JPH08269643A - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片及びその製造方法 - Google Patents
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金溶湯を急冷ロールに
て鋳造した磁石合金用鋳片における問題点を解消するた
め、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉化、粉
末の酸化を防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系
磁石合金鋳片が得られるように鋳片組織と磁気特性の関
係を明確にしたＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金鋳片とその製造
方法の提供。 【構成】 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を真空溶解炉にて溶
解した後、タンディシュ先端部のノズルより急冷ロール
に注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却速度にて１
次冷却後、ロールより離脱した鋳片を固相線温度以下に
特定の冷却速度にて２次冷却することにより、特定寸法
の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶ある
いは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが微細に分散した均
質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得るもので、配向度
の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉化、粉末の酸化を
防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金鋳
片が得られる。
て鋳造した磁石合金用鋳片における問題点を解消するた
め、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉化、粉
末の酸化を防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系
磁石合金鋳片が得られるように鋳片組織と磁気特性の関
係を明確にしたＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金鋳片とその製造
方法の提供。 【構成】 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を真空溶解炉にて溶
解した後、タンディシュ先端部のノズルより急冷ロール
に注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却速度にて１
次冷却後、ロールより離脱した鋳片を固相線温度以下に
特定の冷却速度にて２次冷却することにより、特定寸法
の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶ある
いは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが微細に分散した均
質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得るもので、配向度
の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉化、粉末の酸化を
防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金鋳
片が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、微細均質組織を有す
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片及びその製造方法に係
り、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を真空溶解炉にて溶解した
後、タンディシュ先端部のノズルより急冷ロールに注湯
し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却速度にて１次冷却
後、ロールより離脱した鋳片を固相線温度以下に特定の
冷却速度にて２次冷却することにより、特定寸法の短軸
結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶あるいは柱
状結晶と特定のＲリッチ相とが微細に分散した均質組織
からなる特定厚の急冷鋳片を得るＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合
金用鋳片及びその製造方法に関する。
るＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片及びその製造方法に係
り、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を真空溶解炉にて溶解した
後、タンディシュ先端部のノズルより急冷ロールに注湯
し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却速度にて１次冷却
後、ロールより離脱した鋳片を固相線温度以下に特定の
冷却速度にて２次冷却することにより、特定寸法の短軸
結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶あるいは柱
状結晶と特定のＲリッチ相とが微細に分散した均質組織
からなる特定厚の急冷鋳片を得るＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合
金用鋳片及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｆｅ
−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）は、三元
系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組織にて高
い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品から大型
コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用され、用
途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々の組成の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。
−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）は、三元
系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組織にて高
い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品から大型
コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用され、用
途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々の組成の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。
【０００３】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の残留磁束密度
（Ｂｒ）を高めるためには、１）強磁性相であり、主相
のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の存在量を多くすること、２）焼結体
の密度を主相の理論密度まで高めること、３）さらに、
主相結晶粒の磁化容易軸方向の配向度を高めることが要
求される。
（Ｂｒ）を高めるためには、１）強磁性相であり、主相
のＲ2Ｆｅ14Ｂ相の存在量を多くすること、２）焼結体
の密度を主相の理論密度まで高めること、３）さらに、
主相結晶粒の磁化容易軸方向の配向度を高めることが要
求される。
【０００４】すなわち、前記１）項の達成のためには、
磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14Ｂの化学量論的組成に近づ
けることが重要であるが、上記組成の合金を溶解し、鋳
型に鋳造した合金塊を、出発原料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ系
焼結磁石を作製しようとすると、合金塊に晶出したα−
Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在していることな
どから、特に微粉砕時に粉砕が困難となり、組成ずれを
生ずる等の問題があった。
磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14Ｂの化学量論的組成に近づ
けることが重要であるが、上記組成の合金を溶解し、鋳
型に鋳造した合金塊を、出発原料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ系
焼結磁石を作製しようとすると、合金塊に晶出したα−
Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在していることな
どから、特に微粉砕時に粉砕が困難となり、組成ずれを
生ずる等の問題があった。
【０００５】最近、鋳塊粉砕法によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Ｆｅの残留、偏
析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を双ロー
ル法により、特定板厚の鋳片となし、前記鋳片を通常の
粉末冶金法に従って、焼結磁石を製造する方法が提案
（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Ｆｅの残留、偏
析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を双ロー
ル法により、特定板厚の鋳片となし、前記鋳片を通常の
粉末冶金法に従って、焼結磁石を製造する方法が提案
（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
【０００６】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を片ロール
を用いて、横注ぎストリップキャスト法により永久磁石
用急冷鋳片を製造する方法として、タンディッシュ先端
部の水平方向に所要幅のノズルを設け、このノズルに隣
接させて片ロールを水平方向に軸支配置し、高周波溶解
炉にて溶解した溶湯をタンディッシュに収容後、該ノズ
ルから溶湯を水平配置されて連続回転する片ロール面に
注湯して、急冷凝固させて急冷鋳片を製造する方法が提
案（特開平５−２２２４８８号公報、特開平６−８４６
２４号公報）されている。
を用いて、横注ぎストリップキャスト法により永久磁石
用急冷鋳片を製造する方法として、タンディッシュ先端
部の水平方向に所要幅のノズルを設け、このノズルに隣
接させて片ロールを水平方向に軸支配置し、高周波溶解
炉にて溶解した溶湯をタンディッシュに収容後、該ノズ
ルから溶湯を水平配置されて連続回転する片ロール面に
注湯して、急冷凝固させて急冷鋳片を製造する方法が提
案（特開平５−２２２４８８号公報、特開平６−８４６
２４号公報）されている。
【０００７】さらに、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金溶湯を急
冷ロールにて鋳造した磁石合金用鋳片として、Ｒ、Ｔ、
及びＢを主成分とし、実質的にＲ2Ｆｅ14Ｂ相から構成
された平均径が３〜５０μｍの柱状結晶粒とＲリッチ相
を主体とする結晶粒界相からなり、冷却方向の厚さが
０．１〜２ｍｍである磁石合金用鋳片が提案（特開平５
−２９５４９０号公報）されている。
冷ロールにて鋳造した磁石合金用鋳片として、Ｒ、Ｔ、
及びＢを主成分とし、実質的にＲ2Ｆｅ14Ｂ相から構成
された平均径が３〜５０μｍの柱状結晶粒とＲリッチ相
を主体とする結晶粒界相からなり、冷却方向の厚さが
０．１〜２ｍｍである磁石合金用鋳片が提案（特開平５
−２９５４９０号公報）されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】発明者らは、上記磁石
合金用鋳片の鋳造組織について、詳細に調査したとこ
ろ、鋳造条件により鋳造組織が大きく変化し、磁石化の
際の粉砕時の微粉化に伴う粉末の酸化、および焼結磁石
の配向度の低下が起こり、磁気特性に大きな影響を及ぼ
していることを知見した。
合金用鋳片の鋳造組織について、詳細に調査したとこ
ろ、鋳造条件により鋳造組織が大きく変化し、磁石化の
際の粉砕時の微粉化に伴う粉末の酸化、および焼結磁石
の配向度の低下が起こり、磁気特性に大きな影響を及ぼ
していることを知見した。
【０００９】この発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金溶湯
を急冷ロールにて鋳造した磁石合金用鋳片における問題
点を解消するため、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う
粉末の酸化および焼結磁石の配向度の低下を防止でき、
磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石が得られるよ
うに鋳片組織と磁気特性の関係を明確にしたＲ−Ｆｅ−
Ｂ系磁石合金鋳片の提供と、当該磁石合金鋳片の製造方
法の提供を目的としている。
を急冷ロールにて鋳造した磁石合金用鋳片における問題
点を解消するため、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う
粉末の酸化および焼結磁石の配向度の低下を防止でき、
磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石が得られるよ
うに鋳片組織と磁気特性の関係を明確にしたＲ−Ｆｅ−
Ｂ系磁石合金鋳片の提供と、当該磁石合金鋳片の製造方
法の提供を目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】発明者らは、前記磁石合
金用鋳片組織と焼結磁石の磁気特性の関係を種々検討し
た結果、前記鋳片には種々の大きさや方向を有する樹枝
状もしくは柱状結晶が存在し、微細な樹枝状もしくは柱
状結晶が、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う粉末の酸
化および焼結磁石の配向度の低下に大きな影響を及ぼ
し、前記鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減す
ることが重要であることを知見し、更に検討したとこ
ろ、かかる鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減
した鋳片を得るためには、特定温度の合金溶湯をノズル
より急冷ロールに注湯して、特定の冷却速度にて１次冷
却した後、ロールを離間した鋳片を固相線温度以下に特
定の冷却速度にて２次冷却することが重要であることを
知見し、この発明を完成した。
金用鋳片組織と焼結磁石の磁気特性の関係を種々検討し
た結果、前記鋳片には種々の大きさや方向を有する樹枝
状もしくは柱状結晶が存在し、微細な樹枝状もしくは柱
状結晶が、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う粉末の酸
化および焼結磁石の配向度の低下に大きな影響を及ぼ
し、前記鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減す
ることが重要であることを知見し、更に検討したとこ
ろ、かかる鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減
した鋳片を得るためには、特定温度の合金溶湯をノズル
より急冷ロールに注湯して、特定の冷却速度にて１次冷
却した後、ロールを離間した鋳片を固相線温度以下に特
定の冷却速度にて２次冷却することが重要であることを
知見し、この発明を完成した。
【００１１】すなわち、この発明は、Ｒ１０〜２５ａｔ
％、Ｂ２〜１５ａｔ％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分
とし、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細結晶を１０
％以下含有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍのＲ
2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状あるいは柱状結晶と、５μｍ以下の
Ｒ−リッチ相とが、微細に分散した均質組織からなり、
鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなることを特
徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片である。
％、Ｂ２〜１５ａｔ％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分
とし、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細結晶を１０
％以下含有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍのＲ
2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状あるいは柱状結晶と、５μｍ以下の
Ｒ−リッチ相とが、微細に分散した均質組織からなり、
鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなることを特
徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片である。
【００１２】また、この発明は、Ｒ１０〜２５ａｔ％、
Ｂ２〜１５ａｔ％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分とす
る磁石合金溶湯を、合金の液相線温度（凝固開始温度）
＋５℃〜＋３００℃の温度より、急冷ロールにて２×１
０3℃／ｓｅｃ〜７×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度に
て鋳片温度７００℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱
後に前記鋳片を合金の固相線温度に（凝固完了温度）以
下に５０℃／ｍｉｎ〜２×１０3℃／ｍｉｎの２次冷却
速度にて冷却し、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細
結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１
５μｍのＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状あるいは柱状結晶と、５
μｍ以下のＲリッチ相とが、微細に分散した均質組織か
らなり、鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなる
磁石合金用鋳片を得ることを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系
磁石合金用鋳片の製造方法である。
Ｂ２〜１５ａｔ％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分とす
る磁石合金溶湯を、合金の液相線温度（凝固開始温度）
＋５℃〜＋３００℃の温度より、急冷ロールにて２×１
０3℃／ｓｅｃ〜７×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度に
て鋳片温度７００℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱
後に前記鋳片を合金の固相線温度に（凝固完了温度）以
下に５０℃／ｍｉｎ〜２×１０3℃／ｍｉｎの２次冷却
速度にて冷却し、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細
結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１
５μｍのＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状あるいは柱状結晶と、５
μｍ以下のＲリッチ相とが、微細に分散した均質組織か
らなり、鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなる
磁石合金用鋳片を得ることを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系
磁石合金用鋳片の製造方法である。
【００１３】
【作用】この発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を真空溶
解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部のノズルより
急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却
速度で特定の温度まで１次冷却後、ロールより離脱した
鋳片を固相線温度以下に特定の冷却速度にて２次冷却す
ることにより、特定寸法の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ型樹枝状結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ
相とが微細に分散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳
片を得ることを特徴とする。
解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部のノズルより
急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定の冷却
速度で特定の温度まで１次冷却後、ロールより離脱した
鋳片を固相線温度以下に特定の冷却速度にて２次冷却す
ることにより、特定寸法の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ型樹枝状結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ
相とが微細に分散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳
片を得ることを特徴とする。
【００１４】すなわち、冷却鋳片の鋳造組織は、溶湯が
冷却ロールに接触した瞬間に決定され、溶湯と冷却ロー
ルの接触長が短く、ロール周速が速い程、板厚は薄くな
り微細化されるが、現実には急冷ロールを離れる時点で
の鋳片の温度およびその後の冷却速度によって、鋳造組
織が変化することを見出した。一般に合金溶湯は液相線
温度で凝固が開始し、固相線温度で凝固が完了する。し
かし、この液相線から固相線温度までの固液共存領域を
通過する時間が長いと鋳造組織は粗大化する。Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系合金では前記液相線温度と固相線温度の差が約５
００℃と大きいため、特に前記粗大化は顕著である。
冷却ロールに接触した瞬間に決定され、溶湯と冷却ロー
ルの接触長が短く、ロール周速が速い程、板厚は薄くな
り微細化されるが、現実には急冷ロールを離れる時点で
の鋳片の温度およびその後の冷却速度によって、鋳造組
織が変化することを見出した。一般に合金溶湯は液相線
温度で凝固が開始し、固相線温度で凝固が完了する。し
かし、この液相線から固相線温度までの固液共存領域を
通過する時間が長いと鋳造組織は粗大化する。Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ系合金では前記液相線温度と固相線温度の差が約５
００℃と大きいため、特に前記粗大化は顕著である。
【００１５】すなわち、急冷ロールを離間した直後の鋳
片温度が固相線以上でも、その後の冷却が十分速ければ
微細組織が得られるが、その後の冷却速度が遅く、固液
共存領域を通過する時間が長くなると、結晶粒は成長
し、焼結磁石のｉＨｃの低下を招来する。発明者らが前
記通過時間と結晶粒径の関係を調べた結果、固液共存領
域の通過時間が僅か数分でも結晶粒径が成長し、例えば
８００℃から固相線温度までの通過時間が３分の場合、
結晶粒径は２０〜３０μｍに成長する。
片温度が固相線以上でも、その後の冷却が十分速ければ
微細組織が得られるが、その後の冷却速度が遅く、固液
共存領域を通過する時間が長くなると、結晶粒は成長
し、焼結磁石のｉＨｃの低下を招来する。発明者らが前
記通過時間と結晶粒径の関係を調べた結果、固液共存領
域の通過時間が僅か数分でも結晶粒径が成長し、例えば
８００℃から固相線温度までの通過時間が３分の場合、
結晶粒径は２０〜３０μｍに成長する。
【００１６】またロールでの冷却を強化して、ロール離
脱時の鋳片を固相線温度以下にすることができるが、こ
の場合、前記結晶粒の粗大化は起こらないが、ロールに
よる冷却の速度が速すぎ結晶が微細化されすぎて、焼結
磁石のＢｒの低下を招来する。すなわち、鋳片の結晶粒
径を微細化させすぎないためには、合金溶湯を急冷ロー
ルにて特定の冷却速度で特定の温度まで１次冷却し、さ
らにその後、急冷ロールより離脱した鋳片をその微細組
織を粗大化させないためには固相線温度以下に特定の冷
却速度で２次冷却する２段階冷却法が重要であることを
知見したのである。
脱時の鋳片を固相線温度以下にすることができるが、こ
の場合、前記結晶粒の粗大化は起こらないが、ロールに
よる冷却の速度が速すぎ結晶が微細化されすぎて、焼結
磁石のＢｒの低下を招来する。すなわち、鋳片の結晶粒
径を微細化させすぎないためには、合金溶湯を急冷ロー
ルにて特定の冷却速度で特定の温度まで１次冷却し、さ
らにその後、急冷ロールより離脱した鋳片をその微細組
織を粗大化させないためには固相線温度以下に特定の冷
却速度で２次冷却する２段階冷却法が重要であることを
知見したのである。
【００１７】この発明の鋳片の製造方法において、急冷
ロールにて冷却凝固する合金溶湯の温度を液相線温度
（凝固開始温度）＋５℃〜＋３００℃に限定した理由
は、液相線温度＋５℃未満ではノズル部で合金溶湯が凝
固して、ノズルづまりを起こし、鋳造できなくなるので
好ましくなく、また、液相線温度＋３００℃を越える
と、溶湯温度が高すぎて、ロールでの冷却が不十分とな
り、平均短軸結晶粒径が１５μｍを越え、また、ロール
に接触する溶湯温度が高いため、冷却ロールの寿命が短
くなるので、好ましくない。
ロールにて冷却凝固する合金溶湯の温度を液相線温度
（凝固開始温度）＋５℃〜＋３００℃に限定した理由
は、液相線温度＋５℃未満ではノズル部で合金溶湯が凝
固して、ノズルづまりを起こし、鋳造できなくなるので
好ましくなく、また、液相線温度＋３００℃を越える
と、溶湯温度が高すぎて、ロールでの冷却が不十分とな
り、平均短軸結晶粒径が１５μｍを越え、また、ロール
に接触する溶湯温度が高いため、冷却ロールの寿命が短
くなるので、好ましくない。
【００１８】この発明において、１次冷却速度は ｛（ロール接触する溶湯温度）−（ロール離脱時の鋳片
温度）｝／（ロール接触時間） にて定義され、１次冷却速度が２×１０3℃／ｓｅｃ未
満ではロールによる溶湯の冷却が不十分で、平均短軸結
晶粒径が１５μｍを越えて好ましくなく、また、７×１
０3℃／ｓｅｃを越えると、平均短軸結晶粒液が３μｍ
未満と微細になり、また平均短軸結晶粒径が３μｍ以上
でも、粒径１μｍ以下の微細結晶が１０％を越えるので
好ましくない。また、１次冷却速度の好ましい範囲は、
３×１０3℃／ｓｅｃ〜６×１０3℃／ｓｅｃである。
温度）｝／（ロール接触時間） にて定義され、１次冷却速度が２×１０3℃／ｓｅｃ未
満ではロールによる溶湯の冷却が不十分で、平均短軸結
晶粒径が１５μｍを越えて好ましくなく、また、７×１
０3℃／ｓｅｃを越えると、平均短軸結晶粒液が３μｍ
未満と微細になり、また平均短軸結晶粒径が３μｍ以上
でも、粒径１μｍ以下の微細結晶が１０％を越えるので
好ましくない。また、１次冷却速度の好ましい範囲は、
３×１０3℃／ｓｅｃ〜６×１０3℃／ｓｅｃである。
【００１９】１次冷却後の鋳片温度を７００℃〜１００
０℃に限定した理由は、７００℃未満では平均短軸結晶
粒径が３μｍ未満と微細になり、また、平均短軸結晶粒
径が３μｍ以上でも、１μｍ以下の微細結晶が１０％を
越えるため好ましくなく、さらに、１０００℃を超える
と、鋳片のロール離脱後、固相線温度以下まで冷却する
時間が長くなり平均短軸結晶粒径が１５μｍを超えて、
粗大化し、又固相線温度以下に短時間に冷却するために
は設備費のかさむ２次冷却装置が必要となるので、好ま
しくない。更に、好ましい１次冷却後の鋳片温度範囲
は、７００℃〜９００℃である。
０℃に限定した理由は、７００℃未満では平均短軸結晶
粒径が３μｍ未満と微細になり、また、平均短軸結晶粒
径が３μｍ以上でも、１μｍ以下の微細結晶が１０％を
越えるため好ましくなく、さらに、１０００℃を超える
と、鋳片のロール離脱後、固相線温度以下まで冷却する
時間が長くなり平均短軸結晶粒径が１５μｍを超えて、
粗大化し、又固相線温度以下に短時間に冷却するために
は設備費のかさむ２次冷却装置が必要となるので、好ま
しくない。更に、好ましい１次冷却後の鋳片温度範囲
は、７００℃〜９００℃である。
【００２０】この発明において、ロール離脱後の鋳片の
冷却を固相線温度以下に限定した理由は、固相線温度を
超えた固液共存領域では、Ｒリッチな液相が存在し、僅
か数分の保持でも結晶が成長し粗大化して、磁石特性、
特に保磁力を低下させるので、結晶が成長しない、すな
わち、液相が全く存在しない固相線温度以下まで冷却す
る必要がある。
冷却を固相線温度以下に限定した理由は、固相線温度を
超えた固液共存領域では、Ｒリッチな液相が存在し、僅
か数分の保持でも結晶が成長し粗大化して、磁石特性、
特に保磁力を低下させるので、結晶が成長しない、すな
わち、液相が全く存在しない固相線温度以下まで冷却す
る必要がある。
【００２１】この発明において、２次冷却速度は、 ｛（ロール離脱時鋳片温度）−（固相線温度）｝／（冷
却時間） にて定義づけられ、２次冷却速度が５０℃／ｍｉｎ未満
では固液共存領域を通過に要する時間が長くなり、結晶
が成長し粗大化するため好ましくない。また、２次冷却
速度は速ければ速い程、固液共存領域の通過に要する時
間が短くなり好ましいが、量産的は設備コスト等を考慮
して、２×１０3℃／ｍｉｎ以内が好ましい。また、２
次冷却速度の好ましい範囲は、１００〜２×１０3℃／
ｍｉｎである。
却時間） にて定義づけられ、２次冷却速度が５０℃／ｍｉｎ未満
では固液共存領域を通過に要する時間が長くなり、結晶
が成長し粗大化するため好ましくない。また、２次冷却
速度は速ければ速い程、固液共存領域の通過に要する時
間が短くなり好ましいが、量産的は設備コスト等を考慮
して、２×１０3℃／ｍｉｎ以内が好ましい。また、２
次冷却速度の好ましい範囲は、１００〜２×１０3℃／
ｍｉｎである。
【００２２】この発明における２次冷却は、急冷ロール
と鋳片収容箱間にてＡｒガス等の不活性ガス冷却、ある
いはコンベア又はベルトにて移送中にて冷却したり、更
に鋳片収容箱内にて不活性ガス冷却して調節することが
でき、また、２対の回転するベルトによって、鋳片を挟
んで冷却したり、液体Ａｒに直接投入する方法などがあ
り、これらの方法の組合せでもよい。また、充分な２次
冷却速度を実現するためには、冷却ロールと鋳片収容箱
間の距離を十分とる必要があり、その距離はロール周速
度の１／２０以上が好ましい。例えば、ロール周速度が
１００ｍ／ｍｉｎの場合は５ｍ以上である。
と鋳片収容箱間にてＡｒガス等の不活性ガス冷却、ある
いはコンベア又はベルトにて移送中にて冷却したり、更
に鋳片収容箱内にて不活性ガス冷却して調節することが
でき、また、２対の回転するベルトによって、鋳片を挟
んで冷却したり、液体Ａｒに直接投入する方法などがあ
り、これらの方法の組合せでもよい。また、充分な２次
冷却速度を実現するためには、冷却ロールと鋳片収容箱
間の距離を十分とる必要があり、その距離はロール周速
度の１／２０以上が好ましい。例えば、ロール周速度が
１００ｍ／ｍｉｎの場合は５ｍ以上である。
【００２３】この発明の磁石合金用鋳片において、短軸
結晶粒径は樹枝状もしくは柱状結晶の長軸方向に対して
垂直な方向の短軸の長さを意味する。磁石合金用鋳片の
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状もしくは柱状結晶の平均短軸結晶
粒径を３μｍ〜１５μｍに限定した理由は、３μｍ未満
では粉末化した時に酸化しやすくなり、磁気特性の劣化
を招来し、また粉末化した合金粉末が多結晶体となり、
プレス成形時の配向度が乱れ、磁石のＢｒの低下を招来
し、さらに、１５μｍを超えると焼結磁石の結晶粒径が
大きくなり、保磁力が低下するため、好ましくない。
結晶粒径は樹枝状もしくは柱状結晶の長軸方向に対して
垂直な方向の短軸の長さを意味する。磁石合金用鋳片の
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状もしくは柱状結晶の平均短軸結晶
粒径を３μｍ〜１５μｍに限定した理由は、３μｍ未満
では粉末化した時に酸化しやすくなり、磁気特性の劣化
を招来し、また粉末化した合金粉末が多結晶体となり、
プレス成形時の配向度が乱れ、磁石のＢｒの低下を招来
し、さらに、１５μｍを超えると焼結磁石の結晶粒径が
大きくなり、保磁力が低下するため、好ましくない。
【００２４】また、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微
細結晶の含有を１０％以下に限定した理由は、１０％を
越える含有では粉末化した合金粉末中の多結晶体の割合
が増加し、プレス成形時の配向度が乱れ、磁石のＢｒが
低下するので好ましくない。
細結晶の含有を１０％以下に限定した理由は、１０％を
越える含有では粉末化した合金粉末中の多結晶体の割合
が増加し、プレス成形時の配向度が乱れ、磁石のＢｒが
低下するので好ましくない。
【００２５】この発明の磁石合金用鋳片の微細に分散し
た均質組織における、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶、柱状
結晶、Ｒリッチ相の各量比率は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状
結晶もしくは柱状結晶は９０％以上が好ましく、更に好
ましくは９５％以上であり、又Ｒリッチ相は３〜１０％
が・好ましい。この発明において、固相線温度はＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石組成による変動するが、磁石組成が１４Ｎ
ｄ−７９Ｆｅ−７Ｂａｔ％磁石の場合は、固相線温度は
６６５℃である。
た均質組織における、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶、柱状
結晶、Ｒリッチ相の各量比率は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状
結晶もしくは柱状結晶は９０％以上が好ましく、更に好
ましくは９５％以上であり、又Ｒリッチ相は３〜１０％
が・好ましい。この発明において、固相線温度はＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ系磁石組成による変動するが、磁石組成が１４Ｎ
ｄ−７９Ｆｅ−７Ｂａｔ％磁石の場合は、固相線温度は
６６５℃である。
【００２６】以下にこの発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石を製造する合金鋳片の合金組成の限定理由を説明す
る。この発明の永久磁石用合金鋳片に含有される希土類
元素Ｒはイットリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重
希土類を包含する希土類元素である。Ｒとしては、軽希
土類をもって足り、特にＮｄ，Ｐｒが好ましい。また通
常Ｒのうち１種もって足りるが、実用上は２種類以上の
混合物（ミッシュメタル、ジジム等）を入手上の便宜等
の理由により用いることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物とし
て用いることができる。なお、このＲは純希土類元素で
なくてもよく、工業上入手可能な範囲で製造上不可避な
不純物を含有するものでも差し支えない。
磁石を製造する合金鋳片の合金組成の限定理由を説明す
る。この発明の永久磁石用合金鋳片に含有される希土類
元素Ｒはイットリウム（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重
希土類を包含する希土類元素である。Ｒとしては、軽希
土類をもって足り、特にＮｄ，Ｐｒが好ましい。また通
常Ｒのうち１種もって足りるが、実用上は２種類以上の
混合物（ミッシュメタル、ジジム等）を入手上の便宜等
の理由により用いることができ、Ｓｍ，Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等との混合物とし
て用いることができる。なお、このＲは純希土類元素で
なくてもよく、工業上入手可能な範囲で製造上不可避な
不純物を含有するものでも差し支えない。
【００２７】Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造する
合金鋳片の必須元素であって、１０原子％未満では高磁
気特性、特に高保磁力が得られず、２５原子％を越える
と残留磁束密度（Ｂｒ）が低下して、すぐれた特性の永
久磁石が得られない。よって、Ｒは１０原子％〜２５原
子％の範囲とする。
合金鋳片の必須元素であって、１０原子％未満では高磁
気特性、特に高保磁力が得られず、２５原子％を越える
と残留磁束密度（Ｂｒ）が低下して、すぐれた特性の永
久磁石が得られない。よって、Ｒは１０原子％〜２５原
子％の範囲とする。
【００２８】Ｂは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造する
合金鋳片の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、１５％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜１５原子％の範囲
とする。
合金鋳片の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、１５％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜１５原子％の範囲
とする。
【００２９】Ｆｅは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造す
る合金鋳片の必須元素であって、６０原子％未満では残
留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を超えると高
い保磁力が得られないので、Ｆｅは６０原子％〜８８原
子％に限定する。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種
又は２種で置換可能であり、これは永久磁石の温度特性
を向上させる効果及び耐食性を向上させる効果が得られ
るためであるが、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５
０％を越えると高い保磁力が得られず、すぐれた永久磁
石が得られない。よって、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種の
置換量はＦｅの５０％を上限とする。
る合金鋳片の必須元素であって、６０原子％未満では残
留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を超えると高
い保磁力が得られないので、Ｆｅは６０原子％〜８８原
子％に限定する。また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種
又は２種で置換可能であり、これは永久磁石の温度特性
を向上させる効果及び耐食性を向上させる効果が得られ
るためであるが、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５
０％を越えると高い保磁力が得られず、すぐれた永久磁
石が得られない。よって、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種の
置換量はＦｅの５０％を上限とする。
【００３０】この発明による合金鋳片において、高い残
留磁束密度と高い保磁力を共に有するすぐれた永久磁石
を得るためには、Ｒ１２原子％〜１６原子％、Ｂ４原子
％〜１２原子％、Ｆｅ７２原子％〜８４原子％が好まし
い。また、この発明による合金鋳片は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの
他、酸素、Ｃ、Ｃａ、Ｍｇなどの工業的生産上不可避的
不純物の存在を許容できるが、Ｂの一部を４．０原子％
以下のＣ、３．５原子％以下のＰ、２．５原子％以下の
Ｓ、３．５原子％以下のＣｕのうち少なくとも１種、合
計量で４．０原子％以下で置換することにより、磁石合
金の製造性改善、低価格化が可能である。特に、前記Ｂ
の一部を４．０原子％以下のＣで置換することにより、
焼結磁石の耐食性が向上する。
留磁束密度と高い保磁力を共に有するすぐれた永久磁石
を得るためには、Ｒ１２原子％〜１６原子％、Ｂ４原子
％〜１２原子％、Ｆｅ７２原子％〜８４原子％が好まし
い。また、この発明による合金鋳片は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの
他、酸素、Ｃ、Ｃａ、Ｍｇなどの工業的生産上不可避的
不純物の存在を許容できるが、Ｂの一部を４．０原子％
以下のＣ、３．５原子％以下のＰ、２．５原子％以下の
Ｓ、３．５原子％以下のＣｕのうち少なくとも１種、合
計量で４．０原子％以下で置換することにより、磁石合
金の製造性改善、低価格化が可能である。特に、前記Ｂ
の一部を４．０原子％以下のＣで置換することにより、
焼結磁石の耐食性が向上する。
【００３１】さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｆｅ合金あるいはＣ
ｏを含有するＲ−Ｆｅ−Ｂ合金に、９．５原子％以下の
Ａｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下の
Ｖ、８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭ
ｎ、５原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、
１０．５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、
９．５原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原
子％以下のＧｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．５原子％
以下のＺｒ、５．５原子％以下のＨｆのうち少なくとも
１種添加含有させることにより、永久磁石合金の高保磁
力が可能になる。この発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石に
おいて、結晶相は主相が正方晶であることが不可欠であ
り、特に、微細で均一な合金粉末を得て、すぐれた磁気
特性を有する焼結永久磁石を作製するのに効果的であ
る。
ｏを含有するＲ−Ｆｅ−Ｂ合金に、９．５原子％以下の
Ａｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原子％以下の
Ｖ、８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％以下のＭ
ｎ、５原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下のＮｂ、
１０．５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下のＭｏ、
９．５原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳｂ、７原
子％以下のＧｅ、３５原子％以下のＳｎ、５．５原子％
以下のＺｒ、５．５原子％以下のＨｆのうち少なくとも
１種添加含有させることにより、永久磁石合金の高保磁
力が可能になる。この発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石に
おいて、結晶相は主相が正方晶であることが不可欠であ
り、特に、微細で均一な合金粉末を得て、すぐれた磁気
特性を有する焼結永久磁石を作製するのに効果的であ
る。
【００３２】この発明において、樹枝状あるいは柱状結
晶とＲ−リッチ相とが微細に分散した均質組織を有する
磁石合金鋳片の板厚を０．０１ｍｍ〜１０ｍｍに限定し
た理由は、０．０１ｍｍ未満では急冷効果が大となり、
結晶粒径が３μｍより小となり、粉末化した際に酸化し
やすくなるため、磁気特性の劣化を招来するとともに、
微粉砕後の粒子が多結晶となり配向度が低下しＢｒが低
下するので好ましくなく、また１０ｍｍを越えると、冷
却速度が遅くなり、α−Ｆｅが晶出しやすく、結晶粒径
が大となり、Ｎｄリッチ相の遍在も生じるため、磁気特
性、特に保磁力が低下するので好ましくないことによ
る。より好ましくは板厚０．０５ｍｍ〜０．８ｍｍであ
る。
晶とＲ−リッチ相とが微細に分散した均質組織を有する
磁石合金鋳片の板厚を０．０１ｍｍ〜１０ｍｍに限定し
た理由は、０．０１ｍｍ未満では急冷効果が大となり、
結晶粒径が３μｍより小となり、粉末化した際に酸化し
やすくなるため、磁気特性の劣化を招来するとともに、
微粉砕後の粒子が多結晶となり配向度が低下しＢｒが低
下するので好ましくなく、また１０ｍｍを越えると、冷
却速度が遅くなり、α−Ｆｅが晶出しやすく、結晶粒径
が大となり、Ｎｄリッチ相の遍在も生じるため、磁気特
性、特に保磁力が低下するので好ましくないことによ
る。より好ましくは板厚０．０５ｍｍ〜０．８ｍｍであ
る。
【００３３】この発明のストリップキャスティング法に
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金の断面組織
は、主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶が従来の鋳型に鋳造して得
られた鋳塊のものに比べて、約１／１０以上も微細であ
るが、前述のごとく短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微
細結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶粒径が３μｍ
〜１５μｍである。
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金の断面組織
は、主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ結晶が従来の鋳型に鋳造して得
られた鋳塊のものに比べて、約１／１０以上も微細であ
るが、前述のごとく短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微
細結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶粒径が３μｍ
〜１５μｍである。
【００３４】
実施例１ Ａｒ減圧２００ｔｏｒｒ雰囲気で溶湯温度１３００℃の
３１Ｎｄ−１．０Ｄｙ−１．１Ｂ−３．０Ｃｏ−残Ｆｅ
（ｗｔ％）組成（液相線温度１１７０℃）の合金溶湯
を、ノズルより回転数１２０ｒｐｍの外径３００μｍの
水冷Ｃｕ片ロール表面に、１次冷却速度５×１０3℃／
ｓｅｃにて鋳片温度８００℃に冷却後、ロール離脱後に
急冷ロールと鋳片収容箱間（距離８ｍ）で鋳片の上下か
ら圧力５ｋｇ／ｃｍ2、流量５００ｌ／ｍｉｎのＡｒガ
スを吹きつけ、さらに鋳片収容箱内にて圧力５ｋｇ／ｃ
ｍ2、流量５００ｌ／ｍｉｎのＡｒガスを吹きつけ、鋳
片を６００℃（固相線温度６６０℃）まで２００℃／ｍ
ｉｎの２次冷却速度にてガス冷却して厚み０．３８ｍｍ
の鋳片を得た。
３１Ｎｄ−１．０Ｄｙ−１．１Ｂ−３．０Ｃｏ−残Ｆｅ
（ｗｔ％）組成（液相線温度１１７０℃）の合金溶湯
を、ノズルより回転数１２０ｒｐｍの外径３００μｍの
水冷Ｃｕ片ロール表面に、１次冷却速度５×１０3℃／
ｓｅｃにて鋳片温度８００℃に冷却後、ロール離脱後に
急冷ロールと鋳片収容箱間（距離８ｍ）で鋳片の上下か
ら圧力５ｋｇ／ｃｍ2、流量５００ｌ／ｍｉｎのＡｒガ
スを吹きつけ、さらに鋳片収容箱内にて圧力５ｋｇ／ｃ
ｍ2、流量５００ｌ／ｍｉｎのＡｒガスを吹きつけ、鋳
片を６００℃（固相線温度６６０℃）まで２００℃／ｍ
ｉｎの２次冷却速度にてガス冷却して厚み０．３８ｍｍ
の鋳片を得た。
【００３５】得られた鋳片の断面を鏡面研摩して光学顕
微鏡（倍率４００倍）で観察し、結晶５００個について
短軸結晶粒径を線分法にて測定した結果、短軸結晶粒径
が１．０μｍ以下の微細結晶を３％含有の平均短軸結晶
粒径４．５μｍのＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶と５μｍ以
下のＲ−リッチ相が微細に分散した均質組織を有してい
た。得られた鋳片を粗粉砕後、ジェットミル粉砕にて微
粉砕して平均粉末粒径３．０μｍの微粉末を得た。前記
粉末を磁場強度１５ｋＯｅにてプレス圧１ｔｏｎ／ｃｍ
2にて成型後、真空にて１０４０℃に４時間焼結後、６
００℃に１時間の時効処理を行い、得られた試験片の磁
気特性及び平均結晶粒径を表１に示す。
微鏡（倍率４００倍）で観察し、結晶５００個について
短軸結晶粒径を線分法にて測定した結果、短軸結晶粒径
が１．０μｍ以下の微細結晶を３％含有の平均短軸結晶
粒径４．５μｍのＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状結晶と５μｍ以
下のＲ−リッチ相が微細に分散した均質組織を有してい
た。得られた鋳片を粗粉砕後、ジェットミル粉砕にて微
粉砕して平均粉末粒径３．０μｍの微粉末を得た。前記
粉末を磁場強度１５ｋＯｅにてプレス圧１ｔｏｎ／ｃｍ
2にて成型後、真空にて１０４０℃に４時間焼結後、６
００℃に１時間の時効処理を行い、得られた試験片の磁
気特性及び平均結晶粒径を表１に示す。
【００３６】比較例１ 実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
ロールを使用し、１次冷却速度７５００℃／ｓｅｃにて
冷却し、ロール離脱時の鋳片温度は６３０℃であった。
さらに、ロール離脱後の鋳片を２００℃／ｍｉｎの２次
冷却速度にてガス冷却して鋳片厚０．３０ｍｍの鋳片を
得た。得られた鋳片の実施例１と同一方法にて短軸結晶
粒径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結
晶を１８％含有の平均短軸結晶粒径３．２μｍのＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ型樹枝状結晶を得た。得られた鋳片を平均粉末粒
径２．９μｍに微粉砕する以外は実施例１と同一条件に
て焼結磁石を得た。磁気特性及び平均結晶粒径の測定結
果を表１に示す。
ロールを使用し、１次冷却速度７５００℃／ｓｅｃにて
冷却し、ロール離脱時の鋳片温度は６３０℃であった。
さらに、ロール離脱後の鋳片を２００℃／ｍｉｎの２次
冷却速度にてガス冷却して鋳片厚０．３０ｍｍの鋳片を
得た。得られた鋳片の実施例１と同一方法にて短軸結晶
粒径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結
晶を１８％含有の平均短軸結晶粒径３．２μｍのＲ2Ｆ
ｅ14Ｂ型樹枝状結晶を得た。得られた鋳片を平均粉末粒
径２．９μｍに微粉砕する以外は実施例１と同一条件に
て焼結磁石を得た。磁気特性及び平均結晶粒径の測定結
果を表１に示す。
【００３７】比較例２ 実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
ロールを使用し、１次冷却速度１６００℃／ｓｅｃで冷
却し、鋳片温度は１１００℃であった。さらに、ロール
離脱後の鋳片を６００℃まで１００℃／ｍｉｎの２次冷
却速度でガス冷却して鋳片厚０．４３ｍｍの鋳片を得
た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定した結
果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は０％であった
が、平均短軸結晶粒径は３２μｍであった。得られた鋳
片を平均粉末粒径３．２μｍに微粉砕する以外は実施例
１と同一条件にて焼結磁石を得た。磁気特性及び平均結
晶粒径の測定結果を表１に示す。
ロールを使用し、１次冷却速度１６００℃／ｓｅｃで冷
却し、鋳片温度は１１００℃であった。さらに、ロール
離脱後の鋳片を６００℃まで１００℃／ｍｉｎの２次冷
却速度でガス冷却して鋳片厚０．４３ｍｍの鋳片を得
た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定した結
果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は０％であった
が、平均短軸結晶粒径は３２μｍであった。得られた鋳
片を平均粉末粒径３．２μｍに微粉砕する以外は実施例
１と同一条件にて焼結磁石を得た。磁気特性及び平均結
晶粒径の測定結果を表１に示す。
【００３８】比較例３ 実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
のロールを使用し、２次冷却速度を２０℃／ｍｉｎにす
る以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３８
μｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶
は０．５％であったが、平均短軸結晶粒径２１μｍであ
った。得られた鋳片を平均粉末粒径３．４μｍに微粉砕
する以外は実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。焼
結磁石の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果を表１に
示す。
のロールを使用し、２次冷却速度を２０℃／ｍｉｎにす
る以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３８
μｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶
は０．５％であったが、平均短軸結晶粒径２１μｍであ
った。得られた鋳片を平均粉末粒径３．４μｍに微粉砕
する以外は実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。焼
結磁石の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果を表１に
示す。
【００３９】比較例４ 実施例１と同一組成の合金溶湯、及び同一のロールを使
用し、２次冷却速度２５０℃／ｍｉｎで７５０℃までガ
ス冷却した後、６００℃まで２０℃／ｍｉｎで冷却する
以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３９μ
ｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径
を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は
０．８％であったが、平均短軸粒径は１８μｍであっ
た。得られた鋳片を平均粉末粒径３．３μｍに微粉砕す
る以外は実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。得ら
れた焼結磁石の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果を
表１に示す。
用し、２次冷却速度２５０℃／ｍｉｎで７５０℃までガ
ス冷却した後、６００℃まで２０℃／ｍｉｎで冷却する
以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３９μ
ｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径
を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は
０．８％であったが、平均短軸粒径は１８μｍであっ
た。得られた鋳片を平均粉末粒径３．３μｍに微粉砕す
る以外は実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。得ら
れた焼結磁石の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果を
表１に示す。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【発明の効果】この発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を
真空溶解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部のノズ
ルより急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定
の冷却速度にて１次冷却後、ロールより離脱した鋳片を
固相線温度以下に特定の冷却速度にて２次冷却すること
により、特定寸法の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ
型樹枝状結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが
微細に分散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得
るもので、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉
化、粉末の酸化を防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石合金鋳片が得られる。
真空溶解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部のノズ
ルより急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定
の冷却速度にて１次冷却後、ロールより離脱した鋳片を
固相線温度以下に特定の冷却速度にて２次冷却すること
により、特定寸法の短軸結晶粒径を有するＲ2Ｆｅ14Ｂ
型樹枝状結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが
微細に分散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得
るもので、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉
化、粉末の酸化を防止でき、磁気特性の優れたＲ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石合金鋳片が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 植田 雅巳 大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住友 特殊金属株式会社吹田製作所内 (72)発明者 児嶋 尊 大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住友 特殊金属株式会社吹田製作所内 (72)発明者 渡辺 幸良 大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住友 特殊金属株式会社吹田製作所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｒ１０〜２５ａｔ％、Ｂ２〜１５ａｔ
％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分とし、短軸結晶粒径
が１．０μｍ未満の微細結晶を１０％以下含有する平均
短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍのＲ2Ｆｅ14Ｂ型樹枝状
あるいは柱状結晶と、５μｍ以下のＲ−リッチ相とが、
微細に分散した均質組織からなり、鋳片厚みが０．０１
ｍｍ〜１．０ｍｍからなることを特徴とするＲ−Ｆｅ−
Ｂ系磁石合金用鋳片。 - 【請求項２】 Ｒ１０〜２５ａｔ％、Ｂ２〜１５ａｔ
％、Ｆｅ６０〜８８ａｔ％を主成分とする磁石合金溶湯
を、合金の液相線温度（凝固開始温度）＋５℃〜＋３０
０℃の温度より、急冷ロールにて２×１０3℃／ｓｅｃ
〜７×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度にて鋳片温度７
００℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱後に前記鋳片
を合金の固相線温度に（凝固完了温度）以下に５０℃／
ｍｉｎ〜２×１０3℃／ｍｉｎの２次冷却速度にて冷却
し、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細結晶を１０％
以下含有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍのＲ2
Ｆｅ14Ｂ型樹枝状あるいは柱状結晶と、５μｍ以下のＲ
リッチ相とが、微細に分散した均質組織からなり、鋳片
厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなる磁石合金用鋳
片を得ることを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳
片の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09772695A JP4106099B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09772695A JP4106099B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269643A true JPH08269643A (ja) | 1996-10-15 |
| JP4106099B2 JP4106099B2 (ja) | 2008-06-25 |
Family
ID=14199899
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09772695A Expired - Lifetime JP4106099B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-03-29 | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4106099B2 (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5908513A (en) * | 1996-04-10 | 1999-06-01 | Showa Denko K.K. | Cast alloy used for production of rare earth magnet and method for producing cast alloy and magnet |
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| JP2003077717A (ja) * | 2001-09-03 | 2003-03-14 | Showa Denko Kk | 希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石 |
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| CN120452978A (zh) * | 2025-07-14 | 2025-08-08 | 成都银河磁体股份有限公司 | 一种永磁磁粉及其制备方法和永磁磁体 |
-
1995
- 1995-03-29 JP JP09772695A patent/JP4106099B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JP3445405B2 (ja) | 合金鋳片の製造方法と合金鋳片製造用スクレーパー |
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