場合、熱処
理の制御性が低下しているため、合金粉末の量を少なく
して処理しない限り、所望の金属組織を持った磁石合金
を得ることができない。このことは、比較例は磁石化の
ための熱処理工程でスループットが劣っており、量産に
向いていないことを示している。

【０１０３】［比較例２］表５に示す組成を有する溶湯
を用いて、実施例と同様のプロセスを実行した。

【０１０４】実施例との相違点は冷却速度および溶湯の
流下量にある。この比較例では、ロール周速度を５ｍ／
秒とし、毎秒２０〜３０ｇのレートで溶湯を落下させ
た。熱処理時の粉末処理量は、１時間あたり３ｋｇとし
た。他の条件は、実施例の条件と実質的に同一である。

【０１０５】表５には、ハローパターンの最高強度に対
する準安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）と、体心
立方型Ｆｅの（１１０）ブラッグ散乱ピークの強度の比
（％）が示されている。表５からわかるように、冷却速
度が遅すぎると、ハローパターンの最高強度に対する準
安定相Ｚのブラッグ反射強度の比（％）は２００％を超
えている。

【０１０６】図４は、番号２の実施例に関する粉末Ｘ線
回折パターンを示している。図４からわかるように、準
安定相Ｚによるブラッグ散乱ピークは顕著に観測される
が、ハローパターンの強度が著しく低下している。

【０１０７】本比較例について、熱処理後の磁気特性と
最適熱処理温度とを表５に示す。熱処理装置および方法
は実施例の場合と同一である。表６から、保磁力が実施
例に比較して低く、磁石特性が劣っていることがわか
る。

【０１０８】熱処理時の粉末処理量を変化させても、実
施例の磁石特性と同等の磁石特性を発現させることはで
きなかった。このことから、冷却速度が遅すぎると、好
ましいナノコンポジット組成を得ることはできなくなる
ことがわかる。

【０１０９】［第２の実施例］以下、前述した第２の方
法による実施例を説明する。

【０１１０】本実施例では、図１の装置において、ノズ
ルオリフィスと回転ロールの相対位置を変更した。より
詳細には、冷却ロール７の中心を基準にして斜め４５度
上方から樋を介して溶湯を傾注し、樋とロール外周面と
で囲まれる上方解放の空間（幅１０ｍｍ）内で溶湯の深
さが５ｍｍ〜８ｍｍとなるように制御しながら溶湯を急
冷凝固した。なお、本実施例で使用した原料合金の組成
は、表１および表３に記載されたものと同一である。

【０１１１】ロール表面と接触して凝固した合金薄帯
は、ロール７の回転に伴って上方に引き出され、ロール
７の頂上を過ぎた付近でロール７から剥がれて下方に落
下した。その後、合金薄帯は滑り台を介して粉砕機に導
入され、粉砕された。このときのロール周速度は５ｍ／
秒であった。溶湯温度は湯だまりの位置で１２００℃〜
１２８０℃であり、冷却時の雰囲気圧力は４０ｋＰａ〜
５０ｋＰａであった。合金薄帯の温度は、波長帯域３〜
５μｍの赤外線強度を測定し、鉄の黒体輻射を仮定して
ステファン・ボルツマン分布から推定した。こうして得
た合金薄帯の推定温度は、湯だまりから引き出された直
後に既に約８００℃〜９００℃まで低下していた。ま
た、得られた合金薄帯の厚さは１００μｍ〜１７０μｍ
であった。凝固時の急冷速度は、溶湯とロールの接触長
さが湯の深さの１．４倍（１／ｃｏｓ４５度）として、
１．３×１０^６Ｋ／秒〜３．４×１０^６Ｋ／秒と見積も
られた。

【０１１２】溶湯は湯だまりから引き上げられた後、さ
らに速やかに抜熱されるため、ロール７から剥離する時
点での合金薄帯温度は４００〜５００℃に低下してい
た。本実施例で使用した装置のロール径は３５０ｍｍで
あったため、溶湯がロールに接触してから離れるまでの
時間はロールが１／８回転する時間に相当し、約２０ｍ
／秒であった。従って、溶湯のロール上での平均の冷却
速度は３．６×１０^４Ｋ／秒〜４．５×１０^４Ｋ／秒で
あったと見積もられる。

【０１１３】これらの合金のガラス化遷移温度は、非晶
質合金を２０℃／分で加熱する条件で熱分析を行い、Ｆ
ｅ_３Ｂの結晶化温度（約５９０〜６００℃）以下でガラ
ス遷移が観察される場合でもせいぜい約５５０℃〜５８
０℃である。一方、そのような熱分析でガラス遷移が観
測されない場合は、ガラス化遷移温度は結晶化温度以上
であることになる。本実施例の場合、合金薄帯がロール
７から離れる時点における合金薄帯温度が４００〜５０
０℃であったため、合金薄帯はガラス化遷移温度以下に
急冷されてからロール７を離れたことがわかる。

【０１１４】このようにして得られた合金薄帯をＸ線回
折装置によりＣｕ−Ｋα線を用いて測定した結果、図５
に示す回折パターンが得られた。この回折パターンにあ
る回折線は、図中に示したようにＦｅ_２３Ｂ_６相として
指数付けできるものであることが分かった。

【０１１５】この原料を図２に示した評価用熱処理炉を
用いて３ｋｇ／ｈの供給量で熱処理したところ、それぞ
れ表７に示す熱処理温度（炉の設定温度）において表７
に示す磁石特性が得られた。同一組成の合金について、
０．７ｋｇ／ｈの供給量で熱処理した比較例１と本実施
例とを比べると、本実施例の磁気特性が相対的に高いこ
とがわかる。言いかえると、本実施例の熱処理工程はス
ループットが高い。なお、表７の最左欄の番号は、表１
および表３に示されている番号に対応しており、同じ番
号は同一組成の原料合金を示している。

【０１１６】［第３の実施例］以下、前述した第３の方
法による実施例を説明する。

【０１１７】ロール径１５０ｍｍの一対の炭素鋼製急冷
ロールをロール間距離が１６０μｍとなるようにして相
対配置し、ロール間の隙間位置においてロール表面が下
方に移動するようにロールを同一速度で互いに逆方向に
回転させた。本実施例でも、ロール表面速度を５ｍ／秒
とした。ロール側面に耐火物フェルトを介して耐火物の
堰を作り、溶湯が側面方向へ漏れないようにした。この
ようにして上方から石英ノズルオリフィスを通して溶湯
をロール間隙間に向かって流下させ、ロール間の隙間空
間内に湯だまりを形成した。湯だまりの幅（ロール間隔
と平行方向）に基づいて推定した湯だまり深さは約１０
ｍｍであった。溶湯はロール間の隙間から下方に引き出
され、連続した急冷合金薄帯が形成された。急冷前の溶
湯温度は１３００℃、合金薄帯温度はロール直下で約８
００℃であった。従って、平均冷却速度は約２．５×１
０^５Ｋ／秒と見積もられた。本実施例では、薄帯をさら
に冷却アルゴンガス流により抜熱し、薄帯温度を５００
℃以下にまで低下させた。

【０１１８】この合金を図２に示した評価用熱処理炉を
用いて３ｋｇ／時間の供給量で熱処理したところ、それ
ぞれ表８に示す最適熱処理温度（炉の設定温度）におい
て表８に示す磁石特性が得られた。同一組成の合金につ
いて、０．７ｋｇ／時間の供給量で熱処理した比較例１
と本実施例とを比べると、本実施例の磁気特性が相対的
に高いことがわかる。言いかえると、本実施例の熱処理
工程はスループットが高い。

【０１１９】

【表１】

【０１２０】

【表２】

【０１２１】

【表３】

【０１２２】

【表４】

【０１２３】

【表５】

【０１２４】

【表６】

【０１２５】

【表７】

【０１２６】

【表８】

【０１２７】［組成限定理由］最後に、合金組成の限定
理由を説明する。

【０１２８】希土類元素Ｒは、ハード磁性相であるＲ_２
Ｆｅ_１４Ｂ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Ｒ_２
Ｆｅ_１４Ｂ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、Ｆｅ_３Ｂ相およびＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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。

【０１２９】Ｂは、ソフト磁性相であるＦｅ_３Ｂおよび
ハード磁性相であるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ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。

【０１３０】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０．０
２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。

【０１３１】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。

【０１３２】

【発明の効果】本発明によるナノコンポジット磁石用原
料合金によれば、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が極短範囲の原子拡
散で進行するため、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が比較的低温で可
能となる。また、Ｆｅ_３Ｂの結晶化が進行する温度範囲
がＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ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。このため、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。

【０１３３】また、Ｆｅ_３Ｂ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、高
い磁石特性の発現を可能にする。

【０１３４】本発明のナノコンポジット磁石用原料合金
の製造方法によれば、合金のＸ線回折におけるブラッグ
反射ピークを指標として用いて、合金形成のための冷却
過程を制御することが可能になる。このため、冷却速度
を最適化することや、管理することが容易になり、磁石
特性に優れたナノコンポジット磁石のための原料合金を
安定して製造することができるようになる。

【０１３５】本発明のナノコンポジット磁石粉末の製造
方法によれば、磁石化熱処理によって微細かつ均一な金
属組織を制御性よく形成することができるので、磁石特
性に優れた磁石を高いスループットで提供することが可
能になる。

【０１３６】本発明のナノコンポジット磁石によれば、
優れた磁石特性が発揮されるので、モータやアクチュエ
ータなどの特性を低いコストで向上させることができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】（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２】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３】（ａ）は第１の実施例のＸ線回折パターンを示
すグラフであり、（ｂ）は比較例１のＸ線回折パターン
を示すグラフである。

【図４】比較例２のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。

【図５】第２の実施例のＸ線回折パターンを示すグラフ
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

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｆ 1/06 Ｈ０１Ｆ 1/06 Ａ (72)発明者 重本 恭孝 大阪府三島郡島本町江川２丁目15番17号 住友特殊金属株式会社山崎製作所内 Ｆターム(参考） 4K018 AA27 BA18 BB01 BB06 BC01 BC08 BD01 GA04 KA46 5E040 AA04 AA19 BD01 CA01 HB11 HB15 HB17 NN01 NN06 NN17 NN18

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
   Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｐ
   ｂ、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、 ０．０１≦ｕ≦７ を満足し、しかも、 Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが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、前記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％未満であるナノ
   コンポジット磁石用原料合金。
2. 【請求項２】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
   Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕで表される
   ナノコンポジット磁石用原料合金粉末であって、 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、Ｐ
   ｂ、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、 ０．０１≦ｕ≦７ を満足し、しかも、 Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピークが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、前記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％未満であるナノ
   コンポジット磁石用原料合金粉末。
3. 【請求項３】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
   Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｐ
   ｂ、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、 前記原料合金の溶湯を形成する工程と、 前記溶湯を急冷凝固させる工程と、 を包含し、 前記急冷凝固工程に際して前記合金の冷却速度を調整す
   ることによって、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピーク
   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を凝固後の原料合金が含有
   し、しかも、前記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。
4. 【請求項４】 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３に記載のナノコン
   ポジット磁石用原料合金の製造方法。
5. 【請求項５】 前記急冷凝固工程において、前記合金の
   冷却速度を５×１０^４〜５×１０^６Ｋ／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３に記載のナノコンポジ
   ット磁石用原料合金の製造方法。
6. 【請求項６】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
   Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｇ
   ａ、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を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射
   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、前記ブラッ
   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（１
   １０）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、Ｆｅ_３Ｂ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。
7. 【請求項７】 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形成する工程と、 前記溶湯を急冷凝固させる工程と、 前記急冷凝固された原料合金を破砕する工程と、 前記原料合金を粉砕する工程と、を包含し、 前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×
   １０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔ
   ｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低
   下させることを特徴とする請求項６に記載のナノコンポ
   ジット磁石粉末の製造方法。
8. 【請求項８】 一般式がＦｅ_{１００−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＢ_ｙ、
   Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚ、Ｆｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＭ_ｕ、またはＦｅ
   _{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｕ}Ｒ_ｘＢ_ｙＣｏ_ｚＭ_ｕ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、Ｇ
   ａ、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を満足し、しかも、Ｘ線回折におけるブラッグ反射ピ
   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、前記ブラッグ
   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（１１
   ０）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、Ｆｅ_３Ｂ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。
9. 【請求項９】 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形成する工程と、 前記溶湯を急冷凝固させる工程と、 前記急冷凝固された原料合金を破砕する工程と、 前記原料合金を粉砕する工程と、を包含し、 前記急冷凝固工程において、前記合金の冷却速度を５×
   １０^４〜５×１０^６Ｋ／秒とし、急冷前の合金の温度Ｔ
   ｍから４００〜８００℃だけ低い温度に合金の温度を低
   下させ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。
10. 【請求項１０】 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または９に記載のナノコンポジット
    磁石の製造方法。
11. 【請求項１１】 請求項８、９または１０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。