JP2003286548A

JP2003286548A - ナノコンポジット磁石用急冷合金およびその製造方法

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Publication number: JP2003286548A
Application number: JP2002089680A
Authority: JP
Inventors: Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清; Toshio Mitsugi; 敏夫三次
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2002-03-27
Filing date: 2002-03-27
Publication date: 2003-10-10

Abstract

(57)【要約】【課題】均一な組織を持った急冷合金を提供し、特性
の優れたナノコンポジット磁石を製造する。【解決手段】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＴｉ_zＭ_n（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択さ
れた１種以上の元素、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Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、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少なくとも１種の金属元素）で
表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原子％、お
よび０≦ｍ≦０．５を満足するナノコンポジット磁石用
急冷合金である。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率
がα−Ｆｅの体積比率よりも大きく、厚さが５０μｍを
超え９０μｍ以下であり、厚さの標準偏差が１５μｍ以
下である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、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ための急冷合
金に関し、特に複数の強磁性相を有する鉄基希土類合金
磁石の製造に用いられる急冷合金に関している。

【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。

【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ＷＯ03/03403、W.C.Chan, et.al. "THE EF
FECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERT
IES OF α−Ｆｅ/R₂Fe₁₄B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEE
E, Trans. Magn. No. 5,INTERMAG. 99, Kyongiu, Korea
pp.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、磁気特性の優れたナ
ノコンポジット磁石を低コストで製造するための急冷合
金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
ジット磁石用急冷合金は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）₁₀
_0-x-y-zＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（ＴはＣｏおよびＮｉからなる
群から選択された１種以上の元素、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Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ａｕお
よびＡｇからなる群から選択された少なくとも１種の金
属元素）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原
子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する急冷合金であっ
て、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率がα−Ｆｅの
体積比率よりも大きく、しかも、平均厚さが５０μｍを
超え９０μｍ以下であり、厚さの標準偏差が１５μｍ以
下である。

【００１３】好ましい実施形態において、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｑ型化合物結晶粒を体積比率で全体の５０体積％以上含
有する。

【００１４】好ましい実施形態において、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｑ型化合物結晶粒の平均結晶粒径が１５０ｎｍ以下であ
る。好ましい平均結晶粒径は７０ｎｍ以下である。

【００１５】本発明によるナノコンポジット磁石用急冷
合金の製造方法は、組成式が（Ｆｅ _1-mＴ_m）_100-x-y-z
Ｑ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選
択された１種以上の元素、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Ａｌ、
Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡ
ｇからなる群から選択された少なくとも１種の金属元
素）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原子
％、および０≦ｍ≦０．５を満足する合金の溶湯を用意
する工程と、回転する冷却ロールの表面に対して前記合
金溶湯を１．５ｋｇ／分以上の供給レートで接触させ、
それによってＲ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率がα
−Ｆｅの体積比率よりも大きく、しかも厚さが５０μｍ
を超え９０μｍ以下であり、厚さの標準偏差が１５μｍ
以下である急冷合金を作製する冷却工程とを包含する。

【００１６】好ましい実施形態において、前記冷却工程
は、内径１ｍｍを超えるノズルオリフィスを用いて、前
記合金溶湯を前記冷却ロールの表面に向けて噴射する工
程を含む。

【００１７】好ましい実施形態において、前記冷却工程
は、案内面が水平方向に対して１〜８０°の角度を形成
する案内手段上に前記合金溶湯を供給し、前記冷却ロー
ルとの接触領域に前記合金溶湯を移動させる工程を含
む。

【００１８】好ましい実施形態において、前記冷却工程
は、前記案内手段により、前記合金溶湯の流れを複数条
に分離し、各条の幅を前記冷却ロールの軸線方向に沿っ
て所定の大きさに調節することを包含する。

【００１９】好ましい実施形態において、前記急冷合金
の作製は減圧雰囲気ガス中で行う。

【００２０】好ましい実施形態において、前記雰囲気ガ
スの圧力は、圧力３０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下に調
節されている。

【００２１】好ましい実施形態において、前記冷却工程
において、前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率を
前記急冷合金の５０体積％以上にする。

【００２２】

【発明の実施の形態】本発明によるナノコンポジット磁
石用急冷合金は、Ｔｉを含有する希土類−鉄−硼素系合
金の溶湯を冷却・凝固することによって作製される。こ
の急冷合金は、必要に応じて加熱された後、粉砕され、
磁石粉末としてボンド磁石の製造などに用いられる。

【００２３】より詳細に説明すると、本発明の急冷合金
は、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x- _y-zＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n
（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以
上の元素、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Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｂ、ＡｕおよびＡｇからなる群
から選択された少なくとも１種の金属元素）で表現され
ており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原子％、および０≦
ｍ≦０．５を満足する。また、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶
粒の体積比率がα−Ｆｅの体積比率よりも多く、しか
も、平均厚さが５０μｍを超え９０μｍ以下であり、厚
さの標準偏差が１５μｍ以下である点に特徴を有してい
る。

【００２４】本発明の急冷合金を用いて作製される磁石
合金は、図１に示すように、硬磁性相であるＲ₂Ｔ₁₄Ｑ
型化合物結晶粒が軟磁性相である鉄基硼化物の薄いフィ
ルム（平均厚さ２０ｎｍ以下）および／または微粒子
（長軸方向サイズ：１〜５０ｎｍ）によって相互に隔離
されたナノコンポジット構造を有している。このような
ナノコンポジット磁石においては、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物
結晶粒が交換相互作用によって軟磁性相と磁気的に結合
し、交換スプリング磁石として優れた磁石特性を発揮す
ることができる。

【００２５】一般に、希土類元素Ｒの濃度を１０原子％
程度よりも低くすると、硬磁性を担うＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化
合物相の体積比率が減少するだけでなく、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
型化合物相に先立ってα−Ｆｅが析出するため、粗大化
しやすくなる。α−Ｆｅは磁化が高いため、最終的な磁
石全体としての磁化は増加するが、粗大なα−Ｆｅを含
むことで減磁曲線の角形性および保磁力が低下してしま
うことになる。従来、金属元素の添加により、全ての結
晶相を細かくすることにより、粗大化しやすいα−Ｆｅ
を微細化して保磁力を増加させる試みはあるが、得られ
る保磁力は不充分であった。

【００２６】本発明者は、希土類元素Ｒの濃度が１０原
子％未満、Ｂ濃度が１０〜２０原子％（好ましくは１０
〜１７原子％）の領域において、適量のＴｉを添加する
と、α−Ｆｅの析出・粗大化を抑制しつつ、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ
型化合物結晶を優先的に析出させ、更に、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型
化合物結晶の粒界に鉄基硼化物を析出させることができ
ることを見出した。Ｔｉ添加により、α−Ｆｅの析出・
粗大化を抑制しつつ、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶を優先的
に析出させることができるという事実は、本出願人によ
る特許第３２６４６６４号公報に開示されている。

【００２７】しかしながら、上記のナノコンポジット磁
石の特性は組織構造に極めて敏感であるため、急冷条件
が変化すると、急冷合金の組織が不均一化し、その結果
として最終的な磁石特性が劣化しやすいという問題があ
った。より具体的に言えば、冷却ロールの回転周速度や
溶湯供給量を一定に維持したとしても、急冷合金の一部
で冷却速度が遅くなりすぎると、その部分に粗大なα−
Ｆｅが析出し、磁石特性が劣化することがあった。本発
明者が鋭意検討した結果、このように粗大化したα−Ｆ
ｅの発生原因が急冷合金の厚さばらつきにあることをつ
きとめ、本発明を想到するに至った。

【００２８】一般に、単相組織構造を有する急冷磁石の
場合は、急冷合金の厚さばらつきが磁石特性に大きな影
響を与えることはない。特に、合金溶湯の冷却速度を高
め、全体が略非晶質化した急冷合金を作製する場合は、
急冷合金の厚さがばらついたとしても、最終的な磁石特
性のばらつきを招くことはほとんどない。その理由とし
て考えられることは、非晶質急冷合金の厚さがばらつい
たとしても、非晶質組織の構造は急冷合金中で略一様と
なるため、熱処理後の合金組織構造には大きな影響を及
ぼさないからである。

【００２９】これに対し、本発明では、微細な結晶組織
が体積比率で全体の５０％以上（好ましくは６０％以
上）を占める特殊な急冷合金を作製する。しかも、冷却
速度を比較的遅くし、急冷合金を厚めに作製する。この
ため、急冷合金の厚さが部位によって少しでもばらつく
と、相対的に厚い部分では冷却速度が局所的に低下する
ため、結晶組織の構造が不均一化してしまうことにな
る。特に、本発明では、Ｔｉを添加しなければＲ₂Ｔ₁₄
Ｑ型化合物結晶よりも優先的にα−Ｆｅが析出・成長す
るような組成の合金溶湯を用いながらも、Ｔｉの添加に
よってＲ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒を優先的に析出させた
急冷合金を作製するため、高い精度で急冷合金の各部に
おける冷却凝固過程を均一化する必要がある。

【００３０】本発明者の実験によると、内径１ｍｍ以下
のノズルオリフィスを用いて合金溶湯を噴射し、急冷し
た場合においては、単位時間当たりの溶湯供給量（溶湯
供給レート）が不安定になり、急冷合金薄帯の位置によ
って冷却速度が不均一になる現象が顕著に観察され、そ
の現象の結果として、急冷合金中の組織構造も不均一化
することを見出した。また、同様のことが、ノズルから
の溶湯噴射圧を低く設定した場合にも観察された。この
ように急冷合金組織が不均一な場合は、粉砕によって作
製される磁石粉末の中で磁石特性がばらつき、磁気特性
の劣る粉末粒子が混入する結果、最終的な磁石特性が平
均化され劣化してしまうことになる。このように従来か
ら用いられてきたサイズのノズルオリフィスを本発明の
急冷合金の製造に用いた場合、ノズルオリフィスの狭い
通路における内壁面から溶湯が抵抗を受けるため、溶湯
の噴射速度や噴出量が微妙に変動し、その結果、急冷合
金の厚さばらつきが大きくなると考えられる。

【００３１】本発明者は、内径１ｍｍを越えるノズルオ
リフィス（好ましく内径２ｍｍ以上）を用いるなどし
て、冷却ロールへ供給する合金溶湯のレート（供給レー
ト）を従来に比べて大きくするとともに、急冷合金の平
均厚さを５０μｍ以上９０μｍ以下の範囲に限定すれ
ば、急冷合金の厚さばらつきを抑え、その標準偏差を１
５μｍ以下に制御することができることを見出した。そ
して、急冷合金厚さの標準偏差を１５μｍ以下に制御す
れば、急冷合金中の組織を均一化し、磁石特性を向上さ
せることができることを見出して本発明を想到するに至
った。なお、急冷合金の平均厚さのより好ましい下限値
は５５μｍであり、更に好ましい下限値は６０μｍであ
る。また、急冷合金厚さの標準偏差のより好ましい上限
値は１３μｍであり、更に好ましい上限値１１μｍであ
る。

【００３２】なお、急冷合金の平均厚さが５０μｍを超
える場合、合金の粉砕粉の形状が等軸形状に近くなる結
果、ボンド磁石を成形する工程で磁粉の充填率が向上す
るという重要な効果が得られる。しかし、充填率向上の
ため、単に急冷合金の平均厚さを大きくしただけでは急
冷条件が不安定となりやすく、磁気特性が劣化するとい
う問題が生じる。本発明では、合金溶湯の供給レートを
調節することにより、急冷合金の組織を均一化すること
により、磁気特性の劣化を回避することに成功してい
る。

【００３３】以下、本発明の好ましい実施形態を説明す
る。

【００３４】［合金溶湯の急冷装置］本実施形態では、
例えば、図２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
実行することが好ましい。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。

【００３５】図２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２（ａ）は
全体構成図であり、図２（ｂ）は、一部の拡大図であ
る。

【００３６】図２（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。

【００３７】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。

【００３８】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（好ましくは１００ｋＰａ以下）に制御するため、ポ
ンプに接続されている。溶解室１の圧力を変化させるこ
とにより、ノズル５から出る溶湯の噴射圧を調節するこ
とができる。

【００３９】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。

【００４０】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、２．０ｍｍ以上４．０ｍ
ｍ以下の範囲内（例えば２．８ｍｍ）に設定される。溶
湯２１の粘性が大きい場合、溶湯２１は出湯ノズル５内
を流れにくくなり、急冷合金の厚さばらつきを招きやす
いが、本実施形態では、オリフィス径を従来に比べて拡
大するとともに、急冷室２を溶解室１よりも充分に低い
圧力状態に保持しているため、溶解室１と急冷室２との
間に大きな圧力差（１０ｋＰａ以上の差圧）が形成さ
れ、溶湯２１の出湯がスムーズに実行される。本実施形
態で用いる装置によれば、合金溶湯の供給レートを１．
５〜１０ｋｇ／分に設定することができる。供給レート
が１０ｋｇ／分を超えると、溶湯急冷速度が遅くなり、
粗大なα−Ｆｅが析出するという不都合が生じる。合金
溶湯の更に好ましい供給レートは２〜８ｋｇ／分であ
る。

【００４１】冷却ロール７は、Ｃｕ、Ｆｅ、またはＣｕ
やＦｅを含む合金から形成することが好ましい。Ｃｕや
Ｆｅ以外の材料で冷却ロールを作製すると、急冷合金の
冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷合金が
ロールに巻き付くおそれがあり好ましくない。冷却ロー
ル７の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロ
ール７内に設けた水冷装置の水冷能力は、単位時間あた
りの凝固潜熱と出湯量とに応じて算出し、調節される。

【００４２】［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２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。

【００４３】本発明の合金組成によれば、合金溶湯を冷
却する際、核生成頻度が高い高温度領域において、硬磁
性相であるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｑ相を優先的に析出させ、その結
果、ａｓ−ｃａｓｔ（熱処理前）の急冷合金に含まれる
Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物相の体積比率を６０％以上にするこ
とができる。このような急冷組織を得るには、合金溶湯
の冷却速度を１×１０²〜１０⁸℃／秒とすることが好ま
しく、１×１０²〜１×１０⁶℃／秒とすることが更に好
ましい。

【００４４】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、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物を合金中に均一微
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、最終的に得られる磁石特性が
劣化してしまうことになる。

【００４５】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１５
０μｍ以下、好ましくは平均粒径７０ｎｍ以下の微細な
Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物相を６０体積％以上含む急冷合金を
作製している。

【００４６】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、ノズルオリフィス
による流量制御を行なわない急冷方法であるストリップ
キャスト法を用いてもよい。ストリップキャスト法によ
る場合は、ノズルオリフィスを用いないため、溶湯供給
レートを大きくし、かつ、安定化しやすいという利点が
ある。しかし、冷却ロールと溶湯との間に雰囲気ガス巻
き込みが発生しやすく、急冷面側での冷却速度が不均一
する可能性がある。このような問題を解決するには、冷
却ロールが置かれた空間の雰囲気圧力を上述した範囲に
低下させ、雰囲気ガスの巻き込みを抑制する必要があ
る。

【００４７】ストリップキャスト法を採用する場合、図
３に示すストリップキャスト装置を用いることが好まし
い。図３の装置は、内部を不活性ガス雰囲気での減圧状
態にすることができる不図示のチャンバ内に配置され
る。このストリップキャスティング装置は、合金原料を
溶解するための溶解炉４１と、溶解炉４１から供給され
る合金溶湯４３を急冷・凝固させるための冷却ロール４
７と、溶解炉４１から冷却ロール４７に溶湯４３を導く
シュート（案内手段）４５とを備えている。

【００４８】溶解炉４１は、合金原料を溶融することに
よって作製した溶湯４３をシュート４５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４１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。

【００４９】冷却ロール４７は、その外周面が銅などの
熱伝導性の良好な材料から形成されており、例えば、直
径３０ｃｍ〜１００ｃｍで幅が１５ｃｍ〜１００ｃｍの
寸法を有する。冷却ロール４７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４７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４７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。

【００５０】シュート４５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４
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４５は、その先端部と冷却
ロール４７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４５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。

【００５１】シュート４５上に供給された溶湯４３は、
シュート４５の先端部から冷却ロール４７の表面に対し
て供給され、冷却ロール４７の表面に溶湯のパドル４６
を形成する。

【００５２】シュート４５は、溶解炉４１から所定の流
量で連続的に供給される溶湯４３を一時的に貯湯するよ
うにして流速を遅延し、溶湯４３の流れを整流すること
ができる。シュート４５に供給された溶湯４３における
溶湯表面部の流れを選択的に堰き止めることができる堰
き止め板を設ければ、整流効果を更に向上させることが
できる。シュート４５を用いることによって、冷却ロー
ル４７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４
３を供給することができる。シュート４５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。溶湯は、その自重により、シュート４５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４５の傾斜角度αを大きく
するほど、溶湯の流速は速くなり、運動量も大きくな
る。

【００５３】シュート４５は、上記の機能に加え、冷却
ロール４７に達する直前の溶湯３の温度を調整する機能
をも有する。シュート４５上における溶湯４３の温度
は、液相線温度よりも１００℃以上高い温度であること
が望ましい。溶湯４３の温度が低すぎると、急冷後の合
金特性に悪影響を及ぼすＴｉＢ₂などの初晶が局所的に
核発生し、これが凝固後に残存してしまうことがあるか
らである。また、溶湯温度が低すぎると、溶湯粘度が上
昇し、スプラッシュが発生しやすくなる。シュート４５
上での溶湯温度は、溶解炉４１からシュート４５に注ぎ
込む時点での溶湯温度やシュート４５自体の熱容量など
を調節することによって制御することができるが、必要
に応じてシュート加熱装置を設けても良い。

【００５４】シュート４５は、冷却ロール４７の外周面
に対向するように配置された端部において、冷却ロール
の軸線方向に沿って所定の間隔だけ離して設けられた複
数の排出部を有していることが好ましい。この排出部の
幅（溶湯の１つの流れの幅）は、好適には５ｍｍ〜３０
ｍｍに設定され、より好適には７ｍｍ〜２０ｍｍに設定
される。溶湯の流れの幅は、上記排出部の位置から離れ
るにつれ、横方向に広がる傾向があるが、シュート４５
に複数の排出部を設け、複数の溶湯流れを形成する場合
は、隣接する溶湯流れが相互に接触しないようにするこ
とが好ましい。このように、複数の溶湯流れを略平行に
形成し、かつ、各溶湯流れの幅を規制することにより、
全体としての溶湯供給量を大きくしながら、急冷合金の
厚さばらつきを低減する効果が高められる。

【００５５】シュート４５上に供給された溶湯４３は、
冷却ロール４７の軸線方向に沿って、各排出部の幅と略
同一幅を有して冷却ロール４７と接触する。その後、冷
却ロール４７に所定の出湯幅で接触した溶湯４３は、冷
却ロール４７の回転に伴って（冷却ロール４７に引き上
げられるようにして）ロール周面上を移動し、この移動
過程において冷却される。なお、溶湯漏れを防止するた
めに、シュート４５の先端部と冷却ロール４７との間の
距離は、３ｍｍ以下（特に０．４〜０．７ｍｍの範囲）
に設定されることが好ましい。

【００５６】［熱処理］本実施形態では、熱処理をアル
ゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を５℃
／秒〜２０℃／秒として、５５０℃以上８５０℃以下の
温度で３０秒以上２０分以下の時間保持した後、室温ま
で冷却する。この熱処理によって、残存アモルファス相
中に準安定相の微細結晶が析出・成長し、ナノコンポジ
ット組織構造が形成される。本発明によれば、熱処理の
開始前の時点（ａｓ−ｃａｓｔ）で既に微細なＲ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ結晶相（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。熱処理後にお
けるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶相（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相）が合
金中に占める体積比率は６５〜８５％である。

【００５７】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。

【００５８】本発明では、急冷合金中に充分な量のＮｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【００５９】熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するた
め、５０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ ₂ガスなどの不活性
ガスが好ましい。１．０ｋＰａ以下の真空中で熱処理を
行っても良い。

【００６０】熱処理前の急冷合金中には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相およびアモルファス相以外に、Ｆｅ₃Ｂ相、Ｆｅ₂₃Ｂ₆
相、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、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Ｆｅ ₂₃
Ｂ₆）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。

【００６１】熱処理を経て、最終的な磁石合金中には、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ）型化合物相が６５体積％以上
８５体積％以下含まれる。具体的には、Ｒ濃度が９原子
％の場合、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物相の体積比率は全体の７
５％程度であり、Ｒ濃度が８原子％の場合、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ
型化合物相の体積比率は全体の６８％程度である。一
方、磁石中において、軟磁性相は１０体積％以上３５体
積％以下含まれる。

【００６２】また、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物や強磁性鉄基硼
化物を含む全結晶相の体積比率は全体の９５％以上であ
り、アモルファス相の体積比率は全体の５％以下であ
る。

【００６３】本発明による急冷合金を用いて磁石を作製
した場合、最終的に鉄基硼化物のような軟磁性相が存在
していても、軟磁性相は硬磁性相の周りに薄くまたは細
かく存在しているため、各構成相が交換相互作用によっ
て磁気的に結合し、優れた磁気特性が発揮される。

【００６４】本発明による急冷合金を用いて磁石を作製
した場合、粒界相のほとんとが強磁性の鉄基硼化物（Ｆ
ｅ₃ＢおよびＦｅ₂₃Ｂ₆など）から構成されており、他の
相としては強磁性のα−Ｆｅが含まれている。具体的に
は、粒界相に占める鉄基硼化物の体積比率は７０％以上
である。一方、Ｎｄなどの希土類元素Ｒは粒界相にほと
んど存在しておらず、硬磁性相の生成に有効に利用され
ている。このような組織構造は、Ｒの組成比率ｘが１０
原子％よりも少なく、かつ、Ｑの組成比率ｘが１０原子
％を超える組成領域において、適切な量のＴｉを添加す
ることによって初めて得られるものである。もしもＴｉ
を添加する代わりに、他の金属元素を添加した場合に
は、仮に粒界相が形成されたとしても、その粒界相は磁
化の低いアモルファスになりやすく、ナノコンポジット
磁石の特性を発揮させることは困難である。また、Ｔｉ
を添加した場合でも、Ｑの組成比率ｘが１０原子％以下
の場合は、粒界に磁化の高い軟磁性相が形成されず、コ
ンポジット相間の交換結合によって磁石特性を発現する
ナノコンポジット磁石にはならない。

【００６５】なお、熱処理後におけるＲ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合
物相の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径である３００ｎ
ｍ以下となる必要があり、２０ｎｍ以上２００ｎｍ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。

【００６６】これに対して、フィルム状に形成される鉄
基硼化物相の平均厚さが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。以上のこ
とから、粒界または亜粒界の厚さ方向に沿って計測した
鉄基硼化物相の平均サイズ（フィルムの平均厚さ）は、
５０ｎｍ以下であることが好ましい。鉄基硼化物相の上
記平均サイズは３０ｎｍ以下であることが更に好まし
く、２０ｎｍ以下であることが最も好ましい。

【００６７】なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切
断または粉砕しておいてもよい。熱処理後、得られた磁
石を微粉砕し、磁石粉末（磁粉）を作製すれば、その磁
粉から公知の工程によって種々のボンド磁石を製造する
ことができる。ボンド磁石を作製する場合、鉄基希土類
合金磁粉はエポキシ樹脂やナイロン樹脂と混合され、所
望の形状に成形される。このとき、ナノコンポジット磁
粉に他の種類の磁粉、例えばＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁粉やハ
ードフェライト磁粉を混合してもよい。

【００６８】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。

【００６９】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。更
に好ましい範囲は５０μｍ以上２００μｍ以下である。

【００７０】なお、本発明による磁石粉末の表面にカッ
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、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。

【００７１】［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
の割合は０．２５以下であることが好ましい。

【００７２】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〜１０⁴℃／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４００ｋＡ／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、鉄基硼化
物の析出がＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出と同時期に開始するた
め、鉄基硼化物が粗大化してしまう。その結果、鉄基硼
化物相がＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂの粒界または亜粒界に均一に分散
またはフィルム状に広がったナノコンポジット組織が得
られず、磁気特性が劣化する。

【００７３】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の上限は、１７原
子％であり、更に好ましい組成比率ｘの上限は１５原子
％である。

【００７４】なお、Ｑ全体に対するＣの比率ｐは、原子
比で、０以上０．２５以下の範囲にあることが好まし
い。Ｃ添加の効果を得るには、Ｃの比率ｐが０．０１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
０．２５よりも大きくなりすぎると、α−Ｆｅ相の生成
量が増大して、磁気特性が劣化するという問題が生じ
る。比率ｐの下限は、０．０２であることが好ましく、
ｐの上限は０．２０以下であることが好ましい。比率ｐ
は０．０８以上０．１５以下であることが更に好まし
い。

【００７５】Ｒは、希土類元素（イットリウムを含む）
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
性上問題なく、実質的に含まないと言える。より具体的
には、Ｒ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、７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の範囲の上
限は９．３原子％、更に好ましいＲの範囲の上限は９．
０原子％である。好ましいＲの範囲の下限は８．０原子
％であり、更に好ましいＲの範囲の下限は、８．３原子
％である。本発明では、このようにＲの濃度が低いが、
Ｔｉの働きにより、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が他の相よりも優先
的に析出・成長するため、合金溶湯中のＲがＲ₂Ｆｅ₁₄
Ｂ相の生成に有効に利用され、粒界部分ではＲが低濃度
化される。その結果、粒界相におけるＲ濃度が０．５原
子％以下となり、硬磁性相中におけるＲ濃度（１１原子
％程度）に比較して格段に低くなる。Ｒがこのようにし
て有効に硬磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相）の形成に用いられ
るため、本発明では、Ｒの組成比率が１０原子％よりも
少なく、硬磁性相（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相）の体積比率が６５
原子％以上８５原子％以下となるにもかかわらず、粒界
に存在する軟磁性相との交換結合によって優れた硬磁気
特性が発現する。なお、本明細書におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
相などの構成相の体積比率は、メスバウアースペクトル
分光法で測定した値である。

【００７６】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
ギ積（ＢＨ）_maxを向上させる。

【００７７】Ｔｉの組成比率ｚが全体の０．１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、
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０．１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原子％である。更に好ましいｚの範囲の上限は
６原子％である。

【００７８】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、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、非磁性で
あるＴｉＢ₂を析出するため、磁化が低下するという不
都合が生じる。一方、Ｂに対するＴｉの比率が低すぎる
と、非磁性のＢリッチアモルファス相が多く生成されて
しまう。実験によれば、０．０５≦ｚ／ｘ≦０．４を満
足させるように組成比率を調節することが好ましく、
０．１≦ｚ／ｘ≦０．３５を満足させることがより好ま
しい。更に好ましくは０．１３≦ｚ／ｘ≦０．３であ
る。

【００７９】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。

【００８０】種々の効果を得る為、０〜１０原子％程度
の範囲で金属元素Ｍを添加しても良い。Ｍは、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、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１種以上の元素である。

【００８１】以上説明してきたように、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Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物相を有する組織、あるいは、微細
なＲ₂Ｔ₁₄Ｑ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。本明細書における「アモ
ルファス相」とは、原子配列が完全に無秩序化した部分
によってのみ構成される相だけではなく、結晶化の前駆
体や微結晶（サイズ：数ｎｍ以下）、または原子クラス
タを部分的に含んでいる相をも含むものとする。具体的
には、Ｘ線回折や透過電子顕微鏡観察によって結晶構造
を明確に同定できない相を広く「アモルファス相」と称
することにする。そして、Ｘ線回折や透過電子顕微鏡観
察によって結晶構造を明確に同定できる構造を「結晶
相」と称することとする。

【００８２】従来、本発明が対象とするような組成に類
似する組成（すなわち、本発明の組成からＴｉを除いた
組成）を有する合金溶湯を比較的ゆっくりと冷却する
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。

【００８３】Ｔｉを添加した場合のみ、硬磁性相が他の
相よりも優先的に析出・成長し、強磁性の鉄基硼化物が
主相結晶粒の粒界に析出する。そして、析出した鉄基硼
化物が部分的に結合して連続的なフィルムを形成し、そ
のフィルムで主相結晶粒の表面を薄く覆った組織が形成
される。

【００８４】なお、Ｔｉに代えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒなど
の金属元素を添加した場合は、α−Ｆｅ相が析出するよ
うな比較的高い温度領域でα−Ｆｅ相の粒成長が著しく
進行し、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁性相との交換結合
によって有効に拘束されなくなる結果、減磁曲線の角形
性が大きく低下する。また、Ｔｉに代えて、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｗを添加した場合、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、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ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
の構造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
してしまう。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、α−Ｆｅ相の磁化方向が硬磁性相との交換結合によ
って有効に拘束されなくなり、減磁曲線の角形性が大き
く劣化してしまうことになる。

【００８５】また、Ｔｉに代えて、ＶやＣｒを添加した
場合は、Ｔｉに比べ、これらの添加金属がＦｅに対して
容易に固溶し、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。

【００８６】上記の各元素と異なり、Ｔｉを添加した場
合は、α−Ｆｅ相の析出・成長のキネティクス（kineti
cs）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−Ｆ
ｅ相が粗大化する前にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が均一に分散し
た状態で大きく成長する。

【００８７】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ホ
ウ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〜１０⁴℃／秒程度
の比較的低い値にしても、粗大なα−Ｆｅを析出させる
ことなく、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を６０体積％以上含む
急冷合金（Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相以外には鉄基硼化物を
含むことがある）を作製することが可能になる。

【００８８】

【実施例】以下の表１に示す合金組成を有するように、
純度９９．５％以上のＣ、Ｂ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｔ
ｉ、およびＮｄの材料を用いて総量が５ｋグラムとなる
ように秤量し、アルミナ製るつぼ内に投入した。

【００８９】

【表１】

【００９０】試料Ｎｏ．１〜３は本発明の実施例であ
り、試料Ｎｏ．４は比較例である。

【００９１】アルミナ製は、底部に直径２．８ｍｍのＢ
Ｎ製オリフィスを有しているため、上記原料はアルミナ
製るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリフィ
スから下方に排出されることになる。原料の溶解は圧力
が３５ｋＰａ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１５００℃に
設定した。

【００９２】また、実施例では差圧が３０ｋＰａとな
り、比較例では差圧が１５ｋＰａとなるように合金溶湯
の湯面をアルゴンガスで加圧することによって、オリフ
ィスの下方０．７ｍｍ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、オリフィスから噴出した合
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噴出するため、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の形態を
持つことになる。

【００９３】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、溶湯供給レートを３．０〜５．０ｋ
ｇ／分とし、ロール表面速度を９〜１０ｍ／秒に設定し
た。これに対して、比較例では、噴射圧を低くすること
によって溶湯供給レートを１ｋｇ／分程度に下げ、ロー
ル表面速度を７ｍ／秒に設定した。

【００９４】こうして得られた急冷合金の厚さを測定し
た結果を表２、表３、および図４に示す。厚さの測定
は、両球面のマイクロゲージを用い、急冷合金薄帯の１
００個の断片のそれぞれについて行った。各断片のサイ
ズは、長さ：５〜２０ｍｍ×幅２ｍｍ程度であった。

【００９５】

【表２】

【００９６】

【表３】

【００９７】以上の結果からわかるように、溶湯供給レ
ートの低い比較例に比べ、実施例の厚さばらつきは非常
に小さい。

【００９８】上述の急冷方法で得られた急冷合金の組織
をＣｕＫαの特性Ｘ線によって調べたところ、ハローパ
ターン中にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの回折ピークが僅かに観察さ
れた。これにより、急冷合金中には、アモルファス相中
に微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが存在していることを確認し
た。実施例に比べると、比較例におけるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
の回折ピークがより強かった。

【００９９】次に、上記の急冷合金をアルゴンガス中で
熱処理した。７４０℃にて急冷合金を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。

【０１００】

【表４】

【０１０１】表４からわかるように、比較例の最大エネ
ルギー積（ＢＨ）_maxは、実施例に比べて格段に低く、
また残留磁束密度Ｂ_rも低い。

【０１０２】次に、熱処理後の構成相の変化をＣｕＫα
の特性Ｘ線により調べたところ、熱処理前に見られたハ
ローパターンは消失し、実施例では、いずれも、Ｎｄ₂
Ｆｅ₁ ₄ＢとＦｅ₂₃Ｂ₆を主として含む混合組織が形成さ
れていることを確認した。これに対し、比較例では、Ｎ
ｄ₂Ｆｅ₁₄ＢとＦｅ₂₃Ｂ₆に加えて、α−Ｆｅの存在が確
認された。

【０１０３】更に、熱処理後の微細金属組織を透過型電
子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観測したところ、実施例では、
平均粒径４０ｎｍ程度の結晶粒と、その粒界に位置する
１０ｎｍ程度の微細結晶粒とが存在していた。これに対
して、比較例では、平均結晶粒径が相対的に大きかっ
た。表５に、各試料について、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒の
平均結晶粒径および標準偏差を示す。

【０１０４】

【表５】

【０１０５】表５からわかるように、比較例に比べて、
実施例では組織が微細かつ均一化している。これは、合
金溶湯を冷却して急冷合金を作製する際、実施例では均
一な冷却が行われたためである。

【０１０６】

【発明の効果】本発明によれば、Ｔｉを添加した合金溶
湯の急冷を行なう際に、溶湯供給レートを従来に比べて
大きくすることにより、比較的厚い急冷合金を作製して
も、その厚さばらつきを小さく抑え、均一な組織を持っ
た急冷合金を提供することができる。このような急冷合
金を用いることにより、特性の優れたナノコンポジット
磁石を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）および（ｂ）は、本発明による鉄基合金
磁石の組織を模式的に示す図である。

【図２】（ａ）は、本発明による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３】本発明による急冷合金の製造に用いることので
きるストリップキャスト装置の構成を示す図である。

【図４】急冷合金の厚さ分布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４１溶解炉４３合金溶湯４５シュート（案内手段）４７冷却ロール

───────────────────────────────────────────────────── 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 1/053 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｈ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＴｉ_zＭ_n（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択さ
れた１種以上の元素、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Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、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少なくとも１種の金属元素）で
表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する
急冷合金であって、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率がα−Ｆｅの体積
比率よりも大きく、平均厚さが５０μｍを超え９０μｍ
以下であり、厚さの標準偏差が１５μｍ以下である、ナ
ノコンポジット磁石用急冷合金。
【請求項２】前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒を体積比
率で全体の５０体積％以上含有する請求項１に記載のナ
ノコンポジット磁石用急冷合金。
【請求項３】前記Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の平均結
晶粒径が１５０ｎｍ以下である請求項１または２に記載
のナノコンポジット磁石用急冷合金。
【請求項４】組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ
_yＴｉ_zＭ_n（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択さ
れた１種以上の元素、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Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、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少なくとも１種の金属元素）で
表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ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％、０≦ｎ≦１０原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する
合金の溶湯を用意する工程と、回転する冷却ロールの表面に対して前記合金溶湯を１．
５ｋｇ／分以上の供給レートで接触させ、それによって
Ｒ₂Ｔ₁₄Ｑ型化合物結晶粒の体積比率がα−Ｆｅ相の体
積比率よりも大きく、しかも、平均厚さが５０μｍを超
え９０μｍ以下であり、厚さの標準偏差が１５μｍ以下
である急冷合金を作製する冷却工程と、を包含するナノ
コンポジット磁石用急冷合金の製造方法。
【請求項５】前記冷却工程は、内径１ｍｍを越えるノズルオリフィスを用いて前記合金
溶湯を前記冷却ロールの表面に向けて噴射する工程を含
む、請求項４に記載の製造方法。
【請求項６】前記冷却工程は、案内面が水平方向に対して１〜８０°の角度を形成する
案内手段上に前記合金溶湯を供給し、前記冷却ロールと
の接触領域に前記合金溶湯を移動させる工程を含む、請
求項４に記載の製造方法。
【請求項７】前記冷却工程は、前記案内手段により、
前記合金溶湯の流れを複数条に分離し、各条の幅を前記
冷却ロールの軸線方向に沿って所定の大きさに調節する
ことを包含する請求項６に記載の製造方法。
【請求項８】前記急冷合金の作製は、減圧雰囲気ガス
中で行う請求項４から６のいずれかに記載の製造方法。
【請求項９】前記雰囲気ガスの圧力は、圧力３０ｋＰ
ａ以上１００ｋＰａ以下に調節されている請求項８に記
載の製造方法。
【請求項１０】前記冷却工程において、前記Ｒ₂Ｔ₁₄
Ｑ型化合物結晶粒の体積比率を前記急冷合金の５０体積
％以上にする請求項４から９のいずれかに記載の製造方
法。