JP2003221655A

JP2003221655A - ナノコンポジット磁石

Info

Publication number: JP2003221655A
Application number: JP2002331867A
Authority: JP
Inventors: Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清; Toshio Mitsugi; 敏夫三次; Satoru Hirozawa; 哲広沢
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2001-11-22
Filing date: 2002-11-15
Publication date: 2003-08-08
Anticipated expiration: 2022-11-15
Also published as: JP3773484B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】高い固有保磁力（例えばＨ_cJ≧５５０ｋＡ／
ｍ）を維持しながら、残留磁束密度Ｂ_r≧０．８Ｔ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。【解決手段】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_x
Ｒ_yＴｉ_zＭ_n（ただし、ＴはＣｏおよびＮｉからなる
群、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、Ｓ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、ＡｕおよびＰｂか
らなる群）であり、１０＜ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１
０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。

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。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Ｂ_rを発揮することができる。前者のＮ
ｄ−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。

【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（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Ｎｄ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ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〜２
４０ｋＡ／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, C8,199
8, 669〜670頁

【非特許文献２】W.C.Chan, et.al. "THE EFFECTS OF R
EFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-
Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEEE, Trans. Mag
n. No. 5,INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea pp.3265-326
7, 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Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しなが
ら、残留磁束密度Ｂ_r≧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（Ｆｅ_1-mＴ_m）
_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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、Ｍ
ｏ、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、１
０＜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Ｂ_r≧０．７Ｔ、固有保磁力
Ｈ_cJ≧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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有保磁力
Ｈ_cJ≧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（Ｆｅ_1-mＴ_m） _100-x-y-z-nＱ_xＲ_y
Ｔｉ_zＭ_n（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Ｎ
ｄ、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、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、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４００ｐ
ｐｍ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１
０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、Ｎｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ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Ｎｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ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（Ｆｅ_1-mＴ_m）
_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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Ｔ
ｉ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、Ｆｅ
₃Ｂ（飽和磁化１．５Ｔ、なお、Ｆｅ₃ＢはＦｅ_3.5Ｂ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、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。

【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−Ｆ
ｅ−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（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１０〜１４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１
０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、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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１５００ｐｐ
ｍ以下であり、残留磁束密度Ｂ_r≧０．７Ｔ、固有保磁
力Ｈ_c _J≧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１５
００ｐｐｍ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。７００ｐ
ｐｍ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Ｂ_r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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有
保磁力Ｈ_cJ≧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１０ｐ
ｐｍ〜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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有
保磁力Ｈ_cJ≧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１５
００ｐｐｍ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（Ｆｅ_1-mＴ_m）
_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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、Ｍ
ｏ、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、１
０＜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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有保磁力Ｈ_cJ≧
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（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-n
Ｑ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ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（１０
１．３ｋＰａ）以下に制御することが好ましく、１０ｋ
Ｐａ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５０ｎ
ｍ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
ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE N
ANOCOMPOSITES"、 IEEE、 Trans. Magn. No. 5、 INTER
MAG. 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−Ｆ
ｅ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、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ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。Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ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Ｒ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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Ｒ₂Ｆｅ₁ ₄Ｂ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Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ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、Ｒ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ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
Ｂ_r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、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、Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ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−Ｆ
ｅ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Ｒ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ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（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_xＲ
_yＴｉ_zＭ_n（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Ｎ
ｄ、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、Ｃ
ｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、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Ｈ_cJ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。さらに、鉄基硼化物相を効
率よく析出させＢ_r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＜１
２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、Ｒ₂Ｆｅ₁ ₄Ｂ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１
０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。

【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１
２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、Ｒ ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ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Ｂ_r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、Ｈ_cJやＢ_r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。Ｃ
ｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は、０．５％以上４
０％以下である。

【００８７】添加元素Ｍとして、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａ
ｇ、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。

【００９２】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。

【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０．５〜２．０ｍ
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。

【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３００〜５
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。

【００９７】図５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。

【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（２
ｒ）が３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が１５ｃｍ〜１００ｃ
ｍ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３
５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２０
０ｐｐｍ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５０
μｍ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Ｔ
ｉを添加しない場合や、Ｔｉの代わりにＣｒ、Ｖ、Ｍ
ｎ、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３
００μｍ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。

【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２００ｎ
ｍ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％、Ｂ１
１．５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％、Ｂ１
１．５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７
００℃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】

【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Ｂ_r≧０．７Ｔ、
固有保磁力Ｈ_cJ≧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Ｂ_r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％、Ｂ
１１．５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２
ｋｇ／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％、Ｂ１
１．５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２
ｋｇ／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７
００ｐｐｍ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】

【０１４６】表２から分かるように、窒素含有率が４０
０ｐｐｍ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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有保磁力Ｈ
_cJ≧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７００
ｐｐｍ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Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有保磁力Ｈ_cJ≧
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Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍ）を維持しながら、残留磁束密
度Ｂ_r≧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−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。

【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

フロントページの続き (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Ｆターム(参考） 5E040 AA04 CA01 NN01 NN06 NN12 NN13

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_x
Ｒ_yＴｉ_zＭ_n（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、Ｔ
ａ、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１５００
ｐｐｍ以下である、ナノコンポジット磁石。
【請求項２】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、請求項１に記載のナノコンポ
ジット磁石。
【請求項３】前記硬磁性相はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相
を含む、請求項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Ｂ_r≧０．７Ｔ、固有保磁
力Ｈ_cJ≧４８０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有する、請求項
１から３のいずれかに記載のナノコンポジット磁石。
【請求項５】酸素含有率が質量基準で７００ｐｐｍ以
下である請求項１から４のいずれかに記載のナノコンポ
ジット磁石。
【請求項６】窒素含有率が質量基準で４００ｐｐｍ以
下である請求項１から５のいずれかに記載のナノコンポ
ジット磁石。
【請求項７】残留磁束密度Ｂ_r≧０．８Ｔ、固有保磁
力Ｈ_cJ≧５５０ｋＡ／ｍの硬磁気特性を有する、請求項
６に記載のナノコンポジット磁石。
【請求項８】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_x
Ｒ_yＴｉ_zＭ_n（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、Ｔ
ａ、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４００ｐ
ｐｍ以下である、ナノコンポジット磁石。
【請求項９】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、請求項８に記載のナノコンポ
ジット磁石。
【請求項１０】前記硬磁性相はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物
相を含む、請求項９に記載のナノコンポジット磁石。