JPH0684627A - Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石 - Google Patents
Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石Info
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- JPH0684627A JPH0684627A JP4263275A JP26327592A JPH0684627A JP H0684627 A JPH0684627 A JP H0684627A JP 4263275 A JP4263275 A JP 4263275A JP 26327592 A JP26327592 A JP 26327592A JP H0684627 A JPH0684627 A JP H0684627A
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-
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系磁石において、粉末冶金的手
法によらずに直接磁石化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃ
ｏ系鋳造磁石の提供。 【構成】 Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−Ｆｅ系に特定量のＭｏ、
Ｃｏを含有させることにより、鋳造組織が柱状晶が分断
された微細結晶相組織が得られ、鋳造後に所定の熱処理
を施しても結晶粒の成長が抑制された丸みを帯びた結晶
粒、すなわち軸比の小さい回転楕円体組織となり、鋳造
のまま永久磁石化できる。
法によらずに直接磁石化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃ
ｏ系鋳造磁石の提供。 【構成】 Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−Ｆｅ系に特定量のＭｏ、
Ｃｏを含有させることにより、鋳造組織が柱状晶が分断
された微細結晶相組織が得られ、鋳造後に所定の熱処理
を施しても結晶粒の成長が抑制された丸みを帯びた結晶
粒、すなわち軸比の小さい回転楕円体組織となり、鋳造
のまま永久磁石化できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、鋳造によるＲ−Ｂ−
Ｆｅ系永久磁石に係り、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−Ｆｅ系に特
定量のＭｏ、Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処
理を施し、結晶粒の成長が抑制された微細結晶相組織を
得て、鋳造のまま永久磁石化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造
磁石に関する。
Ｆｅ系永久磁石に係り、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−Ｆｅ系に特
定量のＭｏ、Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処
理を施し、結晶粒の成長が抑制された微細結晶相組織を
得て、鋳造のまま永久磁石化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造
磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】出願人は先に、資源的に稀少で高価なサ
マリウムやコバルトを必須とせず、かつ希土類元素とし
て、希土類鉱石中に含まれているネオジムやプラセオジ
ウムのような軽希土類元素を中心元素とし、さらに鉄と
ボロンを用いることにより、すぐれた磁気特性を有する
一軸性の磁気異方性を持った、鉄・ボロン・希土類Ｒを
必須元素とする三元化合物の存在を見出し、従来の希土
類コバルト磁石の有する最大エネルギー積を大きく越え
る高い永久磁石特性を有するＲ−Ｂ−Ｆｅ系磁気異方性
焼結磁石を提案（特公昭６１−３４２４２号）した。こ
のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石は、所謂粉末冶金法にて製造
される。
マリウムやコバルトを必須とせず、かつ希土類元素とし
て、希土類鉱石中に含まれているネオジムやプラセオジ
ウムのような軽希土類元素を中心元素とし、さらに鉄と
ボロンを用いることにより、すぐれた磁気特性を有する
一軸性の磁気異方性を持った、鉄・ボロン・希土類Ｒを
必須元素とする三元化合物の存在を見出し、従来の希土
類コバルト磁石の有する最大エネルギー積を大きく越え
る高い永久磁石特性を有するＲ−Ｂ−Ｆｅ系磁気異方性
焼結磁石を提案（特公昭６１−３４２４２号）した。こ
のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石は、所謂粉末冶金法にて製造
される。
【０００３】また、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系磁石として、本系合
金湯を超急冷してアモルファスリボン化して、これを粉
砕して樹脂と結合してボンド磁石化するか、リボンをホ
ットプレス法にて配向化してから樹脂と結合してボンド
磁石化するＲ−Ｂ−Ｆｅ系ボンド磁石がある。
金湯を超急冷してアモルファスリボン化して、これを粉
砕して樹脂と結合してボンド磁石化するか、リボンをホ
ットプレス法にて配向化してから樹脂と結合してボンド
磁石化するＲ−Ｂ−Ｆｅ系ボンド磁石がある。
【０００４】さらに、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系磁石の製造方法と
して、本系合金を鋳造マクロ組織が柱状晶となるように
鋳造した後、２５０℃以上で熱処理、あるいは５００℃
以上で熱間加工して、磁気的に硬化させるＲ−Ｂ−Ｆｅ
系鋳造磁石が提案（特開昭６２−１９８１０３号、特開
昭６２−２６５７０５号公報）されている。
して、本系合金を鋳造マクロ組織が柱状晶となるように
鋳造した後、２５０℃以上で熱処理、あるいは５００℃
以上で熱間加工して、磁気的に硬化させるＲ−Ｂ−Ｆｅ
系鋳造磁石が提案（特開昭６２−１９８１０３号、特開
昭６２−２６５７０５号公報）されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】一方、永久磁石は益々
苛酷な環境、例えば、磁石の薄型化に伴う自己減磁界の
増加、コイルや他の磁石から加えられる強い逆磁界、機
器の高速化や高負荷化に伴う高温度の環境等に晒される
ことが多くなっている。そこで、発明者は自動車用モー
ターなどに組み込まれて高温雰囲気での使用に際しても
減磁しないＲ−Ｂ−Ｆｅ系磁石として、Ｍｏ，Ａｌ，Ｃ
ｕを必須元素としてあるいはＭｏまたはＶとＣｏを複合
添加することにより、高エネルギー積および高保磁力を
維持して耐熱性が改善された特定組成のＲ−Ｂ−Ｆｅ系
焼結磁石を提案（特開平３−２７８４０５号公報）し
た。
苛酷な環境、例えば、磁石の薄型化に伴う自己減磁界の
増加、コイルや他の磁石から加えられる強い逆磁界、機
器の高速化や高負荷化に伴う高温度の環境等に晒される
ことが多くなっている。そこで、発明者は自動車用モー
ターなどに組み込まれて高温雰囲気での使用に際しても
減磁しないＲ−Ｂ−Ｆｅ系磁石として、Ｍｏ，Ａｌ，Ｃ
ｕを必須元素としてあるいはＭｏまたはＶとＣｏを複合
添加することにより、高エネルギー積および高保磁力を
維持して耐熱性が改善された特定組成のＲ−Ｂ−Ｆｅ系
焼結磁石を提案（特開平３−２７８４０５号公報）し
た。
【０００６】さらに発明者らは、上記のＭｏ，Ａｌ，Ｃ
ｕを必須元素とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石の特性を検
討したところ、Ｍｏのドーブのよる鋳造合金の組織変化
に着目し、粉末冶金的手法によらないＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ系磁石の可能性を見出した。この発明は、Ｒ−Ｂ−Ｆ
ｅ系磁石において、粉末冶金的手法によらずに直接磁石
化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系鋳造磁石の提供を
目的としている。
ｕを必須元素とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石の特性を検
討したところ、Ｍｏのドーブのよる鋳造合金の組織変化
に着目し、粉末冶金的手法によらないＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ系磁石の可能性を見出した。この発明は、Ｒ−Ｂ−Ｆ
ｅ系磁石において、粉末冶金的手法によらずに直接磁石
化できるＲ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系鋳造磁石の提供を
目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、Ｍｏドーブ
によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系鋳造合金の保磁力発現を考察す
るために、合金組成、鋳造方法。熱処理条件等を変えた
いくつかの実験を行ったところ、Ｍｏの添加によりＲ−
Ｂ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金組織の結晶が微細化されることに
知見し、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系合金組成を確立す
ることを目的に種々検討した結果、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系に特定量のＭｏ、Ｃｏを含有させることにより、
鋳造組織が柱状晶が分断された微細結晶相組織が得ら
れ、鋳造後に所定の熱処理を施しても結晶粒の成長が抑
制された丸みを帯びた結晶粒、すなわち軸比の小さい回
転楕円体組織となり、鋳造のまま永久磁石化できること
を知見し、この発明を完成した。
によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系鋳造合金の保磁力発現を考察す
るために、合金組成、鋳造方法。熱処理条件等を変えた
いくつかの実験を行ったところ、Ｍｏの添加によりＲ−
Ｂ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金組織の結晶が微細化されることに
知見し、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系合金組成を確立す
ることを目的に種々検討した結果、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系に特定量のＭｏ、Ｃｏを含有させることにより、
鋳造組織が柱状晶が分断された微細結晶相組織が得ら
れ、鋳造後に所定の熱処理を施しても結晶粒の成長が抑
制された丸みを帯びた結晶粒、すなわち軸比の小さい回
転楕円体組織となり、鋳造のまま永久磁石化できること
を知見し、この発明を完成した。
【０００８】すなわち、この発明は、Ｒ（ＲはＮｄまた
はＮｄの５０％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種または２
種以上で置換したもの）１２原子％〜１８原子％、Ｃｏ
１０原子％以下、Ｍｏ０．５原子％〜７原子％、下記式
を満足するＢ（但しＢは２原子％以上）、 ｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６ （ｘ＝Ｍｏ量（原子％）、ｙ＝Ｂ
量（原子％））、 残部実質的にＦｅからなり、結晶粒の成長が抑制された
微細結晶相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有する
ことを特徴とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石である。
はＮｄの５０％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種または２
種以上で置換したもの）１２原子％〜１８原子％、Ｃｏ
１０原子％以下、Ｍｏ０．５原子％〜７原子％、下記式
を満足するＢ（但しＢは２原子％以上）、 ｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６ （ｘ＝Ｍｏ量（原子％）、ｙ＝Ｂ
量（原子％））、 残部実質的にＦｅからなり、結晶粒の成長が抑制された
微細結晶相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有する
ことを特徴とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石である。
【０００９】この発明において、希土類元素Ｒは、Ｎｄ
またはＮｄの５０％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種また
は２種以上で置換したものであり、高保磁力、高エネル
ギー積を得るためには、ＮｄがＲの５０％以上を占める
ことが必要である。通常Ｒは、Ｎｄのみでも高保磁力、
高エネルギー積を得ることが可能であるが、Ｎｄの５０
％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種または２種以上で置換
すると、さらに保磁力が向上し、高エネルギー積の鋳造
磁石が得られる。Ｒは、１２原子％未満では高い保磁力
が得られず、また、１８原子％を超えると残留磁束密度
（Ｂｒ）が低下して高いエネルギー積が得られないた
め、１２原子％〜１８原子％の範囲とする。
またはＮｄの５０％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種また
は２種以上で置換したものであり、高保磁力、高エネル
ギー積を得るためには、ＮｄがＲの５０％以上を占める
ことが必要である。通常Ｒは、Ｎｄのみでも高保磁力、
高エネルギー積を得ることが可能であるが、Ｎｄの５０
％以下をＰｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種または２種以上で置換
すると、さらに保磁力が向上し、高エネルギー積の鋳造
磁石が得られる。Ｒは、１２原子％未満では高い保磁力
が得られず、また、１８原子％を超えると残留磁束密度
（Ｂｒ）が低下して高いエネルギー積が得られないた
め、１２原子％〜１８原子％の範囲とする。
【００１０】Ｃｏは、本系組成においてキュリー温度を
高め残留磁束密度の温度特性を改善し、また耐食性を向
上させる効果を有するが、多量の添加は、組織中に保磁
力を低下させるＣｏリッチなＲＣｏ化合物が余剰に生成
されるため、１０原子％以下の添加が好ましい。また、
３原子％〜７原子％の範囲が特に保磁力の向上の向上が
著しく好ましい。
高め残留磁束密度の温度特性を改善し、また耐食性を向
上させる効果を有するが、多量の添加は、組織中に保磁
力を低下させるＣｏリッチなＲＣｏ化合物が余剰に生成
されるため、１０原子％以下の添加が好ましい。また、
３原子％〜７原子％の範囲が特に保磁力の向上の向上が
著しく好ましい。
【００１１】Ｍｏは、本系組成において結晶粒の成長を
抑制して組織を微細化し鋳造のまま磁石化を可能にする
が、保磁力が発現し磁石となるには０．５原子％以上の
添加が必要であり、また７原子％を越えると残留磁束密
度（Ｂｒ）が低下して高いエネルギー積が得られないた
め、０．５原子％〜７原子％の範囲とする。特に、Ｍｏ
はその量（原子％）をｘ、Ｂ量（原子％）をｙとする
と、ｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６の関係を満足する場合が有効で
あり、さらに１．０原子％〜５．０原子％が最も好まし
い範囲である。
抑制して組織を微細化し鋳造のまま磁石化を可能にする
が、保磁力が発現し磁石となるには０．５原子％以上の
添加が必要であり、また７原子％を越えると残留磁束密
度（Ｂｒ）が低下して高いエネルギー積が得られないた
め、０．５原子％〜７原子％の範囲とする。特に、Ｍｏ
はその量（原子％）をｘ、Ｂ量（原子％）をｙとする
と、ｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６の関係を満足する場合が有効で
あり、さらに１．０原子％〜５．０原子％が最も好まし
い範囲である。
【００１２】Ｍｏは上記のｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６の関係を
満足する組成範囲において、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相中のＦｅの
一部と置換するほか、本系組成中のＦｅ及びＢとＭｏ2
ＦｅＢ2相（Ｍｏリッチ相）を形成する。Ｍｏの添加
は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の凝固核の発生数を増加させるとと
もに、Ｍｏリッチ相によるピン止めによって、凝固結晶
の微細化と熱処理時の結晶成長の抑制さらには回転楕円
体組織の形成に重要な働きをする。上記のＭｏの代わり
にあるいはＭｏの一部をＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，
Ｈｆの１種又は２種以上で置換することによっても本系
鋳造磁石の磁石化が可能であるが、磁気特性はＭｏを添
加した場合よりも幾分低くなる。上記各元素を置換する
場合の組成範囲については、Ｍｏの好ましい組成範囲と
同一である。
満足する組成範囲において、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相中のＦｅの
一部と置換するほか、本系組成中のＦｅ及びＢとＭｏ2
ＦｅＢ2相（Ｍｏリッチ相）を形成する。Ｍｏの添加
は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の凝固核の発生数を増加させるとと
もに、Ｍｏリッチ相によるピン止めによって、凝固結晶
の微細化と熱処理時の結晶成長の抑制さらには回転楕円
体組織の形成に重要な働きをする。上記のＭｏの代わり
にあるいはＭｏの一部をＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，
Ｈｆの１種又は２種以上で置換することによっても本系
鋳造磁石の磁石化が可能であるが、磁気特性はＭｏを添
加した場合よりも幾分低くなる。上記各元素を置換する
場合の組成範囲については、Ｍｏの好ましい組成範囲と
同一である。
【００１３】Ｂは、本系組成において、高いエネルギー
積と保磁力を得るためには２．０原子％以上の添加が必
要であり、かつｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６を満足する必要があ
る。すなわち、Ｂの最適組成範囲は後述するＭｏの組成
範囲により変化するのである。例えば、本系組成におい
て、Ｒ，Ｆｅ，Ｃｏを一定とし、Ｍｏを７原子％含有さ
せる場合は、Ｂの最適組成範囲は６原子％〜１３原子％
であり、この範囲外ではエネルギー積及び保磁力は極端
に劣化する。また、Ｍｏを０．５原子％含有させる場合
は、Ｂは２原子％〜６．５原子％が最適の組成範囲とな
る。
積と保磁力を得るためには２．０原子％以上の添加が必
要であり、かつｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６を満足する必要があ
る。すなわち、Ｂの最適組成範囲は後述するＭｏの組成
範囲により変化するのである。例えば、本系組成におい
て、Ｒ，Ｆｅ，Ｃｏを一定とし、Ｍｏを７原子％含有さ
せる場合は、Ｂの最適組成範囲は６原子％〜１３原子％
であり、この範囲外ではエネルギー積及び保磁力は極端
に劣化する。また、Ｍｏを０．５原子％含有させる場合
は、Ｂは２原子％〜６．５原子％が最適の組成範囲とな
る。
【００１４】Ｆｅは、本系組成の基本成分であり、上記
各種元素の含有残余を占める。
各種元素の含有残余を占める。
【００１５】上記の必須成分へのＡｌの添加は、保磁力
及び残留磁束密度の向上に効果を発揮するが、かかる効
果を得るには少なくとも０．１原子％の添加が必要であ
り、３．０原子％を越えると、保磁力、残留磁束密度共
に逆に低下してしまうため、０．１原子％〜３．０原子
％が好ましい範囲である。
及び残留磁束密度の向上に効果を発揮するが、かかる効
果を得るには少なくとも０．１原子％の添加が必要であ
り、３．０原子％を越えると、保磁力、残留磁束密度共
に逆に低下してしまうため、０．１原子％〜３．０原子
％が好ましい範囲である。
【００１６】また、Ａｌと同様にＣｕの微量添加も保磁
力及び残留磁束密度の向上に効果を発揮するが、かかる
効果を得るには少なくとも０．０１原子％の添加が必要
であり、２．０原子％を越えると、保磁力、残留磁束密
度共に逆に低下してしまうため、０．０１原子％〜２．
０原子％が好ましい範囲である。
力及び残留磁束密度の向上に効果を発揮するが、かかる
効果を得るには少なくとも０．０１原子％の添加が必要
であり、２．０原子％を越えると、保磁力、残留磁束密
度共に逆に低下してしまうため、０．０１原子％〜２．
０原子％が好ましい範囲である。
【００１７】この発明による鋳造磁石の結晶相は、熱処
理後においても、上述したＭｏリッチ相によるピン止め
効果などにより、結晶の成長は極僅かにとどまり、基本
的に熱処理前の結晶相と近似した大きさの結晶相とな
る。また、その形状は、熱処理前後で大きく異なり、熱
処理前の組織においては、個々の結晶相の端部は、角ば
った形状や尖った形状をしているが、熱処理後の組織で
は、個々の結晶相の端部は丸みを帯び、軸比の小さい回
転楕円形状となる。このとき、該結晶相の軸比は、短軸
と長軸の比が１：１０以下のものが好ましく、さらに好
ましくは１：５以下である。これに対して、Ｍｏを添加
しないＲ−Ｂ−Ｆｅ系合金に見られるような柱状晶組織
においては、本系合金に比べ熱処理前の結晶相は極端に
大きく、また熱処理を施すとその柱状晶組織の形態を維
持したままより大きく粗大化する。
理後においても、上述したＭｏリッチ相によるピン止め
効果などにより、結晶の成長は極僅かにとどまり、基本
的に熱処理前の結晶相と近似した大きさの結晶相とな
る。また、その形状は、熱処理前後で大きく異なり、熱
処理前の組織においては、個々の結晶相の端部は、角ば
った形状や尖った形状をしているが、熱処理後の組織で
は、個々の結晶相の端部は丸みを帯び、軸比の小さい回
転楕円形状となる。このとき、該結晶相の軸比は、短軸
と長軸の比が１：１０以下のものが好ましく、さらに好
ましくは１：５以下である。これに対して、Ｍｏを添加
しないＲ−Ｂ−Ｆｅ系合金に見られるような柱状晶組織
においては、本系合金に比べ熱処理前の結晶相は極端に
大きく、また熱処理を施すとその柱状晶組織の形態を維
持したままより大きく粗大化する。
【００１８】この発明によるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石は
基本的には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ相、Ｍｏ2ＦｅＢ2
相の３相からなるが、さらに詳細にＥＰＭＡを用いてミ
クロ組織観察を行なうと、熱処理の前後で以下のような
組織変化が起こっていることがわかった。それは、上記
３相の他に第４相が存在する領域が部分的に見られ、こ
の第４相は熱処理の前後でその形態が異なるということ
である。熱処理前の合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相内にＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ相と比較して、Ｒ量、Ｂ量が少なく、Ｆｅ、Ｍｏ
が多いという特徴を持つ上記のＲ2Ｆｅ14Ｂ相とは異な
る組成比を持つ化合物相がみられる。この化合物相のＫ
ｅｒｒ効果顕微鏡による磁区観察では、この化合物相内
に磁区は認められない。
基本的には、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ相、Ｍｏ2ＦｅＢ2
相の３相からなるが、さらに詳細にＥＰＭＡを用いてミ
クロ組織観察を行なうと、熱処理の前後で以下のような
組織変化が起こっていることがわかった。それは、上記
３相の他に第４相が存在する領域が部分的に見られ、こ
の第４相は熱処理の前後でその形態が異なるということ
である。熱処理前の合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相内にＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ相と比較して、Ｒ量、Ｂ量が少なく、Ｆｅ、Ｍｏ
が多いという特徴を持つ上記のＲ2Ｆｅ14Ｂ相とは異な
る組成比を持つ化合物相がみられる。この化合物相のＫ
ｅｒｒ効果顕微鏡による磁区観察では、この化合物相内
に磁区は認められない。
【００１９】一方、例えば１０５０°Ｃで１０時間の熱
処理を行なった合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相内に存在した
上記化合物相は消失し、新たに粒界部に組成比Ｍｏ2Ｆ
ｅＢなる化合物が形成される。すなわち、本系Ｒ−Ｂ−
Ｆｅ系鋳造磁石は基本的にはＲ2Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ
相、Ｍｏ2ＦｅＢ2相の３相からなるが、部分的にはＲ2
Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ相、Ｍｏ2ＦｅＢ2相、Ｍｏ2ＦｅＢ
相の４相から構成されている領域も存在する。本系鋳造
合金の保磁力発現は、Ｍｏのドープによる結晶の微細
化、熱処理時の結晶成長の抑制、及び回転楕円体組織の
形成のほかに、上記に示したような熱処理による相の変
化にも起因するものと推察される。
処理を行なった合金では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相内に存在した
上記化合物相は消失し、新たに粒界部に組成比Ｍｏ2Ｆ
ｅＢなる化合物が形成される。すなわち、本系Ｒ−Ｂ−
Ｆｅ系鋳造磁石は基本的にはＲ2Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ
相、Ｍｏ2ＦｅＢ2相の３相からなるが、部分的にはＲ2
Ｆｅ14Ｂ相、Ｒ3Ｃｏ相、Ｍｏ2ＦｅＢ2相、Ｍｏ2ＦｅＢ
相の４相から構成されている領域も存在する。本系鋳造
合金の保磁力発現は、Ｍｏのドープによる結晶の微細
化、熱処理時の結晶成長の抑制、及び回転楕円体組織の
形成のほかに、上記に示したような熱処理による相の変
化にも起因するものと推察される。
【００２０】この発明によるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石の
製造方法は、公知の溶解方法で原料より本系組成合金を
溶解し、その後所要形状の鋳型に鋳込む公知の鋳造方法
を採用すればよいが、実施例に示す如く、鋳型はその熱
容量を大きくとれるように構成して、鋳造合金の端部や
最後に凝固が起こる鋳型接触面と反対の面付近で熱流の
乱れをできるだけ小さくし、結晶粒の粗大化を防止する
ことが望ましい。また凝固の際には、特に一方向へ急速
に冷却することが好ましく、例えば、図５に示すよう
な、鉄製ブロック１，１同士を対向させ、その底面及び
対向面の垂直面には耐火煉瓦２を用い、熱流速の方向を
鉄製ブロック１，１の対向する方向にした鉄製ブロック
対向鋳型を用いたり、また該鉄製ブロックを積極的に冷
却したり、図７に示すような底面、全側面をＭｏ板３等
で構成し、溶湯の注湯方向（矢印）のみ解放して、熱流
速の方向を溶湯の注湯方向（インゴットの厚み方向）に
した片面凝固鋳型を用いたり、さらに溶湯合金をロール
の上に落下させ急冷させる方法（メルトスピニング法）
なども採用することができる。
製造方法は、公知の溶解方法で原料より本系組成合金を
溶解し、その後所要形状の鋳型に鋳込む公知の鋳造方法
を採用すればよいが、実施例に示す如く、鋳型はその熱
容量を大きくとれるように構成して、鋳造合金の端部や
最後に凝固が起こる鋳型接触面と反対の面付近で熱流の
乱れをできるだけ小さくし、結晶粒の粗大化を防止する
ことが望ましい。また凝固の際には、特に一方向へ急速
に冷却することが好ましく、例えば、図５に示すよう
な、鉄製ブロック１，１同士を対向させ、その底面及び
対向面の垂直面には耐火煉瓦２を用い、熱流速の方向を
鉄製ブロック１，１の対向する方向にした鉄製ブロック
対向鋳型を用いたり、また該鉄製ブロックを積極的に冷
却したり、図７に示すような底面、全側面をＭｏ板３等
で構成し、溶湯の注湯方向（矢印）のみ解放して、熱流
速の方向を溶湯の注湯方向（インゴットの厚み方向）に
した片面凝固鋳型を用いたり、さらに溶湯合金をロール
の上に落下させ急冷させる方法（メルトスピニング法）
なども採用することができる。
【００２１】この発明において、鋳造後の熱処理は、本
系鋳造磁石の保磁力発源に不可欠であり、８００℃〜１
１５０℃の範囲で所要時間保持し、その後冷却するとよ
い。得られる磁石特性は熱処理温度、熱処理時間に依存
し、温度が高いほど各特性が飽和する時間は短くなる
が、熱処理温度が高すぎると磁気特性が劣化するので好
ましくなく、熱処理温度が低すぎると特性値が飽和する
時間が長くなり工業的に好ましくない。特に好ましい熱
処理温度は、９５０℃〜１０５０℃である。また、熱処
理後の冷却速度は特に限定しないが、実施例に示す如
く、水冷あるいは空冷よりさらに遅い冷却速度で冷却す
る徐冷の場合は、磁石特性が大きく低下するため、合金
組成や熱処理条件等に応じて冷却速度を適宜選定するこ
とが望ましい。
系鋳造磁石の保磁力発源に不可欠であり、８００℃〜１
１５０℃の範囲で所要時間保持し、その後冷却するとよ
い。得られる磁石特性は熱処理温度、熱処理時間に依存
し、温度が高いほど各特性が飽和する時間は短くなる
が、熱処理温度が高すぎると磁気特性が劣化するので好
ましくなく、熱処理温度が低すぎると特性値が飽和する
時間が長くなり工業的に好ましくない。特に好ましい熱
処理温度は、９５０℃〜１０５０℃である。また、熱処
理後の冷却速度は特に限定しないが、実施例に示す如
く、水冷あるいは空冷よりさらに遅い冷却速度で冷却す
る徐冷の場合は、磁石特性が大きく低下するため、合金
組成や熱処理条件等に応じて冷却速度を適宜選定するこ
とが望ましい。
【００２２】
【作用】この発明は、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−Ｆｅ系に特定
量のＭｏ，Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処理
を施し、鋳造形態のままで直接磁石化できることを特徴
とし、特にＭｏ添加により、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の凝固核の
発生数を増加させるとともに、数μｍ程度の微細なＭｏ
2ＦｅＢ2相（Ｍｏリッチ相）が晶出し、該Ｍｏ2ＦｅＢ2
相によるピン止め効果によって、凝固結晶が微細化し、
さらに熱処理時の結晶の成長が抑制され、軸比の小さい
回転楕円体が連なったような組織となり、高保磁力、高
エネルギー積を発揮するＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石が得ら
れる。また、この発明によるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石
は、溶解、鋳造、熱処理という極めて簡単な製造方法に
より得られるため、製造に要する工数が著しく削減で
き、さらに従来のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石のスクラップ
を用い容易に鋳造できかつ安価に提供できる。
量のＭｏ，Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処理
を施し、鋳造形態のままで直接磁石化できることを特徴
とし、特にＭｏ添加により、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相の凝固核の
発生数を増加させるとともに、数μｍ程度の微細なＭｏ
2ＦｅＢ2相（Ｍｏリッチ相）が晶出し、該Ｍｏ2ＦｅＢ2
相によるピン止め効果によって、凝固結晶が微細化し、
さらに熱処理時の結晶の成長が抑制され、軸比の小さい
回転楕円体が連なったような組織となり、高保磁力、高
エネルギー積を発揮するＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石が得ら
れる。また、この発明によるＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石
は、溶解、鋳造、熱処理という極めて簡単な製造方法に
より得られるため、製造に要する工数が著しく削減で
き、さらに従来のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石のスクラップ
を用い容易に鋳造できかつ安価に提供できる。
【００２３】
実施例１ 原料として、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＲ
（Ｒ＝Ｎｄ■＋Ｄｙ1.6）Ｔ（Ｔ＝Ｆｅ■＋Ｃｏ5.0＋Ｍ
ｏ2.8）Ｂyとなるように、α，β，ｙの値を種々変化さ
せた多数の組成からなる合金溶湯を高周波溶解炉にて溶
解作成し、図７に示す片面凝固鋳型を用いて鋳込み、冷
却後に図８に示すような熱流速の方向を溶湯の注湯方
向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片を得た。得
られた多数の鋳片に真空雰囲気中で１０５０°Ｃ、１０
時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、その後着
磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。Ｒ（Ｎｄ＋Ｄｙ
1.6）、Ｔ（Ｆｅ＋Ｃｏ5.0＋Ｍｏ2.8）、Ｂの組成を種
々変化させて作成した鋳造永久磁石の（ＢＨ）ｍａｘを
測定し、図１の組成グラフに示す。
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＲ
（Ｒ＝Ｎｄ■＋Ｄｙ1.6）Ｔ（Ｔ＝Ｆｅ■＋Ｃｏ5.0＋Ｍ
ｏ2.8）Ｂyとなるように、α，β，ｙの値を種々変化さ
せた多数の組成からなる合金溶湯を高周波溶解炉にて溶
解作成し、図７に示す片面凝固鋳型を用いて鋳込み、冷
却後に図８に示すような熱流速の方向を溶湯の注湯方
向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片を得た。得
られた多数の鋳片に真空雰囲気中で１０５０°Ｃ、１０
時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、その後着
磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。Ｒ（Ｎｄ＋Ｄｙ
1.6）、Ｔ（Ｆｅ＋Ｃｏ5.0＋Ｍｏ2.8）、Ｂの組成を種
々変化させて作成した鋳造永久磁石の（ＢＨ）ｍａｘを
測定し、図１の組成グラフに示す。
【００２４】図１から明らかなように、Ｒの組成範囲
は、Ｒ以外（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｂ等）の組成が変動し
ても、磁気特性の最高値が組成範囲内でシフトする程度
で、Ｒが１２原子％〜１８原子％の範囲において磁石化
が可能となることがわかる。また、鋳造永久磁石の組織
はＲが１２原子％〜１８原子％の範囲のものは、結晶粒
の成長が抑制された微細結晶相でかつ軸比の小さい回転
楕円体組織を有していたが、各上記の組成範囲外では磁
石化が困難となる。
は、Ｒ以外（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｂ等）の組成が変動し
ても、磁気特性の最高値が組成範囲内でシフトする程度
で、Ｒが１２原子％〜１８原子％の範囲において磁石化
が可能となることがわかる。また、鋳造永久磁石の組織
はＲが１２原子％〜１８原子％の範囲のものは、結晶粒
の成長が抑制された微細結晶相でかつ軸比の小さい回転
楕円体組織を有していたが、各上記の組成範囲外では磁
石化が困難となる。
【００２５】実施例２ 実施例１と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6Ｆｅ（７４．２−γ）Ｃｏ■Ｂ7Ｍｏ2.8とＣｏ
の含有量を種々変化させた鋳造永久磁石を作成した。得
られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、図２のグラフ
に示す。測定結果から明らかなように、ＣｏもＲと同様
に、Ｃｏ以外（Ｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｂ等）の組成が変動し
ても、磁気特性の最高値が組成範囲内でシフトする程度
で、Ｃｏが１０原子％以下の範囲において磁気特性が向
上することがわかる。なお、この発明による鋳造永久磁
石の組織はいずれも結晶粒の成長が抑制された微細結晶
相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有していた。
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6Ｆｅ（７４．２−γ）Ｃｏ■Ｂ7Ｍｏ2.8とＣｏ
の含有量を種々変化させた鋳造永久磁石を作成した。得
られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、図２のグラフ
に示す。測定結果から明らかなように、ＣｏもＲと同様
に、Ｃｏ以外（Ｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｂ等）の組成が変動し
ても、磁気特性の最高値が組成範囲内でシフトする程度
で、Ｃｏが１０原子％以下の範囲において磁気特性が向
上することがわかる。なお、この発明による鋳造永久磁
石の組織はいずれも結晶粒の成長が抑制された微細結晶
相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有していた。
【００２６】実施例３ 原料として、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ（７９−ｘ−ｙ）Ｃｏ5.0ＢyＭｏxと
なるように、ｘ，ｙの値を種々変化させた多数の組成か
らなる合金溶湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に
示す鉄ブロックを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック
対向鋳型を用いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱
流速の方向を矢印のｚ方向にした鋳片を得た。得られた
多数の鋳片に真空雰囲気中で１０５０°Ｃ、１０時間保
持する高温熱処理を施した後、放冷し、その後着磁し鋳
造ままの永久磁石を作成した。
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ（７９−ｘ−ｙ）Ｃｏ5.0ＢyＭｏxと
なるように、ｘ，ｙの値を種々変化させた多数の組成か
らなる合金溶湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に
示す鉄ブロックを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック
対向鋳型を用いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱
流速の方向を矢印のｚ方向にした鋳片を得た。得られた
多数の鋳片に真空雰囲気中で１０５０°Ｃ、１０時間保
持する高温熱処理を施した後、放冷し、その後着磁し鋳
造ままの永久磁石を作成した。
【００２７】ＢとＭｏの組成を種々変化させて作成した
鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、表１に示す。表１に
おいて、試料Ｎｏ．１，２，３，６，１３，１６は比較
例、またＮｏ．２０はＮｏ．１１との対比用で、Ｄｙの
有無による特性の比較を表す。表１から明らかなよう
に、ＢとＭｏの組成がこの発明の範囲外の場合は所望の
磁気特性が得られないことが分かる。なお、この発明の
範囲外のものはいずれも結晶粒の成長が進行し微細結晶
相並びに軸比の小さい回転楕円体組織が認められなかっ
た。
鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、表１に示す。表１に
おいて、試料Ｎｏ．１，２，３，６，１３，１６は比較
例、またＮｏ．２０はＮｏ．１１との対比用で、Ｄｙの
有無による特性の比較を表す。表１から明らかなよう
に、ＢとＭｏの組成がこの発明の範囲外の場合は所望の
磁気特性が得られないことが分かる。なお、この発明の
範囲外のものはいずれも結晶粒の成長が進行し微細結晶
相並びに軸比の小さい回転楕円体組織が認められなかっ
た。
【００２８】実施例４ 実施例１と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6ＦｅbalＣｏ5.0Ｂ7.0Ｍ１aＭ２bとＭｏを他元素
で置換して種々変化させた鋳造永久磁石を作成した。得
られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、表２に示す。
測定結果から明らかなように、Ｍｏを他元素で置換して
も特性は発現され、結晶粒の成長が抑制された微細結晶
相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有していた。
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6ＦｅbalＣｏ5.0Ｂ7.0Ｍ１aＭ２bとＭｏを他元素
で置換して種々変化させた鋳造永久磁石を作成した。得
られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、表２に示す。
測定結果から明らかなように、Ｍｏを他元素で置換して
も特性は発現され、結晶粒の成長が抑制された微細結晶
相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有していた。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】実施例５ 実施例１と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）が（Ｎｄ
1-■Ｐｒ■）14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8
とＮｄをＰｒで置換して種々変化させた鋳造永久磁石を
作成した。得られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、
表３に示す。測定結果から明らかなように、ＮｄをＰｒ
で置換すると保磁力が向上しエネルギー積も向上する。
しかし、Ｎｄの全量をＰｒで置換すると保磁力・エネル
ギー積ともに劣化する。よってＰｒの置換は５０％以下
がよい。なお、各磁石は結晶粒の成長が抑制された微細
結晶相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有してい
た。また、Ｔｂ，ＤｙもＰｒと同様の効果を示すことを
確認した。
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）が（Ｎｄ
1-■Ｐｒ■）14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8
とＮｄをＰｒで置換して種々変化させた鋳造永久磁石を
作成した。得られた鋳造永久磁石の磁気特性を測定し、
表３に示す。測定結果から明らかなように、ＮｄをＰｒ
で置換すると保磁力が向上しエネルギー積も向上する。
しかし、Ｎｄの全量をＰｒで置換すると保磁力・エネル
ギー積ともに劣化する。よってＰｒの置換は５０％以下
がよい。なお、各磁石は結晶粒の成長が抑制された微細
結晶相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有してい
た。また、Ｔｂ，ＤｙもＰｒと同様の効果を示すことを
確認した。
【００３２】
【表３】
【００３３】実施例６ 実施例３と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却を行
う製造方法で、かつ高温熱処理時に熱処理温度を種々変
化させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2
Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。得ら
れた鋳造永久磁石の磁気特性を、熱処理温度と熱処理時
間の関係で図３に示すとおり、熱処理温度が高すぎても
低すぎても好ましくない。好ましい熱処理温度は９５０
〜１０５０°Ｃで、熱処理時間は約２４時間が好まし
い。
う製造方法で、かつ高温熱処理時に熱処理温度を種々変
化させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2
Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。得ら
れた鋳造永久磁石の磁気特性を、熱処理温度と熱処理時
間の関係で図３に示すとおり、熱処理温度が高すぎても
低すぎても好ましくない。好ましい熱処理温度は９５０
〜１０５０°Ｃで、熱処理時間は約２４時間が好まし
い。
【００３４】実施例７ 実施例１と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の冷却条件を種々変化
させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃ
ｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。冷却条
件は試料を石英管に入れてその石英管を冷却する際に、
１０５０°Ｃ〜３００°Ｃまでの冷却速度を、水冷却
（２００°Ｃ／ｍｉｎ）、制御冷却（０．５°Ｃ／ｍｉ
ｎ）の２種で行い、冷却完了後に磁気特性を測定し他。
測定結果は表４に示すとおりである。すなわち、冷却速
度はなるべく速い方がよく、水での冷却（水冷）やエア
ーによる冷却（空冷）が好ましい。
温熱処理を行う製造方法で、真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の冷却条件を種々変化
させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃ
ｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。冷却条
件は試料を石英管に入れてその石英管を冷却する際に、
１０５０°Ｃ〜３００°Ｃまでの冷却速度を、水冷却
（２００°Ｃ／ｍｉｎ）、制御冷却（０．５°Ｃ／ｍｉ
ｎ）の２種で行い、冷却完了後に磁気特性を測定し他。
測定結果は表４に示すとおりである。すなわち、冷却速
度はなるべく速い方がよく、水での冷却（水冷）やエア
ーによる冷却（空冷）が好ましい。
【００３５】
【表４】
【００３６】実施例８ 実施例１と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ16.0
Ｆｅ72-xＣｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏx（ｘ＝０、ｘ＝３）のＭｏ
なしとＭｏ添加の２種の鋳造永久磁石を作成した。鋳込
んだままの状態（ａｓ−ｃａｓｔ）と真空雰囲気中で１
０５０°Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の鋳造永久磁
石の組織の状態を光学顕微鏡で観察した。図４に結晶の
顕微鏡写真を示す。ＭｏなしとＭｏ添加では、ａｓ−ｃ
ａｓｔの結晶粒径が大きく異なり、Ｍｏを添加すること
により結晶が非常に微細化されることがわかる。また、
Ｍｏを添加しないものは熱処理後の結晶が熱処理前に比
べ大きく成長しているが、Ｍｏを添加したものについて
は、多少結晶は成長してしているものの、その成長度は
Ｍｏを添加しないものに比べて極めて小さく、さらに、
Ｍｏを添加したものの熱処理後の組織は、ａｓ−ｃａｓ
ｔ時にくらべて個々の結晶が丸みを帯び、軸比の小さい
回転楕円体組織を形成していることがわかる。
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ16.0
Ｆｅ72-xＣｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏx（ｘ＝０、ｘ＝３）のＭｏ
なしとＭｏ添加の２種の鋳造永久磁石を作成した。鋳込
んだままの状態（ａｓ−ｃａｓｔ）と真空雰囲気中で１
０５０°Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の鋳造永久磁
石の組織の状態を光学顕微鏡で観察した。図４に結晶の
顕微鏡写真を示す。ＭｏなしとＭｏ添加では、ａｓ−ｃ
ａｓｔの結晶粒径が大きく異なり、Ｍｏを添加すること
により結晶が非常に微細化されることがわかる。また、
Ｍｏを添加しないものは熱処理後の結晶が熱処理前に比
べ大きく成長しているが、Ｍｏを添加したものについて
は、多少結晶は成長してしているものの、その成長度は
Ｍｏを添加しないものに比べて極めて小さく、さらに、
Ｍｏを添加したものの熱処理後の組織は、ａｓ−ｃａｓ
ｔ時にくらべて個々の結晶が丸みを帯び、軸比の小さい
回転楕円体組織を形成していることがわかる。
【００３７】実施例９ 原料として、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ16.0Ｆｅ69.0Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ3となるように合金溶
湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に示す鉄ブロッ
クを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック対向鋳型を用
いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱流速の方向を
矢印のｚ方向にした鋳片を得た。また、図７に示す底
面、全側面をＭｏ板３等で構成した片面凝固鋳型を用い
て鋳込み、冷却後に図８に示すような熱流速の方向を溶
湯の注湯方向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片
を得た。得られた各鋳片に真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、
その後着磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。表５に磁
気特性の測定結果を示す。
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ16.0Ｆｅ69.0Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ3となるように合金溶
湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に示す鉄ブロッ
クを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック対向鋳型を用
いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱流速の方向を
矢印のｚ方向にした鋳片を得た。また、図７に示す底
面、全側面をＭｏ板３等で構成した片面凝固鋳型を用い
て鋳込み、冷却後に図８に示すような熱流速の方向を溶
湯の注湯方向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片
を得た。得られた各鋳片に真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、
その後着磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。表５に磁
気特性の測定結果を示す。
【００３８】図７に示す片面凝固型鋳型は、底面のほか
周囲からも冷却されるので、結晶配向が乱れてしまう。
また解放面（非鋳型接触面）に近づくにつれ結晶は大き
くなるので特性は低い。一方、図５に示す鉄ブロック対
向型鋳型は、片面凝固型鋳型より一方向的に凝固する。
鋳型の熱容量、出湯温度、鋳型のギャップを変えること
で、配向及び結晶粒度の分布を制御することができる。
すなわち、一方向的に急速に凝固を行なうと、 １）配向度が向上するため４πＩｓが上昇するとともに
減磁曲線の角型性が向上する、 ２）微細結晶化ができるためｉＨｃが向上する、 ３）結晶粒径が均一になるため減磁曲線の角型性が向上
するなどの組織変化に伴う種々の効果が得られ、それぞ
れの効果が最終的にはＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘの上昇につ
ながるのである。 従って、鉄ブロック対向型鋳型を用いて鋳造したもの
は、上記の条件を満たしているために、片面凝固型鋳型
に比べ、高い磁気特性が得られる。
周囲からも冷却されるので、結晶配向が乱れてしまう。
また解放面（非鋳型接触面）に近づくにつれ結晶は大き
くなるので特性は低い。一方、図５に示す鉄ブロック対
向型鋳型は、片面凝固型鋳型より一方向的に凝固する。
鋳型の熱容量、出湯温度、鋳型のギャップを変えること
で、配向及び結晶粒度の分布を制御することができる。
すなわち、一方向的に急速に凝固を行なうと、 １）配向度が向上するため４πＩｓが上昇するとともに
減磁曲線の角型性が向上する、 ２）微細結晶化ができるためｉＨｃが向上する、 ３）結晶粒径が均一になるため減磁曲線の角型性が向上
するなどの組織変化に伴う種々の効果が得られ、それぞ
れの効果が最終的にはＢｒ、（ＢＨ）ｍａｘの上昇につ
ながるのである。 従って、鉄ブロック対向型鋳型を用いて鋳造したもの
は、上記の条件を満たしているために、片面凝固型鋳型
に比べ、高い磁気特性が得られる。
【００３９】
【表５】
【００４０】実施例１０ 実施例３と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を
作成した。鋳込んだままの状態と真空雰囲気中で１００
０°Ｃ、２４時間保持の高温熱処理後の鋳造永久磁石の
合金の状態を観察した。図９はＢ．Ｅ．Ｉ（Ｂａｃｋｓ
ｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａｇｅ）で
示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、（ｂ）が
高温熱処理後を示す。図１０は光学ｋｅｒｒ顕微鏡で観
察した顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだままの状
態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。図９において、矢印
で示すものが第４相であり、高温熱処理後もその存在が
確認できる。図１０は熱処理前後の合金の光学Ｋｅｒｒ
顕微鏡写真では、熱処理前の第４相内に磁区は認められ
ないことがわかる。
温熱処理を行う製造方法で、組成（原子％）がＮｄ14.4
Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を
作成した。鋳込んだままの状態と真空雰囲気中で１００
０°Ｃ、２４時間保持の高温熱処理後の鋳造永久磁石の
合金の状態を観察した。図９はＢ．Ｅ．Ｉ（Ｂａｃｋｓ
ｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａｇｅ）で
示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、（ｂ）が
高温熱処理後を示す。図１０は光学ｋｅｒｒ顕微鏡で観
察した顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだままの状
態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。図９において、矢印
で示すものが第４相であり、高温熱処理後もその存在が
確認できる。図１０は熱処理前後の合金の光学Ｋｅｒｒ
顕微鏡写真では、熱処理前の第４相内に磁区は認められ
ないことがわかる。
【００４１】
【発明の効果】この発明による鋳造磁石は、比較的安価
に入手できるＮｄを主体とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系に、特定
量のＭｏ，Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処理
を施し、鋳造形態のままで直接磁石化できるため、製造
に要する工数が著しく削減でき、また、従来のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系焼結磁石のスクラップなどをも用いることができ
るため、従来のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石やボンド磁石な
どに比べて、極めて安価に永久磁石を提供することがで
きる。
に入手できるＮｄを主体とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系に、特定
量のＭｏ，Ｃｏを含有させて鋳造後に所定の高温熱処理
を施し、鋳造形態のままで直接磁石化できるため、製造
に要する工数が著しく削減でき、また、従来のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系焼結磁石のスクラップなどをも用いることができ
るため、従来のＲ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石やボンド磁石な
どに比べて、極めて安価に永久磁石を提供することがで
きる。
【図１】この発明による鋳造磁石合金のＲ，Ｂ，Ｔの含
有量とエネルギー積との関係を示す状態説明図である。
有量とエネルギー積との関係を示す状態説明図である。
【図２】この発明による鋳造磁石の磁石特性のＣｏ濃度
依存性を示すグラフである。
依存性を示すグラフである。
【図３】この発明による鋳造磁石の磁石特性の熱処理温
度、熱処理時間依存性を示すグラフである。
度、熱処理時間依存性を示すグラフである。
【図４】光学顕微鏡で観察したこの発明による鋳造磁石
合金の顕微鏡写真である。
合金の顕微鏡写真である。
【図５】この発明で使用する鋳型の斜視説明図である。
【図６】図５の鉄ブロック対向鋳型に溶湯を鋳造したと
きの鋳造インゴットの形状と、熱流速の方向を示す斜視
説明図である。
きの鋳造インゴットの形状と、熱流速の方向を示す斜視
説明図である。
【図７】この発明で使用する他の鋳型の斜視説明図であ
る。
る。
【図８】図７の片面凝固型鋳型に溶湯を鋳造したときの
鋳造インゴットの形状と、熱流速の方向を示す斜視説明
図である。
鋳造インゴットの形状と、熱流速の方向を示す斜視説明
図である。
【図９】この発明による鋳造磁石合金のＢ．Ｅ．Ｉ（Ｂ
ａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａ
ｇｅ）で示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、
（ｂ）が高温熱処理後を示す。
ａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａ
ｇｅ）で示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、
（ｂ）が高温熱処理後を示す。
【図１０】光学ｋｅｒｒ顕微鏡で観察したこの発明によ
る鋳造磁石合金の顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだ
ままの状態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。
る鋳造磁石合金の顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだ
ままの状態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。
１ 鉄製ブロック ２ 耐火煉瓦 ３ Ｍｏ板
【手続補正書】
【提出日】平成５年１月２０日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、Ｍｏドーブ
によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系鋳造合金の保磁力発現を考察す
るために、合金組成、鋳造方法。熱処理条件等を変えた
いくつかの実験を行ったところ、Ｍｏの添加によりＲ−
Ｂ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金組織の結晶が微細化されることを
知見し、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系合金組成を確立す
ることを目的に種々検討した結果、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系に特定量のＭｏ、Ｃｏを含有させることにより、
鋳造組織が柱状晶が分断された微細結晶相組織が得ら
れ、鋳造後に所定の熱処理を施しても結晶粒の成長が抑
制された丸みを帯びた結晶粒、すなわち軸比の小さい回
転楕円体組織となり、鋳造のまま永久磁石化できること
を知見し、この発明を完成した。
によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系鋳造合金の保磁力発現を考察す
るために、合金組成、鋳造方法。熱処理条件等を変えた
いくつかの実験を行ったところ、Ｍｏの添加によりＲ−
Ｂ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金組織の結晶が微細化されることを
知見し、Ｒ−Ｂ−Ｆｅ−Ｍｏ−Ｃｏ系合金組成を確立す
ることを目的に種々検討した結果、Ｎｄ主体のＲ−Ｂ−
Ｆｅ系に特定量のＭｏ、Ｃｏを含有させることにより、
鋳造組織が柱状晶が分断された微細結晶相組織が得ら
れ、鋳造後に所定の熱処理を施しても結晶粒の成長が抑
制された丸みを帯びた結晶粒、すなわち軸比の小さい回
転楕円体組織となり、鋳造のまま永久磁石化できること
を知見し、この発明を完成した。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３４】実施例７ 実施例３と同原料を用い、同様の溶解、鋳込、冷却、高
温熱処理を行う製造方法で、真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の冷却条件を種々変化
させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃ
ｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。冷却条
件は試料を石英管に入れてその石英管を冷却する際に、
１０５０°Ｃ〜３００°Ｃまでの冷却速度を、水冷却
（２００°Ｃ／ｍｉｎ）、制御冷却（０．５°Ｃ／ｍｉ
ｎ）の２種で行い、冷却完了後に磁気特性を測定した。
測定結果は表４に示すとおりである。すなわち、冷却速
度はなるべく速い方がよく、水での冷却（水冷）やエア
ーによる冷却（空冷）が好ましい。
温熱処理を行う製造方法で、真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持の高温熱処理後の冷却条件を種々変化
させて、組成（原子％）がＮｄ14.4Ｄｙ1.6Ｆｅ69.2Ｃ
ｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ2.8の鋳造永久磁石を作成した。冷却条
件は試料を石英管に入れてその石英管を冷却する際に、
１０５０°Ｃ〜３００°Ｃまでの冷却速度を、水冷却
（２００°Ｃ／ｍｉｎ）、制御冷却（０．５°Ｃ／ｍｉ
ｎ）の２種で行い、冷却完了後に磁気特性を測定した。
測定結果は表４に示すとおりである。すなわち、冷却速
度はなるべく速い方がよく、水での冷却（水冷）やエア
ーによる冷却（空冷）が好ましい。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３７】実施例９ 原料として、純度９９．５％以上のＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ16.0Ｆｅ69.0Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ3となるように合金溶
湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に示す鉄ブロッ
クを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック対向鋳型を用
いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱流束の方向を
矢印のｚ方向にした鋳片を得た。また、図７に示す底
面、全側面をＭｏ板３等で構成した片面凝固鋳型を用い
て鋳込み、冷却後に図８に示すような熱流束の方向を溶
湯の注湯方向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片
を得た。得られた各鋳片に真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、
その後着磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。表５に磁
気特性の測定結果を示す。
Ｆｅ、純度６０．６％のフェロモリブデン及び純度２
０．４％のフェロボロンを使用し、組成（原子％）がＮ
ｄ16.0Ｆｅ69.0Ｃｏ5.0Ｂ7.0Ｍｏ3となるように合金溶
湯を高周波溶解炉にて溶解作成し、図５に示す鉄ブロッ
クを１０ｍｍ間隔で対向させた鉄ブロック対向鋳型を用
いて鋳込み、冷却後に図６に示すような熱流束の方向を
矢印のｚ方向にした鋳片を得た。また、図７に示す底
面、全側面をＭｏ板３等で構成した片面凝固鋳型を用い
て鋳込み、冷却後に図８に示すような熱流束の方向を溶
湯の注湯方向、すなわち矢印で示す厚み方向にした鋳片
を得た。得られた各鋳片に真空雰囲気中で１０５０°
Ｃ、１０時間保持する高温熱処理を施した後、放冷し、
その後着磁し鋳造ままの永久磁石を作成した。表５に磁
気特性の測定結果を示す。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明による鋳造磁石合金のＲ，Ｂ，Ｔの含
有量とエネルギー積との関係を示す状態説明図である。
有量とエネルギー積との関係を示す状態説明図である。
【図２】この発明による鋳造磁石の磁石特性のＣｏ濃度
依存性を示すグラフである。
依存性を示すグラフである。
【図３】この発明による鋳造磁石の磁石特性の熱処理温
度、熱処理時間依存性を示すグラフである。
度、熱処理時間依存性を示すグラフである。
【図４】光学顕微鏡で観察したこの発明による鋳造磁石
合金の顕微鏡写真である。
合金の顕微鏡写真である。
【図５】この発明で使用する鋳型の斜視説明図である。
【図６】図５の鉄ブロック対向鋳型に溶湯を鋳造したと
きの鋳造インゴットの形状と、熱流束の方向を示す斜視
説明図である。
きの鋳造インゴットの形状と、熱流束の方向を示す斜視
説明図である。
【図７】この発明で使用する他の鋳型の斜視説明図であ
る。
る。
【図８】図７の片面凝固型鋳型に溶湯を鋳造したときの
鋳造インゴットの形状と、熱流束の方向を示す斜視説明
図である。
鋳造インゴットの形状と、熱流束の方向を示す斜視説明
図である。
【図９】この発明による鋳造磁石合金のＢ．Ｅ．Ｉ（Ｂ
ａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａ
ｇｅ）で示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、
（ｂ）が高温熱処理後を示す。
ａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｉｍａ
ｇｅ）で示したもので、（ａ）が鋳込んだままの状態、
（ｂ）が高温熱処理後を示す。
【図１０】光学ｋｅｒｒ顕微鏡で観察したこの発明によ
る鋳造磁石合金の顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだ
ままの状態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。
る鋳造磁石合金の顕微鏡写真であり、（ａ）が鋳込んだ
ままの状態、（ｂ）が高温熱処理後を示す。
【符号の説明】 １ 鉄製ブロック ２ 耐火煉瓦 ３ Ｍｏ板
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｒ（ＲはＮｄまたはＮｄの５０％以下を
Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂの１種または２種以上で置換したも
の）１２原子％〜１８原子％、Ｃｏ１０原子％以下、Ｍ
ｏ０．５原子％〜７原子％、下記式を満足するＢ（但し
Ｂは２原子％以上）、 ｘ−１≦ｙ≦ｘ＋６ （ｘ＝Ｍｏ量（原子％）、ｙ＝Ｂ
量（原子％））、 残部実質的にＦｅからなり、結晶粒の成長が抑制された
微細結晶相でかつ軸比の小さい回転楕円体組織を有する
ことを特徴とするＲ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26327592A JP3380575B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26327592A JP3380575B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0684627A true JPH0684627A (ja) | 1994-03-25 |
| JP3380575B2 JP3380575B2 (ja) | 2003-02-24 |
Family
ID=17387203
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26327592A Expired - Lifetime JP3380575B2 (ja) | 1992-09-04 | 1992-09-04 | Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系鋳造磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3380575B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08326058A (ja) * | 1995-06-03 | 1996-12-10 | Nisshoku Corp | 法面緑化工法および法面緑化用植生基体 |
| JP2014209547A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-11-06 | Tdk株式会社 | 希土類磁石 |
-
1992
- 1992-09-04 JP JP26327592A patent/JP3380575B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08326058A (ja) * | 1995-06-03 | 1996-12-10 | Nisshoku Corp | 法面緑化工法および法面緑化用植生基体 |
| JP2014209547A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-11-06 | Tdk株式会社 | 希土類磁石 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3380575B2 (ja) | 2003-02-24 |
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