JP4600285B2 - ナノコンポジット磁石、ナノコンポジット磁石用急冷合金、およびこれらの製造方法ならびに判別方法 - Google Patents

ナノコンポジット磁石、ナノコンポジット磁石用急冷合金、およびこれらの製造方法ならびに判別方法 Download PDF

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Description

本発明は、微小な硬磁性相および軟磁性相を含有し、これらの相が磁気的に結合したナノコンポジット磁石に関する。
近年、家電用機器、ＯＡ機器、および電装品等において、より一層の高性能化と小型軽量化が要求されている。そのため、これらの機器に使用される永久磁石については、磁気回路全体としての性能対重量比を最大にすることが求められており、例えば残留磁束密度Ｂr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Ｂrを０．５Ｔ以上にすることはできない。
現在、０．５Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂrを有する永久磁石としては、粉末冶金法によって作製されるＳｍ−Ｃｏ系磁石が知られている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石以外では、粉末冶金法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石や、液体急冷法によって作製されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石が高い残留磁束密度Ｂrを発揮することができる。前者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、例えば特許文献１に開示されており、後者のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は例えば特許文献２に開示されている。
しかしながら、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、原料となるＳｍおよびＣｏのいずれもが高価であるため、磁石価格が高いという欠点を有している。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合は、安価なＦｅを主成分として（全体の６０重量％〜７０重量％程度）含むため、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石に比べて安価ではあるが、その製造工程に要する費用が高いという問題がある。製造工程費用が高い理由のひとつは、含有量が全体の１０原子％〜１５原子％程度を占めるＮｄの分離精製や還元反応に大規模な設備と多大な工程が必要になることである。また、粉末冶金法による場合は、どうしても製造工程数が多くなる。
これに対し、液体急冷法によって製造されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、合金溶解工程→合金溶湯の急冷工程→熱処理工程といった比較的簡単な工程で得られるため、粉末冶金法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて工程費用が安いという利点がある。しかし、液体急冷法による場合、バルク状の永久磁石を得るには、急冷合金から作製した磁石粉末を樹脂と混ぜ、ボンド磁石を形成する必要があるので、成形されたボンド磁石に占める磁石粉末の充填率（体積比率）は高々８０％程度である。また、液体急冷法によって作製した急冷合金は、磁気的に等方性である。
以上の理由から、液体急冷法を用いて製造したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石は、粉末冶金法によって製造した異方性のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に比べてＢrが低いという問題を有している。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石の特性を改善する手法としては、特許文献３に記載されているように、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、およびＷからなる群から選択された少なくとも１種の元素と、Ｔｉ、Ｖ、およびＣｒからなる群から選択された少なくとも１種の元素とを複合的に添加することが有効である。このような元素の添加によって、保磁力ＨcJと耐食性とが向上するが、残留磁束密度Ｂrを改善する有効な方法は、ボンド磁石の密度を向上すること以外に知られていない。また、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石中に６原子％以上の希土類元素が含まれる場合、多くの先行技術によれば、溶湯の急冷速度を高めるため、ノズルを介して冷却ロールに溶湯を噴射するメルトスピニング法が使用されている。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系急冷磁石の場合、希土類元素の濃度が比較的に低い組成、すなわち、Ｎｄ3.8Ｆｅ77.2Ｂ19（原子％）の近傍組成を持ち、Ｆｅ3Ｂ型化合物を主相とする磁石材料が提案されている（非特許文献１）。この永久磁石材料は、液体急冷法によって作製したアモルファス合金に対して結晶化熱処理を施すことにより、軟磁性であるＦｅ3Ｂ相および硬磁性であるＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相が混在する微細結晶集合体から形成された準安定構造を有しており、「ナノコンポジット磁石」と称されている。このようなナノコンポジット磁石については、１Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂrを有することが報告されているが、その保磁力ＨcJは１６０ｋＡ／ｍ〜２４０ｋＡ／ｍと比較的低い。そのため、この永久磁石材料の使用は、磁石の動作点が１以上になる用途に限られている。
また、ナノコンポジット磁石の原料合金に種々の金属元素を添加し、磁気特性を向上させる試みがなされているが（特許文献４、特許文献５、特許文献６、特許文献７）、必ずしも充分な「コスト当りの特性値」は得られていない。これは、ナノコンポジット磁石において実用に耐えられる大きさの保磁力が得られていないため、実使用において充分な磁気特性を発現できないためである。
また、アモルファス生成能に優れたＬａを原料合金に添加し、その原料合金の溶湯を急冷することによってアモルファス相を主相とする急冷凝固合金を作製した後、結晶化熱処理でＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の両方を析出・成長させ、いずれの相も数十ｎｍ程度の微細なものとする技術が報告されている（非特許文献２）。この論文は、Ｔｉなどの高融点金属元素の微量添加（２ａｔ％）が磁石特性を向上させることと、希土類元素であるＮｄの組成比率を９．５ａｔ％よりも１１．０ａｔ％に増加させることがＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の両方を微細化する上で好ましいことを教示している。上記高融点金属の添加は、硼化物（Ｒ2Ｆｅ23Ｂ3やＦｅ3Ｂ）の生成を抑制し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ相およびα−Ｆｅ相の２相のみからなる磁石を作製するために行なわれている。このナノコンポジット磁石用の急冷合金は、ノズルを用いて合金溶湯を高速で回転する冷却ロールの表面に噴射するメルトスピニング法で作製される。メルトスピニング法による場合、極めて速い冷却速度が得られるため、非晶質の急冷合金を作製するのに適している。
上記の問題を解決するため、希土類元素濃度が１０原子％より少なく、硼素濃度が１０原子％を超える組成範囲において、Ｔｉを添加することによって合金溶湯の急冷時にα−Ｆｅの析出を抑制し、その結果、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する化合物の体積比率を向上させたナノコンポジット磁石が開発され、本出願人により、特許文献８に開示されている。
また、特許文献９および１０は、ナノコンポジット磁石に添加し得る多数の元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｍｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ）を記載している。
特開昭５９−４６００８号公報 特開昭６０−９８５２号公報 特開平１−７５０２号公報 特開平３−２６１１０４号公報 特許第２７２７５０５号明細書 特許第２７２７５０６号明細書 国際公開公報ＷＯ００３／０３４０３ 特開２００２−１７５９０８号公報 特開２００２−２８５３０１号公報 特許第３２９７６７６号明細書 R. Coehoorn等、J. de Phys, C8,1988, 669〜670頁 W.C.Chan, et.al. "THE EFFECTS OF REFRACTORY METALS ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α−Ｆｅ／Ｒ2Fe14B-TYPE NANOCOMPOSITES", IEEE, Trans. Magn. No. 5, INTERMAG. 99, Kyong
従来のナノコンポジット磁石の製造技術によれば、Ｔｉ添加の効果のため、合金溶湯の急冷工程中にα−Ｆｅの析出・粗大化が抑制され、その結果として磁石特性が向上する。しかし、合金溶湯の急冷工程における冷却経路が変化すると、最終的に得られるナノコンポジット磁石の特性が変動するため、優れた磁石特性を有するナノコンポジット磁石を量産レベルで安定的に供給することが今なお困難である。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その主たる目的は、安定して優れた磁石特性を発揮するナノコンポジット磁石を提供することにある。
本発明のナノコンポジット磁石は、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、磁気的に結合した硬磁性相および軟磁性相を含有するナノコンポジット磁石であって、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物から構成され、前記軟磁性相はα−Ｆｅ相およびキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の結晶相を主として含有する。
好ましい実施形態において、６≦ｘ≦８原子％であり、前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である。
好ましい実施形態において、Ｔｉの組成比率は全体の０．２５原子％以上６原子％以下の範囲にある。
好ましい実施形態において、前記軟磁性相が含有する前記結晶相の含有量はＦｅ3Ｂ型化合物相の含有量よりも多い。
好ましい実施形態において、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均粒径は１０ｎｍ以上７０ｎｍ以下であり、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界には、平均粒径は１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の軟磁性相が位置している。
本発明のナノコンポジット磁石用急冷合金は、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、α−Ｆｅ相、およびキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の結晶相を含有する。
好ましい実施形態において、６≦ｘ≦８原子％であり、前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である。
本発明の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ＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ≦８原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６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溶湯を接触させ、それによって急冷合金を作製する急冷工程とを含み、前記急冷工程において、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上２．８×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する。
本発明の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ＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、８＜ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６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溶湯を接触させ、それによって急冷合金を作製する急冷工程とを含み、前記急冷工程において、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上４．５×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する。
好ましい実施形態において、前記急冷工程において、合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度を４．０×１０5Ｋ／ｓ以上に調節する。
好ましい実施形態において、前記急冷工程は、前記急冷合金に含まれる結晶質相が全体の５０体積％を超えるよう行なわれる。
本発明によるナノコンポジット磁石の製造方法は、上記いずれかのナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法によって作製された急冷合金を用意する工程と、前記急冷合金に対する熱処理を行なうことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物からなる硬磁性相と主としてα−Ｆｅ相およびキュリー点が６１０℃以上６５０℃以下の結晶相からなる軟磁性相とが磁気的に結合したナノコンポジット組織を形成する工程とを含む。
本発明によるナノコンポジット磁石の判別方法は、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する複数のナノコンポジット磁石用急冷合金を用意する工程と、前記複数のナノコンポジット磁石用急冷合金から選択されたナノコンポジット磁石用急冷合金の中に、６１０℃以上７００℃以下の範囲内にキュリー点を有する軟磁性相が含まれているか否かの判別を行なう工程とを含む。
好ましい実施形態において、６≦ｘ≦８原子％であり、前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である。
好ましい実施形態において、前記判別は、前記ナノコンポジット磁石用急冷合金に対して熱重量測定を行なう工程を含む。
本発明のナノコンポジット磁石は、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、磁気的に結合した硬磁性相および軟磁性相を含有するナノコンポジット磁石であって、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物から構成され、前記軟磁性相はα−Ｆｅ相およびＦｅ2Ｂ相を主として含有する。
好ましい実施形態において、６≦ｘ≦８原子％である。
本発明による他のナノコンポジット磁石用急冷合金は、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、α−Ｆｅ相、およびＦｅ2Ｂ相を含有する。
好ましい実施形態において、６≦ｘ≦８原子％である。
本発明によれば、理論的に予測される磁石特性に近い優れた磁石特性を備えたナノコンポジット磁石を歩留まりよく量産することが可能になる。
磁場中熱重量測定の方法を模式的に示す断面図である。 （ａ）は、磁場中熱重量測定の結果の一例を示すグラフであり、（ｂ）は、（ａ）の曲線の２回微分Ｙ″を示すグラフである。 （ａ）は、冷却ロールの周速度Ｖｓを３〜２０ｍ／ｓの範囲で変化させて作製した急冷合金の熱処理前における磁場中重量変化曲線を示すグラフであり、（ｂ）は熱処理後のナノコンポジット磁石について求めた磁場中重量変化曲線を示すグラフである。 周速度Ｖｓが７ｍ／ｓ、１３ｍ／ｓ、および１５ｍ／ｓの場合に得られた急冷合金の重量変化曲線を示すグラフである。 図２の重量変化曲線に２回微分を施して得られた曲線を示すグラフである。 （ａ）は、本発明に用いられるメルトスピニング装置の概略構成を示す図であり、（ｂ）は急冷凝固が行われる部分の拡大図である。 雰囲気圧力が１．３ｋＰａ、ロール周速度Ｖｓが５ｍ／ｓ、７ｍ／ｓ、１０ｍ／ｓ、１３ｍ／ｓ、および１５ｍ／ｓの場合における急冷経路を示すグラフである。 合金表面温度が急速に低下する領域での急冷経路をより詳しく示すグラフである。 １．３ｋＰａのＡｒ雰囲気中において周速度Ｖｓ１３ｍ／ｓで合金溶湯を急冷したときの冷却経路を示すグラフである。 本発明の実施例および比較例の急冷経路を示すグラフである。 本発明の実施例および比較例の熱重量曲線の２階微分曲線を示すグラフである。 本発明の実施例および比較例の最大エネルギー積（ＢＨ）mzxを示すグラフである。 本発明の他の実施例の熱重量曲線の２階微分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
Ｎｄに代表される希土類元素Ｒの組成比率が全体の１０ａｔ％よりも低く、Ｂ（硼素）の組成比率が１０ａｔ％以上のＲ2Ｆｅ14Ｂ／Ｆｅ3Ｂ系ナノコンポジット磁石では、原料合金にＴｉを添加しておくことにより、合金溶湯を急冷して作製される急冷合金中のα−Ｆｅの析出・成長を抑制し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の体積比率を増大することができる。このようにして急冷工程中にＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を優先的に析出・成長させた急冷合金に含まれる非晶質相は、その後に行う熱処理により結晶化され、最終的には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物の粒界に微小な鉄基硼化物が存在する金属組織構造が実現する。
上記粒界に存在する微小な鉄基硼化物は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物と交換相互作用によって磁気的に結合し、ナノコンポジット磁石の優れた特性を発揮するために重要な役割を担っている。すなわち、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の大きさだけではなく、粒界に位置する鉄基硼化物の磁気特性やサイズによってナノコンポジット磁石の特性が変化する。
一方、最終的に得られるナノコンポジット磁石の組織構造は、熱処理前における急冷合金の微細組織構造に強く依存し、また微細組織構造は、合金溶湯の急冷条件によって大きく変化する。このため、優れた磁石特性を有するナノコンポジット磁石を安定して量産するには、合金溶湯の急冷条件と急冷合金の微細組織構造との関係を明らかにすることが必要であるが、この関係は未だ解明されていない状態にある。
本発明者は、原料合金の組成を特定範囲に限定し、かつ、合金溶湯の急冷条件を最適化することにより、今まで知られていなかった新しいナノコンポジット磁石組織が得られることを見出し、本発明を想到するにいたった。
以下、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。
まず、組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）balで表現される合金の溶湯を作製する。ここで、Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素であり、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、６≦ｘ＜１０原子％、１０≦ｙ≦１７原子％、０．５≦ｚ≦６原子％、および０≦ｍ≦０．５を満足する。
希土類元素Ｒとして、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問題ない。また、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ｘ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、保磁力ＨcJが著しく低下してしまう。このため、希土類元素Ｒの組成比率ｘの下限を６原子％に設定する。一方、Ｒの組成比率の上限を１０原子％より小さく設定し、かつ、Ｂおよび／またはＣからなるＱの組成比率ｙの範囲を１０原子％以上１７原子％以下の範囲内に限定する理由は、この範囲内から組成がずれると、後述するキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の結晶相を析出させることができなくなるからである。
Ｔｉとともに添加されえる金属元素Ｍは、種々の効果をねらって、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、ＡｕおよびＰｂからなる群から任意に選択される。
Ｔｉを必ず含む金属Ｍの組成比率ｚが０．５原子％を下まわるとＴｉ添加の効果が得られないため、組成比率ｚは０．５原子％以上であることが必要である。逆に、この添加金属元素Ｍが多くなりすぎると、原料合金の溶湯を作製する際に酸化膜が形成され、合金を溶融することが困難になるという不都合、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（硬磁性相）の磁化が低下するという不都合、および、最終的なナノコンポジット磁石中に粗大な硼化物相が形成され、磁気特性が低下するという不都合が生じるため、組成比率ｚは６原子％以下であることが好ましい。Ｔｉは、合金全体の０．２５原子％以上含まれている必要があり、原子比率で金属Ｍの５０％以上を占めていることが好ましい。
Ｆｅと置換されるＣｏおよび／またはＮｉの原子数比率ｍが０．５を超えると、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（硬磁性相）の磁化が低下してしまうため、ｍの範囲は０≦ｍ≦０．５に設定する。
本発明では、上記組成を有する合金の溶湯を、液体急冷装置で急冷・凝固し、急冷合金を作製する。この急冷工程は、メルトスピニング装置やストリップキャスト装置などの公知の液体急冷装置を用いて行なうことができる。メルトスピニング法による急冷の場合は、ノズルを介して合金溶湯を冷却ロールの表面に噴きつけることによって行う。冷却ロールは、減圧雰囲気中において所定の周速度Ｖｓで回転しているため、冷却ロールの表面に噴きつけられた合金溶湯は、冷却ロールの表面から抜熱されながら周速度Ｖｓの方向に移動し、冷却ロール表面から離れる。冷却ロールの表面から離れた合金溶湯は、雰囲気中で二次冷却を受け、リボン状に延びた状態で回収される。なお、ストリップキャスト法による急冷の場合は、合金溶湯は管状の流路を介してから冷却ロールの表面に接触することが好ましい。
上記の急冷工程では、冷却ロールに接触させる直前における合金溶湯の表面は例えば１２５０〜１６５０℃程度である。このような高温状態の合金溶湯が冷却ロールの表面に接触してから、次にその表面から離れるまでの僅かな時間（例えば０．５〜１．５ミリ秒程度）の間に合金溶湯は急速に冷却され、合金中に微細な結晶相やその前駆体が出現し始める。本発明では、この急冷工程において、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上４．５×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する。特に、Ｒの組成比率ｘが８＜ｘ＜１０原子％の関係を満足する範囲にあるときは、冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上２．８×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する。このように急冷工程における冷却速度を狭い範囲に限定することにより、急冷合金の組織構造を最適化することができる。
好ましい実施形態では、上記の急冷工程において、合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度を４．０×１０5Ｋ／ｓ以上に調節する。これにより、急冷合金の組織構造を更に安定して優れたものとすることが可能になる。
上記条件で急冷を行なうことにより、急冷合金中には、急冷過程でＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相（硬磁性相）が形成されるとともに、最終的にはα−Ｆｅ相やキュリー点が６１０℃以上７００℃以下（合金組成によって６５０℃以下）の結晶相（以下、「ω相」と称する場合がある）となる今まで知られていなかった新しいナノコンポジット磁石組織が形成される。このω相は、本発明者らによってＦｅ2Ｂ型化合物相（安定相）と推定される。
従来の方法により、本発明の組成を含む広い範囲から選択された組成を有する合金溶湯を急冷した場合、最終的に得られるナノコンポジット磁石には、鉄基硼化物として、Ｎｄ2Ｆｅ23Ｂ3相、Ｆｅ23Ｂ6相、および／またはＦｅ3Ｂ相が存在していると考えられていた。このようなナノコンポジット磁石について、Ｆｅ2Ｂ相が含まれているという報告はない。
本発明者の検討によると、上記のように従来から存在が指摘されている鉄基硼化物相（準安定相）ではなく、上記のω相が主として形成されるような条件で急冷合金を作製したとき、特に優れたナノコンポジット磁石が得られることがわかった。このことは、急冷条件を変化させて得られた多種の急冷合金の構成相を磁場中熱重量測定法によって仔細に調べ、急冷条件（冷却履歴または冷却経路）と急冷合金組織との関係を求めることによって明らかになった。
次に、磁場中熱重量測定法によって調べた本発明の急冷合金の構造を説明する。まず、図１および図２を参照しながら、磁場中熱重量測定を説明する。
図１は、磁場中熱重量測定の方法を模式的に示す断面図である。磁場中熱重量測定では、磁石によって形成された磁場中に試料（サンプル）を配置し、試料の重量を測定する。試料中に強磁性体が存在すると、磁場によって磁化されるため、下向きの磁力を受けることになる。このため、試料の重量を測定すると、現実の試料重量よりも大きな重量値が測定される。試料を加熱しながら試料の重量測定を行なうと、温度上昇に伴って試料の構成相が強磁性体から常磁性体に相転移するときの温度（キュリー点）を検知することができる。このため、温度変化に対する試料の重量変化率を求めると、試料中に含まれる構成相のキュリー点を測定でき、このキュリー点の値から逆に構成相を同定することが可能になる。
図２（ａ）は、磁場中熱重量測定の結果の一例を示すグラフである。縦軸が測定された重量、横軸が温度を示している。図２（ｂ）は、図２（ａ）の曲線の２回微分Ｙ″を示している。キュリー点は、温度Ｘの増加に伴ってＹ″が負から正へ変化する過程においてＹ″＝０となる点に相当する。ただし、測定誤差を取り除くため、曲線Ｙ″において、Ｙ″＝０となる点の近傍の極小値が−０．００１［％／℃2］以下になるような変化だけを対象とすることにする。
本発明の急冷合金に対して上記の磁場中熱重量測定を行うと、約３１０℃、約６３０℃、および約７４０℃のキュリー点が観測される。約３１０℃のキュリー点を示す相はＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相であり、約７４０℃のキュリー点を示す相はα−Ｆｅである。そして約６３０℃（６１０〜６５０℃）のキュリー点を示す相（ω相）は、前述のようにＦｅ2Ｂであると考えられる。なお、Ｆｅ2Ｂ単体のキュリー点は約７４０℃であるが、本発明による場合は、Ｆｅの一部がＴｉで置換されるため、１００℃程度低いキュリー点が観測されるものと考えられる。
図３（ａ）は、冷却ロールの周速度Ｖｓを３〜２０ｍ／ｓの範囲で変化させて作製した種々の急冷合金について測定した磁場中重量変化曲線を示している。図３（ｂ）は、これらの急冷合金に結晶化熱処理（７００℃５分）を施すことによって得られたナノコンポジット磁石の磁場中重量変化曲線を示している。図３におけるグラフの縦軸は、測定された重量（Normalized Sample Weight）であり、横軸は試料の温度（Sample Temperature）である。図３（ａ）および（ｂ）における各曲線の左端は、本来、同一のレベルにあるが、各曲線が重なり合うと見にくくなるため、各曲線の位置を上下にずらして記載している。このことは、のちに参照する図４、５、１１、１３でも同様である。
図３からわかるように、ロール周速度Ｖｓが相対的に低い場合、結晶化のための熱処理前後で磁場中重量曲線は殆ど変化していない。このことは、ロール周速度Ｖｓが低い場合に得られた急冷合金の組織構造が結晶化熱処理によって大きく変化していないことを意味する。すなわち、ロール周速度Ｖｓが低い場合は急冷工程中に結晶化が進むため、結晶化熱処理を行なう前から急冷合金中に充分な量の結晶相が存在していることがわかる。
これに対し、ロール周速度Ｖｓが相対的に高い場合、熱処理前後で磁場中重量曲線が大きく異なっている。これは、ロール周速度Ｖｓが高いと、非晶質相の多い急冷合金が得られ、結晶化熱処理によって結晶化することを意味している。
図４は、周速度Ｖｓが７ｍ／ｓ、１３ｍ／ｓ、および１５ｍ／ｓの場合に得られた急冷合金の重量変化曲線をより拡大して示している。図４からわかるように、ロール周速度Ｖｓが１３ｍ／ｓから１５ｍ／ｓに変化するだけで、磁場中熱重量曲線のプロファイルが大きく変化している。
上記の各重量変化曲線に対して２回微分を施すことによって得られた曲線を図５に示す。周速度Ｖｓが１３ｍ／ｓのサンプル（実施例）からは、６１０〜６５０℃の範囲にキュリー点を持つ相（ω相）の存在を示す結果が得られた。これに対して、周速度Ｖｓが１５ｍ／ｓのサンプル（比較例）からは、ω相の存在を示す結果は得られず、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂの結晶化発熱に基づく変化が観察された。また周速度Ｖｓが７ｍ／ｓのサンプル（比較例）からは、ω相およびＦｅ3Ｂの両方の存在を示す結果が得られた。このように急冷工程中の冷却速度が特定範囲内にある場合にのみ、Ｆｅ3Ｂよりも多くのω相を形成することができる。
上述したように、本発明のナノコンポジット磁石用急冷合金は、急冷合金の段階から、硬磁性相のＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相以外に軟磁性相のω相を含んでいることに特徴を有している。軟磁性相としては、ω相以外のα−Ｆｅや、他の鉄基硼化物であるＮｄ2Ｆｅ23Ｂ3相、Ｆｅ23Ｂ6相、および／またはＦｅ3Ｂ相を含んでいてもよいが、鉄基硼化物としては、ω相の存在比率が主であることが求められる。
上述した磁場中熱重量測定により、急冷合金の構成相のキュリー点を検出することにより、適正な冷却経路を経てきたものか否かの判断が可能となり、最終的に得られるナノコンポジット磁石の特性を予見することができる。このため、ナノコンポジット磁石の量産過程においては、得られた急冷合金の一部をサンプリングし、磁場中熱重量測定を行なえば、適切な冷却経路を経てきた急冷合金のみを次の工程に移すことができる。適切な冷却経路を経てきたものではないと判断された急冷合金は、改めて溶融し、急冷しなおせばよい。
適切な冷却経路を経てきたか否かの判断基準は、キュリー点が６１０〜７００℃（合金組成によっては６５０℃以下）の範囲内にある結晶相（ω相）を急冷合金が含み、かつ、Ｆｅ3Ｂ相をほとんど含まない状態にあるか否かを判断すればよい。
［急冷装置］
次に、図６（ａ）および（ｂ）を参照して、本発明に用いられる急冷装置の一例として、メルトスピニング装置の概略構成を説明する。
図示されているメルトスピニング装置は、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。
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。急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２１を急冷凝固するための回転冷却ロール７を備えている。
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１３ｋＰａ〜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。
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。
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０．５〜２．０ｍｍ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。
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。
以下、本発明の実施例および比較例を説明する。
（実施例１）
本実施例では、図６に示す急冷装置によって、Ｎｄ7Ｐｒ1ＦｅbalＢ12Ｔｉ4の組成を有する合金の溶湯を急冷し、５０〜１３０μｍの厚さを有するリボン状の急冷合金を作製した。出湯圧力は３０ｋＰａ、出湯温度（溶湯表面温度）は１４００℃に設定した。なお、合金溶湯の温度は赤外線熱画像によって測定した。
急冷条件は、急冷チャンバ内の雰囲気（アルゴン：Ａｒ）圧力および冷却ロールの回転周速度Ｖｓを調節することによって制御した。具体的には、１．３ｋＰａ、３３ｋＰａ、および６２ｋＰａの雰囲気圧力のもとで、冷却ロールの周速度Ｖｓを５〜２０ｍ／ｓの範囲で変化させた。
図７は、Ａｒ雰囲気圧力が１．３ｋＰａの場合におけるロール周速度Ｖｓが５ｍ／ｓ、７ｍ／ｓ、１０ｍ／ｓ、１３ｍ／ｓ、および１５ｍ／ｓのときの急冷経路を示すグラフである。グラフの縦軸は、赤外線熱画像によって測定した合金表面温度であり、横軸は出湯から経過時間である。合金溶湯と冷却ロールとが接触している時間は出湯後０．００１ｓのオーダであり、その接触期間内に合金の表面温度は急速に低下して７００℃以下になる。
図８は、合金表面温度が急速に低下する領域での急冷経路をより詳しく示すグラフである。このグラフと図７のグラフとの相違点は、横軸（時間）のスケールだけである。図７から明らかなように、合金表面９００℃から７００℃まで低下する間の冷却速度（曲線傾きの絶対値）は、ロール周速度Ｖｓに依存している。
図９は、１．３ｋＰａのＡｒ雰囲気中において周速度Ｖｓ１３ｍ／ｓで合金溶湯を急冷したときの冷却経路を示している。合金溶湯が冷却ロール上に噴射されると、回転する冷却ロール上にパドルが形成され、そのパドルから合金溶湯はロール上を移動し、ロール表面から剥離する。図９では、急冷工程における各段階が冷却経路に対応付けられている。合金溶湯の温度が１３００℃から９００℃に低下する期間は、合金溶湯がパドルから引き出される期間にほぼ対応し、９００℃から７００℃に低下する期間は、合金溶湯がロール上で位置する期間にほぼ対応する。
図１０は、本発明の実施例および比較例の急冷経路を示すグラフである。
サンプル１〜３は本発明の実施例であり、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度が２．２×１０5Ｋ／ｓ以上２．８×１０5Ｋ／ｓ以下に範囲内にあり、具体的には、以下のとおりであった。
サンプル１： ２．６２×１０5Ｋ／ｓ
サンプル２： ２．４２×１０5Ｋ／ｓ
サンプル３： ２．４４×１０5Ｋ／ｓ
また、サンプル１〜３の合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度は、以下のとおり、いずれも４．０×１０5Ｋ／ｓ以上であった。
サンプル１： １１．３７×１０5Ｋ／ｓ
サンプル２： ６．０１×１０5Ｋ／ｓ
サンプル３： ５．８６×１０5Ｋ／ｓ
これに対して、サンプル４は比較例であり、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度は１．５×１０5Ｋ／ｓ程度であり、合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度は、４．５×１０5Ｋ／ｓ程度である。
次に、各種の急冷工程を経て作製された急冷合金について磁場中熱重量測定を行った。その結果、図１１に示す結果が得られた。図１１のグラフは、Ａｒ雰囲気圧力が１．３ｋＰａで、ロール周速度が３〜２０ｍ／ｓの範囲で変化した場合に得られる急冷合金について得られた２回微分値曲線である。グラフにおいて、ロール周速度が１０、１３ｍ／ｓの場合が本発明の実施例であり、ロール周速度が３、５、７、１５、２０ｍ／ｓの場合が比較例である。図１１からわかるように、ロール周速度が低いと、ω相が生成されるだけではなく、Ｆｅ3ＢやＦｅ23Ｂ6も生成される。なお、ロール周速度が１５ｍ／ｓおよび２０ｍ／ｓの場合、測定中に試料温度か６００℃を超えたときに、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相が生成され、この生成に伴って磁場中熱重量変化が生じている。このため、２回微分曲線にも小さなピークが出現しているが、これはキュリー点に対応するものではない。したがって、ロール周速度が相対的に高すぎる場合は、ω相の形成は観察されない。
次に、急冷合金に対して熱処理を施した後、得られたナノコンポジット磁石の磁石特性を評価した。図１２は、その結果を示している。グラフからわかるように、本発明の実施例の最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxは、比較例に比べて高い値を示している。
図１２からわかるように、ロール周速度が低いと、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）maxが低くなる。このことから、ω相に加えてＦｅ3ＢやＦｅ23Ｂ6が生成されると、磁石特性が劣化することがわかる。
（実施例２）
本実施例では、Ｎｄ8.2ＦｅbalＣｏ6Ｂ11Ｃ1Ｔｉ5の組成を有する合金の溶湯を急冷し、５０〜１３０μｍの厚さを有するリボン状の急冷合金を作製した。急冷条件および得られた磁石特性は以下の表に示すとおりある。表に示してない条件は、実施例１に関する条件と同一である。
Figure 0004600285
図１３は、本実施例について得られた熱重量曲線の２階微分曲線を示すグラフである。
本実施例の急冷合金中に形成されたω相のキュリー点は、６５０以上７００℃以下の範囲にある。このキュリー点が実施例１におけるω相のキュリー点よりも高い理由は、合金組成の違いに起因するものである。本実施例におけるω相のキュリー点が６５０以上７００℃以下の範囲にある理由の１つは、Ｃｏの添加によるものと考えられる。
このように、合金組成によってはω相のキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の範囲で変化するが、このようなω相が形成される急冷条件により作製された磁石の特性は、いずれも優れたものであった。
本発明のナノコンポジット磁石およびその製造方法は、ボンド磁石などに好適に用いられる。また、本発明の判別方法は、急冷合金の段階で最終的に得られるナノコンポジット磁石特性を見積もることが可能になるため、工場における製造歩留まりの向上に大きく寄与する。

Claims (18)

  1. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６原子％、および
    ０≦ｍ≦０．５
    を満足し、磁気的に結合した硬磁性相および軟磁性相を含有するナノコンポジット磁石であって、
    前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物から構成され、
    前記軟磁性相はα−Ｆｅ相およびキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の結晶相を主として含有するナノコンポジット磁石。
  2. ６≦ｘ≦８原子％であり、
    前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である、請求項１に記載のナノコンポジット磁石。
  3. Ｔｉの組成比率は全体の０．２５原子％以上６原子％以下の範囲にある請求項１または２に記載のナノコンポジット磁石。
  4. 前記軟磁性相が含有する前記結晶相の含有量はＦｅ3Ｂ型化合物相の含有量よりも多い請求項１または２に記載のナノコンポジット磁石。
  5. 前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の平均粒径は１０ｎｍ以上７０ｎｍ以下であり、
    前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相の粒界には、平均粒径は１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の軟磁性相が位置している請求項１または２に記載のナノコンポジット磁石。
  6. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６原子％、および
    ０≦ｍ≦０．５
    を満足し、
    Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、α−Ｆｅ相、およびキュリー点が６１０℃以上７００℃以下の結晶相を含有するナノコンポジット磁石用急冷合金。
  7. ６≦ｘ≦８原子％であり、
    前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である、請求項６に記載のナノコンポジット磁石用急冷合金。
  8. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ≦８原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６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溶湯を接触させ、それによって急冷合金を作製する急冷工程と、
    を含み、
    前記急冷工程において、合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度を４．０×１０ 5 Ｋ／ｓ以上に調節し、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上２．８×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する、ナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法。
  9. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現されており、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ８＜ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６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溶湯を接触させ、それによって急冷合金を作製する急冷工程と、
    を含み、
    前記急冷工程において、合金の表面温度が１３００℃から９００℃に低下するときの冷却速度を４．０×１０ 5 Ｋ／ｓ以上に調節し、合金の表面温度が９００℃から７００℃に低下するときの冷却速度を２．２×１０5Ｋ／ｓ以上４．５×１０5Ｋ／ｓ以下に調節する、ナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法。
  10. 前記急冷工程は、前記急冷合金に含まれる結晶質相が全体の５０体積％を超えるよう行なわれる、請求項８に記載のナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法。
  11. 請求項８から１０のいずれかに記載のナノコンポジット磁石用急冷合金の製造方法によって作製された急冷合金を用意する工程と、
    前記急冷合金に対する熱処理を行なうことにより、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物からなる硬磁性相と主としてα−Ｆｅ相およびキュリー点が６１０℃以上６５０℃以下の結晶相からなる軟磁性相とが磁気的に結合したナノコンポジット組織を形成する工程と、
    を含むナノコンポジット磁石の製造方法。
  12. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６原子％、および
    ０≦ｍ≦０．５
    を満足する複数のナノコンポジット磁石用急冷合金を用意する工程と、
    前記複数のナノコンポジット磁石用急冷合金から選択されたナノコンポジット磁石用急冷合金の中に、６１０℃以上７００℃以下の範囲内にキュリー点を有する軟磁性相が含まれているか否かの判別を行なう工程と、
    を含むナノコンポジット磁石の判別方法。
  13. ６≦ｘ≦８原子％であり、
    前記軟磁性相が含有する前記結晶相のキュリー点は、６１０℃以上６５０℃以下である、請求項１２に記載のナノコンポジット磁石の判別方法。
  14. 前記判別は、前記ナノコンポジット磁石用急冷合金に対して熱重量測定を行なう工程を 含む請求項１３に記載のナノコンポジット磁石の判別方法。
  15. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６原子％、および
    ０≦ｍ≦０．５
    を満足し、磁気的に結合した硬磁性相および軟磁性相を含有するナノコンポジット磁石であって、
    前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物から構成され、
    前記軟磁性相はα−Ｆｅ相およびＦｅ2Ｂ相を主として含有するナノコンポジット磁石。
  16. ６≦ｘ≦８原子％である、請求項１５に記載のナノコンポジット磁石。
  17. 組成式がＲxＱyＭz（Ｆｅ1-mＴm）bal（Ｒは１種以上の希土類元素、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、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、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種の金属元素であってＴｉを必ず含む金属元素、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、）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、およびｍが、それぞれ、
    ６≦ｘ＜１０原子％、
    １０≦ｙ≦１７原子％、
    ０．５≦ｚ≦６原子％、および
    ０≦ｍ≦０．５
    を満足し、
    Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物、α−Ｆｅ相、およびＦｅ2Ｂ相を含有するナノコンポジット磁石用急冷合金。
  18. ６≦ｘ≦８原子％である、請求項１７に記載のナノコンポジット磁石用急冷合金。
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