JP2001254159A - 高ガラス形成能を有する鉄基永久磁石合金 - Google Patents
高ガラス形成能を有する鉄基永久磁石合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大ガラス形成能、優れた加工性および高い硬
質磁気特性を兼ね備えたFe基永久磁石合金を提供する。 【構成】 Feを主成分とし、希土類元素(RE)のうちか
ら選択される１種または２種以上の元素と遷移金属(TM)
のV,Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,W,Ta,Hf,Zrのうちから選択
される１種または２種以上の元素と、ホウ素(B)を含
み、△Tx＝Tx-Tg（ただし、Txは、結晶化開始温度、Tg
はガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体
領域の温度間隔△Txが３５℃以上であることを特徴とす
る金属ガラス合金。単ロール液体急冷法により厚さ３０
０μm以下、非晶質相の体積比率９０％以上の薄板材が
得られる。熱処理した後、残留磁束密度(Br)=１. ００T
以上、保磁力(iHc)=１５０kA/m以上、最大エネルギー積
(BH)max が６０kJ/m3以上の磁気特性が得られる。
質磁気特性を兼ね備えたFe基永久磁石合金を提供する。 【構成】 Feを主成分とし、希土類元素(RE)のうちか
ら選択される１種または２種以上の元素と遷移金属(TM)
のV,Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,W,Ta,Hf,Zrのうちから選択
される１種または２種以上の元素と、ホウ素(B)を含
み、△Tx＝Tx-Tg（ただし、Txは、結晶化開始温度、Tg
はガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体
領域の温度間隔△Txが３５℃以上であることを特徴とす
る金属ガラス合金。単ロール液体急冷法により厚さ３０
０μm以下、非晶質相の体積比率９０％以上の薄板材が
得られる。熱処理した後、残留磁束密度(Br)=１. ００T
以上、保磁力(iHc)=１５０kA/m以上、最大エネルギー積
(BH)max が６０kJ/m3以上の磁気特性が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大きなガラス形成
能、優れた加工性および熱処理による結晶化後に残存ア
モルファス相を含むナノ結晶組織を有し、高い硬質磁気
特性を示す永久磁石合金に関するものである。
能、優れた加工性および熱処理による結晶化後に残存ア
モルファス相を含むナノ結晶組織を有し、高い硬質磁気
特性を示す永久磁石合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ガラス遷移を示した、すなわち、過冷却
液体領域および大きな換算ガラス化温度（Tg/Tm）を有
する非晶質合金では、結晶化に対する高い安定性を示し
て、大きなガラス形成能を有することが知られている。
液体急冷法により厚肉リボンおよびバルク状非晶質材を
作製することが可能である。
液体領域および大きな換算ガラス化温度（Tg/Tm）を有
する非晶質合金では、結晶化に対する高い安定性を示し
て、大きなガラス形成能を有することが知られている。
液体急冷法により厚肉リボンおよびバルク状非晶質材を
作製することが可能である。
【０００３】一方、非晶質合金を加熱すると、特定の合
金系では結晶化する前に、過冷却液体状態に遷移し、急
激な粘性低下を示すことが知られている。このような過
冷却液体状態では、合金の粘性が低下しているために閉
塞鍛造などの方法により任意形状の非晶質合金形成体を
作製することが可能である。したがって、過冷却液体領
域および大きな換算ガラス温度（Tg/Tm）を有する非晶
質合金では、大きな非晶質形成能および優れた加工性を
備えていると言える。
金系では結晶化する前に、過冷却液体状態に遷移し、急
激な粘性低下を示すことが知られている。このような過
冷却液体状態では、合金の粘性が低下しているために閉
塞鍛造などの方法により任意形状の非晶質合金形成体を
作製することが可能である。したがって、過冷却液体領
域および大きな換算ガラス温度（Tg/Tm）を有する非晶
質合金では、大きな非晶質形成能および優れた加工性を
備えていると言える。
【０００４】現在、超小型ステッピングモータなどの小
型でかつ高性能、形状複雑な永久磁石が要求される用途
において、希土類焼結磁石を極小物に切断、研削加工す
るか、希土類ボンド磁石を小型に形成できるが、切断、
研削加工法により、作製された高密度の永久磁石は高性
能ではあるものの、コスト高となる欠点があり、さらに
加工肉厚は０.２mm程度の限界がある。その外、形状複
雑な形状には切断、研削加工法によりできない。
型でかつ高性能、形状複雑な永久磁石が要求される用途
において、希土類焼結磁石を極小物に切断、研削加工す
るか、希土類ボンド磁石を小型に形成できるが、切断、
研削加工法により、作製された高密度の永久磁石は高性
能ではあるものの、コスト高となる欠点があり、さらに
加工肉厚は０.２mm程度の限界がある。その外、形状複
雑な形状には切断、研削加工法によりできない。
【０００５】ボンド磁石において、粉末直径５０-３０
０μm程度の磁性粉末を樹脂と共に加圧形成するため、
１００μm程度の肉厚を有する成形品の製造は困難であ
る。特に、リング磁石では肉厚と直角方向にパンチで圧
縮する方法では肉厚０.８mm程度が限界である。
０μm程度の磁性粉末を樹脂と共に加圧形成するため、
１００μm程度の肉厚を有する成形品の製造は困難であ
る。特に、リング磁石では肉厚と直角方向にパンチで圧
縮する方法では肉厚０.８mm程度が限界である。
【０００６】また、ボンド磁石用磁性粉末としては、液
体急冷法にて製造されるFe-Ｎｄ-Ｂ系等方性磁性粉末が
多く使用されているが、この材料は液体急冷法により、
微細結晶質からなる薄片として得られるため、極めて脆
く、弾性的に曲げる加工や打ち抜き加工をするなどし
て、任意形状とすることは不可能であり、ボンド磁石用
磁性粉末としての用途に限られる。
体急冷法にて製造されるFe-Ｎｄ-Ｂ系等方性磁性粉末が
多く使用されているが、この材料は液体急冷法により、
微細結晶質からなる薄片として得られるため、極めて脆
く、弾性的に曲げる加工や打ち抜き加工をするなどし
て、任意形状とすることは不可能であり、ボンド磁石用
磁性粉末としての用途に限られる。
【０００７】Fe-Ｎｄ-Ｂ系合金において、近年、Fe78Nd
4B18近傍の組成の磁石材料が提案（R. Coehoornなど、
J.de Phys, C8, 1988, 669-670頁）され、その技術内容
は、米国特許4、402,770号等に開示されている。しかし
ながら、そのガラス形成能が低いので、肉厚５０μm以
下のアモルファスリボンしか得られない。単ロール液体
急冷法により直接的に肉厚５０-１５０μm程度のリボン
状磁石が作製されるものの、結晶化組織が不均一、磁気
特性はばらつきが大きいので、応用は困難である。そし
て、過冷却液体領域を示さなく、優れた加工性を備えて
いなかった。
4B18近傍の組成の磁石材料が提案（R. Coehoornなど、
J.de Phys, C8, 1988, 669-670頁）され、その技術内容
は、米国特許4、402,770号等に開示されている。しかし
ながら、そのガラス形成能が低いので、肉厚５０μm以
下のアモルファスリボンしか得られない。単ロール液体
急冷法により直接的に肉厚５０-１５０μm程度のリボン
状磁石が作製されるものの、結晶化組織が不均一、磁気
特性はばらつきが大きいので、応用は困難である。そし
て、過冷却液体領域を示さなく、優れた加工性を備えて
いなかった。
【０００８】最近、広沢らが提案したFe-Nd-M-B合金
（特開平１１−４０４４８）の溶湯を回転するCuロール
に噴射して厚さ１０-１００μmで９０％以上非晶質相組
成からなる薄帯を熱処理することにより、残留磁束密度
(Br) ≧０.８T、保磁力(iHc)≧１６０kA/mの薄肉永久磁
石材料が開発されることを報告している。しかしなが
ら、この材料は過冷却液体領域を示さなく、優れた加工
性を備えていなかった。そして、大きなガラス形成能を
有しておらず、さらに、もっと厚い薄帯永久磁石材料を
作製するのは困難である。
（特開平１１−４０４４８）の溶湯を回転するCuロール
に噴射して厚さ１０-１００μmで９０％以上非晶質相組
成からなる薄帯を熱処理することにより、残留磁束密度
(Br) ≧０.８T、保磁力(iHc)≧１６０kA/mの薄肉永久磁
石材料が開発されることを報告している。しかしなが
ら、この材料は過冷却液体領域を示さなく、優れた加工
性を備えていなかった。そして、大きなガラス形成能を
有しておらず、さらに、もっと厚い薄帯永久磁石材料を
作製するのは困難である。
【０００９】肉厚の薄い磁石材料を作製する方法として
は、スパッタ蒸発法を用いることも提案されているが、
数μmの膜を作製するだけでも数時間を要するなど、製
造コストが高くて実用的でない。
は、スパッタ蒸発法を用いることも提案されているが、
数μmの膜を作製するだけでも数時間を要するなど、製
造コストが高くて実用的でない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】前述した永久磁石材料
では、ガラス形成能が低く、肉厚１００μm以下の非晶
質リボン材しか得られない。そして、過冷却液体領域を
示さなく、大きなガラス形成能および優れた加工性を備
えていなかった。焼結磁石からの切り出し、研削加工、
あるいは希土類磁石粉末を使用したボンド磁石のいずれ
であっても、肉厚の薄いものは製造困難で、加工に伴う
磁気特性の劣化、磁性粉末の大きさに起因する制約によ
り、肉厚０．５０mmの永久磁石が限界である。ボンド磁
石の場合は、磁気特性の高い磁性粉末を用いても、磁性
粉末の充填率を８０％以上にすることは困難なため、ボ
ンド磁石として高磁気特性は期待できない。
では、ガラス形成能が低く、肉厚１００μm以下の非晶
質リボン材しか得られない。そして、過冷却液体領域を
示さなく、大きなガラス形成能および優れた加工性を備
えていなかった。焼結磁石からの切り出し、研削加工、
あるいは希土類磁石粉末を使用したボンド磁石のいずれ
であっても、肉厚の薄いものは製造困難で、加工に伴う
磁気特性の劣化、磁性粉末の大きさに起因する制約によ
り、肉厚０．５０mmの永久磁石が限界である。ボンド磁
石の場合は、磁気特性の高い磁性粉末を用いても、磁性
粉末の充填率を８０％以上にすることは困難なため、ボ
ンド磁石として高磁気特性は期待できない。
【００１１】本発明は、薄肉永久磁石の製造限界に鑑
み、大ガラス形成能、優れた加工性および高い硬質磁気
特性を兼ね備えたFe基永久磁石合金を提供することを目
的としている。
み、大ガラス形成能、優れた加工性および高い硬質磁気
特性を兼ね備えたFe基永久磁石合金を提供することを目
的としている。
【００１２】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
上述の課題を解決するために、最適組成について研究し
た結果、４at%以下の希土類元素と２０at%以上のホウ素
および１０at%以上の遷移金属（V，Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,
Mo,W,Ta,Hf,Zrなど）の特定組成の合金を溶融し、液体
状態から急冷固化させることにより作製した３５℃以上
の過冷却液体領域を示す肉厚３００μm以下の非晶質相
薄帯に熱処理を施し、RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相お
よび残存アモルファス相からなるナノ組織が得られ、良
好な硬質磁気特性を有する大ガラス形成能、優れた加工
性を兼ね備えたFe基永久磁石合金が得られることを見出
し、本発明を完成するに至った。
上述の課題を解決するために、最適組成について研究し
た結果、４at%以下の希土類元素と２０at%以上のホウ素
および１０at%以上の遷移金属（V，Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,
Mo,W,Ta,Hf,Zrなど）の特定組成の合金を溶融し、液体
状態から急冷固化させることにより作製した３５℃以上
の過冷却液体領域を示す肉厚３００μm以下の非晶質相
薄帯に熱処理を施し、RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相お
よび残存アモルファス相からなるナノ組織が得られ、良
好な硬質磁気特性を有する大ガラス形成能、優れた加工
性を兼ね備えたFe基永久磁石合金が得られることを見出
し、本発明を完成するに至った。
【００１３】すなわち、本発明は、Feを主成分とし、希
土類元素(RE)のうちから選択される１種または２種以上
の元素と遷移金属(TM)のV,Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,W,Ta,
Hf,またはZrのうちから選択される１種または２種以上
の元素と、ホウ素(B)を含み、△Tx＝Tx-Tg（ただしTx
は、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。）の
式で表される過冷却液体領域の温度間隔△Txが３５℃以
上であることを特徴とする金属ガラス合金である。
土類元素(RE)のうちから選択される１種または２種以上
の元素と遷移金属(TM)のV,Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,W,Ta,
Hf,またはZrのうちから選択される１種または２種以上
の元素と、ホウ素(B)を含み、△Tx＝Tx-Tg（ただしTx
は、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。）の
式で表される過冷却液体領域の温度間隔△Txが３５℃以
上であることを特徴とする金属ガラス合金である。
【００１４】また、本発明は、Tg/Tm（ただし、Tmは、
合金の融解温度を示す。）の式で表される換算ガラス化
温度が０.５５以上であることを特徴とする上記の金属
ガラス合金である。
合金の融解温度を示す。）の式で表される換算ガラス化
温度が０.５５以上であることを特徴とする上記の金属
ガラス合金である。
【００１５】また、本発明は、下記の組成式で表される
ことを特徴とする上記の金属ガラス合金である。Ｆe
100-x-y-zTMxREyBz ただし、組成比示すx、y、zは原子％で、１０原子％≦x
＜３０原子％、 ２.５原子％＜y＜４．０原子％、１９
原子％＜z＜２５原子％である。
ことを特徴とする上記の金属ガラス合金である。Ｆe
100-x-y-zTMxREyBz ただし、組成比示すx、y、zは原子％で、１０原子％≦x
＜３０原子％、 ２.５原子％＜y＜４．０原子％、１９
原子％＜z＜２５原子％である。
【００１６】遷移金属(TM)のV，Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,
W,Ta,Hf,Zrは、１０原子％以下では、ガラス形成能、結
晶化組織の微細化および減磁曲線の角形性が明瞭に改善
される効果が得られず、３０原子％以上では、６０kJ/m
3以上の(BH)max が得られない。希土類元素(RE)は、Nd,
Pr,Dy,Tb,La,Ce,Gdであり、２.５原子％以下では、３５
℃以上の過冷却液体領域△Txが得られない。そして、１
５０kA/m以上のiHcが得られず、４．０原子％以上で
は、ガラス遷移現象が消失し、ガラス形成能が低下す
る。ホウ素は、１９原子％以下では、ガラス遷移温度を
示さず、２５原子％以上では、減磁曲線の角形性が低下
し、１．００T以上のBrが得られない。
W,Ta,Hf,Zrは、１０原子％以下では、ガラス形成能、結
晶化組織の微細化および減磁曲線の角形性が明瞭に改善
される効果が得られず、３０原子％以上では、６０kJ/m
3以上の(BH)max が得られない。希土類元素(RE)は、Nd,
Pr,Dy,Tb,La,Ce,Gdであり、２.５原子％以下では、３５
℃以上の過冷却液体領域△Txが得られない。そして、１
５０kA/m以上のiHcが得られず、４．０原子％以上で
は、ガラス遷移現象が消失し、ガラス形成能が低下す
る。ホウ素は、１９原子％以下では、ガラス遷移温度を
示さず、２５原子％以上では、減磁曲線の角形性が低下
し、１．００T以上のBrが得られない。
【００１７】本発明の合金組成は、単ロール液体急冷法
により厚さ３００μm以下、非晶質相の体積比率９０％
以上の薄板材が得られる。
により厚さ３００μm以下、非晶質相の体積比率９０％
以上の薄板材が得られる。
【００１８】本発明の合金組成は、熱処理した後、残留
磁束密度(Br)=１. ００T以上、保磁力(iHc)=１５０kA/m
以上、最大エネルギー積(BH)max が６０kJ/m3以上の磁
気特性が得られる。
磁束密度(Br)=１. ００T以上、保磁力(iHc)=１５０kA/m
以上、最大エネルギー積(BH)max が６０kJ/m3以上の磁
気特性が得られる。
【００１９】本発明の合金組成は、熱処理が施されて、
RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相および残存アモルファス
相からなる平均粒径５０nm以下の組織が得られる。
RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相および残存アモルファス
相からなる平均粒径５０nm以下の組織が得られる。
【００２０】前記熱処理は、５５０〜６５０℃、５〜１
０分間程度行うのが好ましい。５５０℃より低いと、保
持力の発現に必要であるRE2Fe14B型結晶構造を有する化
合物の析出ができなくなり、１５０kA/m以上のiHcが得
られず、６５０℃を超えると、結晶化組織が粗大化し、
減磁曲線の角形性が劣化する。
０分間程度行うのが好ましい。５５０℃より低いと、保
持力の発現に必要であるRE2Fe14B型結晶構造を有する化
合物の析出ができなくなり、１５０kA/m以上のiHcが得
られず、６５０℃を超えると、結晶化組織が粗大化し、
減磁曲線の角形性が劣化する。
【００２１】なお、本明細書中の「過冷却液体領域」と
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定
義されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対
する抵抗力、すなわち非晶質の安定性および加工性を示
す数値である。本発明の合金は３５℃以上の過冷却液体
領域を有する。
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定
義されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対
する抵抗力、すなわち非晶質の安定性および加工性を示
す数値である。本発明の合金は３５℃以上の過冷却液体
領域を有する。
【００２２】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜１５、比較
例１〜３）について、アーク溶解法により母合金を溶製
した後、単ロール液体急冷法によりロール回転速度３ｍ
／ｓで厚さ２００−２５０μmの非晶質相の体積比率９
０％以上からなる薄帯を作製した。
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜１５、比較
例１〜３）について、アーク溶解法により母合金を溶製
した後、単ロール液体急冷法によりロール回転速度３ｍ
／ｓで厚さ２００−２５０μmの非晶質相の体積比率９
０％以上からなる薄帯を作製した。
【００２３】
【表１】
【００２４】これらの非晶質薄帯のガラス遷移温度
(Tg)、結晶化開始温度(Tx)を示差走査熱量計（DSC）よ
り測定した。これらの値より過冷却液体領域(Tx-Tg)を
算出した。融解点（Tm)の測定は、示差熱分析（DTA)に
より測定した。これらの値より換算ガラス化温度（Tg/T
m）を算出した。作製された薄帯の非晶質化の確認はＸ
線回折法により行った。また、試料中に含まれる非晶質
相の体積比率（Ｖf−ａｍｏ．）は、DSCを用いて結晶化
の際の発熱量を完全非晶質化した厚さ２０μmの薄帯と
の比較により評価した。
(Tg)、結晶化開始温度(Tx)を示差走査熱量計（DSC）よ
り測定した。これらの値より過冷却液体領域(Tx-Tg)を
算出した。融解点（Tm)の測定は、示差熱分析（DTA)に
より測定した。これらの値より換算ガラス化温度（Tg/T
m）を算出した。作製された薄帯の非晶質化の確認はＸ
線回折法により行った。また、試料中に含まれる非晶質
相の体積比率（Ｖf−ａｍｏ．）は、DSCを用いて結晶化
の際の発熱量を完全非晶質化した厚さ２０μmの薄帯と
の比較により評価した。
【００２５】薄帯試料を石英管中に真空封入した後、５
５０〜６５０℃の温度において６００s間熱処理を施し
た。磁気特性は振動型磁力計（VSM）を用いて１２５６k
A/mの印加磁場で測定した。評価結果を表２に示す。
５０〜６５０℃の温度において６００s間熱処理を施し
た。磁気特性は振動型磁力計（VSM）を用いて１２５６k
A/mの印加磁場で測定した。評価結果を表２に示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の鉄基永久
磁石合金組成の溶湯を、液体急冷法により、３００μm
以下の非晶質薄帯が作製される。この晶質薄帯は３５℃
以上の過冷却液体領域を示すとともに、最適熱処理が施
されて、RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相および残存アモ
ルファス相からなる平均粒径５０nm以下のナノ組織が得
られ、 Br≧１.０T、iHc≧１５０kA/m、(BH)max≧６０k
J/ｍ3の硬質磁気特性を有する。これらのことから、本
発明は、大きな非晶質形成能、優れた加工性および良好
な硬質磁気特性を兼備した実用上有用な鉄基永久磁石合
金を提供することができる。
磁石合金組成の溶湯を、液体急冷法により、３００μm
以下の非晶質薄帯が作製される。この晶質薄帯は３５℃
以上の過冷却液体領域を示すとともに、最適熱処理が施
されて、RE2Fe14B、Fe3B、α-Fe結晶相および残存アモ
ルファス相からなる平均粒径５０nm以下のナノ組織が得
られ、 Br≧１.０T、iHc≧１５０kA/m、(BH)max≧６０k
J/ｍ3の硬質磁気特性を有する。これらのことから、本
発明は、大きな非晶質形成能、優れた加工性および良好
な硬質磁気特性を兼備した実用上有用な鉄基永久磁石合
金を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 張 偉 宮城県仙台市青葉区花壇３−４ 403号 (72)発明者 松下 光英 宮城県仙台市太白区八木山南１−９−15− 103 Ｆターム(参考） 4K017 AA04 BA06 BB04 BB05 BB06 BB07 BB08 BB09 BB12 CA03 DA04 DA05 ED01 5E040 AA04 AA19 BD03 CA01 HB11 NN01 NN06 NN12 NN13 NN14 NN18
Claims (7)
- 【請求項１】 Feを主成分とし、希土類元素(RE)のう
ちから選択される１種または２種以上の元素と遷移金属
(TM)のV,Ti,Cr,Mn,Co,Cu,Nb,Mo,W,Ta,Hf,またはZrのう
ちから選択される１種または２種以上の元素と、ホウ素
(B)を含み、△Tx＝Tx-Tg（ただし、Txは、結晶化開始温
度、Tgは、ガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体領域の温度間隔△Txが３５℃以上であることを
特徴とする金属ガラス合金。 - 【請求項２】 Tg/Tm（ただし、Tmは、合金の融解温度
を示す。）の式で表される換算ガラス化温度が０.５５
以上であることを特徴とする請求項１に記載の金属ガラ
ス合金。 - 【請求項３】 下記の組成式で表されることを特徴とす
る請求項１または２に記載の金属ガラス合金。 Ｆe100-x-y-zTMxREyBz ただし、組成比を示すx、y、zは原子％で、１０原子％
≦x＜３０原子％、 ２.５原子％＜y＜４．０原子％、
１９原子％＜z＜２５原子％である。 - 【請求項４】 単ロール液体急冷法により得られた厚さ
３００μm以下、非晶質相の体積比率９０％以上の薄板
材からなる請求項１，２，３のいずれかに記載の金属ガ
ラス合金。 - 【請求項５】 請求項１,２,３，４のいずれかに記載の
金属ガラス合金を熱処理した合金であって、残留磁束密
度(Br)=１. ００T以上、保磁力(iHc)=１５０kA/m以上、
最大エネルギー積(BH)max が６０kJ/m3以上の磁気特性
を有する鉄基永久磁石合金。 - 【請求項６】 請求項１,２,３，４のいずれかに記載の
金属ガラス合金を熱処理した合金であって、RE2Fe14B、
Fe3B、α-Fe結晶相および残存アモルファス相からなる
平均粒径５０nm以下の組織を有することを特徴とする鉄
基永久磁石合金。 - 【請求項７】 前記熱処理は、前記合金が５５０〜６５
０℃でなされていることを特徴とする請求項５または６
に記載の鉄基永久磁石合金。
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