(57)【要約】含有される結晶粒が特定の平均粒径を有し、酸素量及び炭素量が極めて少なく、しかも磁気特性に優れた希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金からなる永久磁石及びその製造方法であって、該永久磁石は、Ｙを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、酸素含有量が１５００ｐｐｍ以下、炭素含有量が３００ｐｐｍ以下であり、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍである塑性変形合金からなる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、酸素含有量が１５００ｐｐｍ以下、炭素含有量が３００ｐｐｍ以下であり、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍである希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金からなる永久磁石。
【請求項２】
残部Ｍが、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選択される少なくとも１種を含む請求の範囲１の永久磁石。
【請求項３】
残部Ｍが、チタン、ニッケル、バナジウム、クロム、マンガン、ジルコニウム、ハフニウム、ニオブ、モリブデン、タンタル、タングステン、ルテニウム、ロジウム、パラジウム、レニウム、オスミウム、イリジウム及び白金からなる群より選択される少なくとも１種の元素を含む請求の範囲１の永久磁石。
【請求項４】
チタン、ニッケル、バナジウム、クロム、マンガン、ジルコニウム、ハフニウム、ニオブ、モリブデン、タンタル、タングステン、ルテニウム、ロジウム、パラジウム、レニウム、オスミウム、イリジウム及び白金からなる群より選択される少なくとも１種の元素を、塑性変形合金全量基準で０．００５〜１．００原子％含む請求の範囲１の永久磁石。
【請求項５】
粒径０．３〜１０μｍの結晶粒を含み、該結晶粒の含有割合が塑性変形合金中に含有される結晶粒全体に対して９０％以上である請求の範囲１の永久磁石。
【請求項６】
粒径０．３〜５μｍの結晶粒を含み、該結晶粒の含有割合が塑性変形合金中に含有される結晶粒全体に対して７０％以上である請求の範囲１の永久磁石。
【請求項７】
イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒を面積率で８０％以上含有する、ストリップキャスティング法により鋳造した鋳片からなる磁石原料合金を準備する工程（Ａ）と、該磁石原料合金を塑性変形して、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍの希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金を調製する工程（Ｂ）と、該塑性変形合金に磁場を印可する工程（Ｃ）とを含む請求の範囲１の永久磁石の製造方法。
【請求項８】
磁石原料合金が、前記鋳片を圧密化した圧密体である請求の範囲７の製造方法。
【請求項９】
前記圧密化が、磁石原料合金を６００〜１０００℃に加熱しながら、５０〜２００ＭＰａで加圧して行われる請求の範囲８の製造方法。
【請求項１０】
工程（Ｂ）の塑性変形を、磁石原料合金が５００〜１２００℃の温度域に保持される条件で行う請求の範囲７の製造方法。
【請求項１１】
前記鋳片の厚さが、５０〜８００μｍである請求の範囲７の製造方法。
【請求項１２】
工程（Ｂ）が、塑性変形前の磁石原料合金、及び塑性変形後の塑性変形合金の少なくとも一方を熱処理する工程を含む請求の範囲７の製造方法。
【請求項１３】
前記熱処理を、磁石原料合金及び塑性変形合金の少なくとも一方を５００〜１１５０℃で加熱して行う請求の範囲１２の製造方法。
【請求項１４】
工程（Ｂ）において、塑性変形を複数回繰り返す請求の範囲７の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  本発明は、希土類金属、鉄及びボロンを必須成分とする希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金を含む永久磁石及びその製造方法に関する。
【背景技術】  現在、高特性の希土類−鉄−ボロン系永久磁石は、ハードディスクドライブのヘッドを駆動させるＶＣＭ用、あるいは小型高性能のモーター、ＭＲＩの磁界発生用磁石、自動車のパワーステアリング用モーターの磁石等に広く利用されている。また、今後、飛躍的に増加が見込める各種ロボット、電気自動車等への応用が考えられている。
希土類−鉄−ボロン系永久磁石は、主に焼結法で製造されている。該焼結法は、原料を真空溶解法にて溶解、鋳造、粉砕して得た磁石原料合金を、磁場成形、焼結、時効処理を行って製造する方法である。該方法では、異方化率の高い磁石を得るために、１つ１つの粉末が結晶粒界を持たないように粉砕して磁界中で配向させる。高い保磁力を得るためには、焼結後の結晶粒径をできるだけ小さくすることが理想である。ＳＷ理論（ストーナーウォルファース理論）によると、単磁区粒径まで結晶粒径を小さくすることが理想的とされており、一般には粉砕工程において、４００℃程度で水素化し、インゴット内部に多数のクラックを発生させた後、ジェットミルにより約３〜５μｍまで微粉砕することが行われている。粉砕後の磁場成形は、磁場中で磁化容易軸を一方向へ配向させながら成形することにより行われる。該成形性の向上のためには、通常、界面活性剤が広く利用されている。焼結は、成型体をおよそ１０００〜１１００℃で加熱することにより行われ、必要により時効処理が施され、最終的に磁石が製造される。
このような焼結法においては、上述の通り粉砕工程において結晶粒径を小さくするほど高い保磁力を得るのに有効であるにも関わらず、含有される希土類金属の酸化又は発火を最小限とするため、非酸化性雰囲気に制御した環境で平均粒径３〜５μｍ程度に粉砕しているに過ぎない。このような酸化防止を行ってもある程度の酸化は避けられないのが現状で、焼結時に合金成分の酸化物が生じる。また、上記成形時に利用した界面活性剤からのカーボン成分の混入が生じ、焼結時に合金成分の炭化物が生じる。これら酸化物及び炭化物は、非磁性相であり、磁気的には全く機能しないのでなるべく少ない方が理想的である。しかしながら一般的な焼結法を採用した場合、酸素が１５００ｐｐｍ以上、炭素が３００ｐｐｍ程度含有される。
加えて、焼結法においては、焼結による収縮率を見込んで成形体を調製するものの、最終的には機械加工を要し、特に形状の小さいものや薄いものでは、歩留まりが低下する。また、全体として工程が長いため、製品の品質安定化が困難で、歩留まりが低くなっている。
一方、前記焼結法の問題点を回避するために、モールド法により鋳造した鋳塊の磁石原料合金、もしくはメルトスパン等の超急冷条件で鋳造したアモルファス又は微細結晶粒からなる鋳片を粉砕した磁石原料合金を、圧延あるいは押出し等の熱間加工を行う等、焼結工程を経ずに磁石を製造する方法が試みられている。
このような方法では、熱間加工を行うことにより特定の方向に結晶軸を配向させ、異方化して磁気特性を向上させる。しかしながら、モールド法により鋳造した鋳塊の磁石原料合金を、熱間加工する場合、加工前の結晶粒径は通常３０〜１００μｍと大きいために変形抵抗が大きく、割れが多く発生したり、また加工時の加工ジグの破壊が生じる場合がある。更に、得られる永久磁石の結晶粒は、１０μｍ以下の結晶粒と１０μｍ以上、大きいものでは２０〜５０μｍの結晶粒が混在し、平均結晶粒径は１５μｍを超え、不均一なものとなるために良好な磁気特性が得られないという問題がある。
一方、メルトスパン等の超急冷条件で鋳造したアモルファス又は微細結晶粒からなる鋳片を粉砕した磁石原料合金の薄帯は、厚さが通常３０μｍ程度であり、かさ密度が１ｇ／ｃｍ３以下であるため、熱間加工するには体積変化が大きすぎる。そこで、熱間加工する前に一度圧密体を調製する工程が必要であり、その工程は煩雑である。加えて、得られる磁石の機械的強度も非常に低い。また、得られる永久磁石の結晶粒径は３００ｎｍ以下となり、着磁性が悪く、結果得られる磁気特性も低いものとなる。更に、メルトスパン法は、生産性が低く、設備コストが高いという問題もある。
以上の理由より、上記焼結工程を行わない熱間加工を採用する方法は、大型ラジアルリング磁石等の特殊な磁石の生産にのみ利用されているのが実状である。
【発明の開示】
本発明の目的は、含有される結晶粒が特定の平均粒径を有し、酸素量及び炭素量が極めて少なく、しかも磁気特性に優れた希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金からなる永久磁石を提供することにある。
本発明の別の目的は、焼結工程を行わない熱間加工を利用した磁石製造においても、工程の煩雑さがなく、歩留まり良く磁気特性に優れた希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金からなる永久磁石を得ることが可能な製造方法を提供することにある。
本発明者は、上記課題を解決するために希土類−鉄−ボロン系永久磁石の組織と磁気特性の関連について検討した結果、希土類−鉄−ボロン系永久磁石に含有される結晶粒の粒径及び該永久磁石に含まれる酸素量及び炭素量を制御することにより、磁気特性が向上することを見出した。そして、このような磁気特性に優れた希土類−鉄−ボロン系永久磁石が、ストリップキャスティング法を用いて調製した特定の結晶粒の鋳片を原料合金として、熱間塑性変形するというシンプルな工程により容易に得られることを見出し本発明を完成した。
本発明によれば、イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、酸素含有量が１５００ｐｐｍ以下、炭素含有量が３００ｐｐｍ以下であり、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍである希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金からなる永久磁石が提供される。
また本発明によれば、イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒を面積率で８０％以上含有する、ストリップキャスティング法により鋳造した鋳片からなる磁石原料合金を準備する工程（Ａ）と、該磁石原料合金を塑性変形して、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍの希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金を調製する工程（Ｂ）と、該塑性変形合金に磁場を印可する工程（Ｃ）とを含む前記永久磁石の製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】  図１は、実施例及び比較例において行った塑性変形を説明するための説明概略図である。
図２は、実施例及び比較例において行った別の塑性変形を説明するための説明概略図である。
発明の好ましい実施の態様
以下、本発明を更に詳細に説明する。
本発明の永久磁石を構成する希土類−鉄−ボロン系の塑性変形合金（以下、合金（Ｘ）という）は、イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有する。
前記Ｒは、イットリウムを含む希土類金属元素であれば特に限定されないが、例えば、ランタン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、イットリウム、ジスプロシウム又はこれらの２種以上の混合物が好ましく挙げられる。Ｒの含有割合が１１．３原子％未満では、合金（Ｘ）の緻密化に必要な液相量が不足して磁気特性が低下し、１６．５原子％を越えると、合金（Ｘ）内部のＲ−ｒｉｃｈ相の割合が高くなり耐食性が低下し、更に、必然的に主相の体積割合が少なくなるため残留磁束密度Ｂｒが低下する。
ボロンの含有割合が４．７原子％未満では、主相の割合が減少し、残留磁束密度Ｂｒが低下し、７．４原子％を超えると、Ｂ−ｒｉｃｈ相の割合が増加して磁気特性及び耐食性が共に低下する。
前記鉄を含む残部Ｍは、鉄を含み、該鉄の合金（Ｘ）における含有割合は、好ましくは６０原子％以上、特に好ましくは７０〜８４原子％である。
残部Ｍは、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選択される少なくとも１種を含んでいても良く、更には酸素、窒素等の工業生産における不可避不純分を含んでいても良い。
前記鉄以外の遷移金属元素としては、例えば、チタン、ニッケル、バナジウム、コバルト、アルミニウム、クロム、マンガン、ジルコニウム、ハフニウム、ニオブ、マグネシウム、銅、錫、タングステン、モリブデン、タンタル、ルテニウム、ロジウム、パラジウム、レニウム、オスミウム、イリジウム、白金、ガリウム等が挙げられる。特にチタン、ニッケル、バナジウム、クロム、マンガン、ジルコニウム、ハフニウム、ニオブ、モリブデン、タンタル、タングステン、ルテニウム、ロジウム、パラジウム、レニウム、オスミウム、イリジウム及び白金からなる群より選択される少なくとも１種の元素を含有させることにより、押出しによる塑性変形を行った際、これら元素の析出物を起点とし、再結晶を誘起し、結晶粒の微細化を促進させる。これら再結晶を誘起し、微細化を促進させる元素の含有割合は合金（Ｘ）中に０．００５〜１．００原子％が好ましい。０．００５原子％未満では再結晶の析出量が少なく、効果が十分でないので好ましくない。また、１．００原子％を超えると磁気特性に悪影響を与えるので好ましくない。
前記合金（Ｘ）中の酸素含有量は、１５００ｐｐｍ以下、好ましくは５０〜１０００ｐｐｍであり、炭素含有量は、３００ｐｐｍ以下、好ましくは１００〜２５０ｐｐｍである。酸素含有量が１５００ｐｐｍを超える場合、若しくは炭素含有量が３００ｐｐｍを超える場合には、磁気特性の低下及び耐食性低下が生じる。
ここで、酸素含有量及び炭素含有量の測定は、合金（Ｘ）をアルゴンフロー中スタンプミルにより粉砕し、篩により５００〜８００μｍの粉末に篩分けして測定サンプルとする。これらサンプルを用いて、酸素含有量は堀場製作所製ＥＭＧＡ−５５０ＦＡにより、炭素含有量は堀場製作所製ＥＭＩＡ−７２０により行うことができる。
前記合金（Ｘ）は、平均粒径０．３〜１０μｍ、好ましくは０．３〜５μｍである主相結晶粒を含有する。該平均粒径が０．３μｍ未満では、単磁区粒径よりも小さな結晶粒の割合が大きくなり着磁性が悪くなる。平均粒径が１０μｍを超えると、逆磁区の発生が容易となるため高い保磁力が得られない。
ここで、光学顕微鏡により観察される合金（Ｘ）表面における主相の結晶粒を無作為に１００点選択し、これらの結晶粒を円形近似して求めた直径を結晶粒径とした際の平均値を結晶粒の平均粒径とする。
前記合金（Ｘ）において、粒径０．３〜１０μｍの結晶粒の含有割合は、含有される結晶粒全体に対して９０％以上、特に９０〜９９％が好ましく、更に好ましくは粒径０．３〜５μｍの結晶粒の含有割合が７０％以上、特に７０〜９９％が好ましい。ここで、これら結晶粒の含有割合は、上述の通り、光学顕微鏡により観察される合金（Ｘ）表面の結晶粒径を無作為に１００点測定した際の粒径０．３〜１０μｍ、粒径０．３〜５μｍの結晶粒の個数割合を意味する。
本発明の永久磁石の製造方法は、例えば、以下の本発明の製造方法により得ることができるがこれに限定されない。
本発明の製造方法では、まず、イットリウムを含む希土類金属元素の少なくとも１種からなるＲを１１．３〜１６．５原子％と、ボロン４．７〜７．４原子％と、鉄を含む残部Ｍとからなる組成を有し、長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒を面積率で８０％以上含有する、ストリップキャスティング法により鋳造した鋳片からなる磁石原料合金（以下、原料合金（ａ）という）を準備する工程（Ａ）を行う。
前記原料合金（ａ）は、上記組成に調整したＲ、ボロン及び残部Ｍを、不活性ガス雰囲気下、高周波溶融法により溶融した後、溶融物を単ロール、双ロール又はディスク等を用いるストリップキャスティング法により、例えば、鋳片の厚さが通常５０〜８００μｍ、好ましくは１００〜５００μｍで、且つ長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、好ましくは３０〜２００μｍ、短軸粒径０．１〜８μｍ、好ましくは短軸粒径１〜４μｍの板状結晶粒を面積率で８０％以上、好ましくは８０〜１００％含有するように連続的に凝固させる方法等により得ることができる。
ここで、鋳片の厚さは、無作為に選んだ鋳片５０個をマイクロメーターで測定した値の平均値である。また、長軸粒径及び短軸粒径とは、光学顕微鏡により観察される鋳片の厚さ方向の断面に見られる主相の長軸方向及び短軸方向の最大値である。更に、板状結晶粒の面積率とは、上述の長軸粒径及び短軸粒径を有する板状結晶粒の面積を全体の面積で割った値である。
原料合金（ａ）のかさ密度は、２ｇ／ｃｍ３以上であることが好ましい。
本発明の製造方法では、原料合金（ａ）を塑性変形し、含有される結晶粒の平均粒径が０．３〜１０μｍ、好ましくは０．３〜５μｍの合金（Ｘ）を調製する工程（Ｂ）を行う。
工程（Ｂ）において塑性変形は、原料合金（ａ）を、ダイスに封入して押出すか、又は金属製容器に封入して圧延、押出し等を行うことにより実施できる。この際、塑性変形する加工率は、原料合金（ａ）の結晶粒の平均粒径が上述の範囲となるように適宜選択して行うことができる。
塑性変形に供する原料合金（ａ）は、工程（Ａ）で準備した鋳片をハンマーミルのような解砕機を用いて処理した破砕物であっても良く、また工程（Ａ）において、ストリップキャスティング後、粉砕用壁に鋳片を衝突させる等して粗粉砕を行ったフレーク状薄帯であっても良い。更に、塑性変形の前及び後の少なくとも一方で原料合金（ａ）又は合金（Ｘ）の酸素含有量及び炭素含有量が、各々１５００ｐｐｍ及び３００ｐｐｍを超えないように、十分に雰囲気制御を行った環境で原料合金（ａ）をより微細に粉砕した粉砕物であっても良い。また、塑性変形に供する原料合金（ａ）の集合を圧縮し、圧密化（一体化）した原料合金（ａ）を用いることもできる。圧密化は、好ましくは鋳片を６００〜１０００℃に加熱しながら、５０〜２００ＭＰａの圧力で圧縮する方法が挙げられる。圧密化を行うことにより、工程（Ｂ）で合金に均一なひずみを与えることができるようになる。
工程（Ｂ）においては、塑性変形により、原料合金（ａ）における、長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒が変形し、結晶粒の均一な微細化と高い配向性が効率良く実現できる。塑性変形は、通常、原料合金（ａ）が５００〜１２００℃、好ましくは８００℃〜１１５０℃、更に好ましくは８５０℃〜１１００℃の温度域に保持される条件で行うことができる。塑性変形時の温度が５００℃未満では、粒内及び粒界における拡散が十分に起こらないために均一な変形を起こすことなく破断あるいは割れが発生し易いので好ましくない。また、１２００℃を超える場合には、比較的低融点な部分が液体となり加工不能となる恐れがあるので好ましくない。
塑性変形は、複数回行うことができる。塑性変形により結晶軸の配向度が高くなり、同方向で２度、３度変形を繰り返すことで、更に結晶軸の配向度を高くすることができる。また、塑性変形は、工程（Ａ）におけるストリップキャスティング後、同雰囲気内で連続して行うことが、工程が短縮され、効率が良く、大気との接触を最も低減することができる点から好ましい。更に、このように工程（Ａ）から連続的に行うことにより、塑性変形のための加熱を、原料合金（ａ）に残余する熱を利用して行うことが可能となる。
本発明の製造方法では、工程（Ｂ）において、必要に応じて、塑性変形前の原料合金（ａ）及び、塑性変形後の合金（Ｘ）を熱処理することができる。熱処理は５００〜１１５０℃、好ましくは５００〜１０００℃の温度域で行うことができる。熱処理時間は、０．５〜１０時間行うことが好ましい。塑性変形前に熱処理を行うことにより、原料合金（ａ）の組織を均一化しておくことで、得られる合金（Ｘ）の結晶粒をより均一に微細化し、結晶軸を配向させることが可能となる。また、塑性変形後に熱処理を行うことにより、加工による歪を緩和させ、かつ保磁力を向上させることができる。
本発明の製造方法では、工程（Ｂ）により得られた合金（Ｘ）に対して、公知の方法等により磁場を印可する工程（Ｃ）を行うことにより所望の永久磁石が得られる。
本発明の永久磁石は、結晶粒径及び酸素量、炭素量が制御されているので、高磁気特性が得られる。また本発明の製造方法では、ストリップキャスティング法を用いて調製した特定の結晶粒径の鋳片を原料合金として、焼結法を採用せずに熱間塑性変形を採用するので、シンプルな工程により高磁気特性の永久磁石を容易に得ることができる。
【実施例】  以下、実施例及び比較例により本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されない。
実施例１−１及び実施例２−１
合金組成が表１に示す組成（Ａ）となるように、希土類金属、鉄、フェロボロンを原料とし、アルゴンガス雰囲気中、アルミナるつぼを使用して高周波加熱により溶解し、溶湯が均一になったところで、銅製の水冷単ロール上に注湯するストリップキャスティング法により鋳片を作製した。得られた鋳片をそれぞれ実施例１−１用及び実施例２−１用に分け、各々の厚さの平均値、並びに長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下及び短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒の面積率を測定した。結果を表２に示す。
次いで、得られた各鋳片を、１００ＭＰａの成形圧で９００℃、２時間ホットプレスして圧密化した。得られた実施例１−１用の圧密体１０を図１に示すように加工率８０％、歪速度１×１０−２Ｓ−１でプレス１１により１軸圧縮して塑性変形を行った。また、実施例２−１用の圧密体１０を図２に示すように、プレス１２を用いて、押出し比７で設計したφ１５のダイス１３により押出して塑性変形を行った。この時、コンテナは１０００℃に予備加熱した。引き続き、これら合金を５５０℃で２時間熱処理を行って塑性変形合金を製造した。
得られた各塑性変形合金を、直流式試料マグネトメーターを用いて２５ｋＯｅの印加磁場で磁化して永久磁石を調製した。得られた永久磁石の磁気特性（残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積）、酸素含有量、炭素含有量、含有される結晶粒の平均粒径、粒径０．３〜１０μｍの結晶粒の含有割合、並びに粒径０．３〜５μｍの結晶粒の含有割合を求めた。
図１の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を実施例１−１として表３に、図２の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を実施例２−１として表４にそれぞれ示す。
実施例１−２〜１−４及び実施例２−２〜２−４
合金組成を表１に示す組成（Ｂ）〜（Ｄ）に変更した以外は、実施例１−１及び実施例２−１と同様の方法でそれぞれ永久磁石を製造した。得られた各永久磁石について実施例１−１及び２−１と同様に各測定を行った。図１の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を実施例１−２〜１−４として表３に、図２の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を実施例２−２〜２−４として表４にそれぞれ示す。
比較例１−１〜１−４及び比較例２−１〜２−４
表１に示す組成（Ａ）〜（Ｄ）の合金溶湯を、厚さ２０ｍｍの銅板金型に注湯し、厚さ２０ｍｍのインゴットを調製した。インゴットにおける長軸粒径８μｍを超え、２５０μｍ以下、短軸粒径０．１〜８μｍの板状結晶粒の面積率を測定した。結果を表２に示す。
次いで、得られたインゴットを１００ＭＰａの成形圧で９００℃、２時間ホットプレスした後、図１及び図２に示す塑性変形を行い、引き続き、５５０℃で２時間熱処理して永久磁石を製造した。得られた永久磁石について、実施例１−１及び１−２と同様に各測定を行った。図１の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を比較例１−１〜１−４として表３に、図２の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を比較例２−２〜２−４として表４にそれぞれ示す。
比較例１−５〜１−８及び比較例２−５〜２−８
表１に示す組成（Ａ）〜（Ｄ）の合金溶湯を、アルゴンガス圧力で直径０．５ｍｍのノズルより銅製の水冷単ロール上に噴出するメルトスパン法により鋳片を調製した。得られた鋳片の厚さを測定した。結果を表２に示す。得られた鋳片はアモルファスであった。
得られた鋳片を用いて実施例１−１及び１−２と同様に永久磁石を製造し、各測定を行った。図１の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を比較例１−５〜１−８として表３に、図２の方法による塑性変形を施した永久磁石に関する各測定結果を比較例２−５〜２−８として表４にそれぞれ示す。
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【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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