JP4766045B2 - 鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα−Ｆｅ相とが同一金属組織内に混在する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石およびその製造方法に関する。

現在、ナノメートルオーダーのサイズを有する微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相などの硬磁性相と鉄基硼化物やα−Ｆｅなどの軟磁性相とが同一金属組織内に存在するナノコンポジット型永久磁石（以下、「ナノコンポジット磁石」と称する。）が開発されている。ナノコンポジット磁石では、結晶粒が交換相互作用により磁気的に結合され、優れた磁石特性を発揮する。

小型モータやセンサなどの電子工業製品分野では、残留磁束密度の高い磁石が要求されている。この要求に応じてナノコンポジット磁石の残留磁束密度を向上させるには、ナノコンポジット磁石に含まれるα−Ｆｅ相の存在比率を高めることが有効である。なぜなら、α−Ｆｅ相の飽和残留磁束密度はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相や鉄基硼化物相の飽和残留磁束密度よりも高く、ナノコンポジット磁石に含まれるα−Ｆｅ相の比率が増加すると、それに応じて磁石全体の残留磁束密度が高まるからである。

特許文献１や特許文献２は、α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石を開示している。これらのナノコンポジット磁石は、軟磁性相として主にα−Ｆｅを含有するため、０．９Ｔ以上の高い残留磁束密度を示すことが期待される。しかし、従来のα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石は、その保磁力が４００ｋＡ／ｍ以下と低く、実用に供することができない。

本出願人は、軟磁性相として主に鉄基硼化物相を含有する希土類系ナノコンポジット磁石を特許文献３に開示している。特許文献３の技術によれば、Ｔｉの添加により、合金溶湯の冷却過程でα−Ｆｅ相の析出・成長を抑制し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出・成長を優先的に進行させることができる。その結果、微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、鉄基硼化物相、およびα−Ｆｅ相が均一に分散した組織を有するナノコンポジット磁石を得ることができる。

特許文献４は、主として鉄基硼化物相を軟磁性相として含有する希土類系ナノコンポジット磁石を開示している。特許文献４は、主として鉄基硼化物相を軟磁性相として含有する希土類ナノコンポジット磁石に、ＴｉおよびＣ（炭素）を添加すれば、以下に示す効果が得られることを教示している。

１． 合金溶湯の液相線温度が５℃以上（例えば約１０〜４０℃）低下する。炭素の添加によって合金溶湯の液相線温度が下がると、その分、溶湯温度を低下させても、粗大なＴｉＢ₂などの晶出が抑制されるため、溶湯粘度はほとんど増加しない。その結果、合金溶湯の急冷工程時において安定した溶湯流れの形成を継続的に行なうことが可能になる。

２． 溶湯温度が低くなると、冷却ロールの表面で充分な冷却を達成することができるため、ロールでの巻きつきを防止するとともに、急冷凝固合金組織を均一微細化することが可能になる。

３． Ｔｉの添加により、（Ｂ＋Ｃ）濃度が高く、アモルファス生成能が高い組成でも、冷却速度を１０²℃／秒〜１０⁴℃／秒程度という比較的低い値にすることができる。そのため、粗大なα−Ｆｅを析出させることなく、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を体積比率で６０％以上含む急冷合金を作成することが可能となる。
特開平８−１６２３１２号公報 特開平１０−５３８４４号公報 特開２００２−１７５９０８号公報 特開２００３−１７８９０８号公報

軟磁性相として鉄基硼化物を主体として含有するＴｉ含有ナノコンポジット磁石は、保磁力が５００〜１０００ｋＡ／ｍ程度と非常に高いが、残留磁束密度はせいぜい０．９Ｔ程度である。この残留磁束密度を高めるには、軟磁性相として鉄基硼化物ではなくα−Ｆｅを主相として多く含むナノコンポジット組織構造を得る必要がある。

本願発明者は、軟磁性相としてα−Ｆｅを主体とする希土類系ナノコンポジット磁石においても、Ｔｉを添加すると、高い保磁力を発現できるのではないかと考えた。しかし、軟磁性相としてα−Ｆｅを主体として生成することが知られている従来の組成にＴｉを添加しただけでは、高い保磁力及び残留磁束密度の両立を実現できないことがわかった。

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、残留磁束密度Ｂ_r≧０．９Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）_max≧１１０ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧４００ｋＡ／ｍの永久磁石特性を有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を提供することにある。

本発明による鉄基希土類系ナノコンポジット磁石は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石であって、組成式Ｔ_100-x-y-z-n（Ｂ_1-qＣ_q）_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、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１種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０．０５≦ｑ≦０．５を満足する組成を有し、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相の含有率は５体積％以上６０体積％以下、平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の含有率は４０体積％以上９０体積％以下であり、少なくともＴｉおよびＣ（炭素）を含む非磁性相が前記α−Ｆｅ相および前記Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界に存在する。

好ましい実施形態において、平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍであるα−Ｆｅ相の結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以下であり、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以下である。

好ましい実施形態において、残留磁束密度Ｂ_r≧０．９Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）_max≧１２０ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧４００ｋＡ／ｍの永久磁石特性を発現する。

本発明による鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法であって、組成式Ｔ_100-x-y-z-n（Ｂ_1-qＣ_q）_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、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１種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０．０５≦ｑ≦０．５を満足する組成を有する合金の溶湯を用意する工程と、前記溶湯を５×１０³℃／秒以上５×１０⁷℃／秒以下の冷却速度にて冷却し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む平均結晶粒径１００ｎｍ以下の結晶質相を１０％以上有し、残部が非晶質相からなる急冷凝固合金を作製する溶湯急冷工程とを含む。

好ましい実施形態において、前記溶湯急冷工程の後、前記急冷凝固合金を０．５℃／秒以上７℃／秒以下の速度で５００℃以上８００℃以下の範囲に昇温する結晶化熱処理を行なう工程を含む。

好ましい実施形態において、前記溶湯急冷工程の後、前記急冷凝固合金を粉砕する工程を含む。

好ましい実施形態において、８≦ｙ≦１０原子％の関係を満足する。

本発明による樹脂結合型永久磁石の製造方法は、上記の製造方法によって作製された磁石粉末を用意する工程と、前記磁石粉末に樹脂バインダーを加え、成形する工程とを含む。

本発明によれば、適切な量のＣ（炭素）を原料合金に添加し、合金溶湯の冷却速度を限定された範囲内に制御することにより、少なくともＴｉおよびＣ（炭素）を含む非磁性相がα−Ｆｅ相およびＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界に存在し、α−Ｆｅ相（鉄基硼化物相）とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相との間の交換相互作用、および、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相同士の交換相互作用が適度に抑制され、その結果、従来のα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石では得られなかった高い保磁力を実現することが可能になる。また、軟磁性相としてα−Ｆｅを主として含有するため、高い残留磁束密度Ｂｒを実現することができる。

（ａ）〜（ｄ）はナノコンポジット磁石の組織構成を模式的に示す図である。 （ａ）は、本発明による鉄基希土類合金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。

符号の説明

１ｂ、２ｂ、および８ｂ 雰囲気ガス供給口
１ａ、２ａ、および８ａ 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

発明者らが検討を重ねたところ、軟磁性相としてα−Ｆｅを主体とする希土類系ナノコンポジット磁石を液体急冷法で作製する際、合金溶湯の冷却速度を特定範囲内に制御し、かつ、急冷凝固合金中におけるＢ（硼素）の一部をＣ（炭素）で置換することにより、残留磁束密度Ｂ_r≧０．９Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）_max≧１１０ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧４００ｋＡ／ｍの永久磁石特性を有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を作製できることを見出した。また、このナノコンポジット磁石を粉砕し、樹脂結合型等方性ボンド磁石を作製したところ、残留磁束密度Ｂｒが０．６Ｔ以上の高い値を示した。

本発明によるナノコンポジット磁石は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石であり、組成式Ｔ_100-x-y-z-n（Ｂ_1-qＣ_q）_xＲ_yＴｉ_zＭ_nで表される。ここで、Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、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１種以上の金属元素である。また、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、４≦ｘ≦１０原子％、６≦ｙ≦１０原子％、０．０５≦ｚ≦５原子％、０≦ｎ≦１０原子％、０．０５≦ｑ≦０．５を満足する。

なお、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶における「Ｎｄ」の一部または全部が他の希土類元素に置き換えられていてもよく、「Ｆｅ」の一部がＮｉやＣｏなどの遷移金属元素に置き換えられても良い。また、本発明では、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶における「Ｂ」の一部がＣ（炭素）に置き換えられていても良い。このため、本願明細書および請求の範囲では、このような元素置換が行なわれた結晶も簡単に「Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相」と称することとする。

本発明のナノコンポジット磁石を得るには、まず、上記組成を有する合金の溶湯を用意する。次に、この溶湯を５×１０³℃／秒以上５×１０⁷℃／秒以下の冷却速度にて冷却し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む平均結晶粒径１００ｎｍ以下の結晶質相を１０％以上有し、残部が非晶質相からなる急冷凝固合金を作製する（溶湯急冷工程）。

このように本発明では、適切な量のＣ（炭素）を原料合金に添加し、合金溶湯の冷却速度を限定された範囲内に制御しており、Ｃ添加と冷却速度限定の相乗効果として、磁気特性が向上する。磁気特性向上のメカニズムは、今のところ明らかになっていないが、本発明によるナノコンポジット磁石の組織を観察したところ、平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍで５体積％以上６０体積％以下のα−Ｆｅ相と、平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍで４０体積％以上９０体積％未満のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とを含有する微細な結晶組織であることがわかった。

なお、α−Ｆｅ相とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒界は、その厚さが１０ｎｍ以下と微細であったため、結晶粒界に存在する化合物の特定はできなかった。しかし、Ｔｉが濃化した化合物の存在を粒界に確認することができた。この化合物は、少なくともＴｉおよびＣを含有しており、非磁性である。このような非磁性化合物が結晶粒界に存在することにより、α−Ｆｅ相（鉄基硼化物相）とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相との間の交換相互作用、および、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相同士の交換相互作用が適度に抑制され、その結果、良好な磁気特性が得られるものと推察される。

以下、図１を参照しながら、本発明のナノコンポジット磁石と、従来のナノコンポジット磁石との間に存在する組織構造の相違点を説明する。

図１（ａ）〜（ｄ）の左側に位置する矩形領域は、それぞれ、急冷凝固合金の微細組織構造を模式的に示しており、右側に位置する矩形領域は、それぞれ、加熱処理後のナノコンポジット磁石における微細組織構造を示している。

図１（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ、本発明によるナノコンポジット磁石、従来のα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石、従来のα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石にＴｉを添加したもの、Ｔｉを添加した鉄基硼化物／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石を示している。

本発明では、図１（ａ）に示されるように、急冷合金の状態で、微細なα−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相がアモルファス中に分散した組織が得られる。本発明ではＢの５％以上がＣで置換されているため、Ｃを含まない場合に比べてアモルファス生成能が低下しており、同一溶湯急冷速度域ではＣを含まない場合に対して、比較的結晶相が析出しやすい状態にある。ただし、比較的結晶相が析出し易い事により急冷合金中にα−Ｆｅ相が存在していても、Ｔｉ添加の効果により、その後の熱処理の過程でα-Ｆｅ相の成長速度が抑制され、加熱処理後は、優先的に成長したＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびそれよりも小さいα−Ｆｅ相が存在する組織が得られる。また、α−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶粒界には、ＴｉとＣが濃化したＴｉ-Ｃ化合物相が存在している。このＴｉ-Ｃ化合物は非磁性であり、この存在により、α−Ｆｅ相（鉄基硼化物相）とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相との間の交換相互作用、および、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相同士の交換相互作用が適度に抑制され、Ｔｉ-Ｃ化合物相のない場合に比べて保磁力が向上していると考えられる。さらに、本発明では、急冷合金の状態で微細なα−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相がアモルファス中に分散した組織であることと、Ｃ添加の相乗効果により、加熱処理後のナノコンポジット磁石の組織構造は、平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍであるα−Ｆｅ相の結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以下であり、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以下の非常に均質で微細な組織となっており、このことにより、残留磁束密度Ｂｒおよび減磁曲線の角形性が向上している。

従来のα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石では、図１（ｂ）に示されるように、急冷凝固合金は略完全なアモルファス状態にある。このようなアモルファス状態の急冷凝固合金を作成するためには溶湯の冷却速度を１×１０⁷℃／秒以上と速くする必要がある。加熱処理後は、略同じ大きさのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびα−Ｆｅ相が粗大化した組織が得られる。このような組織では良好な磁気特性が発現しない。

従来、図１（ｂ）に示すナノコンポジット磁石の組織を微細化する目的で、原料合金の溶湯にＴｉなどの金属元素を添加することが報告されている。このような金属元素を添加する場合、加熱処理の条件を制御することにより、図１（ｃ）に示されるように、α−Ｆｅ相（図中、黒い部分）およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相（図中、白い部分）の両方が微細化された組織が作製される。このような組織ではα−Ｆｅ相が微細化されているものの、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相も同時に微細化されるため、良好な磁気特性が発現しない。また、急冷凝固合金は略完全なアモルファス状態にあるため、このような状態から加熱処理を行っても、均質な組織は得られない。

上記のα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石ではなく、Ｔｉを添加した鉄基硼化物／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石では、図１（ｄ）に示されるように、急冷凝固合金中にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が形成されるが、最終的に得られる組織は、個々のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の周囲を薄い鉄基硼化物（Ｆｅ−Ｂ）相が覆った構成を有している。

従来、α−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石では、α−Ｆｅ相をＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相に比べて選択的に小さくすることができず、公知のα−Ｆｅ／Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ系ナノコンポジット磁石では、α−Ｆｅ相とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相とは略等しい平均結晶粒径で、α―Ｆｅ相が粗大化した組織を有していた。また、ナノコンポジット磁石の特性を向上させるためには、α−Ｆｅ相を微細化する必要があったため、合金用途の急冷条件や結晶化熱処理条件を制御することにより、α−Ｆｅ相（図中、黒い部分）およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相（図中、白い部分）の両方を微細化したナノコンポジット磁石が報告されていた（図１（ｃ））。

これらのナノコンポジット磁石に対し、本発明のナノコンポジット磁石は、相対的に大きなＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相より小さなα−Ｆｅ相が共存し、α−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶粒界には、ＴｉとＣが濃化したＴｉ-Ｃ化合物相が存在している特異な組織構造を有しており、それによって、優れたナノコンポジット磁石特性を得ることが可能になった。また、本発明のナノコンポジット磁石の組織構造は、平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍであるα−Ｆｅ相の結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以下であり、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以下の非常に均質で微細な組織となっていた。以上のような組織構造が実現できた理由は、合金にＴｉを添加するだけでなく、合金中のＢの一定以上をＣで置換し、かつ、急冷直後の急冷凝固合金中に意図的に微細なα−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相を分散させたためである。この結果、優先的にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相が成長し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相より小さなα−Ｆｅ相およびα−Ｆｅ相およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の結晶粒界にＴｉ−Ｃ化合物相が析出し、さらには非常に均質微細な組織構造になったものと考えられる。

以下、本発明によるナノコンポジット磁石の好ましい実施形態を説明する。

［合金組成］
希土類元素ＲはLａおよびＣｅを実質的に含まない希土類金属の１種または２種以上とする。Ｒの組成比率ｙが６原子％未満では４００ｋＡ／ｍを越えるＨ_cJが得られず、実用的な永久磁石とならない。また、Ｒの組成比率ｙが１０原子％を越えると、磁石の磁化に寄与するα−Ｆｅ相の存在比率が５％以下になり、残留磁束密度Ｂｒが０．９Ｔ以下になる。このため、Ｒの組成比率ｙは６原子％〜１０原子％の範囲とする。組成比率ｙは、７原子％〜１０原子％であることが好ましく、８原子％〜９．７原子％であることが更に好ましい。

Ｂ（硼素）＋Ｃ（炭素）の組成比率ｘが４原子％未満になると、アモルファス生成能が大きく低下するため、均一な微細金属組織が得られず、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒを達成できなくなる。また、組成比率ｘが１０原子％を超えると、α−Ｆｅの代わりにソフト磁性相としてＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ_3.5Ｂ、またはＦｅ₂₃Ｂ₆の析出が支配的になるため、０．９Ｔ以上の残留磁束Ｂｒを得ることが困難になる。このため、組成比率ｘは、４原子％〜１０原子％の範囲とする。組成比率ｘは、５原子％〜９．５原子％であることが好ましく、５．５原子％〜９原子％であることが更に好ましい。

Ｂの一部を置換するＣの置換比率ｑが５％未満になると、Ｃ置換による磁気特性向上効果が得られず、ＴｉおよびＣを含む化合物相も得られない。Ｃの置換比率ｑが５％以上になると、優れた永久磁石特性を実現するために必要な溶湯冷却速度の範囲を広くできるという効果が得られる。すなわち、溶湯急冷速度に依存して磁石特性が大きく変動する事態を避けることができ、優れたナノコンポジット磁石を安定して量産することが可能になる。Ｃの置換比率ｑが５０％を超えると、磁気特性が劣化するおそれがあるため、炭素置換量ｑの上限は５０％とする。Ｔｉ−Ｃ化合物相による磁気特性向上効果をさらに得るためには、ｑは、１０％〜５０％であることが好ましく、１５％〜４０％であることが更に好ましい。

Ｆｅを必須元素として含む遷移金属Ｔは、上述の元素の含有残余を占める。Ｆｅの一部をＣｏおよびＮｉの一種または二種で置換しても、所望の硬磁気特性を得ることができる。ただし、Ｆｅに対する置換量が５０％を超えると、０．５Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られないため、置換量は０％〜５０％の範囲に限定される。

なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換すると、減磁曲線の角形性が向上する効果と、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が上昇して耐熱性が向上する効果が得られる。また、メルトスピニング法およびストリップキャスト法等の液体急冷時において、合金溶湯の粘性が低下する。溶湯の粘性低下は、液体急冷プロセスを安定させる利点がある。ＣｏによるＦｅの置換比率は０．５％〜１５％であることが好ましい。

Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Gａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上の添加元素Ｍを加えてもよい。このような元素の添加により、磁気特性が更に向上する効果を得ることが可能である。また、最適熱処理温度域を拡大する効果も得られる。ただし、これらの元素Ｍの添加量が１０原子％を超えると、磁化の低下を招くため、Ｍの組成比率ｎは０原子％〜１０原子％に限定される。組成比率ｎは、０．１原子％〜５原子％であることが好ましい。

［合金溶湯の急冷装置］
本発明の好ましい実施形態によれば、合金溶湯を高速で回転する金属製の冷却ロールの表面に接触させることにより、合金溶湯から熱を奪い、急冷凝固させる。適切な量の合金溶湯を冷却ロールの表面に接触させるためには、内径が例えば０．５ｍｍ〜数ｍｍ程度に絞られたオリフィス（孔）を介して合金溶湯を冷却ロール上に供給することが好ましい。

冷却ロールの表面に供給される合金溶湯は、冷却ロールによって冷却された後、冷却ロールの表面から離れ、薄帯状の急冷凝固合金が形成される。

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。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。

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。

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０．１ｋＰａ〜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、炭素鋼、タングステン、鉄、銅、モリブデン、ベリリウム、または同型の合金から形成された基材を有していることが好ましい。これらの基材は熱伝導性や耐久性に優れるからである。冷却ロール７の基材の表面にはクロム、ニッケル、またはそれらを組み合わせためっきが施されていることが好ましい。ロール表面の強度を高めることができ、急冷工程時におけるロール表面の溶融や劣化を抑制することができるからである。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。

［急冷工程］
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雰囲気中の冷却ロール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。

図２に示すような単ロール急冷法を採用する場合、合金溶湯の冷却速度は、冷却ロールのロール表面速度や、ロール表面へ供給される単位時間当たりの出湯量によって制御することが可能である。また、冷却ロールの温度が水冷によって調整され得る構造を有している場合、合金溶湯の冷却速度は、冷却ロール中を流れる冷却水の流量によっても制御可能である。このため、必要に応じて、ロール表面速度、出湯量、および冷却水流量のいずれか少なくとも１つを調節することにより、合金溶湯の冷却速度を本発明の規定する範囲内に制御することができる。

本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に際して、合金溶湯の冷却速度を５×１０³℃／秒以上５×１０⁷℃／秒以下の範囲に調節する。冷却速度がこの範囲から外れると、前述したＣ置換効果とあいまった磁気特性が向上するという効果が得られなくなる。より均一な微細金属組織を得るには２×１０⁴℃／秒以上１×１０⁷℃／秒未満の溶湯冷却速度が好ましく、さらに１×１０⁵℃／秒以上７×１０⁶℃／秒未満がより好ましい。

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。雰囲気ガスの圧力は０．１ｋＰａ〜常圧の範囲内に設定することが好ましく、それにより、合金と冷却ロールとの密着性が向上すると、冷却ロール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。更に好適には、雰囲気ガスの圧力を３０ｋＰａ〜常圧の範囲内に設定することにより、合金中のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物をより均一微細に析出・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、最終的な磁石特性が劣化してしまうことになる。

本実施形態では、ロール表面速度を７ｍ／秒以上２５ｍ／秒以下の範囲内に調節し、雰囲気ガス圧力を１．３ｋＰａ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型化合物相を含む急冷合金を作製している。

なお、本実施形態では、図２の装置を用いたメルトスピニング法によって溶湯急冷工程を実行しているが、その他、特開２００４−１２２２３０号公報に記載されている管状孔を有するタンディッシュを用いる方法（ノズル急冷法）を好適に採用することができる。

［熱処理］
好ましい実施形態では、急冷凝固合金に対する熱処理をアルゴン雰囲気中で実行する。好ましい実施形態では、この熱処理工程における昇温速度を０．５℃／秒〜７℃／秒の範囲に調節し、５００℃以上８００℃以下の温度まで加熱する。その後、５００℃以上８００℃以下の温度で３０秒以上２０分以下の時間保持し、やがて室温まで冷却する。

この熱処理によって、急冷凝固合金中に残存するアモルファス相から微細結晶が析出・成長する。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Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が全体の１０〜９０体積％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Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が合金中に占める体積比率は６５〜９０％である。

上記熱処理温度が５００℃未満になると、急冷凝固合金中のアモルファス相を結晶化できず、所望の磁気特性が得られない。また、熱処理温度が８００℃を超えると、各結晶粒の過度の成長により各磁性相間の交換相互作用が弱まるため、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒを達成できなくなる。熱処理温度は、５５０℃〜７８０℃であることが好ましく、５８０℃〜７５０℃であることが更に好ましい。

結晶化熱処理時の昇温速度が０．５℃／秒未満、または７℃／秒を超えると．均一な微細金属組織が得られず、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られない。１℃／秒〜７℃／秒であることが好ましく、１℃／秒〜６℃／秒であることが更に好ましい。

保持時間の長短はそれほど重要ではないが、再現性の高い熱処理を安定的に実行するためには、保持時間を１分以上に設定することが好ましい。

熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するため、ＡｒガスやＮ₂ガスなどの不活性ガス流気中、または１０ｋＰａ以下のＡｒガスやＮ₂ガスなどの不活性ガスが好ましい。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。

本発明では、急冷合金中にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相を均一かつ微細に析出させることができる。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。

本発明では、最終的に得られるナノコンポジット磁石合金に含まれるα−Ｆｅの体積比率が５％未満であると、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られない。また、α−Ｆｅの体積比率が６０％以上になると、保磁力を担うＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率が低すぎるため、４００ｋＡ／ｍ以上のＨ_cJが得られない。磁気特性の観点から、α−Ｆｅの体積比率は７％〜６０％であることが好ましく、１０％〜４５％であることが更に好ましい。ナノコンポジット磁石合金におけるα−Ｆｅ以外の部分は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が大半を占める。

粒界に存在する少なくともＴｉとＣを含む非磁性化合物は、ナノコンポジット組織における各構成相間の交換相互作用を調整し、高Ｂｒおよび優れた減磁曲線の角形性を維持しながら固有保磁力Ｈ_cJを高めることに貢献すると考えられる。粒界はＴｉ−Ｂ化合物を更に含む場合もある。磁化を担う軟磁性相として、Ｆｅ₃Ｂ等の鉄基硼化物系強磁性相を含有していてもよい。熱処理後の残存アモルファル相は５％未満の場合、磁気特性を損なうことなく許容されるが、５％以上は磁化の低下につながることから好ましくない。

α−Ｆｅの平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると、多軸結晶となるα−Ｆｅ結晶粒が多くなるため、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られない。また、平均結晶粒径が１ｎｍ未満のα−Ｆｅは、本発明の合金系では実質的に得られない。α−Ｆｅの平均結晶粒径は１ｎｍ〜３０ｎｍであることが好ましく、１ｎｍ〜２０ｎｍであることが更に好ましい。なお、α−Ｆｅの結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以上の場合、均一微細組織が得られず、組織全体として各粒子間に働く交換相互作用が低下するため、残留磁束密度Ｂｒおよび減磁曲線の角形性の低下を招来する。結晶粒径の標準偏差は８ｎｍ以下であることが好ましく、６ｎｍ以下であることが更に好ましい。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径が５ｎｍ未満によると、４００ｋＡ／ｍ以上の保磁力Ｈ_cJが得られない。また、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径が１００ｎｍを超えると、０．９Ｔ以上の残留磁束密度Ｂｒが得られない。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径は、１０ｎｍ〜７０ｎｍであることが好ましく、１０ｎｍ〜５０ｎｍであることが更に好ましい。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以上になると、均一微細組織が得られず、組織全体として各粒子間に働く交換相互作用が低下するため、残留磁束密度Ｂｒおよび減磁曲線の低下を招来する。この標準偏差は１３ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以下であることが更に好ましい。

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、ポリアミド、ポリフェニレンサルファイド（ＰＰＳ）、液晶ポリマー、アクリル、ポリエーテルなどと混合され、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。

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。

本発明の磁石粉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結晶粒径は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結晶粒径は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、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下にある。

なお、粉末の表面にカップリング処理や化成処理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。

以下、本発明の実施例を説明する。

（実施例）
以下の表１に示す各組成を有するように、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、ＶおよびＦｅの各元素を配合した原料３０ｇを透明石英製ノズル内に投入した。このノズルの底部には、φ０．８ｍｍのオリフィス（孔）が設けられており、オリフィスの真下には、回転する冷却ロールが配置されている。

その後、Ａｒ雰囲気中で高周波加熱を行なうことにより、ノズル内の原料を溶解し、合金溶湯を形成した。溶湯温度が１４００℃に到達した後、溶湯表面を３０ｋＰａで加圧し、ノズル底部のオリフィスから合金溶湯をロール表面に噴射した。冷却ロールの表面速度は、表１に示される値に調節した。冷却ロールの表面に接触した合金溶湯は冷却ロールによって冷却され、薄い帯状の急冷凝固合金が得られた。

表１に示す溶湯冷却速度は、赤外線カメラ（ニコン製サーマルビジョンＬＡＩＲＤ ３ＡＳＨ、およびＬＡＩＲＤ Ｓ２７０Ａ）によって測定した値から計算したものである。

粉末ＸＲＤによる調査の結果、得られた急冷合金は、アモルファスとＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅと推測される結晶相が混在した急冷合金組織を有していることを確認した。

得られた合金薄帯を長さ２０ｍｍ程度に切断した後、Ａｒ雰囲気中で結晶化熱処理を行なった。各試料に対する熱処理条件は、表１に示す昇温速度で加熱し、表１の熱処理温度で１０分間保持するというものであった。

結晶化熱処理を行なった後、急冷合金薄帯の結晶相を粉末ＸＲDで調査したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα−Ｆｅ相からなる組織を確認した。一部の試料では、Ｆｅ₃ＢやＦｅ₂₃Ｂ₆などの鉄基硼化物相（鉄基硼化物相）も観察された。また、透過型電子顕微鏡を用いて微細金属組織を調査したところ、平均結晶粒径２０ｎｍ〜１００ｎｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相と、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界部分に存在するα−Ｆｅ相とが混在するナノコンポジット磁石構造が形成されていることを確認した。粒界部分の厚さは、数ｎｍ〜２０ｎｍ程度であった。

更に、α−Ｆｅ相（または鉄基硼化物相）とＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相との粒界には、ＴｉおよびＣを含有する化合物の存在が確認された。しかし、この化合物のサイズが１０ｎｍ以下であったため、化合物を特定することはできなかった。

振動式磁力計を用い、結晶化熱処理後の急冷合金薄帯（室温）の磁気特性を評価した。その結果を表２に示す。また、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相の結晶粒径およびその標準偏差を表２に示している。なお、各相の結晶粒径の標準偏差は急冷合金薄帯の厚み方向における中間部位を透過型電子顕微鏡（ＴEM）で観察し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相と判断される結晶粒の粒径を各相に付き、５０点計測し、その標準偏差を求めた。

（比較例）
表１の試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１２の合金組成になるようＮｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｃ、ＴｉおよびＦｅの各元素を配合した後、実施例と同一の方法で急冷薄帯を作製した。また、得られた合金薄帯に対して実施例と同一の方法で結晶化熱処理を行なった。急冷条件および熱処理条件は、表１に記載するとおりである。

結晶化熱処理後における急冷合金薄帯の結晶相を粉末ＸＲDで調査したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα−Ｆｅ相からなる組織を確認した。一部の試料では、Ｆｅ₃ＢやＦｅ₂₃Ｂ₆などの鉄基硼化物相も観察された。

振動式磁力計を用い、結晶化熱処理後の急冷合金薄帯（室温）の磁気特性を評価した結果を表２に示す。また、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相の結晶粒径およびその標準偏差を表２に示している。

本発明の鉄基希土類ナノコンポジットは、高い残留磁束密度および保磁力の両方が高い値を示すため、モータやセンサなどの各種産業機器に広く適用する。

Claims (8)

1. Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石であって、
   組成式Ｔ_100-x-y-z-n（Ｂ_1-qＣ_q）_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、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１種以上の金属元素）で表現され、
   組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、
   ５．５≦ｘ≦９原子％、
   ６≦ｙ≦１０原子％、
   ０．０５≦ｚ≦５原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０．０５≦ｑ≦０．５
   を満足する組成を有し、
   平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相の含有率は５体積％以上６０体積％以下、
   平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の含有率は４０体積％以上９０体積％以下であり、
   少なくともＴｉおよびＣ（炭素）を含む非磁性相が前記α−Ｆｅ相および前記Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界に存在する、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石。
2. 平均結晶粒径が１ｎｍ〜５０ｎｍであるα−Ｆｅ相の結晶粒径の標準偏差が１０ｎｍ以下であり、平均結晶粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒径の標準偏差が１５ｎｍ以下である請求項１に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石。
3. 残留磁束密度Ｂ_r≧０．９Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）_max≧１２０ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧４００ｋＡ／ｍの永久磁石特性を発現する請求項１に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石。
4. Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含有する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法であって、
   組成式Ｔ_100-x-y-z-n（Ｂ_1-qＣ_q）_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（Ｔは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された少なくとも１種の元素であって、Ｆｅを必ず含む遷移金属元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素、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１種以上の金属元素）で表現され、
   組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｎ、およびｑが、それぞれ、
   ５．５≦ｘ≦９原子％、
   ６≦ｙ≦１０原子％、
   ０．０５≦ｚ≦５原子％、
   ０≦ｎ≦１０原子％、
   ０．０５≦ｑ≦０．５
   を満足する組成を有する合金の溶湯を用意する工程と、
   前記溶湯を５×１０³℃／秒以上５×１０⁷℃／秒以下の冷却速度にて冷却し、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相およびα−Ｆｅ相を含む平均結晶粒径１００ｎｍ以下の結晶質相を１０％以上有し、残部が非晶質相からなる急冷凝固合金を作製する溶湯急冷工程と、
   を含む鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
5. 前記溶湯急冷工程の後、前記急冷凝固合金を０．５℃／秒以上７℃／秒以下の速度で５００℃以上８００℃以下の範囲に昇温する結晶化熱処理を行なう工程を含む、請求項４に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
6. 前記溶湯急冷工程の後、前記急冷凝固合金を粉砕する工程を含む、請求項４に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
7. ８≦ｙ≦１０原子％の関係を満足する請求項４に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
8. 請求項６に記載の製造方法によって作製された磁石粉末を用意する工程と、
   前記磁石粉末に樹脂バインダーを加え、成形する工程と、
   を含む、樹脂結合型永久磁石の製造方法。

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