JP7779254B2 - 鉄基希土類硼素系等方性磁石合金 - Google Patents

Description

本発明は、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法、及び、樹脂結合型永久磁石の製造方法に関する。

近年、ナノメートルからサブミクロンメートルオーダーサイズを有する微細結晶粒からなるＮｄ－Ｆｅ－Ｂ、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ等の硬磁性相にて構成される微細結晶型等方性磁石や、微細結晶粒からなるＮｄ－Ｆｅ－Ｂ、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ等の硬磁性相とＦｅ－Ｂ相やα－Ｆｅ相等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等方性磁石（以下、「ナノコンポジット磁石」と称する）が開発されているが、これらナノメートルからサブミクロンメートルオーダーサイズの結晶粒から構成される希土類鉄基等方性磁石は、微細結晶粒であるが故に静磁気相互作用に加え、交換相互作用により各結晶粒が磁気的に結合して、優れた磁石特性を発現することがマイクロマグネティクスを応用した計算機シミュレーション等にて明らかにされ、高性能永久磁石材料として実用化されている。

これまで、微細結晶型希土類鉄基等方性磁石は、等方性という特質を生かし、平均粒径が５０μｍ以上、２００μｍ以下程度に粉砕された後、エポキシ樹脂系の熱硬化性樹脂又はナイロン系及びポリフェニレンサルファイド（ＰＰＳ）等の熱可塑性樹脂と混合された樹脂結着タイプの磁石（通称、ボンド磁石）で形状自由度の高いネットシェイプ磁石として、光学式ドライブ、ハードディスク向けスピンドルモータ、携帯電話の振動モータ（ページャモータ）、各種センサ等向けを代表として、主に電子部品業界にて活用されてきた。近年では、微細結晶型希土類鉄基等方性磁石の高磁気特性化により、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして、自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けへの展開が期待されている。

特に、数１００Ｗクラスの小型モータの高性能・高効率化においては、従来のフェライト磁石を用いたブラシ付きモータから、ボンド磁石を用いたブラシレスＤＣモータへの移行が進んでおり、スピンドルモータ、振動モータ等に適用されてきた微細結晶型希土類鉄基等方性磁石材料を用いたボンド磁石に対して、残留磁束密度Ｂｒ、固有保磁力ＨｃＪ及び最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘがより優れたボンド磁石用磁石材料が要求されている。

この磁気特性要求に対応するには、磁気特性を担う硬磁性又は軟磁性を示す強磁性相の体積比率を最大限増し、硬磁性相の粒界を形成する非磁性相の体積比率を最小にする必要がある。例えば、等方性希土類鉄硼素系磁石材料では、硬磁性相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型（ＲＥは希土類元素）化合物を主相とし、その主相を取り囲む硼素を含む非磁性の粒界相が存在することで主相粒子間の磁気的相互採用が調整され、各種高性能能モータへ適用可能な７００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力ＨｃＪの発現が得られている。このような状態で、硬磁性相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物の体積比率を増すには硼素の含有比率を低減する必要があるが、硼素の含有比率を下げ過ぎると、減磁曲線の角形性の低下による残留磁束密度Ｂｒ及び最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの低下を招くため、硼素の含有比率を０．９ｍａｓｓ％以下とした実用材料はなく、硼素の含有濃度を下げ、優れた磁気特性を実現可能な等方性希土類鉄硼素系磁石材料が期待されている。

高磁気特性が期待される微細結晶粒からなるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とする等方性磁石は、Ｎｄ：Ｆｅ：Ｂ＝１１．７６：残部：５．８８である化学量論組成を基本構成とするものの、各種高性能能モータへ適用可能な残留磁束密度Ｂｒ≧０．８５Ｔを実現するためには、Ｎｄ≦１１．７６原子％及びＢ≦５．８８原子％とする必要がある。しかしながら、本組成域では、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けへの展開に必要な７００ｋＡ／ｍ以上の固有保磁力ＨｃＪが得られない。

また、同じくＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とする等方性鉄基希土類系ナノコンポジット磁石合金においては、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα－Ｆｅ相又はＦｅ－Ｂ相とが同一金属組織内にナノメートルオーダーの結晶粒径で混在していることで、各結晶粒間に働く交換相互作用によりあたかも一体の磁石の様に振る舞うため、優れた永久磁石特性が得られる。しかしながら、固有保磁力を担うＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物の存在比率を向上できないために、十分な磁気特性を発現するＲＥ－Ｆｅ－Ｂ系等方性永久磁石材料は見出されていない。

特許文献１は、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方晶型結晶構造を主相とする異方性焼結磁石を開示しているが、当該磁石は、ミクロンメートルオーダーのＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方晶型結晶粒にて構成される金属組織を有しており、磁気配向することで磁気モーメントをＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方晶型結晶のＣ軸方向に揃えることで良好な磁気特性を発現する磁石であるが、磁気モーメントがランダムに配置される等方性磁石としては良好な磁気特性が得られず、実用磁石としては利用できない。

特許文献２は、少なくとも１０原子％の希土類元素と、約０．５原子％以上、約１０原子％以下の硼素と、残部鉄とからなるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ正方晶型結晶構造を有する硬磁性相を主相とする等方性永久磁石を開示しており、最大で１４６０ｋＡ／ｍの高い固有保磁力ＨｃＪが得られているものの、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶粒の粒径は２０ｎｍ以上、４００ｎｍ以下と、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶粒の単磁区結晶粒径サイズを超える結晶粒まで含んでいる。その結果、磁化の低下を招き、最も良好な磁気特性を得ている実施例でも、残留磁束密度Ｂｒは最大０．８３Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘは最大１０３ｋＪ／ｍ³に留まっている。よって、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けへの展開に必要な磁気特性は実現されていない。

特許文献３及び特許文献４は、鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石を開示している。これらの鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石は、軟磁性相として主にα－Ｆｅ相を含有するため、０．９Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂｒが得られる可能性があるものの、減磁曲線の角形性が悪く、減磁耐力や耐熱性に劣ることから、自動車及び白物家電に用いられる永久磁石材料としては適切ではない。

一方、特許文献５は、軟磁性相として主に鉄基硼化物相を含有する鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石では、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ことを開示している。しかしながら、Ｔｉは硼素（Ｂ）と結合しやすく、結晶化の過程でＴｉＢ₂相を晶出することから、主相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成に必要な硼素の絶対量が減少し、希土類元素の含有濃度から期待される固有保磁力ＨｃＪが得られないという問題がある。

特許文献６は、軟磁性相として主に鉄基硼化物相を含有する鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石を開示しており、Ｔｉ及び炭素（Ｃ）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℃以上、約４０℃以下）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相等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、冷却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．（Ｂ＋Ｃ）濃度が高く、アモルファス生成能が高いことから、溶湯冷却速度を１０²℃／秒以上、１０⁴℃／秒以下程度と比較的低くしても微細金属組織が得られやすい。そのため、粗大なα－Ｆｅ相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製することが可能となる。

以上のように、特許文献６に記載のＴｉ添加を必須とする鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石では、均一微細なＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相とＦｅ相及びＦｅ－Ｂ相からなる軟磁性相とが同一金属組織内で共存することにより、優れた永久磁石特性が得られる、とされている。しかしながら、必須元素であるＴｉは非磁性元素であり、加えてＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相にも、Ｆｅ相及びＦｅ－Ｂ相にも化合物として入らず粒界に点在するため、結果的に磁化の低下を招き、十分な磁気特性を実現できていない。

特開昭５９－４６００８号公報 特開昭６０－９８５２号公報 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

種々の高性能モータへの適用を可能にするには、固有保磁力ＨｃＪ≧７００ｋＡ／ｍが必要条件であるため、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の構成比率を７０体積％以上とする必要があり、同時に所望の残留磁束密度Ｂｒ≧０．８５Ｔを得るには、Ｔｉ等の化合物を形成しない非磁性添加元素を極力抑えながら、各粒子間相互作用を最大限活用するため、交換相互作用が有効に働くよう結晶粒のサイズを平均結晶粒径１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満まで微細化するという課題がある。

加えて、固有保磁力ＨｃＪと残留磁束密度Ｂｒとはトレードオフの関係にあり、固有保磁力ＨｃＪを向上するためにＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型硬磁性化合物からなる主相の体積比率を増すと、残留磁束密度Ｂｒの低下を招く。そのため、残留磁束密度Ｂｒの低下を抑制するためには、上記の均一微細な金属組織化による各粒子間に働く交換相互作用の増加に加えて、主相に隣接する粒界相を高磁化でかつある程度の異方性磁界を有する硬磁性又は半硬磁性相とすることが必要となる。

本発明者らは、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型硬磁性化合物からなる主相に隣接する粒界相を硬磁性又は半硬磁性とすることで、従来にない優れた磁石特性を有する永久磁石材料を得ることができるのではないかと考えたが、上述のようにＴｉ等の添加元素では、高い固有保磁力ＨｃＪを維持しながら残留磁束密度Ｂｒの低下を抑制することは困難であることが分かった。

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、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けへの展開に必要な磁気特性である、残留磁束密度、固有保磁力ＨｃＪ、及び最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上することができる、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を含む樹脂結合型永久磁石の製造方法を提供することにある。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、第１の態様において、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金組成を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とする、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を有する。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、第２の態様において、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金組成を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とし、上記主相を取り囲む粒界相が存在する金属組織を有する。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法は、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＬａ及び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、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金溶湯を用意する工程と、上記合金溶湯を、ノズル先端に配したオリフィス１孔当たり２００ｇ／ｍｉｎ以上、２０００ｇ／ｍｉｎ未満の平均出湯レートにて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ又はこれらの金属の少なくとも１種を含む合金を主成分とする回転ロールの表面上に噴射することで、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む結晶相と非晶質相とのいずれかを１体積％以上有する急冷凝固合金を作製する工程と、を備える。

本発明の樹脂結合型永久磁石の製造方法は、第１の態様において、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱硬化性樹脂を加えた後、成形金型へ充填の上、圧縮成形により圧縮成形体とした後、前記熱硬化性樹脂の重合温度以上で熱処理する工程と、を備える。

本発明の樹脂結合型永久磁石の製造方法は、第２の態様において、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱可塑性樹脂を加えて、射出成形用コンパウンドを作製した後、射出成形する工程と、を備える。

本発明によれば、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けへの展開に必要な磁気特性である、残留磁束密度Ｂｒ、固有保磁力ＨｃＪ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを向上することができる、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を提供できる。また、本発明によれば、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法を提供できる。更に、本発明によれば、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を含む樹脂結合型永久磁石の製造方法を提供できる。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の一例を模式的に示す断面図である。 （ａ）はフラッシュアニールを実現する熱処理炉の装置構成図であり、（ｂ）は炉心管内部を移動する急冷凝固合金の状態を示す図である。 本発明にて実施するフラッシュアニールによる熱履歴の概念図である。 実施例１３で得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を透過型電子顕微鏡にて観察した明視野像及び元素マッピングである。 比較例３８で得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を透過型電子顕微鏡にて観察した明視野像及び元素マッピングである。 実施例１３で得られた急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルである。 実施例１３で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルである。 比較例３８で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルである。

以下、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金と、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法と、本発明の樹脂結合型永久磁石の製造方法とについて説明する。なお、本発明は、以下の構成に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において適宜変更されてもよい。また、以下において記載する個々の好ましい構成を複数組み合わせたものもまた本発明である。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、第１の態様において、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金組成を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とする、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を有する、ことを特徴とする。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、第２の態様において、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金組成を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とし、上記主相を取り囲む粒界相が存在する金属組織を有する、ことを特徴とする。このような本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の一例を図１に示す。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、第２の態様において、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む粒界相が、ＲＥ及びＦｅを主成分とすることが好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金では、第２の態様において、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相は、強磁性相であることが好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金では、第２の態様において、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相の幅は、１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満であることが好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、低硼素含有濃度を特徴としており、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を主相とする磁石合金が得られる合金組成域における硼素（Ｂ）含有濃度を、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の化学量論組成よりも低い４．２原子％以上、５．６原子％以下の範囲としている。更に、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金において、同一合金組織において希土類元素（ＲＥ）及び鉄（Ｆｅ）を余剰状態とすることで、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成に必要としない余剰分のＲＥ及びＦｅからなる粒界相が形成される。これにより、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする幅が１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満の粒界相が存在する、特異な微細金属組織を有する。

本発明者らは、上記の特異な均一微細な金属組織を実現することにより、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相と、主相周囲に均一に存在する、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相とは、静磁気相互作用に加えて強い交換相互作用で結び付き、主相に対して同等以上の飽和磁化を有する粒界相（例えば、α－Ｆｅ相）とあたかも一体の硬磁性相として振る舞うことによって、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の固有保磁力ＨｃＪを損なうことなく、高い残留磁束密度Ｂｒと減磁曲線の角形性向上による高い最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが得られることを見出した。特に、上記のような粒界相を有することが、高い固有保磁力ＨｃＪを発現することに寄与すると考えられ、上記のような小さい平均結晶粒径を有することが、高い残留磁束密度Ｂｒと固有保磁力ＨｃＪを発現することに寄与すると考えられる。

硼素含有濃度が４．２原子％未満の場合は、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成が阻害されるため、固有保磁力ＨｃＪ及び残留磁束密度Ｂｒがともに著しく低下する。また、硼素含有濃度が５．６原子％を超える場合は、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ単相、又はＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の周りに非磁性のＢ－ｒｉｃｈ相が存在する金属組織となるため、高い固有保磁力ＨｃＪは維持できるものの、残留磁束密度Ｂｒ及び最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが高まらず、十分な磁気特性、例えば、残留磁束密度Ｂｒ：０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪ：７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性が得られない。

これに対して、硼素含有濃度を４．２原子％以上、５．６原子％以下にした場合、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成を損なうことなく、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相が均一に生成するため、上記の磁気特性が得られると考えられる。

特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５及び特許文献６は、いずれも固有保磁力ＨｃＪをＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物が担う微結晶型の等方性永久磁石材料を開示しているが、固有保磁力ＨｃＪの大小は、主にＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の体積比率に依存するところが大きく、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率が高ければ固有保磁力ＨｃＪが高くなり、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積比率が低ければ固有保磁力ＨｃＪが低くなる。

一方、特許文献１に記載の異方性ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ焼結磁石では、Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素を主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物に含め、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の異方性磁界を高めることで、固有保磁力ＨｃＪの向上を実現している。上記の微細型等方性永久磁石材料及び異方性焼結磁石は、いずれもＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相としているものの、異方性焼結磁石の主相サイズは、１μｍ以上、１０μｍ以下程度であり、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径以上である。そのため、異方性焼結磁石は、着磁前は多磁区状態であるも、着磁により着磁方向（Ｃ軸方向）に磁気モーメントが揃い、単磁区状態にすることで永久磁石特性を発現するため、異方性焼結磁石の固有保磁力ＨｃＪは、磁気モーメントが同じ方向に揃っている状態を保つための能力を表しており、故にＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の異方性磁界を高めることで、固有保磁力ＨｃＪは向上する。

本発明の低硼素含有濃度を特徴とする鉄基希土類硼素系等方性磁石合金では、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相を有する特異な金属組織を実現することで、合金組成に例えばＤｙのような重希土類元素を加えた場合、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物だけでなく粒界相の異方性磁界も向上する。そのため、単磁区結晶粒径以下である主相の磁気モーメントの減磁を粒界相により抑えることが可能となり、従来の微細結晶型等方性ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ永久磁石材料では効果のなかった、重希土類元素の添加による固有保磁力ＨｃＪの向上を実現可能であることが見出された。よって、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金によれば、大幅な残留磁束密度Ｂｒの低下を招くことなく、高い固有保磁力ＨｃＪを有する従来にない高性能等方性ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ永久磁石が得られる。

加えて、本発明の低硼素含有濃度を特徴する鉄基希土類硼素系等方性磁石合金は、硼素（Ｂ）の一部を炭素（Ｃ）で置換することで、残留磁束密度Ｂｒの低下を招くことなく固有保磁力ＨｃＪの向上が実現されることを見出し、更に、炭素（Ｃ）置換と重希土類元素添加とを組み合わせることにより、固有保磁力ＨｃＪの向上効果を増大できる。

［合金組成］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の合金組成は、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有している。なお、本発明に係る磁石合金全体の組成の分析にはＩＣＰ質量分析法を用いる。また、必要に応じて燃焼－赤外線吸収法を併用してもよい。

Ｆｅを必須元素として含む遷移金属元素Ｔは、上述の元素の含有残余を占める。Ｆｅの一部をＦｅと同じく強磁性元素であるＣｏ及びＮｉの１種又は２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３０％を超えると、磁束密度の大幅な低下を招くため、置換量は０％以上、３０％以下の範囲であることが好ましい。なお、Ｃｏを添加することは、磁化の向上に寄与するだけでなく、溶湯粘性を低下させて溶湯急冷時のノズルからの出湯レートを安定化するのに効果があるため、Ｃｏ置換量は０．５％以上、３０％以下であることがより好ましく、費用対効果の観点から、Ｃｏの置換量は０．５％以上、１０％以下であることが更に好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金においては、Ｂ＋Ｃの組成比率ｘが４．２原子％未満になると、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の生成に必要なＢ＋Ｃ量が確保できず、磁気特性が低下するとともにアモルファス生成能が大きく低下するため、溶湯急冷凝固の際にα－Ｆｅ相が析出し、結果的に、減磁曲線の角形性が損なわれる。また、Ｂ＋Ｃの組成比率ｘが５．６原子％を超えると、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相が生成されず、上述した磁気特性を確保できない可能性がある。よって、組成比率ｘは４．２原子％以上、５．６原子％以下の範囲に限定される。組成比率ｘは、４．２原子％以上、５．２原子％以下であることが好ましく、４．４原子％以上、５．０原子％以下であることがより好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金においては、Ｂの一部をＣで置換することにより、合金溶湯の融点が低くなり急冷凝固の際に用いる耐火物の損耗量が減るため、急冷凝固に係る工程費用が低下できるとともに、固有保磁力ＨｃＪの向上効果が得られる。しかしながら、Ｂに対するＣの置換率が５０％を超えると、アモルファス生成能が大きく低下するため好ましくない。よって、Ｂに対するＣの置換率は、０％以上、５０％以下の範囲、すなわち、０．０≦ｎ≦０．５に限定される。なお、固有保磁力ＨｃＪの向上効果の観点から、Ｂに対するＣの置換率は、２％以上、３０％以下であることが好ましく、３％以上、１５％以下であることがより好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金においては、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素ＲＥの組成比率ｙが１１．５原子％未満になると、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相が生成されず、上述した磁気特性を確保できない可能性がある。また、組成比率ｙが１３．０原子％を超えると、磁化の低下を招く。よって、組成比率ｙは１１．５原子％以上、１３．０原子％以下の範囲に限定される。また、組成比率ｙは、固有保磁力ＨｃＪの安定確保の観点で、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成である１１．７６原子％以上、１３．０原子％以下であることが好ましく、高い残留磁束密度Ｂｒを確保する観点で、１１．７６原子％以上、１２．５原子％以下であることがより好ましい。

また、上記希土類ＲＥは、より高い固有保磁力ＨｃＪを得るにはＲＥ_y＝（Ｎｄ_1-lＰｒ_l）_yとしても良く、その際、ｌは０．０５以上０．７以下に限定される。なお、Ｎｄに対するＰｒの置比率ｌが低すぎるとＨｃＪ向上の効果が少なく、また、ｌが高すぎると当該磁石合金の保磁力に係る温度係数βの絶対値は小さくなるため耐熱性の低下が懸念されるため、ｌは０．１５以上０．６以下が好ましく、０．２以上０．５以下がさらに好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金においては、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及びＰｂからなる群から選択された１種以上の金属元素Ｍを加えてもよい。金属元素Ｍの添加により、アモルファス生成能の向上、結晶化熱処理後の金属組織の均一微細化による固有保磁力ＨｃＪの向上、減磁曲線の角形性改善等々の効果が得られ、磁気特性が向上する。ただし、これらの金属元素Ｍの組成比率ｚは、５．０原子％を超えると、磁化の低下を招くため、組成比率ｚは０．０原子％以上、５．０原子％以下の範囲に限定される。また、組成比率ｚは、０．０原子％以上、４．０原子％以下であることが好ましく、０．０原子％以上、３．０原子％以下であることがより好ましい。

［金属組織］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金においては、主相であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の平均結晶粒径が１０ｎｍ未満になると固有保磁力ＨｃＪの低下を招き、７０ｎｍ以上になると結晶粒子間に働く交換相互作用の低下により減磁曲線の角形性が低下する。したがって、例えば、残留磁束密度Ｂｒ：０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪ：７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性を実現するために、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の平均結晶粒径は、１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満の範囲に限定される。ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の平均結晶粒径は、１５ｎｍ以上、６０ｎｍ以下であることが好ましく、１５ｎｍ以上、５０ｎｍ以下であることがより好ましい。

ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の平均結晶粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて各粒子の粒径を線分法で３箇所以上測定したとき、当該視野に存在する各粒子の円相当径の平均値を意味する。

なお、上記のＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相の幅が１ｎｍ未満の場合、主相粒子間に働く結合力が増し、固有保磁力ＨｃＪの低下を招く。また、粒界相の幅が１０ｎｍ以上になると、逆に粒子間結合が弱まり、減磁曲線の角形が低下する。したがって、粒界相の幅は、１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満であることが好ましく、２ｎｍ以上、８ｎｍ以下であることがより好ましく、２ｎｍ以上、５ｎｍ以下であることが更に好ましい。なお、粒界相の幅は、加速電圧２００ｋＶ、観察倍率９０万倍の条件で走査型透過電子顕微鏡を用いて撮影した明視野像の画像に対して画像解析を行うことで求めた。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金では、第２の態様において、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする粒界相の構成比において、主相の比率が７０体積％以上、９９体積％未満、粒界相の比率が１体積％以上、３０体積％未満であることが好ましい。これにより、例えば、残留磁束密度Ｂｒ：０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪ：７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性を実現しやすくなる。主相の比率は、８０体積％以上、９９体積％未満であることが好ましく、９０体積％以上、９８体積％未満であることがより好ましい。なお、主相と粒界相の構成比は、加速電圧２００ｋＶ、観察倍率９０万倍の条件で走査型透過電子顕微鏡を用いて撮影した明視野像の画像に対して画像解析を行うことで求めた。

［磁気特性］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石は、後述するとおり、例えば、残留磁束密度Ｂｒが０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪが７００ｋＡ／ｍ以上、１２００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性を発現し得るが、１馬力（７５０Ｗ）以下程度の電装用及び白物家電用に最適な各種回転機に使用する際において、表面磁石型回転子（ＳＰＭ型回転子）等の永久磁石に逆磁界がかかりやすい磁気回路構成となる場合は、固有保磁力ＨｃＪは８００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましく、９５０ｋＡ／ｍ以上であることがより好ましい。なお、固有保磁力ＨｃＪが１４００ｋＡ／ｍ以上になる場合は着磁性が著しく低下するため、固有保磁力ＨｃＪは１３００ｋＡ／ｍ以下であることが好ましく、１２５０ｋＡ／ｍ以下であることがより好ましい。また、残留磁束密度Ｂｒについては、磁石埋込式回転子（ＩＰＭ型回転子）等を採用した場合、ＳＰＭ型に対してより高い動作点（パーミアンス）で駆動することが可能となるため、残留磁束密度Ｂｒはできるだけ高い方がよいものの、固有保磁力ＨｃＪとのバランスを考慮すると、残留磁束密度Ｂｒは、０．８７Ｔ以上であることが好ましく、０．９Ｔ以上であることがより好ましい。

なお、残留磁束密度Ｂｒを一例として０．８５Ｔ以上とした理由は、等方性ボンド磁石として直流ブラシレスモータに適用した場合、磁石の動作点（パーミアンスＰｃ）は、３以上、１０以下程度となるため、残留磁束密度Ｂｒ≧０．８５Ｔであれば、本Ｐｃ範囲内では、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが３００ｋＪ／ｍ³以上の異方性Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石と同等レベルの実行磁束Ｂｍが得られるためである。なお、残留磁束密度Ｂｒは０．８６Ｔ以上であることがさらに好ましい。

また、固有保磁力ＨｃＪを一例として７００ｋＡ／ｍ以上にした理由は、固有保磁力ＨｃＪが７００ｋＡ／ｍ未満では、等方性ボンド磁石として直流ブラシレスモータに適用した場合、モータの耐熱温度が１００℃を担保できず、熱減磁により所望のモータ特性が得られない可能性があるためである。加えて、固有保磁力ＨｃＪを１４００ｋＡ／ｍ未満にした理由は、固有保磁力ＨｃＪが１４００ｋＡ／ｍ以上では着磁が困難となり、Ｐｃ：３以上、１０以下を確保するための多極着磁が困難であるためである。

更に、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを一例として１２０ｋＪ／ｍ³以上にした理由は、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１２０ｋＪ／ｍ³未満では、減磁曲線の角形比（残留磁化Ｊｒ／飽和磁化Ｊｓ）が０．８以下となるため、等方性ボンド磁石として直流ブラシレスモータに適用した場合、モータ動作時に発生する逆磁界により磁気特性が低下し、所望のモータ特性が得られない可能性があるためである。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法は、組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＬａ及び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、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、１１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、０．０≦ｎ≦０．５を満足する組成を有する合金溶湯を用意する工程と、上記合金溶湯を、ノズル先端に配したオリフィス１孔当たり２００ｇ／ｍｉｎ以上、２０００ｇ／ｍｉｎ未満の平均出湯レートにて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ又はこれらの金属の少なくとも１種を含む合金を主成分とする回転ロールの表面上に噴射することで、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む結晶相と非晶質相とのいずれかを１体積％以上有する急冷凝固合金を作製する工程と、を備える、ことを特徴とする。なお、ＲＥはＬａ及びＣｅを実質的に含まない少なくとも１種の希土類元素であるが、一例としては、上述したように、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素とすることができる。詳細は上述したとおりである。

［溶湯急冷］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法においては、所定の合金組成になるよう準備した素原料を溶解して合金溶湯とした後、上記の合金溶湯をノズル先端に配したオリフィス１孔当たり２００ｇ／ｍｉｎ以上、２０００ｇ／ｍｉｎ未満の平均出湯レートにて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ又はこれらの金属の少なくとも１種を含む合金を主成分とする回転ロールの表面上に噴射することで、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む結晶相と非晶質相とのいずれかを１体積％以上有する急冷凝固合金を作製するが、平均出湯レートが２００ｇ／ｍｉｎ未満では生産性に劣り、２０００ｇ／ｍｉｎ以上では粗大なα－Ｆｅ相を含む溶湯急冷合金組織となるために結晶化熱処理を施しても上述した磁気特性が得られない可能性がある。よって、ノズル先端に配したオリフィス１孔当たりの平均出湯レートは、２００ｇ／ｍｉｎ以上、２０００ｇ／ｍｉｎ未満の範囲に限定される。なお、平均出湯レートは３００ｇ／ｍｉｎ以上、１５００ｇ／ｍｉｎ以下であることが好ましく、４００ｇ／ｍｉｎ以上、１３００ｇ／ｍｉｎ以下であることがより好ましい。

ノズル先端に配し溶湯出湯する孔は、円形のオリフィスでなくとも、四角、三角、楕円等のように形状を問わず、所定の出湯レートを確保できる孔形状であればスリット状も許容される。加えて、ノズル材質は、合金溶湯と反応しない、もしくは反応し難い耐火材であれば許容されるが、出湯中の溶湯によるノズルオリフィスの損耗が少ないセラミックス材、ＳｉＣ、Ｃ、又はＢＮが好ましく、ＢＮがより好ましく、添加材を含んだ硬質ＢＮが更に好ましい。

上記の急冷凝固合金を作製する際は、合金溶湯の酸化を防ぐことで溶湯粘性の上昇を抑え、安定した出湯レートを維持できることから、急冷凝固雰囲気は、無酸素又は低酸素雰囲気が好ましい。本雰囲気を実現するためには、急冷凝固装置内を２０Ｐａ以下、好ましくは１０Ｐａ以下、より好ましくは１Ｐａ以下まで真空排気した後、不活性ガスを急冷凝固装置内へ導入し、急冷凝固装置内の酸素濃度を５００ｐｐｍ以下、好ましくは２００ｐｐｍ以下、より好ましくは１００ｐｐｍ以下にした上、急冷凝固を実施する必要がある。不活性ガスとしては、ヘリウム、アルゴン等の希ガスや窒素を用いることができるが、窒素は希土類元素及び鉄と比較的反応しやすいため、ヘリウム、アルゴン等の希ガスが好ましく、コストの点からアルゴンガスがより好ましい。

急冷凝固合金を作製する工程において、合金溶湯を急冷する回転ロールは、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ又はこれらの金属の少なくとも１種を含む合金を主成分とするが、このような主成分を含有する基材を有していることが好ましい。これらの基材は、熱伝導性及び耐久性に優れるからである。また、回転ロールの基材表面にＣｒ、Ｎｉ又はそれらを組み合わせためっきを施すことで、回転ロールの基材表面の耐熱性及び硬度を高め、急冷凝固時における回転ロールの基材表面の溶融及び劣化を抑制することができる。なお、回転ロールの直径は、例えばΦ２００ｍｍ以上、Φ２００００ｍｍ以下である。急冷凝固時間が１０ｓｅｃ以下の短時間であれば回転ロールを水冷する必要はないが、急冷凝固時間が１０ｓｅｃを超える場合は、回転ロール内部に冷却水を流し、回転ロール基材の温度上昇を抑制することが好ましい。回転ロールの水冷能力は、単位時間当たりの凝固潜熱と出湯レートとに応じて算出され、適宜最適調整されることが好ましい。

［フラッシュアニール］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法は、上記急冷凝固合金に対して、１０℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ未満の昇温速度にて、結晶化温度以上、８５０℃以下の一定温度域に到達させてから、０．１ｓｅｃ以上、７ｍｉｎ未満経過後に急冷するフラッシュアニールを施す工程を更に備え、上記フラッシュアニールを施す工程により、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とし、上記主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする幅が１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満の粒界相が存在する、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を形成する、ことが好ましい。

フラッシュアニール（結晶化熱処理）時の昇温速度が１０℃／ｓｅｃ未満の場合、過剰粒成長により微細な金属組織が得られず、固有保磁力ＨｃＪ及び残留磁束密度Ｂｒの低下を招く。昇温速度が２００℃／ｓｅｃ以上の場合、結晶粒成長が間に合わず、永久磁石の発現に必要な平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とし、当該主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする幅が１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満の粒界相が存在する、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織とならず、１０℃／ｓｅｃ未満の場合と同じく磁気特性の低下を招く。よって、昇温速度は１０℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ未満であることが好ましく、３０℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ以下であることがより好ましく、４０℃／ｓｅｃ以上、１８０℃／ｓｅｃ以下であることが更に好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法におけるフラッシュアニール（結晶化熱処理）では、良好な磁気特性を得るために、結晶化温度以上、８５０℃以下の一定温度域の結晶化熱処理温度（保持温度）に到達後、直ちに急冷することが好ましい。詳述すれば、上記の結晶化熱処理温度に到達後、急冷に至るまでの保持時間は、実質０．１ｓｅｃ以上あれば充分であり、７ｍｉｎ以上保持すると均一微細な金属組織が損なわれ、各種磁気特性の低下を招くため好ましくない。よって、保持時間は０．１ｓｅｃ以上、７ｍｉｎ未満であることが好ましく、０．１ｓｅｃ以上、２ｍｉｎ以下であることがより好ましく、０．１ｓｅｃ以上、３０ｓｅｃ以下であることが更に好ましい。

本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法におけるフラッシュアニール（結晶化熱処理）では、２℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ以下の降温速度にて急冷凝固合金を４００℃以下まで冷却することが好ましい。降温速度が２℃／ｓｅｃ未満であると結晶組織の粗大化が進行し、２００℃／ｓｅｃを超えると合金が酸化する可能性がある。よって、降温速度は２℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ以下であることが好ましく、５℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ以下であることがより好ましく、５℃／ｓｅｃ以上、１５０℃／ｓｅｃ以下であることが更に好ましい。

上記のフラッシュアニール（結晶化熱処理）の雰囲気は、急冷凝固合金の酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガスとしては、ヘリウム、アルゴン等の希ガスや窒素を用いることができるが、窒素は希土類元素及び鉄と比較的反応しやすいため、ヘリウム、アルゴン等の希ガスが好ましく、コストの点からアルゴンガスがより好ましい。

［粉砕及び成形］
本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法は、上記急冷凝固合金又は上記フラッシュアニールが施された上記急冷凝固合金を粉砕することにより、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を作製する工程を更に備えていてもよい。

上記工程を経て得た急冷凝固合金は、フラッシュアニール（結晶化熱処理）前に薄帯状の急冷凝固合金を粗く、例えば５０ｍｍ以下に切断又は粉砕しておいてもよい。更に、フラッシュアニール（結晶化熱処理）後の本発明の磁石合金を、平均粉末粒径２０μｍ以上、２００μｍ以下の範囲にある適切な平均粉末粒径に粉砕した磁石合金粉末にすることで、上記磁石合金粉末を用いて公知の工程により種々の樹脂結合型永久磁石（通称、プラマグ又はボンド磁石）を製造することができる。

本発明の樹脂結合型永久磁石の製造方法は、第１の態様において、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱硬化性樹脂を加えた後、成形金型へ充填の上、圧縮成形により圧縮成形体とした後、前記熱硬化性樹脂の重合温度以上で熱処理する工程と、を備える、ことを特徴とする。

本発明の樹脂結合型永久磁石の製造方法は、第２の態様において、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、上記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱可塑性樹脂を加えて、射出成形用コンパウンドを作製した後、射出成形する工程と、を備える、ことを特徴とする。

上記樹脂結型永久磁石を作製する場合、鉄基希土類系ナノコンポジット磁石粉は、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、ポリエーテル等と混合され、所望の形状に成形される。この際、例えば、ＳｍＦｅＮ系磁石粉、ハードフェライト磁石粉等の永久磁石粉末を混合したハイブリッド磁石粉を用いてもよい。

上述の樹脂結合型永久磁石を用いて、１馬力（７５０Ｗ）以下程度のブラシレスＤＣモータとして自動車（電気自動車、ハイブリッド車も含む）向け及び白物家電向けに適用可能な各種回転機、並びに各種磁気センサを製造することが可能である。

本発明の磁石合金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１００μｍ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２０μｍ以上、１００μｍ以下である。また、圧縮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５０μｍ以上、１５０μｍ以下である。更に好ましくは、粒径分布に２つのピークを持ち、平均結晶粒径が８０μｍ以上、１３０μｍ以下である。

なお、本発明の磁石合金粉末の表面に、カップリング処理、化成処理（リン酸処理及びガラス被膜処理を含む）等の表面処理を施すことにより、成形方法を問わず樹脂結合型永久磁石の成形時における成形性や得られる樹脂結合型永久磁石の耐食性及び耐熱性を改善可能である。加えて、成形後の樹脂結合型永久磁石表面に樹指塗装、化成処理、鍍金等の表面処理を施した場合も、磁石合金粉末の表面処理と同様に樹脂結合型永久磁石の耐食性及び耐熱性を改善可能である。

なお、本発明の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法は、上述したものに限定されず、上述した組成、平均結晶粒径等を有する鉄基希土類硼素系等方性磁石合金が製造できれば、他の製造方法を採用することができる。例えば、フラッシュアニールを用いると、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とする微細な金属組織を形成することができるが、このような微細な金属組織を形成するには、フラッシュアニールに限定されず、他の方法も採用することができる。例えば、フラッシュアニールではなく、通常のアニール工程を採用する場合であっても、合金溶湯を急冷する回転ロールの表面速度を調整し、急冷凝固合金組織を最適な磁気特性が得られる合金組織より５％～２０％程度小さい結晶粒からなる均質微細金属組織とした場合は良好な磁気特性を得ることができる。

以下、本発明の実施例を説明する。なお、本発明は、これらの実施例のみに限定されるものではない。

（実施例）
表１に記載の合金組成となるよう、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｂ、Ｃ及びＦｅの主要元素に加え、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ等の添加元素を配合した素原料１００ｇをアルミナ製溶解坩堝へ投入した後、真空溶解炉内のワークコイルへセットした。そして、真空溶解炉内を０．０２Ｐａ以下まで真空排気した後、アルゴンガスを常圧まで導入した上で、高周波誘導加熱により合金溶湯とした。その後、水冷銅鋳型へ合金溶湯を鋳込み、母合金を作製した。

次いで、得られた母合金を適当な大きさに割った後、底部に表１に記載の平均出湯レート（表１では、単に「出湯レート」と示した）となるよう適宜異なる直径（０．７ｍｍ以上、１．２ｍｍ以下）を有するオリフィスを配した透明石英製ノズルへ４０ｇ挿入した後、単ロール急冷装置内のワークコイルへセットした。そして、真空溶解炉内を０．０２Ｐａ以下まで真空排気した後、アルゴンガスを表１に記載の急冷雰囲気圧になるまで導入し、高周波誘導加熱により母合金を再溶解した上、表１に記載のロール表面速度（Ｖｓ）で回転する回転ロールの表面へ、合金溶湯を噴射圧３０ｋＰａでノズルオリフィスより出湯し、急冷凝固合金を作製した。なお、この際、ノズル先端と回転ロール表面との距離を０．８ｍｍとした。また、回転ロールの主成分は、銅であった。また、得られた急冷凝固合金は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む結晶相と非晶質相とのいずれかを１体積％以上有していた。

図６に代表例として、実施例１３で得られた急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルを示す。図６より、急冷凝固状態で既にＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の存在が確認された。

上記工程で得られた急冷凝固合金を数ｍｍ以下に粗粉砕し、急冷凝固合金粉末とした後、フラッシュアニール炉（結晶化熱処理炉、炉心管：透明石英製で外径１５ｍｍ×内径１２．５ｍｍ×長さ１０００ｍｍ、加熱ゾーン３００ｍｍ、冷却ファンによる冷却ゾーン５００ｍｍ）を用い、急冷凝固合金の粗粉を原料ホッパーへ投入した上、２０ｇ／ｍｉｎのワーク切り出し速度で熱処理を実施した。なお、炉心管傾斜角度、炉心管回転数及び炉心管振動周波数については、表２に記載の昇温速度になるよう、表２に記載の熱処理温度及び熱処理時間とともに適宜調整した。これにより、急冷凝固合金粉末は、炉心管回転運動による攪拌と炉心管振動によるホッピング現象とが組み合わせられた動きをしながら炉心管内を通過することで、急冷凝固合金粉末は、一体としてではなく粉末個々に熱履歴を受ける特異な熱処理条件下に置かれた。フラッシュアニールを施す工程における熱処理炉及び熱履歴については、各々、図２及び図３に一例を示した。

フラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金粉末の構成相を粉末Ｘ線回折にて確認したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の存在が確認された。図７に代表例として、実施例１３で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルを示す。また、図６には見られなかったα－Ｆｅのピークがフラッシュアニール（結晶化熱処理）後の図７に見られ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とα－Ｆｅ相とが混在する金属組織であることが確認された。

図４に代表例として、実施例１３で得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を透過型電子顕微鏡にて観察した明視野像及び元素マッピングを示す。明視野像からは、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相と、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を取り囲む明確な粒界相との存在を確認した。加えて、元素マッピングでは、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂの主要構成元素からなる主相の結晶粒界にＮｄ及びＦｅが濃縮した粒界相が存在していることが確認でき、上記の粉末Ｘ線回折の結果を踏まえると、粒界に存在するＦｅはα－Ｆｅ相として存在していると推測された。なお、図４のような粒界相は、全ての実施例において形成されていることが本発明者により確認されている。

表２に記載のフラッシュアニール（結晶化熱処理）を施し得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を、長さ約７ｍｍ×幅約０．９ｍｍ以上、２．３ｍｍ以下×厚み１８μｍ以上、２５μｍ以下の磁気特性評価用サンプルとした後、３．２ＭＡ／ｍのパルス印加磁界にて長手方向に着磁した。その後、反磁界の影響を抑えるため長手方向に磁気特性評価用サンプルをセットした上、室温磁気特性を振動式試料磁力計（ＶＳＭ）により測定した結果を表３に示す。表３より、上述した残留磁束密度Ｂｒ：０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪ：７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性が、実施例１～３９に記載の合金組成及び製法にて得られていることが分かった。特に、Ｐｒを含有する実施例３２～３９については、実施例１～３１に比べ、高い固有保磁力ＨｃＪが得られていることが分かった。

次いで、実施例１３で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）済みの磁粉をピンディスクミルにて平均粒径１２５μｍになるように粉砕した。そして、本粉砕磁粉にメチルエチルケトン（ＭＥＫ）で希釈したエポキシ樹脂を２ｍａｓｓ％加え、混合・混練した後、潤滑剤としてステアリン酸カルシウムを０．１ｍａｓｓ％加えて圧縮成形ボンド磁石用コンパウンドを作製した。

上記の圧縮成形ボンド磁石用コンパウンドを１５６８ＭＰａ（１６ｔｏｎ／ｃｍ²）の圧力にて圧縮成形し、直径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの形状を有する圧縮成形体を得た後、この圧縮成形体に対してアルゴンガス雰囲気にて１８０℃×１時間の硬化熱処理（キュアリング）を実施することにより、等方性圧縮成形ボンド磁石を得た。なお、得られた等方性圧縮成形ボンド磁石の成形体密度は６．３ｇ／ｃｍ³（磁粉の真比重７．５ｇ／ｃｍ³）であることから、磁粉充填率は８４体積％であった。

実施例１３の磁粉を用いて得られた上記等方性圧縮成形ボンド磁石の磁気特性を、３．２ＭＡ／ｍのパルス印加磁界にて長手方向に着磁した後でＢＨトレーサにて測定したところ、残留磁束密度Ｂｒ：０．７４Ｔ、固有保磁力ＨｃＪ：１０２８ｋＡ／ｍ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：８９．４ｋＪ／ｍ³の磁気特性を発現していることが分かった。

次に、実施例１３で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）済みの磁粉をピンディスクミルにて平均粒径７５μｍになるように粉砕した。そして、本粉砕磁粉を加熱攪拌しながらチタネート系カップリング剤を０．７５ｍａｓｓ％となるよう噴霧し、カップリング処理を施した上、潤滑剤としてステアリン酸アミド０．５ｍａｓｓ％、ナイロン１２樹脂粉末４．７５ｍａｓｓ％を添加混合した後、連続押し出し混錬機を用い、押し出し温度１７０℃にて射出成形ボンド磁石用コンパウンドを作製した。

上記の射出成形ボンド磁石用コンパウンドを用いて射出温度２５０℃にて射出成形を行い、直径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの形状を有する等方性射出成形ボンド磁石を作製した。なお、得られた等方性射出成形ボンド磁石の成形体密度は４．６ｇ／ｃｍ³（磁粉の真比重７．５ｇ／ｃｍ³）であることから、磁粉充填率は６１体積％であった。

実施例１３の磁粉を用いて得られた上記等方性射出成形ボンド磁石の磁気特性を、３．２ＭＡ／ｍのパルス印加磁界にて長手方向に着磁した後でＢＨトレーサにて測定したところ、残留磁束密度Ｂｒ：０．５４Ｔ、固有保磁力ＨｃＪ：１０１４ｋＡ／ｍ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：６３．４ｋＪ／ｍ³の磁気特性を発現しており、射出成形ながら汎用的な等方性Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ圧縮成形ボンド磁石と同等レベルの磁気特性が得られることが分かった。

（比較例）
表１に記載の合金組成となるよう、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｄｙ、Ｂ及びＦｅの主要元素に加え、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ等の添加元素を配合した素原料１００ｇをアルミナ製溶解坩堝へ投入した後、真空溶解炉内のワークコイルへセットした。そして、真空溶解炉内を０．０２Ｐａ以下まで真空排気した後、アルゴンガスを常圧まで導入した上で、高周波誘導加熱により合金溶湯とした。その後、水冷銅鋳型へ合金溶湯を鋳込み、母合金を作製した。

次いで、得られた母合金を適当な大きさに割った後、底部に表１に記載の平均出湯レート（表１では、単に「出湯レート」と示した）となるよう適宜異なる直径（０．７ｍｍ以上、１．２ｍｍ以下）を有するオリフィスを配した透明石英製ノズルへ４０ｇ挿入した後、単ロール急冷装置内のワークコイルへセットした。そして、真空溶解炉内を０．０２Ｐａ以下まで真空排気した後、アルゴンガスを表１に記載の急冷雰囲気圧になるまで導入し、高周波誘導加熱により母合金を再溶解した上、表１に記載のロール表面速度（Ｖｓ）で回転する回転ロールの表面へ、合金溶湯を噴射圧３０ｋＰａでノズルオリフィスより出湯し、急冷凝固合金を作製した。なお、この際、ノズル先端と回転ロール表面との距離を０．８ｍｍとした。

上記工程で得られた急冷凝固合金を数ｍｍ以下に粗粉砕し、急冷凝固合金粉末とした後、フラッシュアニール炉（結晶化熱処理炉、炉心管：透明石英製で外径１５ｍｍ×内径１２．５ｍｍ×長さ１０００ｍｍ、加熱ゾーン３００ｍｍ、冷却ファンによる冷却ゾーン５００ｍｍ）を用い、急冷凝固合金の粗粉を原料ホッパーへ投入した上、２０ｇ／ｍｉｎのワーク切り出し速度で熱処理を実施した。なお、炉心管傾斜角度、炉心管回転数及び炉心管振動周波数については、表２に記載の昇温速度になるよう、表２に記載の熱処理温度及び熱処理時間とともに適宜調整した。

フラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金粉末の構成相を粉末Ｘ線回折にて確認したところ、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の存在が確認された。図８に代表例として、比較例７で得られたフラッシュアニール（結晶化熱処理）後の急冷凝固合金の粉末Ｘ線回折プロファイルを示す。図８より、比較例７はＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を主相とする単相の金属組織であることが確認された。

図５に代表例として、比較例７で得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を透過型電子顕微鏡にて観察した明視野像及び元素マッピングを示す。明視野像では、平均結晶粒径５０ｎｍ以下のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相は確認できたものの、明確な粒界相は確認できなかった。加えて、元素マッピングからも、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂの主要構成元素からなる主相の結晶粒界には、実施例１３に見られたようなＮｄ及びＦｅが濃縮した粒界相が存在していないことが分かった。この点は、他の比較例においても同様であった。

表２に記載のフラッシュアニール（結晶化熱処理）を施し得られた鉄基希土類硼素系等方性磁石合金を、長さ約７ｍｍ×幅約０．９ｍｍ以上、２．３ｍｍ以下×厚み１８μｍ以上、２５μｍ以下の磁気特性評価用サンプルとした後、３．２ＭＡ／ｍのパルス印加磁界にて長手方向に着磁した。その後、反磁界の影響を抑えるため長手方向に磁気特性評価用サンプルをセットした上、室温磁気特性を振動式試料磁力計（ＶＳＭ）により測定した結果を表３に示す。表３より、上述した残留磁束密度Ｂｒ：０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪ：７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性が、比較例１～１２に記載の合金組成及び製法では得られていないことが分かった。

１ 原料ホッパー
２ 原料供給フィーダ
３ 炉心管
３ａ 炉心管拡大図
３ｂ 炉心管断面拡大図
４ 管状炉
５ 冷却塔
６ 回収ホッパー
７ 振動子
８ 炉心管回転用モータ
９ 炉心管回転軸
１０ 装置架台
１１ 炉心管傾斜角度
１２ 冷却ファン風
１３ 急冷凝固合金粉末（ワーク）
１４ ワークの移動方向
１５ ワークのホッピング現象
１６ 昇温速度
１７ 保持温度
１８ 降温速度
２１ 主相
２２ 粒界相

Claims (8)

1. 組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含む少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、
   ４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、
   １１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、
   ０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、
   ０．０≦ｎ≦０．５
   を満足する組成を有する合金組成を有し、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物を主相とし、前記主相を取り囲む粒界相が存在する金属組織を有し、
   ＲＥ ₂ Ｆｅ ₁₄ Ｂ型正方晶化合物からなる主相を取り囲む粒界相は、
   ＲＥ及びＦｅを主成分とし、
   強磁性相であり、
   幅が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であり、
   ＲＥ及びＦｅを主成分とする前記粒界相の構成比において、主相の比率が７０体積％以上、９９体積％未満、前記粒界相の比率が１体積％以上、３０体積％未満である、
   鉄基希土類硼素系等方性磁石合金。
2. ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を有する、
   請求項１に記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金。
3. 残留磁束密度Ｂｒが０．８５Ｔ以上、固有保磁力ＨｃＪが７００ｋＡ／ｍ以上、１４００ｋＡ／ｍ未満、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１２０ｋＪ／ｍ³以上の磁気特性を発現する、
   請求項１または２に記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金。
4. 組成式Ｔ_100-x-y-z（Ｂ_1-nＣ_n）_xＲＥ_yＭ_z（ＴはＦｅ、Ｃｏ及び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、ＲＥはＮｄ及びＰｒのうち少なくともＮｄを必ず含み、少なくとも１種の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ及び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及びｚがそれぞれ、
   ４．２原子％≦ｘ≦５．６原子％、
   １１．５原子％≦ｙ≦１３．０原子％、
   ０．０原子％≦ｚ≦５．０原子％、及び、
   ０．０≦ｎ≦０．５
   を満足する組成を有する合金溶湯を用意する工程と、
   前記合金溶湯を、ノズル先端に配したオリフィス１孔当たり２００ｇ／ｍｉｎ以上、２０００ｇ／ｍｉｎ未満の平均出湯レートにて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ又はこれらの金属の少なくとも１種を含む合金を主成分とする回転ロールの表面上に噴射することで、ＲＥ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を含む結晶相と非晶質相とのいずれかを１体積％以上有する急冷凝固合金を作製する工程と、
   前記急冷凝固合金に対して、１０℃／ｓｅｃ以上、２００℃／ｓｅｃ未満の昇温速度にて、結晶化温度以上、８５０℃以下の一定温度域に到達させてから、０．１ｓｅｃ以上、７ｍｉｎ未満経過後に急冷するフラッシュアニールを施す工程と、
   を備え、
   前記フラッシュアニールを施す工程により、ＲＥ ₂ Ｆｅ ₁₄ Ｂ型正方晶化合物の化学量論組成よりも低いＢ含有濃度でありながら、平均結晶粒径が１０ｎｍ以上、７０ｎｍ未満であるＲＥ ₂ Ｆｅ ₁₄ Ｂ型正方晶化合物を主相とし、前記主相を取り囲む、ＲＥ及びＦｅを主成分とする幅が１ｎｍ以上、１０ｎｍ未満の強磁性相の粒界相が存在する、ＲＥ ₂ Ｆｅ ₁₄ Ｂ型正方晶化合物の単磁区臨界径よりも微細な金属組織を形成する、
   鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法。
5. 前記急冷凝固合金又は前記フラッシュアニールが施された前記急冷凝固合金を粉砕することにより、鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を作製する工程を更に備える、
   請求項４に記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法。
6. 請求項５に記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、
   前記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱硬化性樹脂を加えた後、成形金型へ充填の上、圧縮成形により圧縮成形体とした後、前記熱硬化性樹脂の重合温度以上で熱処理する工程と、を備える、
   樹脂結合型永久磁石の製造方法。
7. 請求項５に記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法で製造された鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末を用意する工程と、
   前記鉄基希土類硼素系等方性磁石合金粉末に熱可塑性樹脂を加えて、射出成形用コンパウンドを作製した後、射出成形する工程と、を備える、
   樹脂結合型永久磁石の製造方法。
8. 前記主相及び前記粒界相のＲＥは、少なくともＮｄ及びＰｒを含む、
   請求項１から７のいずれかに記載の鉄基希土類硼素系等方性磁石合金の製造方法。