铁基稀土类系各向同性纳米复合磁铁的制造方法

摘要

本发明提供一种稳定的、发挥优良磁特性的纳米复合磁铁。本发明的铁基稀土类系纳米复合磁铁制造方法，包括：准备合金熔液的工序，该合金溶液的组成式用T100-x-y-zBxRyMz(其中，T是选自Fe、Co和Ni中的至少一种元素，主要含Fe元素；R是至少一种稀土类元素；M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一种元素)表示，组成比率x、y和z分别满足5＜x≤30at％、1≤y≤11at％和0≤z≤10at％；将该熔液冷却凝固的急冷工序。该急冷工序包括：通过使熔液与旋转的冷却辊表面接触、将熔液急冷到200℃以上800℃以下的温度范围内从而形成急冷合金的第1冷却工序；在急冷合金的温度降低到200℃以下之前、将急冷合金在500℃以上800℃以下的温度范围内保持0.5秒以上3600秒以下的保温工序；将急冷合金冷却到200℃以下的温度的第2冷却工序。

权利要求

1.一种铁基稀土类系纳米复合磁铁的制造方法，包括：准备合金熔液的工序，该合金熔液的组成式用T100-x-y-zQxRyMz表示，其组成比率x、y和z满足5＜x≤30at％、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％，其中，T是选自Fe、Co、Ni中的至少一种元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一种稀土类元素；M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一种元素；

将所述熔液冷却凝固的急冷工序，其特征在于：

所述急冷工序包括：

通过使所述熔液与旋转的冷却辊表面接触、将所述熔液急冷到200℃以上800℃以下的温度范围内从而形成急冷合金的第1冷却工序；

在所述急冷合金的温度降低到不足500℃之前、将所述急冷合金在500℃以上800℃以下的温度范围内保持0.5秒以上3600秒以下的保温工序；和将所述急冷合金冷却到不足200℃的温度的第2冷却工序，所述第2冷却工序后的所述急冷合金具有在同一金属组织内共存硬磁性相和软磁性相的结构，该硬磁性相具有平均结晶粒径为10nm以上、不足100nm的R2Fe14B型结晶结构，该软磁性相含Fe-B相。

2.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：

3 5

所述第1冷却工序包括将所述熔液的温度以5×10℃/秒以上7×10℃/秒以下的冷却速度降低的工序。

3.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：所述第2冷却工序包括将所述急冷合金的温度以0.5℃/秒以上的冷却速度降低的工序。

4.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：所述保温工序包括用加热到400℃以上1000℃以下的温度的部件向所述急冷合金供给热的工序。

5.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：所述急冷工序包括：在所述急冷合金从所述冷却辊脱离之后、开始第2冷却工序之前、将所述急冷合金分别破碎成长度为100mm以下的部分的工序。

6.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：所述保温工序在与所述冷却辊设置在同一槽内的热处理炉中进行。

7.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于：使所述合金的熔液与旋转的冷却辊表面接触的工序包括：将所述熔液供给到导向面相对于水平方向倾斜的导向装置上、将流过所述导向面的熔液通过管状孔供给到与所述冷却辊接触的区域的工序。

说明书

铁基稀土类系各向同性纳米复合磁铁的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及铁基稀土类系纳米复合磁铁的制造方法。技术背景

[0002] 目前，作为R-Fe-B系磁铁，正在开发研制出一种纳米复合永久磁铁(以下称作“纳米复合磁铁”)，该磁铁具有将R2Fe14B等的硬磁性相和Fe3B(含有Fe3.5B)或α-Fe等的软磁性相(高磁化强磁性相)进行磁结合的组织结构。

[0003] 在制造纳米复合磁铁时，作为起始原料，大多使用具有非晶质组织、或含有大量非晶质相的组织的急冷合金(也称作“急冷凝固合金”)。通常，这种急冷合金在急冷之后含有非晶质相，因此通过热处理进行充分的结晶化，最终成为具有平均结晶粒径为1nm～100nm细微组织的磁性材料。

[0004] 根据以往的制造纳米复合磁铁用急冷合金的方法是，将金属熔液供给到配置在急冷装置内的冷却辊上，在装置内冷却到室温。随后，将急冷合金从装置内取出，在500℃～800℃的一定温度下，实施60秒～60分钟程度的热处理，形成实现了永久磁铁特性的细微结晶组织。

[0005] 为结晶化而进行热处理后的磁性合金的组织结构，极大地取决于结晶化热处理前的急冷合金的组织结构。因此，急冷合金中析出的结晶相种类和平均尺寸，以及急冷合金中所含的非晶质相的比率等，对最终的磁铁特性产生重要的影响。由于这种急冷合金的组织结构随合金熔液的急冷条件而变化，所以制造具有优良磁特性的纳米复合磁铁等的永久性磁铁时，重要的是控制急冷条件。

[0006] 因此，关于这种急冷条件的控制方法进行了种种研究，例如，下述专利文献1中记载着：在对R-Fe-B系纳米复合磁铁用合金进行急冷凝固工序时，通过调整合金的冷却速度，使凝固后的合金原料含有位于X射线衍射的布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，并且，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线(halo-pattern)的最高强度的5％以上不足200％，另外，体心立方型Fe的(110)布喇格散射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不足5％，具体地讲，以合金的冷却速度为
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5×10 ～5×10℃/秒，使合金的温度从急冷前的合金的温度Tm降低到仅400℃～800℃的低的温度，以减少结晶化反应热，由此，可得到纳米复合磁铁用原料合金(适于再现性好且有效地制造具有细微且均质的金属组织的磁铁粉末)。

[0007] 另外，下述专利文献2中记载着：对R-Fe-B系纳米复合磁铁用合金进行急冷凝固3 5
过程中，以10 ～10℃/秒的冷却速度对合金熔液进行急冷，制造含有非晶质相占总体的
60％(以体积比率计)以上的急冷合金，通过限定原料合金的组成，可提供提高了非晶质形成能力的、能以制造成本低廉的带钢铸造(strip cast)法制造的铁基稀土类磁铁合金以及铁基稀土类合金磁铁。

[0008] [专利文献1]特开2000-234137号公报

[0009] [专利文献2]特开2002-80921号公报

[0010] 但是，这些课题是想通过控制整个冷却工序，来控制为形成结晶而进行热处理后的磁性合金的组织结构，但是，在以大批量生产的水平上对其严格控制，并稳定地供给具有优良磁特性的纳米复合磁铁，并不容易。

发明内容

[0011] 本发明就是鉴于上述情况而进行的，其主要目的是提供一种制造具有稳定且优良的磁特性的纳米复合磁铁的方法。

[0012] 根据本发明的铁基稀土类系纳米复合磁铁制造方法，包括：准备合金熔液的过程，该合金溶液的组成式用T100-x-y-zQxRyMz(其中，T是选自Fe、Co、和Ni中的至少一种元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一种稀土类元素；M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一种元素)表示，其组成比率x、y和z分别满足5＜x≤30at％、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％；将上述熔液冷却凝固的急冷工序。在该铁基稀土类系纳米复合磁铁的制造方法中的上述急冷工序，包括：通过使上述熔液与旋转的冷却辊相接触、将上述熔液急冷到200℃以上800℃以下的范围内从而形成急冷合金的第1冷却工序；在上述急冷合金温度降低到200℃以下之前、将上述急冷合金在500℃以上800℃以下的温度范围内保持0.5秒以上3600秒以下的保温工序；将上述急冷合金冷却到不足200℃的温度的第2冷却工序。

[0013] 优选实施方式中，上述保温工序在将上述急冷合金保持在上述温度范围内的温度时，包括将上述急冷合金的温度以70℃/分钟以下的冷却速度降低的过程和/或将上述急冷合金的温度以50℃/分钟以下的升温速度升温的工序。

[0014] 优选实施方式中，上述第1冷却工序包括将上述熔液的温度以5×103以上5
7×10℃/秒以下的冷却速度进行降低的工序。

[0015] 优选实施方式中，上述第2冷却工序包括将上述急冷合金的温度以0.5℃/秒以上的冷却速度进行降低的工序。

[0016] 优选实施方式中，上述保温工序包括用加热到400℃以上1000℃以下的温度的部件向上述急冷合金供热的工序。

[0017] 优选实施方式中，上述急冷工序包括：在上述急冷合金从上述冷却辊脱离之后、开始上述第2冷却工序之前、将上述急冷合金分别破碎成长度为100mm以下的部分的工序。

[0018] 优选实施方式中，上述保温工序是在与上述冷却辊设置在同一槽内的热处理炉中进行。

[0019] 优选实施方式中，使上述合金熔液与旋转的冷却辊表面相接触的过程包括：将上述熔液供给到导向面相对于水平方向倾斜的导向装置上，把流过上述导向面的熔液通过管状孔供给到与上述冷却辊相接触区域的过程。

[0020] 优选实施方式中，上述第2冷却工序后的上述急冷合金具有在同一金属组织内共存硬磁性相和软磁性相的纳米复合结构，上述硬磁性相具有平均结晶粒径为10nm以上不足100nm的R2Fe14B型结晶构造，上述软磁性相含有Fe-B相。

[0021] 根据本发明可稳定地形成在以往单调冷却的急冷工序中极难以稳定地获得的优良的纳米复合磁铁组织。另外，即使不进行结晶化热处理，也能获得具有优良纳米复合磁铁结构的急冷合金(纳米级复合磁铁)，所以缩短了工序的时间，提高了批量生产效率。

附图说明

[0022] 图1是在根据本发明的急冷工序中表示合金温度随时间变化的曲线图。

[0023] 图2是以往实例的急冷工序中合金温度随时间变化的曲线图。

[0024] 图3是表示在本发明的具体实施方式的急冷工序中，合金经历的温度变化曲线(以下称「冷却途径a」)与急冷工序中析出的结晶相的关系的模式图。

[0025] 图4是表示在以往的急冷工序中，合金经历的温度变化曲线(冷却途径b～e)与急冷工序中析出结晶相的关系的模式图。

[0026] 图5是表示适用于实施本发明的急冷装置100的结构的图。

[0027] 图6是表示图5的急冷装置100中冷却辊的动作的斜视图。

[0028] 图7是表示急冷工序中合金温度与经历时间之间关系的一例模式曲线图。

[0029] 图8是表示急冷工序中合金温度与经历时间之间关系的另一例模式曲线图。

[0030] 符号说明

[0031] 10：熔融装置，12：浇口，14：中间罐，16：冷却辊，18：投入导轨，20：马达，22：粉碎机，24：滚筒式加热装置，100：急冷装置。

具体实施方式

[0032] 本发明中，首先准备组成式用T100-x-y-zQxRyMz表示、组成比率x、y和z满足5＜x≤30at％(原子％)、1≤y＜11at％和0≤z≤10at％的合金的熔融液。其中，T是选自Fe、Co、Ni中的至少一种元素，主要含Fe元素；Q是B和/或C；R是至少一种稀土类元素；M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au以及Pb中的至少一种元素。

[0033] 接着，对上述合金熔液进行冷却凝固的急冷工序。如图1所示，该急冷工序包括：将合金熔液急冷到200℃以上800℃以下范围内的温度的第1冷却工序；将第1冷却工序中凝固的合金(急冷合金)在500℃以上800℃以下范围的温度下保持0.5秒以上3600秒以下的时间的保温工序；将该急冷合金冷却到不足200℃的温度(例如室温(RT))的第2冷却工序。

[0034] 如图2所示，现有的急冷工序是从熔融温度到室温进行单调降温的过程。此时，为了结晶化，通常在随后进行热处理。

[0035] 接着，参照图3和图4说明因上述急冷工序不同而使急冷合金的组织结构产生巨大差异的理由。

[0036] 图3是表示，在本发明的具体实施方式中的急冷工序中，合金经历的温度变化的曲线(profile)(以下称“冷却途径a”)与急冷工序中析出的结晶相的关系的模式图。而图4是表示，在以往的急冷工序中，合金经历的温度变化的曲线(冷却途径b～e)与急冷工序中析出的结晶相的关系的模式图。图3和图4是稀土类元素R的组成比率y比较小(3≤y≤6at％)的时候的曲线图。

[0037] 从图3可知，依照冷却途径a的情况下，由于在时刻t1～t2期间合金温度保持在规定范围(500℃以上800℃以下)内，所以增长了通过Nd2Fe14B相的析出领域的时间。其结果，在急冷工序之后，可得到具有在同一金属组织内混合存在细微Nd2Fe14B相和Fe3B相的纳米复合磁铁结构的急冷合金。此时，最初析出Fe3B相，其后析出Nd2Fe14B相，所以形成在同一金属组织内混合存在尺寸大致相同(例如直径20nm)的Fe3B相和Nd2Fe14B相的纳米复合磁铁组织。由于在急冷合金中几乎不存在非晶质相，所以即使不进行结晶化的热处理，也能制造发挥优良的纳米复合磁铁特性的磁铁。另外，稀土类元素R的组成比率满足6≤y＜11at％的关系时，虽然最初从液相状态的合金熔液中析出Nd2Fe14B相，但是通过进行保温过程，与图3所示的情况相同地通过Nd2Fe14B相的析出区域的时间长。因此，形成了在Nd2Fe14B相的晶粒边界或亚晶粒边界处析出Fe3B相的纳米复合磁铁组织。

[0038] 根据本发明，即使稀土类元素R的组成比率比较小，为3≤y＜6at％时，急冷合金中所含结晶相(Fe3B相和Nd2Fe14B相)的体积比率也是40％以上(例如80％程度)。另外，在稀土类元素R的组成比率满足6≤y＜11at％的关系时，急冷合金中所含的结晶相(主要是Nd2Fe14B相)的体积比率能达到60％以上(例如90％程度)。

[0039] 与此相反，图4所示的以往的急冷工序中的冷却途径b～d中，任何一种情况下合金温度都是单调降低。依照冷却途径b的情况下，由于冷却速度相对地高，得到的急冷合金几乎全部由非晶质相构成。为了用非晶质急冷合金制造纳米复合磁铁，必须进行为结晶化的热处理，但是由于伴随结晶化的自身发热，很难实现最适宜的热处理条件。因此，利用结晶化热处理不可能控制各构成相的结晶粒径，由于组织不均匀，所以最终得不到良好的磁特性。

[0040] 依照冷却途径c得到的急冷合金，虽然具有在非晶质相中析出Fe3B相的组织结构，但是，上述的伴随结晶化热处理产生的问题与冷却途径b的情况相同。依照冷却速度更低的冷却途径d情况下，虽然能得到细微Nd2Fe14B相和Fe3B相混合存在的组织结构，但Nd2Fe14B相的析出量不充分，另外，由于冷却速度难以控制，所以存在组织结构产生很大偏差的问题。因此，为了延长通过Nd2Fe14B相析出区域的时间，依照进一步降低冷却速度的冷却途径e时，由于在最初通过Fe析出区域，所以形成析出大量Fe的急冷合金，导致最终的纳米复合磁铁特性的恶化。

[0041] 如上述，使用以往的方法很难再现性良好地批量生产优质的纳米复合磁铁，但是根据本发明，通过在急冷工序中插入保温过程，能够再现性良好地得到具有优良纳米复合磁铁组织的急冷合金。

[0042] 本发明中的保温工序是暂时降低冷却速度的工序。在具体实施方式中，通过与旋转的冷却辊表面接触而使温度急剧降低的合金薄带，在从冷却辊表面脱离后，进行保温工序。该保温工序，是在合金薄带与冷却辊表面脱离之后，如果按照原来的方式则由于与环境气接触或由于红外放射而进一步失去的热量，通过使用下述的加热装置抑制其失去热量，或通过进行加热来实现该保温工序。在保温工序中，没有必要严格保持在恒定的温度。

[0043] 如果根据以往的急冷方法，急冷合金在与冷却辊表面脱离后，其温度通过500℃以上800℃以下的温度范围，降低到不足500℃，但是，在本发明中，其具有的显著特点可以说是，为了抑制500℃以上800℃以下温度范围内的冷却，在急冷工序中，对急冷合金进行暂时的加热(供给热)。

[0044] 进行这种保温工序时，与对急冷工序之后温度暂时降低到室温的急冷合金进行结晶化热处理的情况不同，可再现性良好地获得所要的金属组织。另外，如果根据以往的方法，稍稍改变冷却速度就可极大地改变最终磁铁的特性，与其相反，如果根据本发明可批量生产特性偏差很小的纳米复合磁铁。

[0045] 下面，参照图5说明根据本发明制造纳米复合磁铁方法中最适宜地使用的急冷装置100的结构。

[0046] 图5的装置，在能保持真空或惰性气体的气体氛围的槽内，具备熔融装置10、冷却辊16、粉碎机22、和滚筒式加热装置24。

[0047] 更详细讲，熔融装置(坩埚)10具有向中间罐(tundish)14供给合金熔液的浇口12，且被支撑成能够倾斜转动。中间罐14具有倾斜的导向面，该导向面一边使从熔融装置
10的浇口12注入的熔液整流，一边把该熔液供给到旋转冷却辊16的表面上。

[0048] 粉碎机22用马达20驱动转动，对被冷却辊16急冷的合金进行粉碎。在粉碎机22的下方，配置有倾斜板状的投入导轨18。投入导轨18接收粉碎的急冷合金，导入到滚筒式加热装置24的内部。

[0049] 滚筒式加热装置24是具有投入口和排出口的圆筒形状，通过围绕着中心轴旋转，一边搅拌内部的急冷合金一边实现均匀性优异的热处理。保温工序结束后，从滚筒式加热装置24的排出口回收急冷合金，直接在装置内冷却到室温。

[0050] 以下说明使用图5的急冷装置100来进行的急冷工序的一例。

[0051] 首先，通过倾斜转动蓄有合金熔液的熔融坩埚10，向中间罐14供给熔液。合金具有上述组成。

[0052] 熔液被中间罐14进行整流后，与旋转的冷却辊16的表面接触。在优选的实施方式中，调节中间罐14的配置，使导向面相对于水平方向仅仅倾斜5～70°。在中间罐14的端部设有给导向面内流动的熔液付与节流效果的至少1个(优选复数个)管状孔。流到导向面上的熔液通过管状孔内部之后，供给到冷却辊16的表面上，因此在以较快速度旋转的冷却辊16表面上也可以形成稳定的桨片(paddle)。

[0053] 图6示出了从熔液坩埚10经过中间罐14向冷却辊16的表面供给熔液进行急冷的形式。熔融坩埚10周围卷绕有高频线圈，用来加热熔融投入到熔融坩埚10的内部的原料合金。为了简单化，图中省略了管状孔的表示。

[0054] 合金熔液在冷却辊16上时的冷却速度(第1冷却工序中的冷却速度)，通过调整3
冷却辊16的旋转速度来控制。第1冷却工序中的冷却速度，优选设定为5×10℃/秒以上
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7×10℃/秒的范围内。当该冷却速度低于5×10℃/秒时，与冷却辊16脱离前进行结晶
5
化，在随后进行的保温工序中，不能控制结晶的粒径。另外，当冷却速度超过7×10℃/秒时，转入保温工序时的合金成为大致完全的非晶质状态，所以很难使保温工序的加热条件等达到最佳化。

[0055] 脱离冷却辊16之后的急冷合金，用急冷装置100内的粉碎机22破碎成长度小于100mm的尺寸。由此，利用滚筒式加热装置24能够有效地进行保温工序。通过在急冷装置
100内进行用粉碎机22进行的破碎，可得到提高工序的效率的同时又能进行均匀的热处理的优点。破碎的急冷合金碎片的平均尺寸优选为0.5mm～30mm。另外，急冷合金的破碎也可在滚筒式过热装置24的内部中的保温工序中进行。

[0056] 被粉碎的急冷合金，在滚筒式加热装置24内被保持在规定的温度范围以内。该保温工序是一种热处理，利用滚筒式加热装置24可抑制急冷合金的温度的降低。急冷合金从冷却辊16的表面脱离之后，虽然可以暂时降低到200℃～500℃的范围内的温度水平，但是，从滚筒式加热装置24吸收热量，在指示出500℃～800℃的温度的状态下，至少保持0.5秒以上的期间。当保温温度不满500℃时，不能析出能够表现磁特性的充分多的Nd2Fe14B相，得不到良好的磁特性。当保温温度超过800℃时，结晶粒子的成长显著，不能形成均匀的组织，因此得不到良好的磁特性。保温温度的更优选的范围为600℃～750℃，更优选的保温时间范围为5秒～20分钟。

[0057] 另外，从冷却辊16的表面脱离之后，直到进行保温工序期间，最好不要使急冷合金的温度降低到小于200℃。因此，急冷合金从冷却辊16的表面脱离之后，优选在30秒以内投入到滚筒式加热装置24内。

[0058] 使用图5所示的急冷装置100实施本发明时，第1冷却工序从合金熔液与冷却辊16的表面接触时开始，持续到从冷却辊16的表面脱离。在第1冷却工序之后进行的保温工序是在滚筒式加热装置24的内部收容有急冷合金装入时进行。

[0059] 以下参照图7和图8更详细地说明保温工序。

[0060] 图7示例中，在时刻t1完成第1冷却工序S1之后，立刻开始保温工序S2，但在使用图5所示的装置时，保温工序S2的开始时间推迟了一段时间，该时间就是急冷合金从冷却辊16的表面脱离之后至移动到滚筒式加热装置24中为止所需要的时间。保温工序S2的开始时间被推迟时，这期间急冷合金的温度会降低，但只要该温度不低于200℃就没有问题。例如，将保温温度设定为650℃时，保温工序S2开始之前的急冷合金的温度有可能低到600℃。此时况，保温工序S2中，至少在初期，用滚筒式加热装置24对急冷合金进行加热，升温到指定的650℃。这时，虽然有时温度会暂时超过650℃，但没有太大问题。

[0061] 急冷合金从冷却辊的表面脱离之后至投入到滚筒式加热装置24内的时间，例如更优选设定为0.1～10秒的范围内。

[0062] 如上所述，本发明中的所谓“保温工序”，其意思并不仅仅是将急冷合金的温度严格地保持在恒定的水平，其广泛意思是指：在冷却工序中的一定期间，通过有意识地降低冷却速度(降低后的冷却速度比自然冷却速度低)来延长通过500℃以上800℃以下的温度范围时的时间。因此，在保温工序中可以变动急冷合金的温度。例如，在保温工序中，即使急冷合金的温度以低于70℃/分钟的速度降低、以低于50℃/分钟的速度升高，也能获得本发明的效果。

[0063] 通常，通过使用冷却辊快速冷却合金熔液制造急冷合金时，从冷却辊脱离的急冷合金，通过与大气环境和输送部件接触来进行散热。因此，在进行保温工序时，与这种自然冷却(散热)相反，必须向急冷合金供给热量。从这个意义上讲，本发明的“保温工序”作为冷却工序中进行的一种热处理过程而发挥其功能。

[0064] 另外，即使想把凝固合金的温度保持在恒定温度，在现实当中，不可避免地会发生多多少少的温度变化。例如，即使是以低于30℃/分钟的冷却速度进行的缓慢冷却、或以低于20℃/分钟的升温速度进行的极缓慢升温，与通常的冷却工序相比均可认为是保持在大致恒定的温度上。图8表示在保温工序S2中合金温度缓慢降低的实例(实线)和温度发生了增减的实例(虚线)的模式曲线。即使在这种情况下，也能充分获得本发明的效果，并能增大矫顽力。

[0065] 保温工序后进行的第2冷却工序(图7和图8中，以参照符号「S3」示出部分)中，优选以高于60℃/分钟的冷却速度将凝固合金冷却到常温(室温)，通过以比较大的冷却速度冷却合金能够充分地抑制晶粒的成长。第2冷却工序可以通过与环境气体接触自然冷却，还可通过向凝固合金吹冷却气体或与冷却部件接触，进行更积极的冷却处理。

[0066] 这一连串的工序优选在真空或惰性气体环境中进行。图5所示的装置中，是在与大气环境隔离的腔室内进行第1冷却工序、保温工序、和第2冷却工序，但是，在第2冷却工序的后半程中，由于急冷合金的温度降低到相当低的水平，所以即使与大气接触，也不会因氧化等而导致质量恶化的问题。因此，第2冷却工序的一部分或全部也可在腔室外进行。

[0067] 第2冷却工序结束时的(as-spun)急冷合金中，析出有充分的具有R2Fe14B型结晶结构的化合物相，在其晶粒边界处也形成有Fe-B(硼铁)相。为此，不需要额外进行为结晶化的热处理，但为了对稍稍残留的非晶质层进行结晶化，也可追加热处理。

[0068] 另外，保温工序并不限定于使用图5所示的急冷装置100进行的情况，也可采用其他方法进行。

[0069] 在以往的方法中，在急冷装置内制造的急冷合金的温度降低到室温之后，从急冷装置中取出，为了结晶化，需要从室温进一步加热到结晶化温度，随后进行冷却工序。但根据本发明，由于不需要从室温加热到结晶化温度的加热工序，其优点是大幅度地缩短了工序的时间，同时也大幅度地减少了热处理所消耗的能量。

[0070] [组成]

[0071] 稀土类元素R是1种或2种以上的稀土类金属。稀土类元素R的组成比率低于1at％时，由于不能析出充分的具有R2Fe14B型结晶结构的化合物相，所以得不到硬磁特性。
另外，稀土类元素R的组成比率达到11at％以上时，由于难以析出铁和硼铁，所以不能形成纳米复合组织，得不到高的磁化强度(magneitization)。为此，稀土类元素R的组成比率设定为1at％～11at％的范围以内，优选设定为3at％～9.5at％的范围以内。稀土类元素R的组成比率的优选范围为4at％～9.2at％。

[0072] 当B(硼)的组成比率是5at％以下时，即使使用液体急冷法也得不到过冷液体状态，难以得到表面平滑性高的急冷合金。另外，B的组成比率超过30at％时，不析出R2Fe14B型化合物相，得不到硬磁特性。为此，B的组成比率设定在5at％以上30at％以下的范围内。B的组成比率的优选范围为7at％以上20at％以下，更优选范围为10.5at％以上20at％以下。

[0073] 另外，由于对磁特性和金属组织不产生影响，所以允许用C置换B至B的50％(原子比率)。

[0074] 实际上，由Fe构成的T占据了所含上述元素的其余份额。T所含的一部分Fe，用Co和/或Ni置换，也可得到所要求的磁特性。然而，这些Fe以外的金属元素对Fe进行置换的置换量超过50％(原子比率)时，得不到0.5T以上的残留磁束密度Br。为此，置换量优选限定在0％～50％的范围内。另外，通过用Co置换一部分Fe，既可提高矫顽力HcJ，又能提高R2Fe14B相的居里温度，从而提高了耐热性。Co的置换量的优选范围为0.5％以上15％以下。

[0075] 也可以向含有上述元素的合金组成中添加由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au、和/或Pb构成的添加元素M。通过添加这些元素，除了提高磁特性之外，还可以得到扩大最适宜热处理温度区域的效果。然而，添加量超过10at％时，会导致磁化强度的降低，所以添加量优选限定在0at％～10at％的范围内，更优选的范围为0.1at％～5at％。

[0076] 产业上的可利用性

[0077] 根据本发明制造的纳米复合磁铁，能稳定地发挥优良的磁特性，可用于各种永久磁铁。尤其是可用于与树脂混合制造的粘结磁铁，可作为具有多种形态的磁铁用于工业制品中。