JP2010199230A - 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

Abstract

【課題】高保磁力、優れたコンパウンド流動性を維持しながら、着磁特性、金型等磨耗性が改善された鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を提供する。
【解決手段】組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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）で表現される鉄基希土類系ナノコンポジット磁石である。組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足する。
【選択図】図２

Description

本発明は、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している。また、本発明は、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石のための急冷凝固合金、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の粉末、およびその粉末を含むボンド磁石にも関している。

現在、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相、Ｒは１種以上の希土類元素）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磁気的に結合した組織構造を有するナノコンポジット磁石が開発されている。Ｆｅの一部はＣｏおよび／またはＮｉによって置換されていても良く、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のＢの一部はＣ（炭素）によって置換されていても良い。

本出願人は、特定組成を有するナノコンポジット磁石用合金にＴｉを添加することにより、その合金溶湯の冷却過程でα−Ｆｅ相の析出・成長を抑制し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶成長を優先的に進行させることを見出した。そして、本出願人は、添加したＴｉの効果としてＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が優先的に析出し、鉄基硼化物相が結晶粒界付近にフィルム状に析出した金属組織を有するナノコンポジット磁石の構成と製造方法を特許文献１に開示している。

特許文献１に記載のＴｉ含有ナノコンポジット磁石は、軟磁性相として鉄基硼化物相（Ｆｅ−Ｂ相）を主体とするナノコンポジット磁石（以下、「Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石」と称する場合がある。）であり、保磁力が約５００〜１０００ｋＡ／ｍと急冷磁石としては非常に高く、耐熱性にも優れている。またストリップキャスト法によって急冷凝固合金を製造し、鋳片厚さを大きくすることができるため、磁石粉末形状のアスペクト比（粉末粒子の長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比）を１に近くすることが可能となる。粉末粒子のアスペクト比が１に近くなると、樹脂と混合したコンパウンドの流動性がよくなるため、ボンド磁石成形（特に射出成形、押出成形）に適した磁粉となる。

さらに本出願人は、特許文献２、特許文献３に、軟磁性相としてα―Ｆｅ相を主体とするナノコンポジット磁石（以下、「α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石」と称する場合がある）であり、高残留磁束密度を有するＴｉ含有ナノコンポジット磁石を開示している。

特許３５８３１１６号公報 ＷＯ２００６／０６４７９４号 国際公開パンフレット ＷＯ２００６／１０１１１７号 国際公開パンフレット

一般的にナノコンポジット磁石は固有保磁力が発現しにくく、十分な磁気特性を確保するには固有保磁力の４倍程度の着磁磁界が必要とされている。そのため、ナノコンポジット磁石の着磁特性は良好とはいえない。特許文献１に記載のＦｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石は、高い固有保磁力を有する優れた磁石であるが、高保磁力であるがゆえに、ナノコンポジット磁石の弱点である難着磁性が顕在化し、小径・多極の情報家電用小型モータ等へ適用する場合は、着磁特性の改善、という技術課題を有している。

また、特許文献１に記載のＦｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石は、上記アスペクト比が１に近く、優れたコンパウンド流動性を有しているものの、鉄基硼化物相は一般的に硬く粉砕しにくい結晶相であるため、ボンド磁石用に微粉砕する場合、粉砕機が磨耗しやすい、ボンド磁石成形時、金型が磨耗しやすい、といった、粉砕機や金型の磨耗の問題（以下、「金型等磨耗性」と称する。）が生じる可能性がある。

着磁特性の改善には、金属組織の均質化、軟磁性相の微細化が有効と考えられる。金属組織が不均質であり、それに起因する固有保磁力分布が生じると、着磁特性は悪くなる傾向にある。また、軟磁性相が微細でないと、軟磁性相と硬磁性相間に働く交換結合が弱く、特に低い着磁磁界では軟磁性相の磁気モーメントがスプリングバックを起こしやすい。これを防ぐために着磁磁界を高くすることで硬磁性相の磁気モーメントの不可逆反転を起こす必要があるが、軟磁性相の結晶粒径を小さくすることで、軟磁性相と硬磁性相間に働く交換結合力を高め、低着磁磁界における軟磁性相の磁気モーメントの磁化反転を抑制し、着磁特性を改善することができると考えられている。

特許文献１に記載のナノコンポジット磁石の特徴である、優れたコンパウンド流動性を維持しながら上記着磁特性を改善するためには、ストリップキャスト法のような合金溶湯冷却速度の低い装置での急冷凝固合金製造が前提となる。これは急冷凝固合金鋳片の厚さを大きくし、粉砕後の磁石粉末形状のアスペクト比を１に近くするためである。しかしながら、ストリップキャスト法で作製した急冷凝固合金鋳片は厚さの標準偏差が大きく、従って均質な金属組織を得るのが困難であった。また、特許文献１記載の磁石では、軟磁性相である鉄基硼化物相が結晶粒界付近にフィルム状に析出するため、軟磁性相の結晶粒径を小さくすることに限界があった。

金型等磨耗性の問題は、主体とする軟磁性相が硬く粉砕しにくい鉄基硼化物相である限り、改善するのが非常に困難である。

以上の通り、Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石は、高い固有保磁力と優れたコンパウンド流動性を有しているものの、着磁特性および金型等磨耗性の改善が困難であった。

一方、特許文献２、３に記載のα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石は、軟磁性相として飽和磁化の高いα−Ｆｅ相を主体としているので高残留磁束密度を有している反面、硬磁性相と軟磁性相の比率を同じ条件とすると、飽和磁化が高い分、Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石に比べると保磁力が低くなるので着磁特性の問題も少ない。また、主体とする軟磁性相が硬く粉砕しにくい鉄基硼化物相ではないので、金型等磨耗性の問題も少ない。しかしながらα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石は、保磁力を高めることが難しく、例えば、６４０ｋＡ／ｍ以上の実用的な高い固有保磁力を有することが難しい。

さらに、主体とする軟磁性相をα−Ｆｅ相とするには合金組成のＢ濃度を低くする必要がある。しかし、Ｂ濃度が低いと、合金のアモルファス生成能が著しく低下する。このため、磁気特性が良好な磁石を製造するためには、メルトスピニング法などの溶湯冷却速度の速い装置を用いて急冷凝固合金を作製することが必須の条件であり、ストリップキャスト法のような合金溶湯冷却速度の低い装置で急冷凝固合金を作製すると所望の金属組織が得られず、良好な磁気特性とならなかった。メルトスピニング法などの溶湯冷却速度の速い装置を用いて急冷凝固合金を作製すると急冷凝固合金の厚さが薄くなり、粉砕後の磁石粉末は扁平形状となり、すなわち上記アスペクト比は小さくなるので、高いコンパウンド流動性を得ることが難しい。

以上の通り、α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石は、Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石に比べ、着磁特性、金型等磨耗性の問題は少ないものの、Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石が有している高い固有保磁力と優れたコンパウンド流動性を有することが困難であった。

すなわち、ナノコンポジット磁石には以下４点の技術課題の解決が求められていたが、従来のナノコンポジット磁石はこれらをすべて同時に実現することができなかった。
（１）６４０ｋＡ／ｍ以上の高い固有保磁力
（２）優れたコンパウンド流動性
（３）優れた着磁特性
（４）金型等磨耗性の改善

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、従来のＴｉ含有ナノコンポジット磁石の特徴である、（１）高い固有保磁力、（２）優れたコンパウンド流動性を維持しながら、（３）着磁特性、（４）金型等磨耗性が改善された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。

本発明の他の目的は、上記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石のための急冷凝固合金や、上記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の粉末、およびその粉末を含むボンド磁石などを提供することにある。

本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石は、組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足する。

好ましい実施形態において、軟磁性相として平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相を含み、硬磁性相として平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む金属組織を有している。

好ましい実施形態において、残留磁束密度Ｂ_r≧０．７５Ｔ、最大エネルギ積（ＢＨ）_max≧１００ｋＪ／ｍ³、固有保磁力Ｈ_cJ≧６４０ｋＡ／ｍの永久磁石特性を有する。

本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末は、上記いずれかに記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の粉末であって、平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下の粒度を有し、粉末粒子の長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比が０．３以上１以下である。

本発明のボンド磁石は、上記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末と、前記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末を結合するバインダとを含む。

好ましい実施形態において、圧縮成形され、４．８ＭＡ／ｍの着磁磁界を１００％とした場合の９０％着磁に要する着磁磁界が１．５ＭＡ／ｍ以下である。

本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金は、組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足し、平均厚さが６０μｍ以上３００μｍ以下である。

本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法は、組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足する合金の溶湯を形成する工程と、前記溶湯を急冷法によって冷却し、それによって厚さ６０μｍ以上３００μｍ以下の急冷凝固合金を形成する冷却工程と、熱処理によって前記急冷凝固合金を結晶化し、永久磁石特性を有する合金を生成する工程とを含む。

好ましい実施形態において、前記急冷法はストリップキャスト法である。

本発明の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法は、組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足する合金の溶湯を形成する工程と、前記溶湯を急冷法によって冷却し、それによって厚さ６０μｍ以上３００μｍ以下の急冷凝固合金を形成する冷却工程と、熱処理によって前記急冷凝固合金を結晶化し、永久磁石特性を有する合金を生成する工程と、前記合金を粉砕することによって平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下で粉末粒子の長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比が０．３以上１以下の粉末を形成する工程とを包含する。

好ましい実施形態において、前記急冷法はストリップキャスト法である。

本発明によれば、α−Ｆｅ相が微細に分散した均質な金属組織を有し、６４０ｋＡ／ｍ以上の高い固有保磁力を有しながら、優れたコンパウンド流動性、金型等磨耗性、着磁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できる。

本発明の実施形態で好適に使用されるストリップキャスティング装置の構成例を示す図である。 実施例５および比較例９の着磁特性を示すグラフである。 図２の一部を拡大したグラフである。

本発明者らは、ストリップキャスト法のような合金溶湯急冷速度が遅い条件で急冷凝固合金を作製しても、添加元素を含めた合金組成を適切に制御すれば、均質な金属組織を有するα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石、すなわち、高い固有保磁力と優れた着磁特性を有するナノコンポジット磁石を作製することができるのではないかと考え、検討を重ねた。なお、合金溶湯急冷速度が遅い条件で急冷凝固合金を作製することは、すなわち、厚い急冷凝固合金を作製することを意味する。そのような厚い急冷凝固合金を粉砕した場合、アスペクト比が１に近く優れたコンパウンド流動性を有する磁石粉末を作製することができる。その結果、Ｂ濃度が低い合金組成においても、比較的高い組成比率でＺｒを添加するとともに微量のＴｉを添加すれば、α−Ｆｅ相が微細に分散した均質な金属組織が得られ、６４０ｋＡ／ｍ以上の高い固有保磁力と優れた着磁特性とを備える鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を実現できることを見出した。

本発明では、まず、組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_mで表現される合金の溶湯を冷却して急冷凝固合金を作製する。ここで、ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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。上記組成式中の組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、７≦ｘ≦９原子％、６．５≦ｙ≦９原子％、２≦ｚ≦５原子％、０．５≦ｔ≦３原子％、４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、０≦ｍ≦５原子％、０≦ｐ≦０．５を満足している。

本発明では、最終的にα−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石を得るため、ＢおよびＣの合計の組成比率ｘを７原子％以上９原子％以下とし、希土類元素Ｒの組成比率ｙを６．５原子％以上９原子％以下とする。α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石とすることにより、軟磁性相として硬く粉砕しにくい鉄基硼化物相ではなくα−Ｆｅ相を主体とする磁石となるため、上記（４）金型等磨耗性は改善される。

本発明では、α−Ｆｅ系ナノコンポジット磁石が得られるような、上記ＢおよびＣの組成比率ｘが低い組成範囲において、ストリップキャスト法のような合金溶湯冷却速度の低い方法で比較的厚い急冷凝固合金を作製しても、Ｚｒを添加してアモルファス生成能を高めることにより、急冷凝固合金をアモルファスもしくはアモルファス中に微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が存在する組織にすることができる。厚い急冷凝固合金を粉砕して作製した粉末の粒子は、形状のアスペクト比が１に近く、すなわち球形に近い形状を有し、粉末流動性が向上する利点を有している。したがって、上記（２）優れたコンパウンド流動性が得られる。

しかしながら、Ｚｒを添加し、厚い急冷凝固合金を作製した場合、急冷凝固時に析出する微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が少なく、さらに、Ｚｒは熱処理による結晶粒成長を抑える働きもあるので、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が粗大化・不均一化しない程度の温度で熱処理した場合には、比較的微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相をアモルファス相が取り囲むような組織になってしまい、残留磁束密度が低くなる。このアモルファス相を結晶化して残留磁束密度を上げるためにさらに熱処理温度を上げると、析出したＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が一気に大きく粒成長してしまい、金属組織が粗大化・不均一化するため、保磁力などの磁石特性や着磁特性が劣化してしまう。この粒成長はある温度を境に急激に起こるため、結晶化熱処理温度の調整により熱処理後の磁石組織を制御することは非常に難しい。また、上記の粒成長を避けるためＺｒの添加量を調整して急冷凝固合金中の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を増やそうとすると、今度は急冷凝固合金中にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相よりもα−Ｆｅ相が析出しやすくなり、熱処理後にα−Ｆｅの粗大化が生じやすく、金属組織が不均一化するため、保磁力などの磁石特性や着磁特性が劣化してしまう。

この問題を解決するため、Ｔｉを少量添加してみたところ、意外にも、金属組織の微細構造が均質化され、（１）６４０ｋＡ／ｍ以上の高い固有保磁力（３）優れた着磁特性を実現でき、すなわち、上記（１）〜（４）の課題が全て解決されたナノコンポジット磁石を得ることができた。Ｚｒの添加量とＴｉの添加量とが最適な範囲から外れると、このような優れた特性を実現することができないこともわかった。

ＴｉはＢとの親和性が高いため、Ｔｉを添加すると、合金溶湯を冷却する過程で、合金中に相対的にＢ濃度が低くＦｅの多い領域が形成される。この領域では、アモルファス生成に寄与する有効Ｂ量が実質低下しており、急冷凝固合金中に微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が析出しやすくなる。本合金系では通常、アモルファス生成に寄与する有効Ｂ量が下がると、急冷凝固合金中にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相よりα−Ｆｅ相が優先的に析出しやすくなるが、α−Ｆｅ相の析出はＴｉ添加の効果によって抑制され、急冷凝固合金は微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とアモルファス相が均一に混在する微細組織、あるいは、微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相、微細なα−Ｆｅ相、およびアモルファス相が均一に混在する微細組織となる。この急冷凝固合金中には十分な量の微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が存在し、また、Ｔｉ添加効果によってα−Ｆｅ相の析出・成長が抑制されるため、熱処理により完全に結晶化すると、適切な大きさのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒界三重点にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相よりも相対的に小さいα−Ｆｅ相が存在する理想的な磁石組織が形成される。

以下、ＺｒとＴｉの添加効果、および各組成範囲について更に詳述する。

上述の通り、本発明のようにＢおよびＣの合計の組成比率ｘが低い合金組成では、一般的に急冷凝固合金のアモルファス生成能が低く、メルトスピニング法のような合金溶湯急冷速度の速い製造装置を用いないと良好な磁気特性は得にくい。本発明では、Ｚｒを添加することにより、急冷凝固合金のアモルファス生成能を向上させ、ストリップキャスト法のような合金溶湯急冷速度の遅い製造方法でも所望の金属組織を有する急冷凝固合金の作製を可能としている。

また、本発明においては急冷凝固時にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が優先析出し、結晶化熱処理でα−Ｆｅ相が析出するが、Ｚｒ添加により結晶化熱処理時のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶粒成長が抑制されるため、α−Ｆｅ相が微細析出でき、さらに、金属組織が均質微細化する効果も発揮するため、良好な磁気特性、着磁特性が得られる。Ｚｒの組成比率ｚが２原子％未満になると、Ｚｒ添加効果が充分に現れない。一方、Ｚｒの組成比率ｚが５原子％を超えると、急冷凝固時に微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が十分に析出せず、結晶化熱処理で析出したＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が大きく粒成長することでα―Ｆｅ相が生成しにくく、良好な磁気特性が得られない、さらに合金溶湯粘性が高くなり合金溶湯を冷却ロールへ供給しにくくなる、という不都合が生じる。２≦ｚ≦４．８原子％であることが好ましく、２．５≦ｚ≦４．８原子％であることが更に好ましい。

ＴｉはＴｉ−Ｂ、Ｔｉ−Ｃ、Ｔｉ−Ｂ−Ｃ等の非磁性化合物を作り、各結晶粒の粒界に存在することによって、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα−Ｆｅ相の結晶粒子間、およびＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ同士の結晶粒子間の交換相互作用を減じる役目を果たす。また、Ｔｉはα−Ｆｅ相の析出、成長を抑制する効果がある。本発明における希土類元素Ｒの組成比率ｙは９原子％以下であり、この組成比率ｙはＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の化学量論組成（Ｒ：１１．８原子％）よりも小さい。このため、Ｔｉを添加しないと、合金溶湯の急冷時に初晶としてα−Ｆｅが生成しやすくなってしまう。α−Ｆｅは、その後の熱処理で成長させることはできても、細かくする、あるいは消滅させることはできない。そのため、組織の微細化を実現するためには、急冷時には出来るだけ生成しないことが好ましく、生成したとしても数ｎｍのサイズに抑制する必要がある。Ｔｉは、α−Ｆｅの生成を抑制する必要がある本発明にとって不可欠の元素の１つである。実験によれば、Ｚｒが添加されている場合は、０．５≦ｔ≦３原子％であるときに最も好ましい磁石特性が得られた。

Ｚｒの組成比率はｚ、Ｔｉの組成比率はｔであるので、ＺｒおよびＴｉの合計の組成比率はｚ＋ｔである。ｚ＋ｔが４原子％未満となると上記のような効果が十分発揮されず、７原子％を超えると残留磁束密度Ｂｒが著しく低下してしまう。４．５≦ｚ＋ｔ≦６原子％であることが好ましく、５≦ｚ＋ｔ≦５．５原子％であることが更に好ましい。

ＺｒとＴｉの効果は上記のとおりであるが、相乗効果を発揮するためには、ＺｒおよびＴｉの全体に占めるＺｒの原子数比率、すなわち、ｚ／（ｚ＋ｔ）の大きさが重要である。ｚ／（ｚ＋ｔ）が低いと、Ｚｒ添加の効果が現れず、急冷凝固合金のアモルファス生成能が低下するため、合金溶湯冷却速度の遅い条件で良好な磁気特性が得にくくなる。したがって上記Ｚｒの原子数比率は、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５であり、０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．８２であることが好ましい。

上述の通りＴｉを添加すると、合金中にＢの濃度分布が低い部分が生じてその部分の実質的な有効Ｂ量が低下し、微細なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の析出に寄与するが、ＴｉはＢと結びつき易いため、ＴｉＢ₂等のＴｉ−Ｂ化合物が溶湯急冷初期に析出しやすい。Ｔｉ−Ｂ化合物は非磁性相であるため、合金中に析出すると磁化低下、金属組織の不均一化の原因となる。Ｂ含有量の１％〜５０％をＣで置換することにより、溶湯中に析出するＴｉ−Ｂ化合物の析出量を抑え、有効Ｂ量の低下のバランスを調整することが可能となる。Ｃ置換量ｐはＢおよびＣの全体に対して原子数比率で１％以上であることが好ましい。Ｂの５０％までＣで置換しても磁気特性および金属組織に影響を与えないため、置換量ｐの上限は５０％とする。ｐの範囲は、０．０２≦ｐ≦０．５であることがより好ましく、０．０４≦ｐ≦０．３であることが更に好ましい。

ＢおよびＣの合計の組成比率ｘは７原子％以上９原子％以下とする。この組成比率ｘが９原子％を超えると、軟磁性相としてα−Ｆｅではなく硬く粉砕しにくい鉄基硼化物相が析出し、金型等磨耗性が改善されない。また、組成比率ｘが７原子％未満では、アモルファス生成能が大きく低下するため、均質な微細金属組織とならず、良好な着磁特性・磁気特性が得られない。組成比率ｘは、７．３≦ｘ≦８．５原子％の関係を満足することが好ましく、７．５≦ｘ≦８．３原子％の関係を満足することがより好ましい。

希土類元素Ｒは希土類金属の１種または２種以上である。希土類元素Ｒの組成比率ｙが６．５原子％未満では６４０ｋＡ／ｍ以上のＨ_cJが得られず実用的な永久磁石とならない。また組成比率ｙが９原子％を超えると急冷凝固合金中にソフト相であるα−Ｆｅが析出せず、良好な磁気特性を得るのが困難になる。７≦ｙ≦８原子％であることが好ましい。なお、Ｒは、製造上不可避なＬａ、Ｃｅを含んでもよいが、その最大量はＲ量の５％以内とする。

実質的にＦｅであるＴ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に対する置換量が５０％を超えると０．７５Ｔ以上の残留磁束密度が得られないため、置換量は５０％以下の範囲に限定される。尚、Ｃｏで置換することで減磁曲線の角形性の向上と、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相のキュリー温度が上昇することで耐熱性が向上する。さらにストリップキャスト法の急冷時において合金溶湯の粘性が低下するため安定した急冷が維持できる。好ましくはＣｏの置換量は０．５％以上１５％未満が良い。

また、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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を加えることで、磁気特性が向上する他、最適熱処理温度域を拡大する効果が得られる。元素Ｍの組成比率ｍが５原子％を超えると磁化の低下を招くため、０≦ｍ≦５原子％に限定される。組成比率ｍの好ましい範囲は、０．１≦ｍ≦４原子％である。Ｎｂは広い冷却速度範囲で高い磁気特性が得られるため磁粉製造において特に有効な元素である。

以下、本発明による鉄基希土類系ナノコンポジット磁石を製造する方法の好ましい実施形態を説明する。

本発明の好ましい実施形態においては、ストリップキャスト法により、上記組成の溶湯を冷却して急冷凝固合金を作製する。そして、その後に必要に応じて急冷凝固合金に対する熱処理を行ない、急冷凝固合金中に残存していたアモルファスを結晶化させる。

ストリップキャスト法は、冷却ロールの表面に合金溶湯を接触させ、合金溶湯を冷却することにより、急冷凝固合金の薄帯を作製する方法である。ストリップキャスト法は、合金溶湯を冷却ロールの表面に供給する量がメルトスピニング法に比べて多いため冷却速度は低いが、量産性に優れ、最終的に粒径のアスペクト比が１に近い磁石粉末を得やすい。

まず、図１を参照しながら、本実施形態で使用する急冷装置の構成を説明する。本実施形態では、図１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。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急冷凝固合金の作製を実行する。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１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の減圧状態にすることができる不図示のチャンバー内に配置される。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１と、溶解炉１から供給される合金溶湯２と、合金溶湯２を急冷・凝固させるための冷却ロール３と、溶解炉１から冷却ロール３に合金溶湯２を導くシュート（案内手段）４とを備えている。シュート４は図示のような形状以外にも、合金溶湯の流速を制御し溶湯の流れを整流にすることを目的に冷却ロール３に近い部分に合金溶湯を貯蔵するような形状にしてもよく、貯蔵する手前に堰を設けることで整流効果は高まる。さらに、貯蔵部分の下部に穴を設けることで、上記効果を有しながら冷却ロール３に供給される合金溶湯２の量を一定にすることも可能となり、急冷凝固合金薄帯の厚さや幅も一定に制御しやすくなる。また、シュート４にスリット上の溝を付け、その溝に沿って合金溶湯２を冷却ロール３に供給することでも上記目的は達成可能である。なお、穴や溝の数は任意に変更できるものとする（いずれも不図示）。

シュート４は上記の機能に加え、冷却ロール３に達する直前の合金溶湯２の温度を調整する機能をも有する。シュート４上における合金溶湯２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。合金溶湯２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４上での溶湯温度は、溶解炉１からシュート４に注ぎ込む時点での溶湯温度やシュート４自体の熱容量などを調整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（図１において不図示）を設けても良い。

冷却ロール３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、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、急冷凝固合金の冷却ロールに対する剥離性が悪くなるため、急冷凝固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３の直径は例えば３００〜５００ｍｍである。冷却ロール３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。冷却ロール３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３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３の回転速度などを選択することにより、約１０²℃／秒〜約１０⁷℃／秒の範囲で制御可能である。本実施形態の場合、冷却速度を約１０³℃／秒〜約１０⁶℃／秒とすることが好ましい。また冷却ロール３の回転速度は、出湯量にも依存するが５ｍ／ｓ〜２０ｍ／ｓとすることが好ましい。

図１のストリップキャスティング装置は、冷却ロール３に供給された薄帯状の急冷凝固合金５を剥離しやすくするスクレーパーガス噴射器（不図示）を備えていてもよい。

回転する冷却ロール３の外周面上で凝固された合金溶湯２は、薄帯状の急冷凝固合金５となって冷却ロール３から剥離する。本実施形態の場合、排出部から流れ出た溶湯が所定幅の帯となり、凝固する。剥離した急冷凝固合金５は、不図示の回収装置において回収されてもよいし、回収装置手前に不図示の粉砕装置を設け、粉砕した合金として回収してもよい。

ストリップキャスト法によれば、メルトスピニング法に比べ、遅い速度で冷却ロールを回転させ、また、合金出湯量を多くできるため、急冷凝固合金薄帯を厚くすることができる。なお、メルトスピニング法においても、冷却ロールの回転速度を上記のように遅くすることにより、急冷凝固合金薄帯を厚くすることは可能であるが、上記のような遅い回転速度における合金の冷却速度や薄帯厚さの制御はストリップキャスト法に比べて難しくなる。

本発明では、薄帯状急冷凝固合金の平均厚さが６０μｍ以上３００μｍ以下となるようにする。急冷凝固合金の平均厚さの更に好ましい範囲は、６５μｍ以上２００μｍ以下である。また、ボンド磁石の充填密度を考慮すると、急冷凝固合金の厚さは７０μｍを超えることが好ましい。

上記の平均厚さを有する急冷凝固合金を粉砕することによって平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下の粉末を作製すると、各々の粉末粒子の上記アスペクト比（長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比）が０．３以上１以下の粉末を形成することができる。

粉砕は、粗粉砕工程と微粉砕工程とに分けて行うことができる。これらの粉砕工程の一部または全部は、次に説明する「熱処理」の前または後の任意のタイミングで行うことが可能である。

［熱処理］
本実施形態では、熱処理をアルゴン雰囲気などの不活性ガス雰囲気中で実行する。０．１ｋＰａ以下の真空中で熱処理を行っても良い。好ましくは、昇温速度を０．５℃／秒以上１０℃／秒以下として、５００℃以上８５０℃以下の温度で３０秒以上３０分以下の時間保持した後、室温まで冷却する。この熱処理により、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が十分結晶化しながらα−Ｆｅ相が微細析出する。

５００℃未満の熱処理温度ではアモルファスからの結晶化がおこらず所望の磁気特性が得られない。また、８５０℃を超えると各結晶粒の成長により各相間の交換相互作用が弱まるため、０．７５Ｔ以上の残留磁束密度が得られない。好ましくは５５０℃以上８５０℃以下が良く、より好ましくは６００℃以上８００℃以下が良い。結晶化熱処理時の昇温速度については０．５℃／秒未満では均一な微細金属組織が得られず０．７５Ｔ以上の残留磁束密度が得られない。また、昇温速度の上限における、均一な微細金属組織を得るための制限は特にないが、昇温速度が速くなりすぎると到達温度に達してからその温度で安定させるまでに時間がかかるため、熱処理装置設計上、温度上昇０．５℃／秒以上１０℃／秒以下であることが好ましい。より好ましくは１℃／秒以上７℃／秒以下が良く、さらに好ましくは１℃／秒以上６℃／秒以下が良い。保持時間は到達温度に達すれば特に影響しないが安定した熱処理状態を得るには、１分以上の保持時間が好ましい。

熱処理後に得られるナノコンポジット磁石は、平均結晶粒径５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相の粒界三重点に主としてα−Ｆｅが存在する組織構造を有しており、α−Ｆｅ相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。α−Ｆｅの存在比率は、全体の５体積％以上であると考えられ、磁石全体の残留磁束密度が向上する。

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。なお、熱処理前に急冷凝固合金の薄帯を粗く切断または粉砕しておいてもよい。得られる磁石粉末形状の上記アスペクト比は０．３以上１以下となる。ボンド磁石を作製する場合、鉄基希土類系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）、液晶ポリマー等の樹脂と混合され、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。

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。

本実施形態の磁石磁末を射出成形ボンド磁石用に用いる場合は、平均粒度が２００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上１５０μｍ以下である。また、圧縮成形ボンド磁石用に用いる場合は、粒度が３００μｍ以下になるように粉砕することが好ましく、より好ましい粉末の平均粒径は３０μｍ以上２５０μｍ以下である。さらに好ましくは、粒径分布に２つのピークを持ち、平均粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下にある。

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。

（磁粉磁気特性）
下記の各表に示す組成を有する原料合金から、ストリップキャスト装置を用いて急冷凝固合金鋳片を作製した。ロール周速度などの急冷条件は、急冷凝固合金鋳片の平均厚さが６０μｍ以上３００μｍ以下となるように調整した。得られた鋳片を８５０μｍ以下の大きさに粗粉砕した後、下記の表に示す所定の温度で熱処理を施した。なお、熱処理温度は、各々の合金組成において、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが粗大化せず微細金属組織が得られる温度領域に設定した。熱処理は、アルゴン雰囲気中で行った。この熱処理により、急冷凝固合金鋳片の粉末（粗粉砕粉）のアモルファス部分は結晶化し、磁石組織を有する磁粉を得た。熱処理後における各サンプルの磁粉について、磁気特性（残留磁束密度Ｂ_r、固有保磁力Ｈ_cJ、最大エネルギ積（ＢＨ）_max）を測定した。

表１は、実施例１〜３および比較例１の合金組成および熱処理温度を示し、表２は、実施例１〜３および比較例１の熱処理後における磁気特性を示している。実施例１〜３および比較例１の磁気特性を比較すると、Ｎｄの組成比率が相対的に低い比較例では、実施例に比べて、残留磁束密度Ｂ_r、固有保磁力Ｈ_cJ、最大エネルギ積（ＢＨ）_maxがいずれも低い。

以下の表３は、実施例４および比較例２〜４の合金組成および熱処理温度を示し、表４は、実施例４および比較例２〜４の熱処理後における磁気特性を示している。Ｔｉが添加されていない比較例２、３では、実施例４に比べて、固有保磁力Ｈ_cJ、最大エネルギ積（ＢＨ）_maxが低い。比較例の磁気特性が相対的に劣化した理由は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂが粗大化せず微細金属組織が得られる温度領域で熱処理を行ったが、Ｔｉを添加していなかったので、この温度領域ではα−Ｆｅが十分析出しなかったためと考えられる。

以下の表５は、実施例４〜７および比較例５〜７の合金組成および熱処理温度を示し、表６は、実施例４〜７および比較例５〜７の熱処理後における磁気特性を示している。Ｚｒが添加されていない比較例５、６では、実施例４〜６に比べ、固有保磁力Ｈ_cJおよび最大エネルギ積（ＢＨ）_maxが著しく低い。ＺｒよりもＴｉが多い比較例７では、固有保磁力Ｈ_cJの低下は比較例５、６よりも抑制されているが、実施例４〜６に比べると、固有保磁力Ｈ_cJおよび最大エネルギ積（ＢＨ）_maxは不充分なレベルである。

以下の表７は、実施例８および比較例８の合金組成および熱処理温度を示し、表８は、実施例８および比較例８の熱処理後における磁気特性を示している。Ｂが少ない比較例８では、実施例８に比べて磁石特性が低下している。

以下の表９は、実施例９〜１２の合金組成および熱処理温度を示し、表１０は、実施例９〜１２の熱処理後における磁気特性を示している。

上記の各実施例に関する磁気特性の測定結果から明らかなように、本発明によれば、残留磁束密度Ｂ_r≧０．７５Ｔ、固有保磁力Ｈ_cJ≧６４０ｋＡ／ｍ、最大エネルギ積（ＢＨ）_max≧１００ｋＪ／ｍ³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が得られる。

なお、上記実施例１〜１２の粗粉砕粉について、結晶相を粉末ＸＲＤで調査したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα−Ｆｅ相からなる金属組織であった。また、透過型電子顕微鏡を用いて金属組織を調査したところ、α−Ｆｅ相の平均結晶粒径は１ｎｍ〜５０ｎｍであり、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径は５ｎｍ〜１００ｎｍであった。さらに、平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下となるように微粉砕した粉末の各々の粉末粒子を顕微鏡観察したところ、粉末粒子のアスペクト比は０．３以上１以下の範囲であった。

（着磁特性）
圧縮成形ボンド磁石を作製し、着磁特性を評価した。まず表１１に示す合金組成について、実施例１と同様の方法で磁粉を作製した。表１２は熱処理後の磁粉磁気特性を示している。

この磁粉を２５０μｍ以下の大きさに微粉砕した後、微粉砕磁粉はエポキシ系樹脂２ｍａｓｓ％と混錬してコンパウンド化した。さらに潤滑剤としてステアリン酸カルシウムを０．０５〜０．１ｍａｓｓ％添加して均一に混合した。このコンパウンドをφ１０ｍｍのキャビティ内に投入し、成形圧約９８０ＭＰａで圧縮成形した。コンパウンド量は、成形後の成形体高さが約７ｍｍとなるように調整した。成形体の樹脂成分を固化させるため、１５０℃で１時間、減圧雰囲気中でキュアー処理を行い、圧縮成形ボンド磁石を得た。

得られた圧縮成形ボンド磁石に対して、所定の着磁磁界をパルス着磁器で印加し、着磁を行った。その後、フラックスを測定することで着磁率を求めた。着磁率は、次の式で求めた。

図２は、実施例５および比較例９の着磁特性を示すグラフである。グラフの横軸は着磁磁界であり、縦軸は着磁率である。図３は、図２の一部を拡大したグラフである。

本実施例のボンド磁石によれば、４．８ＭＡ／ｍの着磁磁界を１００％とした場合の９０％着磁に要する着磁磁界は１．２５ＭＡ／ｍであり、１．５ＭＡ／ｍ以下に低下していることが確認された。比較例の上記着磁磁界は１．５７ＭＡ／ｍであった。

本発明によれば、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石の特徴である、高保磁力、優れたコンパウンド流動性を維持しながら、着磁特性、金型等磨耗性が改善された鉄基希土類系ナノコンポジット磁石が提供され、小径・多極の情報家電用小型モータ等のように高着磁特性が求められる電子機器に好適に利用される。

１ 溶解炉
２ 合金溶湯
３ 冷却ロール
４ シュート（案内手段）

Claims (11)

1. 組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   ７≦ｘ≦９原子％、
   ６．５≦ｙ≦９原子％、
   ２≦ｚ≦５原子％、
   ０．５≦ｔ≦３原子％、
   ４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、
   ０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、
   ０≦ｍ≦５原子％、
   ０≦ｐ≦０．５、
   を満足する鉄基希土類系ナノコンポジット磁石。
2. 軟磁性相として平均結晶粒径１ｎｍ〜５０ｎｍのα−Ｆｅ相を含み、
   硬磁性相として平均結晶粒径５ｎｍ〜１００ｎｍのＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む金属組織を有している請求項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≧０．７５Ｔ、
   最大エネルギ積（ＢＨ）_max≧１００ｋＪ／ｍ³、
   固有保磁力Ｈ_cJ≧６４０ｋＡ／ｍの永久磁石特性を有する請求項１または２に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石。
4. 請求項１から３のいずれかに記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の粉末であって、
   平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下の粒度を有し、
   粉末粒子の長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比が０．３以上１以下である、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末。
5. 請求項４に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末と、
   前記鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末を結合するバインダと
   を含むボンド磁石。
6. 圧縮成形され、４．８ＭＡ／ｍの着磁磁界を１００％とした場合の９０％着磁に要する着磁磁界が１．５ＭＡ／ｍ以下である請求項５に記載のボンド磁石。
7. 組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   ７≦ｘ≦９原子％、
   ６．５≦ｙ≦９原子％、
   ２≦ｚ≦５原子％、
   ０．５≦ｔ≦３原子％、
   ４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、
   ０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、
   ０≦ｍ≦５原子％、
   ０≦ｐ≦０．５、
   を満足し、
   平均厚さが６０μｍ以上３００μｍ以下の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石用急冷凝固合金。
8. 組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
   ７≦ｘ≦９原子％、
   ６．５≦ｙ≦９原子％、
   ２≦ｚ≦５原子％、
   ０．５≦ｔ≦３原子％、
   ４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、
   ０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、
   ０≦ｍ≦５原子％、
   ０≦ｐ≦０．５、
   を満足する合金の溶湯を形成する工程と、
   前記溶湯を急冷法によって冷却し、それによって厚さ６０μｍ以上３００μｍ以下の急冷凝固合金を形成する冷却工程と、
   熱処理によって前記急冷凝固合金を結晶化し、永久磁石特性を有する合金を生成する工程と、
   を含む鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
9. 前記急冷法はストリップキャスト法である、請求項８に鉄基希土類系ナノコンポジット磁石の製造方法。
10. 組成式Ｔ_{100-x-y-z-t-m}（Ｂ_1-p＋Ｃ_p）_xＲ_yＺｒ_zＴｉ_tＭ_m（ＴはＦｅまたは、ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元素とＦｅとを含む遷移金属元素、Ｒは１種以上の希土類元素、Ｍは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、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、ｔ、ｍ、およびｐが、それぞれ、
    ７≦ｘ≦９原子％、
    ６．５≦ｙ≦９原子％、
    ２≦ｚ≦５原子％、
    ０．５≦ｔ≦３原子％、
    ４≦ｚ＋ｔ≦７原子％、
    ０．５≦ｚ／（ｚ＋ｔ）≦０．９５、
    ０≦ｍ≦５原子％、
    ０≦ｐ≦０．５、
    を満足する合金の溶湯を形成する工程と、
    前記溶湯を急冷法によって冷却し、それによって厚さ６０μｍ以上３００μｍ以下の急冷凝固合金を形成する冷却工程と、
    熱処理によって前記急冷凝固合金を結晶化し、永久磁石特性を有する合金を生成する工程と、
    前記合金を粉砕することによって平均粒径が１０μｍ以上３００μｍ以下で粉末粒子の長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比が０．３以上１以下の粉末を形成する工程と、
    を包含する、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。
11. 前記急冷法はストリップキャスト法である、請求項１０に記載の鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉末の製造方法。

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