(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（Ｔ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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｍ全体に対するＴｉの割合が７０％以上である少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、
１０＜ｘ≦２０原子％、
７≦ｙ＜１０原子％、
０．１≦ｚ≦１２原子％、
０≦ｍ≦０．５、および
０．１５≦ｚ／ｘ
を満足する合金粉末が合金真密度の９０％以上に圧縮された鉄基永久磁石であって、
前記合金粉末の構成粒子は硬磁性相および軟磁性相を含有し、
前記硬磁性相の平均サイズは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、前記軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、
前記硬磁性相の平均サイズが前記軟磁性相の平均サイズよりも大きく、
前記軟磁性相は前記硬磁性相の粒界または亜粒界にフィルム状に存在し、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から構成され、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は体積比率で前記合金粉末全体の６０％以上９０％以下を占めている、鉄基永久磁石。
【請求項２】
前記合金粉末は、メルトスピニング法またはストリップキャスト法によって合金の溶湯を急冷することにより得られた急冷合金の粉砕粉である請求項１に記載の鉄基永久磁石。
【請求項３】
前記合金粉末の粒径は５００μｍ以下である請求項２に記載の鉄基永久磁石。
【請求項４】
前記合金粉末は、ガスアトマイズ法によって合金の溶湯を急冷することにより得られた粒径１５０μｍ以下の粉末である請求項１に記載の鉄基永久磁石。
【請求項５】
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相、硼化物相、およびα−Ｆｅ相が同一の金属組織内に混在している請求項１に記載の鉄基永久磁石。
【請求項６】
前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる請求項５に記載の鉄基永久磁石。
【請求項７】
前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいることを特徴とする請求項６に記載の鉄基永久磁石。
【請求項８】
前記Ｒの組成比率ｙが９．０原子％以下である請求項１から７のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項９】
前記Ｒ2Ｔ14Ｂ型化合物相の粒界または亜粒界に、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相よりも微細な鉄基硼化物相および／またはα−Ｆｅ相が存在している請求項１から８のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項１０】
前記合金粉末は、粒径５３μｍ以下の粉末を１０質量％以上含む請求項１から９のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項１１】
前記合金粉末は、粒径３８μｍ以下の粉末を５質量％以上含む請求項１から１０のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項１２】
磁気的異方性を有している請求項１から１１のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項１３】
表面処理が施されている請求項１から１２のいずれかに記載の鉄基永久磁石。
【請求項１４】
組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（Ｔ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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｍ全体に対するＴｉの割合が７０％以上である少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、
１０＜ｘ≦２０原子％、
７≦ｙ＜１０原子％、
０．１≦ｚ≦１２原子％、
０≦ｍ≦０．５、および
０．１５≦ｚ／ｘ
を満足する合金の溶湯を作製する工程と、
前記合金溶湯を冷却することによって得られる急冷合金の粉末を用意する工程と、
前記合金粉末を加熱しながら加圧することにより、バルク状の成形体を作製する工程と、
を包含し、
前記バルク状の成形体は、硬磁性相および軟磁性相を含有し、前記硬磁性相の平均サイズは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、前記軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、前記硬磁性相の平均サイズが前記軟磁性相の平均サイズよりも大きく、前記軟磁性相は前記硬磁性相の粒界または亜粒界にフィルム状に存在し、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から構成され、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は体積比率で前記合金粉末全体の６０％以上９０％以下を占めている、鉄基永久磁石の製造方法。
【請求項１５】
前記バルク状の成形体は、前記合金粉末を５００℃以上８００℃以下で加熱しながら、１００ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の圧力で圧縮することを特徴とする請求項１４に記載の鉄基永久磁石の製造方法。
【請求項１６】
請求項１から１１のいずれかに記載の鉄基永久磁石を用意する工程と、
前記磁石を加熱しながら加圧し、磁気的異方性を付与する工程と、
を包含する鉄基永久磁石の製造方法。
【請求項１７】
前記磁気的異方性を付与する工程は、前記成形体を５００℃以上８５０℃以下で加熱しながら、５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の圧力で加圧することを特徴とする請求項１６に記載の鉄基永久磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鉄基急冷合金から作製される高密度の鉄基永久磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金組成を有する鉄基急冷合金の永久磁石は、その合金の粉末に対して結合樹脂を混合した後、圧縮成形または射出成形工程を行うことにより、所望の形状が付与され、バルク化されていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
圧縮成形によって作製されたバルク体磁石の密度は、最高でも合金真密度の８０％程度しかなく、また射出成形によって得られた磁石の密度に到っては、合金真密度の６０〜７０％と更に低かった。このような合金真密度に比べて密度の低いバルク体磁石では、磁粉そのものと比較して約５０％〜８０％程度の磁気特性しか発揮されないという問題があった。
【０００４】
また、バルク体磁石に対しても、高い耐食性が求められるとともに、組み立て時に使用される接着剤との接着性など、種々の優れた表面特性が要求される。
【０００５】
本発明はかかる諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、磁石合金のバルク体密度を向上させ、また、異方化により磁気特性を向上させた鉄基永久磁石を提供することにある。
【０００６】
本発明の他の目的は、耐食性や他の部品に対する接着性などに優れた表面を有する鉄基永久磁石を低コストで提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明による鉄基永久磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（Ｔ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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｍ全体に対するＴｉの割合が７０％以上である少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、
１０＜ｘ≦２０原子％、
７≦ｙ＜１０原子％、
０．１≦ｚ≦１２原子％、
０≦ｍ≦０．５、および
０．１５≦ｚ／ｘ
を満足する合金粉末が合金真密度の９０％以上に圧縮された鉄基永久磁石であって、前記合金粉末の構成粒子は硬磁性相および軟磁性相を含有し、前記硬磁性相の平均サイズは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、前記軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、前記硬磁性相の平均サイズが前記軟磁性相の平均サイズよりも大きく、前記軟磁性相は前記硬磁性相の粒界または亜粒界にフィルム状に存在し、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から構成され、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は体積比率で前記合金粉末全体の６０％以上９０％以下を占めていることを特徴とする。
【０００８】
好ましい実施形態において、前記合金粉末は、メルトスピニング法またはストリップキャスト法によって合金の溶湯を急冷することにより得られた急冷合金の粉砕粉である。
【０００９】
好ましい実施形態において、前記合金粉末の粒径は５００μｍ以下である。
【００１０】
好ましい実施形態において、前記合金粉末は、ガスアトマイズ法によって合金の溶湯を急冷することにより得られた粒径１５０μｍ以下の粉末である。
【００１４】
好ましい実施形態においては、Ｒ2Ｔ14Ｂ型化合物相、硼化物相、およびα−Ｆｅ相が同一の金属組織内に混在している。
【００１５】
好ましい実施形態において、前記硼化物相は、強磁性の鉄基硼化物を含んでいる。
【００１６】
好ましい実施形態において、前記鉄基硼化物は、Ｆｅ3Ｂおよび／またはＦｅ23Ｂ6を含んでいる。
【００１７】
好ましい実施形態において、前記Ｒの組成比率ｙは９．０原子％以下である。
【００１８】
好ましい実施形態において、前記Ｒ2Ｔ14Ｑ型化合物相の粒界または亜粒界に、前記Ｒ2Ｔ14Ｑ型化合物相よりも微細な鉄基硼化物相および／またはα−Ｆｅ相が存在している。
【００１９】
好ましい実施形態において、前記合金粉末は、粒径５３μｍ以下の粉末を１０質量％以上含む。
【００２０】
好ましい実施形態において、前記合金粉末は、粒径３８μｍ以下の粉末を５質量％以上含む。
【００２１】
好ましい実施形態においては、磁気的異方性を有している。
【００２２】
好ましい実施形態において、表面処理が施されている。
【００２３】
好ましい実施形態において、前記表面処理は気相めっきである。
【００２４】
好ましい実施形態において、前記表面処理は湿式めっきである。
【００２５】
好ましい実施形態において、前記表面処理は樹脂塗装である。
【００２６】
ある好ましい実施形態において、前記表面処理は化成処理である。
【００２７】
本発明による鉄基永久磁石の製造方法は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭz（Ｔ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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｍ全体に対するＴｉの割合が７０％以上である少なくとも１種の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍが、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、７≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．１５≦ｚ／ｘを満足する合金の溶湯を作製する工程と、前記合金溶湯を冷却することによって得られる急冷合金の粉末を用意する工程と、前記合金粉末を加熱しながら加圧することにより、バルク状の成形体を作製する工程とを包含し、前記バルク状の成形体は、硬磁性相および軟磁性相を含有し、前記硬磁性相の平均サイズは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、前記軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、前記硬磁性相の平均サイズが前記軟磁性相の平均サイズよりも大きく、前記軟磁性相は前記硬磁性相の粒界または亜粒界にフィルム状に存在し、前記硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から構成され、前記Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は体積比率で前記合金粉末全体の６０％以上９０％以下を占めている。
【００２８】
好ましい実施形態において、前記バルク状の成形体は、前記合金粉末を５００℃以上８００℃以下で加熱しながら、１００ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の圧力で圧縮する。
【００２９】
本発明による他の鉄基永久磁石の製造方法は、上記いずれかの鉄基永久磁石を用意する工程と、前記成形体を加熱しながら加圧し、磁気的異方性を付与する工程とを包含することを特徴とする。
【００３０】
好ましい実施形態において、前記磁気的異方性を付与する工程は、前記成形体を５００℃以上８５０℃以下で加熱しながら、５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の圧力で加圧する。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明による鉄基永久磁石は、組成式が（Ｆｅ1-mＴm）100-x-y-zＱxＲyＭzで表現される合金粉末が合金真密度の９０％以上になるまで圧縮されたものである。ここで、Ｔ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、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された１種以上の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない１種以上の希土類金属元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆからなる群から選択された金属元素であって、Ｍ全体に対するＴｉの割合が７０％以上である少なくとも１種の金属元素である。また、組成比率ｘ、ｙ、ｚおよびｍは、それぞれ、１０＜ｘ≦２０原子％、７≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０．１５≦ｚ／ｘを満足する。合金粉末の構成粒子は硬磁性相および軟磁性相を含有し、硬磁性相の平均サイズは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、軟磁性相の平均サイズが１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、硬磁性相の平均サイズが軟磁性相の平均サイズよりも大きい。軟磁性相は硬磁性相の粒界または亜粒界にフィルム状に存在し、硬磁性相はＲ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相から構成され、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物相は体積比率で前記合金粉末全体の６０％以上９０％以下を占めている。
【００３２】
本発明では、バルク体密度の低下を招来する結合樹脂を用いることなく、磁石粉末を温間プレス成形などによって合金真密度の９０％以上にまで圧縮することにより、磁気特性の向上を実現している。また、上記の方法で合金真密度の９０％以上にまで圧縮された高密度バルク体に対し、熱間圧縮などによって塑性加工を施すことにより、磁気異方性を付与することができる。
【００３３】
以下、等方性磁石と異方性磁石について、本発明の好ましい実施形態を説明する。
【００３４】
［等方性磁石］
合金真密度の９０％以上の成形体密度を有する本発明の鉄基永久磁石は、上述の特定組成を有する合金溶湯を例えば公知の回転ロールを用いた急冷法などによって冷却した後、粉砕、加圧することにより製造される。そして、最終的には、平均粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＲ2Ｔ14Ｑ相の粒界や亜粒界に平均結晶粒径１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の鉄基硼化物相（Ｆｅ3ＢやＦｅ23Ｂ6）が微細に分散している組織を有するバルク体の鉄基永久磁石が得られる。
【００３５】
合金溶湯の冷却は、メルトスピニング法やストリップキャスト法などの液体急冷法以外の方法を用いてもよい。例えば、ガスアトマイズ法を用いてもよい。
【００３６】
上記の急冷法によって作製された急冷合金は、Ｒ2Ｔ14Ｑ型化合物相を６０体積％以上含んでいることが好ましい。一般に、前述した組成を有する合金系では、Ｔｉを添加しない場合、Ｒ2Ｔ14Ｑ結晶相に優先してα−Ｆｅが析出・成長する結果、磁気特性が劣化してしまう。これに対して本発明では、適切な量のＴｉを添加することにより、合金溶湯の急冷に際してＲ2Ｔ14Ｑ結晶相をα−Ｆｅよりも優先的に析出・成長させることができる。
【００３７】
急冷合金の粉砕は粉末粒径が５００μｍ以下になるよう行うことが好ましい。液体急冷法による場合、急冷合金は１００μｍ程度以下の厚さを有するため、粉砕後、粉末粒子は平板なフレーク状を有するものが多く形成される。ただし、ガスアトマイズ法を用いて合金溶湯から合金粉末を作製する場合は、急冷によって粒状の粉末粒子が得られるため、その後に粉砕工程を別途行う必要は無い。なおガスアトマイズ法による場合は、冷却が粉末粒子の内部にまで均質に達成されるように粉末粒子のサイズを１５０μｍ以下に調節することが好ましい。
【００３８】
急冷合金の粉末は液体急冷後の粉砕条件やアトマイズの条件を適宜設定することにより、５３μｍ以下の粒子を粉末全体に対して１０％以上、より望ましくは、３８μｍ以下の粒子を５％以上含有させることで、より密度の高いバルク体の永久磁石を容易に得ることができる。
【００３９】
こうして得られた急冷合金の粉末は、その後、熱間成形処理（温度：５００℃以上８００℃以下、圧力：１００ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下）を受け、所望形状のバルク体に成形される。
【００４０】
熱間成形法としては、ホットプレスの他、放電プラズマ焼結法などを採用できる。熱間成形時の温度が５００℃を下回ると、結晶相の析出が十分に完了せず、良好な硬磁気特性を発現する組織（平均粒径１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下のＲ2Ｔ14Ｑ相の粒界や亜粒界に平均結晶粒径１ｎｍ以上５０ｎｍ以下の鉄基硼化物相が微細に分散している組織）が得られない。また、高い密度を有する磁石を得ることが困難になる。一方、熱間成形時の温度が８００℃を超えて高くなると、結晶粒が粗大化する結果、各結晶粒の交換相互作用が低下して磁気特性（特に減磁曲線の角形性）が劣化してしまう。以上のことから、熱間成形時の温度は５００℃以上８００℃以下の範囲に設定することが好ましい。この温度のより好ましい範囲は、６００℃以上７８０℃以下である。
【００４１】
熱間成形時の加圧力は１００ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の範囲に調節することが好ましい。加圧力が１００ＭＰａを下回ると、成形体密度が９０％未満となる。一方、加圧力が８００ＭＰａを超えると、成形体中にマイクロクラックが形成され、機械的強度が低下するおそれがある。加圧力のより好ましい範囲は、１５０ＭＰａ以上６００ＭＰａ以下である。本発明の合金組成では、硼素の濃度が比較的高いため、結晶粒が粗大化しにくい低温でも成形体の変形が生じやすく、バルク体の密度向上が容易である、なお、急冷合金粉末に１０体積％未満の金属粉末や、無機粉末などを混合したものを熱間成形してもよい。
【００４２】
なお、本合金の特徴であるＴｉは熱間加圧時の結晶粒成長を抑制する効果がある。具体的には、Ｔｉの添加により、主相粒界または亜粒界に微細な鉄基硼化物（Ｆｅ3ＢやＦｅ23Ｂ6）やα−Ｆｅが存在する組織が得られ、熱間加圧処理を受けても主相（硬磁性Ｒ2Ｔ14Ｑ相）の粒成長が抑制される。軟磁性相は、薄いフイルム状または微細な粒子として粒界または亜粒界に存在していると考えられる。成形体の変形は、主相の粒界または亜粒界に存在する微細な鉄基硼化物相が変形または移動することによってスムーズに生じるものと考えられる。本発明では、Ｔｉを添加することで得られた微細組織構造により、熱間加圧時における主相の粒成長が抑制され、微細なナノコンポジット構造が維持される結果、減磁曲線の角形性に優れた特性が発揮されることになる。これに対し、Ｔｉを添加しない合金組成では、熱間加圧後も充分に良好な硬磁気特性を発現する金属組織は得られない。
【００４３】
［異方性磁石］
次に、本発明による異方性鉄基永久磁石の製造方法を説明する。
【００４４】
ます、上記の方法で成形したバルク状の鉄基永久磁石を用意する。このバルク体磁石を塑性変形させるため、この磁石に対して一軸応力を付加する。具体的には、上記のバルク体磁石に一方向へ圧力を印加する際して、その加圧方向に対して垂直な方向への磁石の変位・変形は拘束せず、圧力を付与しない。このようにして塑性変形を行うには、例えば、ホットプレス、押出し、圧延、ダイアップ成形、または鍛造などの方法のいずれを採用しても良い。
【００４５】
上記塑性変形の条件としては、温度を５００℃以上８５０℃以下の範囲内に設定し、圧力を５０ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の範囲内に調節することが好ましい。ただし、押出し法による加圧を行う場合は、印加する圧力を１５０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下の範囲に調節することが望ましい。
【００４６】
磁石の異方化は、磁気モーメントを有するＲ2Ｔ14Ｑ結晶粒が上記加圧方向に対して垂直な方向に優先的に成長することによって引き起こされる。より詳細には、Ｒ2Ｔ14Ｑ結晶粒が成長するとき、Ｒ2Ｔ14Ｑ結晶粒が加圧方向に垂直な方向の磁化容易軸を持つＲ2Ｔ14Ｑ結晶粒を取り込みながら成長する。その結果、上記加圧方向に磁化容易軸が整ったＲ2Ｔ14Ｑ結晶粒の存在比率が増加し、磁気的異方性が与えられる。
【００４７】
なお、Ｒ2Ｔ14Ｑ結晶粒のサイズが単磁区結晶粒として存在し得る３００ｎｍを超えて大きくなってしまうと、粒界に存在する軟磁性相との交換結合が低下するため、良好な磁気特性を得られなくなる。従って、Ｒ2Ｔ14Ｑ結晶粒の成長は、最終的な結晶粒の平均粒径が３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下の範囲に収まるようにすることが望ましい。より好ましいＲ2Ｔ14Ｑ相の平均粒径は５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下である。
【００４８】
なお、結晶相の析出をより完全なものにし、磁気特性を向上させるために、熱間成形や加圧異方化後のバルク体に更に５００℃以上８５０℃以下の温度で熱処理を行ってもよい。また、得られたバルク体を所望の形状に加工したり、表面処理への悪影響を回避するために公知の切断・切削・研磨・ブラストなどの加工処理を行ってもよい。
【００４９】
また、耐食性、表面清浄性、接着性など、種々の特性を向上させるために、得られた永久磁石に公知の表面処理を行うことができる。本発明による永久磁石は、その性質上、粉末粒子を結合するための樹脂を必要としないため、比較的高温での処理を要する蒸着などによって表面処理を行うことが可能である。
【００５０】
本発明による永久磁石は、従来の超急冷磁石粉末を熱間圧縮によりバルク化した磁石よりも耐食性に優れる。従って、耐食性を向上させるために表面処理を行う場合、より簡便な表面処理で充分な耐食性を得ることができる。本発明の永久磁石によれば、表面処理膜の厚さを薄くしても充分に耐食性を確保することができるため、永久磁石を磁気回路に組み込んだときに形成される磁気的ギャップを減少させることができる。
【００５１】
本発明の永久磁石に対して、めっきなどの湿式表面処理を行う場合、従来の超急冷磁石粉末を熱間圧縮によりバルク化した磁石に比較して、表面処理時に処理液へ磁石成分が溶出しにくく、処理液の劣化を抑制することが可能となる。
【００５２】
［組成の限定理由］
Ｑは、その全量がＢ（硼素）から構成されるか、または、ＢおよびＣ（炭素）の組み合わせから構成される。Ｑの総量に対するＣの原子比率割合は０．２５以下であることが好ましい。
【００５３】
Ｑの組成比率ｘが１０原子％以下になると、急冷時の冷却速度が１０2℃／秒〜１０5℃／秒程度と比較的低い場合、Ｒ2Ｔ14Ｑ型結晶相とアモルファス相とが混在する急冷合金を作製することが困難になり、その後に熱処理を施しても高い保磁力が得られない。また、液体急冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップキャスト法を採用できなくなり、永久磁石の価格が上昇してしまうことになる。一方、Ｑの組成比率ｘが２０原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相の体積比率が増し、同時に、構成相中で最も高い飽和磁化を有するα−Ｆｅの存在比率が減少するため、残留磁束密度Ｂrが低下してしまう。以上のことから、Ｑの組成比率ｘは１０原子％を超え、２０原子％以下となるように設定することが好ましい。より好ましい組成比率ｘの範囲は１０原子％以上１７原子％以下である。
【００５４】
Ｒは、希土類元素（Ｙを含む）の群から選択された１種以上の元素である。ＬａまたはＣｅが存在すると、保磁力および角形性が劣化するため、ＬａおよびＣｅを実質的に含まないことが好ましい。ただし、微量のＬａやＣｅ（０．５原子％以下）が不可避的に混入する不純物として存在する場合は、磁気特性上、問題ない。従って、０．５原子％以下のＬａやＣｅを含有する場合は、ＬａやＣｅを実質的に含まないといえる。
【００５５】
Ｒは、より具体的には、ＰｒまたはＮｄを必須元素として含むことが好ましく、その必須元素の一部をＤｙおよび／またはＴｂで置換してもよい。Ｒの組成比率ｙが全体の６原子％未満になると、保磁力の発現に必要なＲ2Ｔ14Ｑ型結晶構造を有する化合物相が充分に析出せず、高い保磁力ＨcJを得ることができなくなる。また、Ｒの組成比率ｙが１０原子％以上になると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Ｆｅの存在量が低下する。故に、希土類元素Ｒの組成比率ｙは６原子％以上１０原子％未満の範囲、例えば、７原子％以上９．５原子％以下に調節することが好ましい。より好ましいＲの範囲は７．５原子％以上９．３原子％以下であり、最も好ましいＲの範囲は８原子％以上９．０原子％以下である。
【００５６】
添加金属元素Ｍは、Ｔｉを必須としており、更にＺｒおよび／またはＨｆを含んでいても良い。Ｔｉは、合金溶湯の急冷中に硬磁性相を軟磁性相よりも早くに析出・成長させるという効果を発揮するとともに、保磁力ＨcJおよび残留磁束密度Ｂrの向上および減磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エネルギー積（ＢＨ）maxを向上させるため、必須の添加元素である。
【００５７】
金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の０．１原子％未満になると、Ｔｉ添加の効果が充分に発現しない。一方、金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の１２原子％を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相の体積比率が増すため、残留磁束密度Ｂrの低下を招来しやすい。以上のことから、金属元素Ｍの組成比率ｚは０．１原子％以上１２原子％以下の範囲とすることが好ましい。より好ましいｚの範囲の下限は０．５原子％であり、より好ましいｚの範囲の上限は８．０原子％である。更に好ましいｚの範囲の上限は６．０原子％である。
【００５８】
また、Ｑの組成比率ｘが高いほど、Ｑ（例えば硼素）を過剰に含むアモルファス相が形成されやすいので、金属元素Ｍの組成比率ｚを高くすることが好ましい。具体的には、ｚ／ｘ≧０．１を満足させるように組成比率を調節することが好ましく、ｚ／ｘ≧０．１５を満足させることがより好ましい。
【００５９】
なお、Ｔｉは特に好ましい働きをするため、金属元素ＭはＴｉを必ず含むことが好ましい。この場合、金属元素Ｍ全体に対するＴｉの割合（原子比率）は、７０％以上であることが好ましく、９０％以上であることが更に好ましい。
【００６０】
Ｆｅ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１種または二種の遷移金属元素（Ｔ）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Ｔの置換量が５０％を超えると、０．７Ｔ以上の高い残留磁束密度Ｂrが得られない。このため、置換量は０％以上５０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、Ｆｅの一部をＣｏで置換することによって、減磁曲線の角形性が向上するとともに、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相のキュリー温度が上昇するため、耐熱性が向上する。ＣｏによるＦｅ置換量の好ましい範囲は０．５％以上４０％以下である。
【００６１】
［表面処理］
本発明による鉄基永久磁石に対する表面処理方法としては、公知の方法を広く用いることができる。表面処理によって形成される保護膜は、無機材料（金属、セラミック、無機高分子など）でも有機材料（低分子、高分子など）や無機・有機複合材料を用いることもできる。これらの保護膜は、用いる材料に応じて、種々の方法で形成することがきでる。
【００６２】
例えば、金属膜は、めっき法（電解めっきおよび無電解めっき法など）や種々の薄膜堆積技術（真空蒸着法、イオンプレーティング法、スパッタ法、イオンビーム法など）更に、ＳｎやＺｎなどの低融点の溶融金属に浸漬し冷却する方法などを採用することができる。金属被膜としては、アルミニウム、チタニウム、ニッケル、銅、クロムおよびそれらを含む合金を形成することが望ましく、接着剤との接着性、表面清浄性など、種々の目的に応じて適宜選定される。
【００６３】
セラミックス材料の膜は、金属膜と同様に薄膜堆積技術を用いて形成しても良いし、ゾルゲル法を利用する場合の処理液やアルカリ珪酸塩水溶液などを使用し、ディッピング法やスプレー法などを用いて形成しても良い。また、電気泳動電着法などを採用しても良い。
【００６４】
樹脂膜は、有機高分子材料を用いて、電着塗装、スプレー塗装、静電塗装、ディップ塗装、ロールコート法などの種々の方法を用いて形成できる。また、同様の方法で、無機高分子材料（例えばシリコーン樹脂）の膜を形成することもできる。
【００６５】
また、カップリング剤（シラン系、チタネート系、アルミネート系、ジルコネート系など）やベンゾトリアゾールなどの低分子量有機材料を用いて保護膜を形成することもできる。これらの低分子有機材料は、溶液としてバルク体磁石に種々の方法で付与することができる。
【００６６】
また、種々の方法で微粒子を被着（堆積）することによって保護膜を形成することもできる。微粒子としては、Ａｌ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｕ，Ａｇなどの金属微粒子、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＭｇＯ、ＴｉＯ2、ムライト、チタン酸塩、けい酸塩などの金属酸化物および複合金属酸化物（ガラスを含む）、ＴｉＮ、ＡｌＮ，ＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢ2などのセラミック微粒子、ポリテトラフルオロエチレン、アクリル樹脂などの樹脂微粒子、カーボンブラックやＭｏＳ2などが挙げられる。
【００６７】
なお、これらの微粒子をバルク体磁石の表面に固定するために、必要に応じてバインダを用いてもよい。バインダの材料としては、クロム酸やモリブデン酸、リン酸およびこれらの塩などの無機材料、カップリング剤などの低分子量有機化合物、有機樹脂などの高分子化合物などを用いることができる。
【００６８】
バルク体磁石の表面に微粒子を固定する方法としては、予め微粒子とバインダを混合したものをスプレー法やディッピング法などの塗布法を用いてもよいし、バルク体磁石の表面に予め形成したバインダ層に微粒子を機械的な力を利用して付着させても良い。また、必要に応じて、加熱処理を施し、微粒子を更に強固にバルク体磁石表面に固着させても良い。
【００６９】
保護膜は成形上がりのバルク体磁石に新たな膜として形成するだけでなく、バルク体磁石の表面を改質することによって形成してもよい。バルク体磁石表面における磁粉との反応を利用してもよい。例えば、リン酸処理、リン酸亜鉛処理、リン酸マンガン処理、リン酸カルシウム処理、リン酸クロメート処理、クロム酸処理、ジルコニウム酸処理、タングステン酸処理、モリブデン酸処理などの種々の化成処理を挙げることができる。
【００７０】
ここで本発明のＴｉ含有ナノコンポジット磁粉中の希土類元素（典型的にはＮｄ）の含有率が低いので、鉄鋼の分野で一般に用いられている化成処理を用いても、十分な耐食性を得ることができる。
【００７１】
更には、バルク体磁石の表面を種々の方法で酸化することによって適当な厚さの酸化膜を形成してもよい。
【００７２】
また、上述した表面処理は適宜組み合わせてもよく、例えば、異なる材料を用いて積層膜を形成してもよい。
【００７３】
なお、保護膜の厚さは、採用する表面処理方法およびバルク体磁石の用途に応じて適宜設定されるが、上述のモータにおける磁気的なギャップを減少させることによるエネルギー効率の向上効果を得るためには、保護膜の厚さは２５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは２０μｍ以下、更に好ましくは１０μｍ以下である。
【００７４】
【実施例】
以下、本発明の実施例を説明する。
【００７５】
（実施例１）
Ｎｄ9Ｆｅ78.7Ｂ10.3Ｔｉ2原子％の組成を有する合金の溶湯を作製するため、まず、純度９９．５％以上のＢ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｄの材料を用いて総量が７０グラム）となるように秤量し、石英るつぼ内に投入した。この石英るつぼは、底部に直径０．８ｍｍのオリフィスを２個有しているため、上記原料は石英るつぼ内で溶解された後、合金溶湯となってオリフィスから下方に滴下することになる。原料の溶解は、圧力が３７．５ｋＰａのアルゴン雰囲気下において高周波加熱法を用いて行った。本実施例では溶湯温度を１４５０℃に設定した。
【００７６】
合金溶湯の湯面を２６．７ｋＰａのＡｒガスで加圧することによって、オリフィスの下方０．７ｍｍの位置にある銅製ロールの外周面に対して溶湯を噴出させた。ロールは、その外周面の温度が室温程度に維持されるように内部が冷却されながら高速で回転する。このため、オリフィスから滴下した合金溶湯はロール周面に接触して熱を奪われつつ、周速度方向に飛ばされることになる。合金溶湯はオリフィスを介して連続的にロール周面上に滴下されるため、急冷によって凝固した合金は薄帯状に長く延びたリボン（幅：１〜３ｍｍ、厚さ：４０〜１５０μｍ）の形態を持つことになる。
【００７７】
本実施例で採用する回転ロール法（単ロール法）の場合、冷却速度はロール周速度および単位時間当たりの溶湯流下量によって規定される。この溶湯流下量は、オリフィス径（断面積）と溶湯圧力とに依存する。本実施例では、オリフィスを直径０．８ｍｍ、溶湯圧力を２６．７ｋＰａ、流下レートを約０．５〜１ｋｇ／分とした。このときのロール周速度は、１３ｍ／秒とした。
【００７８】
こうして得られた急冷合金の組織をＣｕＫαの特性Ｘ線により調べたところ、ハローパターン中にＮｄ2Ｆｅ14Ｂの回折ピークが観測され、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂとアモルファス相とが混在する急冷合金組織を有していることを確認した。
【００７９】
次に、この急冷合金の磁気特性を確認するため、一部の急冷合金をＡｒガス中において６４０℃で６分間保持する結晶化熱処理を施した後、振動型磁力計によって熱処理後の磁気特性を定した。測定した磁気特性を表１の「磁石粉末」の欄に示す。図３の曲線１ａは、この磁石粉末の減磁曲線を示している。
【００８０】
【表１】
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【００８１】
熱処理後における構成相の変化をＣｕＫαの特性Ｘ線により調べたところ、熱処理前に見られたハローパターンは消失し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ、Ｆｅ23Ｂ6、およびα−Ｆｅからなる混合組織であることを確認した。図４の曲線１ａは、熱処理後における急冷合金の粉末Ｘ線回折パターンを示している。
【００８２】
熱処理後の微細金属組織を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観測したところ、平均粒径８０ｎｍ程度の結晶粒と、その粒界に存在する１０ｎｍ程度の微細結晶粒が存在していることがわかった。なお、ＴＥＭによって観察された結晶粒の合金組成をＴＥＭ−ＥＤＸおよびＡＰＦＩＭにて調査したところ、平均粒径８０ｎｍの結晶粒はＮｄ2Ｆｅ14Ｂであり、粒界に存在する１０ｎｍ程度の結晶粒はＦｅ23Ｂ6とα−Ｆｅであることが判明した。合金に添加していたＴｉは、主にＦｅ23Ｂ6相に入っていることも確認できた。
【００８３】
次に、上記の急冷合金を１５０μｍ以下に粉砕し、粉砕粉を作製した。ＪＩＳ８８０１の標準ふるいを用いて、粒度分布を測定した結果、粉末全体に対する５３μｍ以下の粒子は２６．６重量％であった。この粉砕粉をプレスし、円柱（直径４ｍｍ、高さ８ｍｍ）の形状を持つように成形した。こうして得られた予備成形体の密度は、５．６ｇ／ｃｃであった。
【００８４】
この後、図１に示すホットプレス装置を用いて上記の予備成形体に２７５ＭＰａの圧力を加えながら、温度を室温から７３０℃まで５００秒間で上昇させた後、７３０℃で５００秒間保持した。図１の装置は、貫通孔を有するダイ１と、貫通孔内でキャビティ空間を規定する上パンチ２および下パンチ３とを備えている。成形体は、キャビティにおいて予備成形体を上パンチ２および下パンチ３で加圧・圧縮される。
【００８５】
図２は、加圧開始からの経過時間と成形体の変位（高さ方向の収縮）との関係を示している。図２からわかるように、高さ方向の収縮は温度が６００℃付近に上昇した時点から開始している。そして、温度が７３０℃の時点では、高さが６．３７ｍｍに収縮し、成形体の密度は予備成形時（ホットプレス前）の密度（５．６ｇ／ｃｃ）から、７．０ｇ／ｃｃまで向上した。本実施例に用いた合金の真密度は７．３ｇ／ｃｃであることから、ホットプレスによつて磁粉充填率９５．９％の成形体（バルク体）が得られたことがわかる。
【００８６】
ホットプレス後における上記成形体の磁気特性をＢＨトレーサーによって測定した結果を表１の「成形体」の欄に示す。ホットプレス後における上記成形体の減磁曲線は、図３の曲線１ｂとして示している。
【００８７】
次に、ホットプレス後における成形体の金属組織を特性Ｘ線により調べたところ、図４の曲線１ｂに示すように、Ｆｅ23Ｂ6およびα−Ｆｅの回折ピーク強度が増加している傾向が観察された。
【００８８】
（実施例２）
本実施例では、前述の上記成形体を図５に示す装置で加圧し、それによって異方化した。図５の装置は、成形体４を上下方向から一軸圧縮する上ドラム５および下ドラム６を備えている。成形体４は、その側面部が拘束されない状態で７５０℃に加熱され、上下ドラム５および６によって４００ＭＰａの圧力で圧縮され、塑性変形する。成形体４の加熱は高周波加熱法により行った。その後、冷却した成形体４の中心付近から３ｍｍ角の試料を切り出した。この試料につき、加圧方向に対して平行な方向、および加圧方向に対して垂直な方向の磁気特性を振動型磁力計で測定した。反磁界補正を行った後の磁気特性を表２に示す。
【００８９】
【表２】
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【００９０】
次に、ＸＲＤ法によって加圧方向に対して垂直な面内のＸ線回折パターンを測定した。その結果、（４１０）ピーク高さに対する（００４）ピーク高さの比、すなわち、（００４）／（４１０）比が１以上になっていた。（００４）ピークは、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物のＣ面による反射ピークであり、（４１０）ピークは、粉末ＸＲＤでは最も高い強度を示す反射パークを示している。以上のことから、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物の容易磁化方向であるＣ軸が加圧方向と同一方向に配向していることが確認された。
【００９１】
（実施例３）
まず、Ｎｄ：８．９原子％、Ｂ：１２．６原子％、Ｔｉ：３．０原子％、Ｃ：１．４原子％、Ｎｂ：１原子％、残部Ｆｅの合金組成になるように配合した原料５ｋｇを坩堝内に投入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により合金溶湯を作製した。この合金溶湯をストリップキャスト法により急冷し、急冷合金を作製した。具体的には、坩堝を傾転することにより、シュート上に溶湯を注ぎ、シュートを介して冷却ロールへ溶湯を供給した。表面周速度１４ｍ／秒で回転する冷却ロールの表面と接触した合金溶湯は、急速に冷却され、凝固した。用いた冷却ロールは純銅製であり、その直径は２５０ｍｍであった。なお、本実施例では、冷却ロールに溶湯を供給する際、シュート上で溶湯を２条に分流し、１条あたりの供給速度を１．３ｋｇ／分に調整した。溶湯供給速度の調節は、坩堝の傾転角を制御することにより行った。
【００９２】
得られた急冷合金の平均厚さは８５μｍであり、その標準偏差σは１３μｍであった。急冷合金の一部を８５０μｍ以下のサイズに粉砕した後、フープベルト炉を用い、Ａｒ流気下で熱処理を行った。この熱処理は、フープベルトの送り速度を１００ｍｍ／分とし、炉内温度を７８０℃に保持して行った。合金粉末（磁粉）の炉内加熱部への供給速度は２０ｇ／分とした。
【００９３】
上記熱処理後における磁粉の結晶構造を粉末Ｘ線回折法によって解析したところ、磁粉がＮｅ2Ｆｅ14Ｂ相、Ｆｅ23Ｂ6相およびα−Ｆｅ相から構成されていることを確認した。
【００９４】
次に、ピンディスクミルを用いて上記の急冷合金を更に粉砕した後、ＪＩＳ８８０１の標準ふるいを用いて分級を行い、表３に示す粒度分布を持つ磁粉を得た。
【００９５】
【表３】
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【００９６】
得られた粉末を、図１に示す構成を有する放電プラズマ焼結装置のキャビティに投入し、粉末に３００ＭＰａの圧力を加えながら、温度を室温から７８０℃まで５００秒間で上昇させた後、７８０℃で５００秒間保持した。こうして、直径２０ｍｍ、高さ５ｍｍのバルク体磁石を作製した。得られたバルク体磁石の密度は、７．１ｇ／ｃｃであった。
【００９７】
上記のバルク体磁石１０個をバレル研磨し、表面の酸化層を除去した後、直径２ｍｍのスチールボールといっしょに耐熱プラスチック製のバレル治具に投入した。
【００９８】
バレルを回転数５ｒｐｍで回転させながら、硝酸ナトリウム０．２ｍｏｌ／Ｌ、硫酸１．５体積％からなる処理液（液温３０℃）にバルク体磁石を浸漬した。４分間の浸漬後、直ちに１μＳ／ｃｍ以下のイオン交換水を用いた超音波洗浄をバルク体磁石に対して３０秒間行った。
【００９９】
その後、速やかにめっきを開始した。具体的には、硫酸ニッケル・６水和物２４０ｇ／Ｌ、塩化ニッケル・6水和物４５ｇ／Ｌ、ホウ酸３０ｇ／Ｌ、光沢剤として２−ブチン−１、４ジオールを０．２ｇ／Ｌ、サッカリン１ｇ／Ｌ用いたｐＨ＝４．２(炭酸ニッケルで調整)、液温５０℃のめっき浴を用い、電流密度０．２Ａ／ｄｍ2で１４０分間電解めっきを行うことにより、バルク磁石体の表面にニッケルめっき被膜を形成した。
【０１００】
バルク体磁石をバレルから取り出し、水洗を行った後、めっき被膜の厚さ（磁石５個の平均値）を蛍光Ｘ線膜厚計で測定したところ、めっき被膜の厚さは１４．８μｍであった。
【０１０１】
得られた磁石を温度８０℃湿度９０％の高温高湿下に２０００時間放置したが、発錆、被膜のフクレなどの異常は認められなかった。
【０１０２】
（実施例４）
実施例３と同様の方法でバルク体を形成した。次に、得られた１０個のバルク体磁石に対して、ショットブラストを行い、バルク体磁石の表面酸化層を除去した。ショットブラストは、投射材としてアランダムＡ＃１８０（新東ブレーター製）を用いて行った。
【０１０３】
次に、バルク体磁石を蒸着装置の円筒形バレルに投入し、真空槽内を全圧が１．０×１０-3Pa以下になるまで真空排気した。用いた蒸着装置は、真空槽内容積が２．２ｍ3であり、ステンレス製メッシュ金網で作製された円筒形バレルを回転させるとともに、ワイヤー状金属蒸着材料を溶融蒸発部に供給しながら蒸着処理が行える。このような蒸着装置は、例えば、特開２００１−３２０６２号公報の図１に記載されている。
【０１０４】
真空排気後、真空槽内にアルゴンガスを導入し、真空槽内にの全圧を１Ｐａに調節した。その後、円筒形バレルの回転軸を１．５ｒｐｍで回転させながら、バイアス電圧を５００Ｖに設定し、１５分間グロー放電によるスパッタリングを行った。このスパッタリングにより、バルク体磁石の表面を清浄化した。
【０１０５】
清浄化のため、バレルの回転軸を１．５ｒｐｍで回転させながら、イオンプレーティング法によってバルク体磁石の表面にアルミニウム被膜を形成した。具体的には、バイアス電圧を１００Ｖに設定し、アルゴンガス雰囲気で蒸着材料（アルミニウムワイヤ）を加熱することによってイオン化し、５分間、バルク体表面にアルミニウム被膜を成長させた。形成したアルミニウム被膜の厚さ（磁石５個の平均値）は、蛍光Ｘ線膜厚計で測定したところ、１０．５μｍであった。
【０１０６】
次に、表面にアルミニウム被膜を有するバルク体をブラスト加工装置に投入し、ピーニング処理を行った。ピーニング処理は、投射材としてＧＢ−ＡＧ（新東ブレーター製）を用い、Ｎ2ガスからなる加圧気体中で投射圧０．２ＭＰａの条件で１５分間行った。
【０１０７】
得られた磁石を温度８０℃湿度９０％の高温高湿下に２０００時間放置したが、発錆、被膜のフクレなどの異常は認められなかった。また、得られた磁石を、嫌気性接着剤（ロックタイト３６６、ヘンケルジャパン製）を用いて、鋳鉄製の治具に接着し、圧縮せん断接着試験を行った結果、２８．５ＭＰａであった。この値は本接着剤の硬化後の破壊強度に相当しており、本磁石は、優れた接着性を有していることがわかった。
【０１０８】
【発明の効果】
本発明によれば、バルク体密度の低下を招来する結合樹脂を用いることなく、磁石粉末を温間プレス成形などによって合金真密度の９０％以上にまで圧縮することにより、磁気特性の向上を実現することができる。
【０１０９】
また、上記の方法で合金真密度の９０％以上にまで圧縮された高密度バルク体に対して、熱間圧延などによって塑性加工を施すことにより、磁気異方性を付与することができ、更に磁気特性の向上をはかることができる。
【０１１０】
本発明による鉄基永久磁石は、従来の超急冷磁石粉末を熱間圧縮によりバルク化した磁石よりも耐食性に優れるため、より簡便な表面処理で充分な耐食性を得ることができる。また、表面処理膜の厚さを薄くすることができるため、永久磁石を磁気回路に組み込んだときに形成される磁気的ギャップを減少させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による等方性鉄基永久磁石の製造に用いられるホットプレス装置の構成を示す図である。
【図２】本発明の実施例について、ホットプレス装置による加圧開始からの経過時間と成形体の変位（高さ方向の収縮）および温度の関係を示すグラフである。
【図３】本発明の実施例について、表１の「磁石粉末」および「成形体」に関する減磁曲線を示すグラフである。
【図４】本発明による実施例の粉末Ｘ線回折パターンを示すグラフである。曲線１ａは熱処理後における急冷合金（表１の「磁石粉末」）の回折パターンを示し、曲線１ｂはホットプレス後における合金（表１の「成形体」）の回折パターンを示している。
【図５】本発明による異方性永久磁石の製造方法に好適に用いられる一軸プレス装置の構成を示す図である。
【符号の説明】
１      ダイ
２      上パンチ
３      下パンチ
４      成形体
５      上ドラム
６      下ドラム
【図１】
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【図２】
0003991660.tif 000006
【図３】
0003991660.tif 000007
【図４】
0003991660.tif 000008
【図５】
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