JP2002212686A - 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 希土類元素が少ないながらも高い保磁力およ
び磁化を示し、減磁曲線の角形性にも優れた永久磁石を
提供する。 【解決手段】 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＭ_z（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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択され
た１種以上の元素、ＲはＹを含む１種以上の希土類金属
元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆ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およびｍが、それぞれ、１０＜ｘ＜１７ａｔ
％、８≦ｙ≦９．３ａｔ％、０．５≦ｚ≦６ａｔ％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足する合金の溶湯を作製する。
次に、圧力３０ｋＰａ以上の雰囲気ガス中で前記合金の
溶湯を急冷し、平均粒径５０ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
化合物相を含む急冷合金を作製する。この急冷合金から
作製したナノコンポジット磁石におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
化合物相の粒界には強磁性の鉄基硼化物が微細な状態で
存在する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、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の製造方法に関
し、特に複数の強磁性相を有する鉄基希土類合金磁石の
製造方法に関している。

【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。

【０００３】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−Ｆ
ｅ−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Ｂ_rを発揮する
ことができる。前者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、例えば
特開昭５９−４６００８号公報に開示されており、後者
のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は例えば特開昭６０−９８
５２号公報に開示されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】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。

【０００５】Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、安価なＦ
ｅ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。

【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Ｂ
_r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、特開平１−７５０２号公報に記載され
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一種の元素と、
Ｔｉ、Ｖ、およびＣｒからなる群から選択された少なく
とも一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。

【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、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（R. Coehoor
n等、J. de Phys, C8,1998, 669〜670頁）。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。

【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（特開平3-261104号公報、米国特許4,83
6,868号、特開平７−１２２４１２号公報、国際出願の
国際公開公報ＷＯ003/03403、W.C.Chan, et.al. "THE E
FFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPER
TIES OF α-Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEEE,
Trans. Magn. No. 5, INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea p
p.3265-3267, 1999）、必ずしも充分な「コスト当りの
特性値」は得られていない。

【００１１】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、高い保磁力（例えば
Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しながら、残留磁束密度
Ｂ_r≧０．８５Ｔを満足する優れた磁気特性を持つ鉄基
合金磁石を安価に製造し得る永久磁石の製造方法を提供
することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明による鉄基希土類
合金磁石は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ _y
Ｍ_z（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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択され
た１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含ま
ない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およ
びＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｔ
ｉを必ず含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、
組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦
２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原
子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、２種類以上の強
磁性結晶相を含有し、硬磁性相の平均サイズが１０ｎｍ
以上２００ｎｍ以下、軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以
上１００ｎｍ以下の範囲内にある。

【００１３】ある好ましい実施形態において、組成比率
ｘ、ｙ、ｚおよびｍは、それぞれ、１０＜ｘ＜１７ａｔ
％、８≦ｙ≦９．３ａｔ％、０．５≦ｚ≦６ａｔ％を満
足する。

【００１４】ある好ましい実施形態においては、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ型化合物相、硼化物相、およびα−Ｆｅ相が同一
の金属組織内に混在している。

【００１５】ある好ましい実施形態において、前記α−
Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０
ｎｍ以下である。

【００１６】ある好ましい実施形態において、前記硼化
物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。

【００１７】ある好ましい実施形態において、前記鉄基
硼化物は、Ｆｅ₃Ｂおよび／またはＦｅ₂₃Ｂ₆を含んでい
る。

【００１８】ある好ましい実施形態においては、組成比
率ｘおよびｚが、ｚ／ｘ≧０．１を満足する。

【００１９】ある好ましい実施形態においては、前記Ｒ
の組成比率ｙが９．５原子％以下である。

【００２０】ある好ましい実施形態においては、前記Ｒ
の組成比率ｙが９．０原子％以下である。

【００２１】ある好ましい実施形態においては、厚さが
１０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有している。

【００２２】前記鉄基希土類合金磁石は粉末化されてい
てもよい。この場合、粉末粒子の平均粒径は３０μｍ以
上２５０μｍ以下であることが好ましい。

【００２３】ある好ましい実施形態においては、保磁力
Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ、残留磁束密度Ｂ_r≧０．７Ｔの
硬磁気特性を有する磁石が得られる。

【００２４】更に好ましい実施形態では、残留磁束密度
Ｂｒ≧０．８５Ｔ、最大エネルギ積（ＢＨ）_max≧１２
０ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁
気特性を有している磁石が得られる。

【００２５】本発明によるボンド磁石は、上記鉄基希土
類合金磁石の粉末を含む磁石粉末を樹脂で成形したもの
である。

【００２６】本発明による鉄基希土類合金磁石用急冷合
金は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100- x-y-z}Ｑ_xＲ_yＭ_z（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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以
上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種
以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆか
らなる群から選択された金属元素であって、Ｔｉを必ず
含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率
ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子
％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足する。

【００２７】ある好ましい実施形態では、α−Ｆｅを実
質的に含まず、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相及びアモルファ
ス相を含む組織を有し、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が
体積比率で全体の６０％以上を占めている。

【００２８】ある好ましい実施形態では、１０＜ｘ＜１
７ａｔ％、８≦ｙ≦９．３ａｔ％、および０．５≦ｚ≦
６ａｔ％を満足し、平均粒径５０ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型化合物相が６０体積％以上含まれる。

【００２９】本発明による鉄基希土類合金磁石用急冷合
金は、Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、および
Ｔｉを含有する合金溶湯を冷却することによって作製さ
れ、アモルファス相を含み、熱処理によってα−Ｆｅ結
晶相の成長開始より先にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ
化合物結晶相の成長を開始する組織を有している。

【００３０】本発明による鉄基希土類合金磁石の製造方
法は、Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元素）、および
Ｔｉを含有する合金溶湯を作製する工程と、前記合金溶
湯を冷却し、アモルファス相を含む凝固合金を作製する
工程と、前記凝固合金を加熱することによって、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物結晶相の成長を開始さ
せ、その後にα−Ｆｅ結晶相の成長を開始させる工程と
を包含する。

【００３１】ある好ましい実施形態では、ストリップキ
ャスト法を用いて前記合金溶湯を冷却する。

【００３２】本発明による鉄基希土類合金磁石の製造方
法は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100- x-y-z}Ｑ_xＲ_yＭ_z（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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以
上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種
以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆか
らなる群から選択された金属元素であって、Ｔｉを必ず
含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率
ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子
％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足する合金の溶湯を作製する工
程と、前記合金の溶湯を急冷することによって、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ型結晶相とアモルファス相とが混在する急冷合金
を作製する冷却工程と、前記急冷合金を結晶化し、それ
によって２種類以上の強磁性結晶相を含有し、硬磁性相
の平均サイズが１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、軟磁性相
の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあ
る組織を形成する工程とを包含する。

【００３３】ある好ましい実施形態では、前記冷却工程
において、体積比率で６０％以上のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合
物相を含む急冷合金を作製する。

【００３４】ある好ましい実施形態において、前記冷却
工程は、圧力３０ｋＰａ以上の雰囲気ガス中で前記合金
の溶湯を急冷し、平均粒径５０ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型化合物相を含む急冷合金を作製することを含む。

【００３５】ある好ましい実施形態において、前記冷却
工程は、前記合金溶湯を回転する冷却ロールの表面に接
触させ、過冷却液体状態にある合金を形成する工程と、
前記過冷却状態にある合金が冷却ロールから離れた後、
前記雰囲気ガスによって前記過冷却状態にある合金から
熱を奪い、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の成長を行なう
工程とを包含する。

【００３６】ある好ましい実施形態では、前記急冷合金
に対して結晶化熱処理を行ない、少なくともＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型化合物相、α−Ｆｅ相、および硼化物相を含む３種
類以上の結晶相を含有する組織を形成し、前記Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ型化合物相の平均結晶粒径を２０ｎｍ以上１５０ｎ
ｍ以下、前記α−Ｆｅ相および硼化物相の平均結晶粒径
を１ｎｍ以上５０ｎｍ以下とする工程を包含する。

【００３７】ある好ましい実施形態において、前記硼化
物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。

【００３８】ある好ましい実施形態において、前記鉄基
硼化物は、Ｆｅ₃Ｂおよび／またはＦｅ₂₃Ｂ₆を含んでい
る。

【００３９】ある好ましい実施形態では、ストリップキ
ャスト法を用いて前記合金の溶湯を冷却する。

【００４０】本発明によるボンド磁石の製造方法は、上
記いずれかの鉄基希土類合金磁石の製造方法によって作
製された鉄基希土類合金磁石の粉末を用意する工程と、
前記鉄基希土類合金磁石の粉末を用いてボンド磁石を作
製する工程とを包含する。

【００４１】ある好ましい実施形態では、粉末の表面に
表面処理が施されている。

【００４２】ある好ましい実施形態では、ボンド磁石に
対して表面処理が施されている。

【００４３】

【発明の実施の形態】本発明の鉄基希土類合金磁石は、
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、結晶相を含むものであるが、
必要に応じて加熱され、更に結晶化が進められる。

【００４４】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。

【００４５】Ｔｉを添加しなかった場合、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ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。

【００４６】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Ｂに対する親和性が強く、
鉄基硼化物の中に濃縮されやすいようである。鉄基硼化
物内でＴｉとＢが強く結合することにより、Ｔｉ添加は
鉄基硼化物を安定化すると考えられる。

【００４７】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も
に、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が均一に分散し、しかもＮｄ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ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。

【００４８】以下、本発明の鉄基希土類合金磁石をより
詳細に説明する。

【００４９】本発明の鉄基希土類合金磁石は、好適に
は、その組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_{100- x-y-z}Ｑ_xＲ_yＭ_zで
表現される。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、ＱはＢ（硼素）およびＣ
（炭素）からなる群から選択された１種以上の元素、Ｒ
はＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類
金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から
選択された少なくとも１種の金属元素であり、Ｔｉを必
ず含んでいる。

【００５０】組成比率を規定するｘ、ｙ、ｚ、およびｍ
は、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原
子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、および０≦ｍ≦０．５
の関係を満足することが好ましい。

【００５１】本発明の鉄基希土類合金磁石は、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。

【００５２】本発明の鉄基希土類合金磁石では、軟磁性
相のサイズが微細であるため、各構成相が交換相互作用
によって結合し、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。

【００５３】本発明の鉄基希土類合金磁石は、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、Ｆｅ
₃Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ）やＦｅ_{2 3}Ｂ₆（飽和磁化１．６
Ｔ）である。ここで、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの飽和磁化は約１．
６Ｔであり、α−Ｆｅの飽和磁化は２．１Ｔである。

【００５４】通常、Ｂ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６原子％以上８
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の代わりに、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ、および、
Ｆｅ₂₃Ｂ₆やＦｅ₃Ｂなどの鉄基硼化物を生成することが
できる。これらの鉄基硼化物は磁化向上に寄与する。

【００５５】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、Ｔ
ｉ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。

【００５６】また、このようなＴｉ添加効果は、Ｂ濃度
が１０ａｔ％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。

【００５７】図１は、Ｔｉが添加されていないＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ磁石の最大磁気エネルギ積（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
１０〜１４ａｔ％のＮｄを含有する試料のデータを示
し、黒いバーは８〜１０ａｔ％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積（Ｂ
Ｈ）_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１０〜１４ａｔ％のＮｄを含有する試
料のデータを示し、黒いバーは８〜１０ａｔ％のＮｄを
含有する試料のデータを示している。

【００５８】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１
０ａｔ％を超えて多くなるにつれ、最大磁気エネルギ積
（ＢＨ）_maxが低下している。この低下の程度は、Ｎｄ
の含有量が１０〜１４ａｔ％の場合により大きい。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１０ａｔ
％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
ａｔ％の実施例を開示し、更に、硼素濃度の好ましい範
囲として４ａｔ％以上１２ａｔ％未満、より好ましい範
囲として４ａｔ％以上１０ａｔ％以下の範囲を教示して
いる。

【００５９】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１０ａｔ％を超える
或る範囲で最大磁気エネルギ積（ＢＨ）_maxが向上して
いる。この向上はＮｄの含有量が８〜１０ａｔ％の場合
に特に顕著である。

【００６０】このように本発明によれば、Ｂ濃度が１０
ａｔ％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。

【００６１】次に、本発明による鉄基希土類合金磁石の
製造方法を説明する。

【００６２】本発明の製造方法によれば、前記の組成を
有する鉄基合金の溶湯を不活性雰囲気中で冷却し、それ
によってＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相を全体の６０体積％以
上含む急冷合金を作製する。急冷合金中のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型化合物相の平均サイズは例えば８０ｎｍ以下である。
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非晶質を結晶化させるこ
とができる。

【００６３】好ましい実施形態では、上記合金溶湯を圧
力３０ｋＰａ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。

【００６４】冷却ロールの回転周速度を適切に調節する
ことにより、冷却ロールから離れる際の合金の状態を過
冷却液体状態に制御することが可能であり、過冷却状態
の合金は、冷却ロールから離れた後、雰囲気ガスによっ
て抜熱され、結晶化される。

【００６５】図３を参照しながら、大気雰囲気ガスによ
る二次冷却効果を説明する。図３は、冷却過程開始から
の経過時間（Ｔｉｍｅ）と合金温度（Ｔｅｍｐｅｒａｔ
ｕｒｅ）との関係を模式的に示すグラフである。グラフ
には、雰囲気ガス圧力が３０ｋＰａを超える相対的に高
い場合における合金の冷却経路ａと、雰囲気ガス圧力が
３０ｋＰａを下回る相対的に低い場合における合金の冷
却経路ｂとが示されており、併せて、α−Ｆｅ相、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、およびＦｅ₂₃Ｂ₆相の析出領域が図示され
ている。ここでＴ_mは合金の融点であり、Ｔ_gは合金のガ
ラス転移温度である。

【００６６】図３からわかるように、雰囲気ガスの圧力
が低い場合（冷却経路ｂ）、雰囲気ガスによる大きな二
次冷却効果を期待できないため、冷却ロールの回転速度
を高くし、冷却ロールによる急冷（一次冷却）の速度を
相対的に高くしている。合金は冷却ロールの表面から離
れた後、雰囲気ガスによって相対的に遅い速度で冷却さ
れる（二次冷却）。冷却経路ｂの折れ曲がっているポイ
ントが冷却ロールから合金の剥離した時点に相当してい
る。

【００６７】一方、雰囲気ガスの圧力が相対的に高い場
合（冷却経路ａ）、雰囲気ガスによる冷却（二次冷却）
効果が強まり、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が生成される領域を通
過する時間が短縮される。このために、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相の成長が抑制され、微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が得られ
るものと推定される。

【００６８】このように、３０ｋＰａを下回るように雰
囲気ガス圧力を低くすると、急冷合金中に生成されるＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶粒径が粗大化するため、最
終的に得られる磁石特性が劣化してしまうことになる。

【００６９】逆に、雰囲気ガスの圧力が常圧（大気圧）
を超えて高くなり過ぎると、合金溶湯と冷却ロールとの
間にまき込まれる雰囲気ガスの影響が大きくなり、冷却
ロールによる充分な冷却が達成されなくなる。その結
果、粗大なα−Ｆｅが析出し、良好な硬磁気特性が得ら
れなくなる。

【００７０】本発明者の実験によれば、急冷時に雰囲気
ガスの圧力は、３０ｋＰａ以上でしかも常圧（１０１．
３ｋＰａ）以下に制御することが好ましく、３０ｋＰａ
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４０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下であ
る。

【００７１】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４メートル／秒（ｍ／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。

【００７２】一方、ロール表面周速度が５０ｍ／秒より
速くなると、急冷合金がほぼ完全な非晶質となり、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相がほとんど析出しない状態になる。
そのため、結晶化熱処理ではＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の
粒成長が著しく、組織が不均一化してしまうため、磁気
特性の向上が達成されない。

【００７３】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。

【００７４】なお、本発明では、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複合型
永久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。

【００７５】従来、本発明が対象とするような組成に類
似する組成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、磁石特性が大きく劣化し、到底実用に
耐える永久磁石は得られない。

【００７６】特に本発明で用いる原料合金組成のように
硼素の含有量が比較的多い場合、硼素が持つ高いアモル
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、従来技術
によれば、合金溶湯の冷却速度を充分に低下させてＲ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ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、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、磁石特性が大きく劣化してしまった。

【００７７】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、微
細な結晶相が分散した合金組織を持つナノコンポジット
を得るには、制御しやすい熱処理工程でアモルファス相
から結晶化を行なうべきと考えられていたからである。

【００７８】このため、アモルファス生成能に優れたＬ
ａ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 O
N THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE NA
NOCOMPOSITES", 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（２ａ
ｔ％）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Ｆｅ
₃Ｂ）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。

【００７９】これに対し、本発明では、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、更に
は、結晶化熱処理工程における鉄基硼化物やα−Ｆｅ相
などの軟磁性相の粗大化を抑制することができる。

【００８０】本発明によれば、希土類元素量が比較的少
ない（９．３ａｔ％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
性にも優れた永久磁石を製造することができる。

【００８１】前述のように、本発明による磁石の保磁力
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、しかし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たために得られたものと考えら
れる。

【００８２】上述のようにして得られた急冷合金に対し
ては、必要に応じて、結晶化熱処理を行ない、Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ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、Ｒ₂Ｆｅ_{1 4}Ｂ型化合物相の平均結晶
粒径は１０ｎｍ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。Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ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。

【００８３】最終的な磁石におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合
物相の平均結晶粒径はα−Ｆｅ相の平均結晶粒径よりも
大きい。図４は、この磁石の金属組織を模式に示してい
る。図４からわかるように、相対的に大きなＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ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型化合物相の平均サイズ
が比較的大きい場合であっても、軟磁性相の平均サイズ
が充分に小さいため、各構成相が交換相互作用によって
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。

【００８４】本発明の製造方法による場合、前述のよう
に硼化物が生成されやすい理由は、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硼素を過剰に含
むこととなるため、この硼素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、熱処理前のアモルファス相に含まれる硼
素と他の元素が結合して、磁化の低い化合物が生成され
ると、磁石全体として磁化が低下してしまう。

【００８５】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、Ｍ（特に
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が特に重要な働きをしていると考えられる。特に、
本発明で用いる原料合金の組成範囲のうち、硼素および
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、非磁性
のアモルファス相中に含まれる硼素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非磁性アモ
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Ｂ_rが向上すると考えられる。

【００８６】以下、図５を参照しながら、この点をより
詳細に説明する。

【００８７】図５は、Ｔｉを添加した場合、および、Ｔ
ｉ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、各構成相の交換結合が
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。

【００８８】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、Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ型微細結晶相が非磁性のアモルファス相中に分散して
存在していると推定され、ナノコンポジット磁石の構成
は形成されていない。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
の交換結合が弱くなり、減磁曲線の角形性が大きく劣化
してしまうことになる。

【００８９】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、各構成相か均一に微細化する。また、Ｔｉを
添加した場合は、α−Ｆｅ相の成長が抑制される。

【００９０】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。

【００９１】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）の晶出
を遅らせ、過冷却液体の生成を容易にする元素として硼
素や炭素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
にとって重要である。

【００９２】合金溶湯を急冷して原料合金を得る方法と
して、ノズル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（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、非性磁性のアモルファス相の他、粗大なα−Ｆｅや
軟磁性相であるＮｄ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃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Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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、本発明のようにＴｉを添加すると、
上述した現象が観察されるため、予想外に磁化が向上す
る。

【００９３】なお、急冷合金がアモルファス相を多く含
む場合よりも、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を多く含む状態にある
方が、最終的な磁石特性は高いものが得やすい。急冷凝
固合金中に占めるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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、メスバウアースペ
クトル分光法で測定されたものである。

【００９４】［組成の限定理由］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０．２５以下であることが好ましい。

【００９５】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、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４８０ｋＡ／ｍ未満のＨ
_cJしか得られない。また、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、永久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Ｂ_r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。

【００９６】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、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。

【００９７】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６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、４８０ｋＡ／ｍ以上の保磁力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。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、６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８原子％以上９．３原子％以下で
あり、最も好ましいＲの範囲は８．３原子％以上９．０
原子％以下である。

【００９８】添加金属元素Ｍは、Ｔｉを必須としてお
り、更にＺｒおよび／またはＨｆを含んでいても良い。
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（Ｂ
Ｈ）_maxを向上させる。

【００９９】金属元素Ｍ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、金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の１２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、金属元素Ｍ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。

【０１００】また、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、金属元素Ｍの組成比率ｚを高くすることが好ま
しい。具体的には、ｚ／ｘ≧０．１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、ｚ／ｘ≧０．１５
を満足させることがより好ましい。

【０１０１】なお、Ｔｉは特に好ましい働きをするた
め、金属元素ＭはＴｉを必ず含むことが好ましい。この
場合、金属元素Ｍ全体に対するＴｉの割合（原子比率）
は、７０％以上であることが好ましく、９０％以上であ
ることが更に好ましい。

【０１０２】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の一種または二種の遷
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の置換量が５０％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、置換量は０％以上５０％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。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。

【０１０３】次に、本発明の好ましい実施形態を説明す
る。

【０１０４】［液体急冷装置］本実施形態では、例え
ば、図６に示す急冷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。

【０１０５】図６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６（ａ）は
全体構成図であり、図６（ｂ）は、一部の拡大図であ
る。

【０１０６】図６（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２
０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。

【０１０７】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を備えてい
る。

【０１０８】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。

【０１０９】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。

【０１１０】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、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。

【０１１１】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３００〜５
００ｍｍ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。

【０１１２】図６に示す装置によれば、例えば合計１０
ｋｇ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。

【０１１３】［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６の溶解室１の
貯湯容器４に貯える。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。

【０１１４】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。

【０１１５】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。本発明では、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などの元素Ｍ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、最終的な磁石特
性が劣化してしまうことになる。

【０１１６】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、平均粒径８０
ｎｍ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。

【０１１７】なお、本発明で用いる合金溶湯の急冷法
は、上述の片ロール法に限定されず、双ロール法、ガス
アトマイズ法、ノズルやオリフィスによる流量制御を行
なわない方法であるストリップキャスト法、更には、ロ
ール法とガスアトマイズ法とを組み合わせた冷却法など
であってもよい。

【０１１８】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低く、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、片ロール法に
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。原料合金に対して元素Ｍを添
加しない場合や、元素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、Ｆ
ｅ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。

【０１１９】［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、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。本発明によれば、熱処理の開始
時点で既に微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【０１２０】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。

【０１２１】本発明では、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Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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石特性を発揮し得る。
そのため、結晶化熱処理は本発明に必須の工程ではない
が、これを行なうことが磁石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
磁石特性を向上させることが可能である。

【０１２２】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。

【０１２３】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、熱処理によって、Ｒ₂Ｆｅ
₂₃Ｂ₃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。

【０１２４】本発明の場合、最終的にα−Ｆｅのような
軟磁性相が存在していても、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。

【０１２５】熱処理後におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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、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
の平均結晶粒径が５０ｎｍ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。これらの平均結
晶粒径が１ｎｍを下回ると、高い保磁力を得られなくな
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。

【０１２６】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。

【０１２７】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。

【０１２８】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。

【０１２９】本発明の磁石磁末を射出成形ボンド磁石用
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。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。

【０１３０】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。

【０１３１】

【実施例】まず、Ｑの組成比率ｘおよびＭの組成比率ｚ
が、それぞれ１０＜ｘ＜１５原子％および０．１＜ｚ＜
１０原子％を満足する実施例と比較例について説明す
る。

【０１３２】表１に示す組成を有する試料（Ｎｏ．１〜
Ｎｏ．１２）の各々について、純度９９．５％以上の
Ｂ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ、および
Ｄｙの材料を用いて総量が３０グラム）となるように秤
量し、石英るつぼ内に投入した。ここで、試料Ｎｏ．１
〜Ｎｏ．８は本発明の実施例に相当し、試料Ｎｏ．９〜
Ｎｏ．１２は比較例に相当する。

【０１３３】

【表１】

【０１３４】表１において、例えば「Ｑ」と表示してい
る欄の「Ｂ７＋Ｃ４」は７原子％のＢ（ボロン）と４原
子％のＣ（炭素）を添加したことを示し、「Ｒ」と表示
している欄の「Ｎｄ３＋Ｐｒ３」は３原子％のＮｄと３
原子％のＰｒを添加したことを示している。

【０１３５】溶湯作製に用いた石英るつぼは、底部に直
径０．８ｍｍのオリフィスを有しているため、上記原料
は石英るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリ
フィスから下方に滴下することになる。原料の溶解は、
圧力が１．３３ｋＰａのアルゴン雰囲気下において高周
波加熱法を用いて行った。本実施例では、溶湯温度を１
５００℃に設定した。

【０１３６】合金溶湯の湯面を２６．７ｋＰａのＡｒガ
スで加圧することによって、オリフィスの下方０．７ｍ
ｍの位置にある銅製ロールの外周面に対して溶湯を噴出
させた。ロールは、その外周面の温度が室温程度に維持
されるように内部が冷却されながら高速で回転する。こ
のため、オリフィスから滴下した合金溶湯はロール周面
に接触して熱を奪われつつ、周速度方向に飛ばされるこ
とになる。合金溶湯はオリフィスを介して連続的にロー
ル周面上に滴下されるため、急冷によって凝固した合金
は薄帯状に長く延びたリボン（幅：２〜３ｍｍ、厚さ：
２０〜５０μｍ）の形態を持つことになる。

【０１３７】本実施例で採用する回転ロール法（単ロー
ル法）の場合、冷却速度はロール周速度および単位時間
当たりの溶湯流下量によって規定される。この溶湯流下
量は、オリフィス径（断面積）と溶湯圧力とに依存す
る。本実施例では、オリフィスを直径０．８ｍｍ、溶湯
圧力を２６．７ｋＰａ、流下レートを約０．５〜１ｋｇ
／分とした。

【０１３８】ロール周速度は表1の通りとした。

【０１３９】次に、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の急冷合金を
Ａｒガス中で熱処理した。具体的には、表１の最右欄に
示す熱処理温度で各急冷合金を６分間保持した後、室温
まで冷却した。その後、振動型磁力計を用いて各試料の
磁気特性を測定した。下記の表２は、この測定結果を示
している。

【０１４０】

【表２】

【０１４１】表２からわかるように、実施例の磁気特性
は、比較例の磁気特性に比較して極めて優れたものであ
った。また、Ｔｉを添加した場合でも、希土類元素Ｒ
（Ｎｄ）の組成比率ｙが６≦ｙ＜１０原子％の範囲を外
れると、組織の均一微細化というＴｉ添加効果が充分に
発揮されず、残留磁束密度Ｂ_rの低下が顕著に生じた。

【０１４２】図７は、Ｎｏ．２およびＮｏ．３の試料
（実施例）とＮｏ．１１の試料（比較例）の減磁曲線を
示している。図７のグラフの縦軸は磁化を示し、横軸は
減磁界の強度を示している。図７からわかるように、実
施例の減磁曲線の角形性は比較例の角形性に比較して極
めて良好である。比較例の場合、結晶粒径が大きいため
に角形性が劣化したものと考えられる。

【０１４３】次に、実施例の各試料について、その構成
相をＣｕ−Ｋαの特性Ｘ線で調査した。その結果、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ相に加え、Ｆｅ₂₃Ｂ₆相およびα−Ｆｅ相の存
在が確認された。一方、Ｎｏ．９およびＮｏ．１０の試
料（比較例）の場合、硬磁性であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合
物相は確認されず、軟磁性相であるＲ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃とα−
Ｆｅとからなる組織が形成されていることがわかった。
また、Ｎｏ．１１の試料（比較例）では、硬磁性相であ
るＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相と軟磁性相であるα−Ｆｅとからなる
混合組織が形成されていたが、強磁性の鉄基硼化物を確
認することはできなかった。

【０１４４】図８は、Ｎｏ．２およびＮｏ．３の試料
（実施例）とＮｏ．１１の試料（比較例）の熱処理後に
おけるＸ線回折パターンを示している。図８のグラフの
縦軸は回折強度、横軸は回折角度を示している。

【０１４５】図８からわかるように、実施例では、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、α−Ｆｅ相、およびＦｅ₂₃Ｂ₆相から構成
された金属組織が形成された。これに対して、比較例で
は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相しか観察され
ず、合金組織中でＢが過剰に存在していると考えられ
る。

【０１４６】なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８の各試料につい
て、熱処理後の金属組織を透過型電子顕微鏡により調査
した結果、何れの試料も平均結晶粒径１０ｎｍ〜２５ｎ
ｍ以下のナノ結晶組織を有していた。また、Ｎｏ．2の
試料をアトムプローブにより分析したところ、Ｔｉの一
部は各構成相中のＦｅと置換していたが、Ｔｉの大部分
は粒界に存在していた。

【０１４７】次に、Ｑの組成比率ｘおよびＭの組成比率
ｚが、それぞれ１５≦ｘ≦２０原子％および３．０＜ｚ
＜１２原子％を満足する実施例と、満足しない参考例に
ついて説明する。

【０１４８】表３に示す組成を有する試料（Ｎｏ．１３
〜Ｎｏ．１９）の各々について、純度９９．５％以上の
Ｂ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｔｉ、およびＮｄの材料を用いて
総量が３０ｇグラム）となるように秤量し、石英るつぼ
内に投入した。

【０１４９】

【表３】

【０１５０】表３において、例えば「Ｍ」と表示してい
る欄の「Ｔｉ８」は８原子％のＴｉを添加したことを示
し、「−」の表示はＴｉを添加してないことを示してい
る。

【０１５１】試料Ｎｏ．１３〜１９についても、前述の
試料Ｎｏ．１〜１２に対する条件と同様の方法で急冷凝
固工程を実行した。

【０１５２】こうして得た急冷合金の組織をＣｕＫαの
特性Ｘ線によって調べたところ、いずれの試料もアモル
ファス合金であった。急冷合金がアモルファスであった
理由は、合金中のＢ濃度が比較的高く、非晶質化しやす
かったためである。

【０１５３】次に、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１９の急冷合金
をＡｒガス中で熱処理した。具体的には、表３の最右欄
に示す熱処理温度で各急冷合金を６分間保持した後、室
温まで冷却した。その後、振動型磁力計を用いて各試料
の磁気特性を測定した。下記の表４は、この測定結果を
示している。

【０１５４】

【表４】

【０１５５】表４からわかるように、Ｎｏ．１３〜１６
の試料の磁気特性は、Ｎｏ．１７〜１９の試料（参考
例）の磁気特性に比較して優れたものであった。

【０１５６】図９は、Ｎｏ．１３およびＮｏ．１７の試
料の減磁曲線を示している。図９のグラフの縦軸は磁化
を示し、横軸は減磁界の強度を示している。図９からわ
かるように、Ｎｏ．１３の試料の減磁曲線の角形性はＮ
ｏ．１７の試料の角形性に比較して極めて良好である。

【０１５７】図１０および図１１は、それぞれ、Ｎｏ．
１３およびＮｏ．１７の試料の熱処理前後におけるＸ線
回折パターンを示している。

【０１５８】図１０からわかるように、Ｔｉを添加した
例の場合、熱処理前（ａｓ−ｓｐｕｎ）における合金で
は結晶性を示す回折ピークは観察されないが、６６０℃
で６分間の熱処理を行なった後には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
結晶構造を持つ化合物相の生成を示す回折ピークが観察
されている。このとき、α−Ｆｅ相の回折ピークも観察
されているが、その強度は大きくない。熱処理温度が７
８０℃の場合は、α−Ｆｅ相の回折ピークの強度が相対
的に増加しており、α−Ｆｅ相の結晶化温度がＮｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂの結晶化温度よりも高いことが推定される。

【０１５９】これに対し、Ｔｉを添加していない場合、
図１１に示されるように、６００℃で６分間の熱処理を
行なった後、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を持つ化合物相
の生成を示す回折ピークは観察されず、α−Ｆｅ相の回
折ピークが明確に観察された。このことは、Ｎｄ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ相の結晶化よりも先にα−Ｆｅ相が析出・成長して
いることを示している。熱処理温度が７８０℃の場合、
α−Ｆｅ相の回折ピークの強度が非常に強くなり、α−
Ｆｅ相の粗大化が生じている。

【０１６０】このように、Ｑの組成比率ｘが１５原子％
以上である場合は、Ｍの組成比率ｚを３．０より多くす
ることが好ましい。

【０１６１】次に、Ｎｄ₉Ｆｅ_78.7Ｂ_10.3Ｔｉ₂（ａｔ
％）の組成を有する合金について、急冷雰囲気圧やロー
ル表面速度を変えた溶湯の冷却を行なった。

【０１６２】溶湯作製に用いた石英るつぼは、底部に直
径０．８ｍｍのオリフィスを有しているため、上記原料
は石英るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリ
フィスから下方に滴下することになる。原料の溶解は、
圧力が１．３３ｋＰａのアルゴン雰囲気下において高周
波加熱法を用いて行った。本実施例では、溶湯温度を１
５００℃に設定した。

【０１６３】合金溶湯の湯面を２６．７ｋＰａのＡｒガ
スで加圧することによって、オリフィスの下方０．７ｍ
ｍの位置にある銅製ロールの外周面に対して溶湯を流下
させた。他の条件は前述した実施例の場合とほぼ同様で
ある。

【０１６４】本実施例では、下記表５に示すよう急冷雰
囲気圧力、ロール表面速度、および熱処理温度を変化さ
せた。

【０１６５】

【表５】

【０１６６】上記の液体急冷法によって作製された急冷
合金の組織をＣｕ-Ｋαの特性Ｘ線によって調べた。Ｎ
ｏ．２０〜２５の試料では、いずれも、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相が全体の６０体積％以上は含まれていることをＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）により確認した。また、Ｎｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相以外に、α−Ｆｅ相およびＦｅ₂₃Ｂ₃の存在も
観察された。図１２はＮｏ．２１の試料のＸ線回折パタ
ーンを示している。図１２中、「ａｓ−ｓｐｕｎ」と記
載されているプロファイルが結晶化熱処理前の急冷合金
のＸ線回折パターンである。また、図１２には、後述す
る結晶化熱処理後のＸ線回折パターンも示されている。

【０１６７】Ｎｏ．２６の試料ではＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、
α−Ｆｅ相、およびＦｅ₂₃Ｂ₆相による回折ピークが確
認されたが、Ｎｏ．２７の試料ではハローパターンのみ
が観察され、試料Ｎｏ．２８ではα−Ｆｅ相による強い
回折ピークとＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相による僅かの回折ピーク
が観察された。なお、試料Ｎｏ．２６の場合、非晶質相
が多く存在していた。

【０１６８】次に、Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２６の急冷合金
をＡｒガス中で熱処理した。具体的には、上記表５の最
右欄に示す熱処理温度で各急冷合金を６分間保持した
後、室温まで冷却した。その後、振動型磁力計を用いて
各試料の磁気特性を測定した。下記の表６は、この測定
結果を示している。

【０１６９】

【表６】

【０１７０】表６からわかるように、Ｎｏ．２０〜２５
の試料では、残留磁束密度Ｂｒ≧０．８５Ｔ、固有保磁
力Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ、最大エネルギ積（ＢＨ）_max
≧１２０ｋＪ／ｍ³の優れた硬磁気特性が得られた。

【０１７１】図１３は、Ｎｏ．２１の試料とＮｏ．２６
の試料の減磁曲線を示している。図１３のグラフの縦軸
は磁化を示し、横軸は減磁界の強度を示している。図１
３からわかるように、Ｎｏ．２１の試料の減磁曲線の角
形性はＮｏ．２６の試料の角形性に比較して極めて良好
である。Ｎｏ．２６の試料の場合、結晶粒径が大きいた
めに角形性が劣化しているものと考えられる。

【０１７２】次に、熱処理後における実施例の各試料に
ついて、Ｃｕ−Ｋαの特性Ｘ線を用いて構成相を調査
し、ＴＥＭを用いて結晶サイズを測定した。その結果、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径は２０〜１００ｎｍの範
囲にあり、α−Ｆｅ相および鉄基ホウ化物相の平均結晶
粒径は１０〜５０ｎｍの範囲にあった。

【０１７３】一方、Ｎｏ．２６およびＮｏ．２８の試料
の場合、熱処理の前後で構成相の種類に差は生じなかっ
たが、試料Ｎｏ．２７の場合、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相
に加え、α−Ｆｅ相およびＦｅ₂₃Ｂ₆の析出・成長が確
認された。

【０１７４】以上のことから、急冷雰囲気圧は３０ｋＰ
ａ以上にすることが好ましく、また、急冷雰囲気を３０
ｋＰａ以上にする場合はロール表面速度を１０ｍ／秒以
上３０ｍ／秒以下にすることが好ましい。

【０１７５】

【発明の効果】本発明によれば、Ｔｉを添加した合金溶
湯の急冷を行なうことにより、磁石に必要な希土類元素
の量を低減しながら保磁力および磁化が充分に高く優れ
た磁気特性を発揮する永久磁石が得られる。

【０１７６】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−Ｆ
ｅ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。

【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１０〜１４ａｔ％のＮｄを含有する試料のデータを
示し、黒いバーは８〜１０ａｔ％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１
０〜１４ａｔ％のＮｄを含有する試料のデータを示し、
黒いバーは８〜１０ａｔ％のＮｄを含有する試料のデー
タを示している。

【図３】大気雰囲気ガスによる二次冷却効果を示す図で
ある。横軸は冷却過程開始からの経過時間（Ｔｉｍｅ）
を示し、縦軸は冷却されつつある合金の温度（Ｔｅｍｐ
ｅｒａｔｕｒｅ）を示している。

【図４】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５】Ｔｉを添加した場合、および、Ｔｉに代えてＮ
ｂ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６】（ａ）は、本発明による鉄基希土類合金磁石の
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７】Ｎｏ．２およびＮｏ．３の試料（実施例）とＮ
ｏ．１１の試料（比較例）の減磁曲線を示すグラフであ
る。

【図８】Ｎｏ．２およびＮｏ．３の試料とＮｏ．１１の
試料の熱処理後におけるＸ線回折パターンを示すグラフ
である。

【図９】Ｎｏ．１４およびＮｏ．１９の試料の減磁曲線
を示すグラフである。

【図１０】Ｎｏ．１４の熱処理前後におけるＸ線回折パ
ターンを示すグラフである。

【図１１】Ｎｏ．１９の試料の熱処理前後におけるＸ線
回折パターンを示すグラフである。

【図１２】Ｎｏ．２１の試料の急冷合金（結晶化熱処理
前）におけるＸ線回折パターンと、結晶化熱処理（６４
０℃６分）後におけるＸ線回折パターンを示すグラフで
ある。縦軸は回折ピークの強度（Intensity）、横軸は
回折角度である。

【図１３】Ｎｏ．２１の試料とＮｏ．２６の試料の減磁
曲線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 ２１ 溶湯 ２２ 合金薄帯

フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願2000−291485(P2000−291485) (32)優先日 平成12年９月26日(2000．9．26) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (72)発明者 広沢 哲 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 (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 (72)発明者 汐谷 裕介 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） 4E004 DB02 DB03 DB15 DB16 TA01 TA03 TB02 TB04 5E040 AA04 CA01 NN01 NN06

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
   _yＭ_z（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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択され
   た１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含ま
   ない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およ
   びＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｔ
   ｉを必ず含む少なくとも１種の金属元素）で表現され、
   組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、 １０＜ｘ≦１７原子％、 ６≦ｙ＜９．３原子％、 ０．１≦ｚ≦６原子％、および ０≦ｍ≦０．５ を満足する鉄基希土類合金磁石用急冷合金。
2. 【請求項２】 α−Ｆｅを実質的に含まず、Ｒ₂Ｆｅ₁₄
   Ｂ型化合物相及びアモルファス相を含む組織を有し、前
   記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が体積比率で全体の６０％以
   上を占めている請求項２に記載の鉄基希土類合金磁石用
   急冷合金。
3. 【請求項３】 平均粒径５０ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
   化合物相が６０体積％以上含まれる請求項２に記載の鉄
   基希土類合金磁石用急冷合金。
4. 【請求項４】 Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群か
   ら選択された１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元
   素）、およびＴｉを含有する合金溶湯を冷却することに
   よって作製され、アモルファス相を含み、熱処理によっ
   てα−Ｆｅ結晶相の成長開始より先にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結
   晶構造を持つ化合物結晶相の成長を開始する組織を有し
   ている鉄基希土類合金磁石用急冷合金。
5. 【請求項５】 Ｆｅ、Ｑ（ＱはＢおよびＣからなる群か
   ら選択された１種以上の元素）、Ｒ（Ｒは希土類元
   素）、およびＴｉを含有する合金溶湯を作製する工程
   と、 前記合金溶湯を冷却し、アモルファス相を含む凝固合金
   を作製する工程と、 前記凝固合金を加熱することによって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型
   結晶構造を持つ化合物結晶相の成長を開始させ、その後
   にα−Ｆｅ結晶相の成長を開始させる工程と、 を包含する鉄基希土類合金磁石の製造方法。
6. 【請求項６】 ストリップキャスト法を用いて前記合金
   溶湯を冷却する請求項５に記載の鉄基希土類合金磁石の
   製造方法。