JPH11315357A

JPH11315357A - 希土類磁石用合金及びその製造方法

Info

Publication number: JPH11315357A
Application number: JP11064637A
Authority: JP
Inventors: Yoichi Hirose; 洋一広瀬; Shiro Sasaki; 史郎佐々木; Hiroshi Hasegawa; 寛長谷川
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 1999-03-11
Filing date: 1999-03-11
Publication date: 1999-11-16
Anticipated expiration: 2020-11-30
Also published as: JP3721831B2

Abstract

(57)【要約】【課題】実質的に活用できるＲリッチ相を増加させ
て、磁気特性に優れた希土類磁石を得られる希土類磁石
用合金を提供する。【解決手段】主相であるＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶を大きく晶
出させ、鋳造凝固時に最後まで液相として存在する共晶
領域の組織を調整し、共晶組織の中でもＲの含有量の少
ない相のおおきさを３μｍ以下とする。冷却過程で８０
０℃〜６００℃の間の冷却速度を大きくすることで達成
される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は希土類元素を含む磁石の
原料となる原料合金およびこの原料合金の製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】最近、希土類合金系の優れた磁気特性を
活かした希土類焼結磁石あるいは希土類ボンド磁石が注
目されてきており、特にＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、
磁気特性をさらに向上させた磁石の開発が行われてい
る。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石では磁性を担う強磁性相Ｒ₂ Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相の他に、非磁性でＮｄ等の希土類元素の濃度の
高い相（Ｒリッチ相と呼ぶ）が存在し、次の様な重要な
役割を果たしている。融点が低く、磁石化工程の焼結時に液相となり、磁石
の高密度化、したがって磁化の向上に寄与する。粒界の凹凸をなくし、逆磁区のニュークリエーション
サイトを減少させ保磁力を高める。Ｒリッチ相は非磁性であり主相を磁気的に絶縁するこ
とから、保磁力を高める。したがって、Ｒリッチ相の体積率が低いか、分散状態が
悪いためにＲリッチ相に覆われていない界面が存在すれ
ば、その部分では局所的な保磁力低下によって角型性が
悪化すると共に、焼結不良によって磁化も低下するため
最大磁気エネルギー積の低下をもたらすことが知られて
いる。

【０００３】ところが、高特性磁石になるほど強磁性相
であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の体積率を高める必要があるた
め、必然的にＲリッチ相の体積率が減少し、部分的なＲ
リッチ相不足を生じ、十分な特性が得られない場合が多
い。そこで高特性材のＲリッチ相不足による特性低下防
止に関した多くの研究が報告されており、それらは大き
く２つのグル−プに分けられる。

【０００４】一つは主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相とＲリッチ相を
別々の合金から供給するものであり、一般に２合金法と
呼ばれている。殆どＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相単相からなる合金と
Ｒリッチ相を生成する合金の２種類をそれぞれ微粉砕し
た後、適当な比率で混合、成形焼結する方法で、Ｒリッ
チ相の分散性を改善するためにＲリッチ相を生成する合
金に多くの工夫が見られる。例えば、焼結温度での液相
組成の非晶質合金を使用すれば、Ｒリッチ相よりもＦe
の含有量が多いため、同じ組成の磁石を作製するのにＲ
リッチ相を混合するよりも主相を生成する合金との混合
比率を高くでき、結果として焼結時に生成するＲリッチ
相の分散性が良好となり、磁気特性向上に成功している
（E.Otsuki,T.Otsuka and T.Imai,11th Internatinal W
orkshopon Rare Earth magnets and their Application
s,vol.1,p328(1990) ）。

【０００５】もう一つはストリップキャスティング法に
より、従来の金型鋳造法よりも高い冷却速度で凝固する
ことで組織を微細化し、Ｒリッチ相が微細に分散した組
織を有する合金を生成するものである。合金内のＲリッ
チ相が微細に分散しているため、粉砕、焼結後のＲリッ
チ相の分散性も良好となり、磁気特性向上に成功してい
る（特開平5-222488、特開平5-295490）。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】以上のように２合金法
とストリップキャスティング法によってＲリッチ相の良
好な分散がもたらされ、磁気特性の向上がなされたが、
これらの方法は以下のような問題を抱えている。

【０００７】まず、前者の２合金法では、極めて高い特
性が報告されているが、Ｒリッチ相を生成する非晶質合
金の作製に液体超急冷を使用しなければならないが、液
体超急冷は生産性が悪くコストアップをもたらす。液体
超急冷を利用せず、Ｒリッチ相生成合金にＣo 系金属間
化合物を使用して45MGOe以上の特性を発現した報告も存
在する（楠、美濃輪、本島、電気学会論文誌A、113 巻12
号、P849-853、1993）。しかし、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相はα−
Ｆｅと液相から包晶反応によって生成するため、ほぼＲ
₂ Ｆｅ₁₄Ｂ化学量論組成での鋳造を要する主相を生成す
る合金では、α−Ｆｅの残存量が極めて多い。そして、
α−Ｆｅは粉砕性を著しく害し、粉砕時の組成変動の原
因となり、磁気特性の低下、バラツキの増加を引き起こ
す。そのため、主相を生成する合金は、初晶であるα−
Ｆｅを消滅し、ほぼＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相単相とする必要から
長時間の均質化処理を必要とする。さらに２合金法では
２種類の合金粉を別々に粉砕し、均一に混合しなければ
ならないため、従来の ascast の１合金を粉砕する方法
と比較すると生産性が格段に悪く、コストの増加が避け
られないため、45MGOe程度以上の付加価値が高い極めて
高特性な材料にしか使用できない。

【０００８】一方、ストリップキャスティング法も鋳造
に時間がかかり、高活性の希土類元素を含む溶湯を長時
間保持し、少量ずつ供給するため、ルツボ、保持炉ある
いはタンディッシュと溶湯の反応により、成分が変動し
やすい。また、温度を一定に保ち、定常状態で安定した
鋳造を持続させるのが極めて難しく、収率が低いといっ
た問題がある。さらに、特殊で高価な鋳造設備を必要と
する等の問題もあり、コストアップは避けられない。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者は特殊で高価な
鋳造設備を使用せずに、従来の金型鋳造法によってＲリ
ッチ相の不足、偏在による特性劣化が生じにくい合金を
作製する方法について検討した結果、従来単に粒界相又
はＲリッチ相と呼ばれていた、鋳造時に最後まで液相と
して存在するＲに富んだ部分が凝固した領域（共晶領域
と呼ぶ）に注目した。その結果、その共晶部分が凝固す
る600 〜800 ℃辺りでの冷却速度によって組織形態が変
化し、さらに磁石の保磁力、角型性とも関連する事実を
見いだした。さらに、主相の結晶粒径の大きさ、共晶領
域の分散状態の制御によってさらに効果が高まる事実も
見いだした。本発明はこれらの知見に基づいてなされた
ものである。

【００１０】すなわち本発明はＲ（Ｙを含む希土類元素
のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆeを必須とする遷移金
属）及びＢ（硼素）を基本成分とする永久磁石の原料合
金に於て、従来単に粒界相又はＲリッチ相と呼ばれてい
た、鋳造時に最後まで液相として存在するＲに富んだ部
分が凝固した領域、すなわち共晶領域の組織を制御する
ことにより、実質的に利用できるＲリッチ相の体積率を
増加すること、さらに主相の結晶粒径、共晶領域の分散
状態の制御により上記課題を解決したものである。

【００１１】次に本発明の構成を以下に詳細に記す。図
１、図２に本発明と従来の合金の代表的な顕微鏡組織の
模式図を示す。図２の従来の合金では主相１が柱状に晶
出し、その周囲を最後に凝固する共晶領域２がとり囲ん
だ組織を呈する。また図１に示す本発明の合金ではほと
んどの主相１の結晶粒の内部にも共晶領域２が存在す
る。図２の方がやや拡大してあり、主相１の大きさは図
１の本発明合金の方が大きい。（１）共晶領域の組織共晶領域中のＲの含有量がより少ない相の短軸方向の大
きさを３μｍ以下にしたことを特徴とする。最後まで液
相として存在するＲ（希土類）に富んだ部分は、６００
〜８００℃の間に最終的には共晶反応によって幾つかの
固相に変態、凝固する。例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ三元系で
は６６５℃で共晶反応によって、液相がＮｄメタル相、
Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相、ＮｄＦｅ₄ Ｂ₄ 相の３相に変態、凝
固することが知られている。他の成分元素を含む場合に
は反応温度、生成相が変化すると思われる。本来、Ｎｄ
リッチ相とはＮｄ−Ｆｅ−Ｂ三元系ではＮｄメタル相を
指すものであるが、共晶反応で生成したＮｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ
相、ＮｄＦｅ₄ Ｂ₄ 相も合わせた総称として扱っている
場合も存在し、特に原料合金の組織を議論する際に多く
見られる。他の成分元素を含む場合も同様である。そこ
で本発明では従来広くＲリッチ相、又は粒界相とも呼ば
れていた、鋳造時に最後まで液相として存在するＲに富
んだ部分が凝固した領域を共晶領域２と呼び、Ｒの一次
固溶体であるＲリッチ相と区別して表現する。

【００１２】図３に本発明による合金の共晶領域内の組
織を拡大した模式図を示す。共晶領域２の内部には周囲
よりもＲの含有量がより少ない相４が細い棒状に析出し
た組織を呈している。共晶領域２の内部のＲの含有量が
より少ない相４とは、先に示したＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相、ＲＦ
ｅ₄ Ｂ₄ 相であり、他の成分元素を含む場合には異なっ
た相が存在する場合もあるが、周囲のＲ含有量の多い相
３以外の相とも言える。このＲの含有量がより少ない相
４の短軸方向の大きさが、磁石化工程で磁場成形用の粉
末を得る微粉砕粒径程度、つまり３〜５μｍ以下であれ
ば、これらの相４を含む粉砕粉は常にＲの含有量が多い
相３と共存することになる。そのためＲの含有量が多い
相３を含む粉末の比率が増加し、Ｒの含有量が多い相３
の分散性の改善、焼結時の高密度化を促進、さらに焼結
後の熱処理時の保磁力の温度依存性を改善し、優れた磁
気特性の磁石の製造が可能となる。

【００１３】一方、図４に従来法による合金の共晶領域
内の組織を拡大した模式図を示す。従来合金ではＲ含有
量のより少ない相４の大きさが、本発明の場合よりも太
く、あるものは片状を呈している。本発明による合金に
比較して、共晶領域２内部のＲの含有量がより少ない相
４の短軸方向の大きさが微粉砕粒径程度より大きく、Ｒ
の含有量が多い相３を含まない粉末の比率が増加するた
め、Ｒの含有量が多い相３の分散性は低下し、磁気特性
は低下する。Ｒの含有量がより少ない相４の微細化には
これらの相を生成する共晶反応時の冷却速度を増加し、
核生成頻度を高めつつ各生成相の粗大化を防止する方法
が有効である。また、ある種の添加元素によって微細化
が促進される可能性も存在する。

【００１４】（２）主相の結晶粒径主相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒の長軸方向の大きさは５
０μｍ以上、短軸方向の大きさは１０μｍ以上で、この
主相の領域の体積率が７０％以上である。凝固方向に沿
って切断した図１に示す顕微鏡組織において、主相１の
結晶粒径が磁場成形用の粉末を得る微粉砕粒径程度、つ
まり３〜５μｍ程度以下であると一つの粉砕粉中に方位
の異なる２つ以上の主相が存在することになり、配向性
が低下する。したがって主相１の結晶粒径は大きい方が
都合が良く、長軸方向の大きさ（Ｌ）が５０μｍ以上、
短軸方向の大きさ（Ｗ）が１０μｍ以上である結晶粒の
体積率が７０％以上であることが好ましい。より好まし
くは、長軸方向の大きさ（Ｌ）が１００μｍ以上、短軸
方向の大きさ（Ｗ）が２０μｍ以上が良い。主相の各結
晶粒は合金をエメリー紙で研磨した後、アルミナ、ダイ
アモンド等を使用してバフ研磨した面を偏光顕微鏡で観
察することにより容易に識別可能である。偏光顕微鏡で
は磁気Ｋｅｒｒ効果により、入射した偏光が強磁性体表
面の磁化方向に応じた偏光面の回転を生じて反射するた
め、各結晶粒から反射する偏光面の相違が明暗として観
察される。本発明の合金の偏光顕微鏡写真を見ると、主
相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂの結晶粒界が認められる。各結晶粒の結
晶方向の相違が明暗となって明瞭に識別可能である。ま
た、黒い筋状となって観察される共晶領域が主相結晶粒
界だけでなく、主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒内にもその長軸
方向にほぼ平行に存在している。なお、主相結晶粒内の
細かい縞模様は磁区に対応している。

【００１５】（３）共晶領域の分布共晶領域２が主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ１の結晶粒界の他に、主
相１の結晶粒内にも存在する。特に共晶領域２同士の間
隔（Ｄ）は主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒１の短軸方向の大き
さ（Ｗ）の２分の１以下である領域の体積率が７０％以
上である。ここで共晶領域２同士の間隔（Ｄ）とは、結
晶粒界の共晶領域同士であっても結晶粒内の共晶領域同
士であっても良い。あるいは、また結晶粒界と結晶粒内
の共晶領域の間隔であっても良い。つまり近接する共晶
領域同士の間隔が主相の短軸方向の大きさの２分の１以
下であれば良い。(1) 項にこの合金を微粉砕した場合に
共晶領域２内部の組織微細化によって、Ｒの含有量が多
い相３を含む粉末の比率が増加し、Ｒの含有量が多い相
３の分散性の改善により、焼結性並びに磁気特性の向上
が可能となることを記した。そして、Ｒの含有量が多い
相３の分散性はＲの含有量が多い相３を含む共晶領域２
が、合金内で微細分散することでさらに良好となる。つ
まり共晶領域２と主相１との界面の拡大に応じて、微粉
砕時のＲの含有量が多い相３を含む粉砕粉の量が増加す
るため、Ｒの含有量が多い相３の分散性向上をもたら
す。したがって、共晶領域２は微細分散した方が都合が
良く、具体的には共晶領域２同士の間隔（Ｄ）が主相の
Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒１の短軸方向の大きさ（Ｗ）の２分
の１以下である領域の体積率が７０％以上であることが
好ましい。

【００１６】本発明の合金では、共晶領域２が柱状晶組
織では主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ１の結晶粒界と結晶粒内にもそ
の長軸方向に平行に伸長して存在し、等軸晶組織では球
状に存在しているものがある。したがって、共晶領域２
と主相１との界面を拡大し、Ｒの含有量が多い相３の分
散性を高めるには、共晶領域２が薄く長く伸長する柱状
晶組織の方が好ましい。一方、従来の鋳造法で得られる
合金はストリップキャスティング法を含めて、結晶粒を
構成する主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ１を結晶粒界を構成するＲの
含有量が多い相３が被覆している組織構造（特開平5-29
5490）であり、本発明による主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ１の結晶
粒内の複数のＲの含有量が多い相３を含む共晶領域２の
存在に関する記述はなく、全く別の組織と言える。

【００１７】(4) 製造方法本発明の合金の製造方法について説明すると、一つは鋳
造後、合金インゴットを８００℃〜１１５０℃に加熱
し、８００℃から６００℃の温度域を５℃／秒以上の冷
却速度で冷却することを特徴とするもう一つは鋳造時に
８００℃から６００℃の温度域を５℃／秒以上の冷却速
度で冷却する。以下、それぞれの工程について説明す
る。

【００１８】本発明による共晶領域２内のＲの含有量の
より少ない相４の短軸方向の大きさ（Ｗ）が３μｍ以下
である組織は、鋳造後の熱処理によって生成する。つま
り、一度凝固した合金を加熱して共晶領域２を再融解し
た後、共晶領域２が凝固する温度域での冷却速度を増加
し、核生成頻度を高めつつ各生成相の粗大化を防止する
ことで、共晶領域２内のＲの含有量がより少ない相４が
微細化する。組成によって凝固温度は多少上下するが、
具体的な加熱温度は共晶領域２が融解する温度よりも高
い８００℃以上であり、主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相１が融解す
る１１５０℃以下とする必要がある。冷却は８００℃か
ら６００℃の温度域を５℃／秒以上の冷却速度とするこ
とが好ましく、より好ましい冷却速度は１０℃／秒以上
である。また、冷却速度増加には特別な装置を必要とし
ないガス急冷でも可能であるが、冷却効率を高めるため
に合金インゴットを細かく、具体的には５ｍｍ程度に粉
砕することが好ましい。

【００１９】次に、鋳造時の冷却速度を制御する方法に
ついて説明する。共晶領域２を生成する温度域、つまり
最後まで液相として存在するＲ（希土類）に富んだ部分
が凝固する温度域での冷却速度を増加し、核生成頻度を
高めつつ各生成相の粗大化を防止することで、共晶領域
２内のＲの含有量がより少ない相４が微細化する。組成
によって凝固温度は多少上下するが、具体的には８００
℃から６００℃の温度域を５℃／秒以上の冷却速度で冷
却することが好ましく、より好ましい冷却速度は１０℃
／秒以上である。このような条件は、ストリップキャス
ティング法等の特殊な鋳造法を用いなくても、例えば、
従来の鋳造法でもモールド比（鋳型比）を十分大きくす
ることによっても達成可能である。

【００２０】モールド比は鋳型の熱容量を鋳造する合金
の熱容量で除した値であり、簡単にはそれぞれの重量
比、より簡単にはそれぞれの側板の厚さの比でも十分比
較可能である。例えば、代表的な鋳型材である鉄と銅は
単位体積当りの熱容量がほぼ等しいことから、側板厚さ
の比で議論すれば材質の相違も含めて比較することが可
能である。モールド比の増加により、鋳型の温度上昇が
抑制されるため、従来鋳型の温度上昇でインゴットの冷
却効率が特に低下していた８００℃以下での冷却速度の
増加が可能となる。モールド比の増加は側板の厚肉化か
インゴットの簿肉化により可能である。さらに効率的な
水冷機構を有することで溶湯から移動した熱を速やかに
除去し、鋳型の温度上昇を防止する方法も有効であり、
両者を組合わせることでより効率的な冷却が可能とな
る。その他、遠心鋳造法等によるインゴットの簿肉化も
有効である。

【００２１】本発明では８００℃以上、６００℃以下の
冷却速度は特に規定しないが、８００℃以上については
主相Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相１の結晶粒径、共晶領域２の分散性
に影響することは良く知られている。一般的なＲ−Ｆｅ
−Ｂ系磁石組成では液相から初晶α−Ｆｅが生成して、
これと液相から包晶反応によってＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相１を生
成するか、或は凝固速度が早い場合には包晶反応温度以
下まで過冷却されて液相からＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相１を直接生
成する。したがって、この包晶反応が終了するまでの冷
却速度のマクロ的な合金組織への影響は特に大きく、冷
却速度が大きい程マクロ組織の微細化をもたらす。スト
リップキャスティング法はこの効果により、α−Ｆｅ生
成を抑制し、良好なＲの含有量が多い相３の分散に成功
している。しかし、Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相結晶粒１の微細化に
よって、微粉砕後の粉砕粉中に方位の異なる２つ以上の
Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相１が存在する確率が高まり、配向性の低
下をもたらすため、冷却速度を適度に制御することが必
要となる。本発明の合金に於ても８００℃以上、特に包
晶反応終了までの冷却速度を主相の短軸方向の大きさ
（Ｗ）が、１０μｍ未満にならない範囲内で適度に増加
させることは、共晶領域２の分散性向上によるＲの含有
量が多い相３の分散性の向上をもたらし有効である。

【００２２】

【作用】本発明はＲ（希土類元素）を含む永久磁石の原
料合金に於て、従来単に粒界相又はＲリッチ相と呼ばれ
ていた、鋳造時に最後まで液相として存在するＲに富ん
だ部分が凝固した領域（共晶領域）内の組織を制御する
ことにより、実質的に利用できるＲに富んだ相の体積率
を増加すること、さらに主相の結晶粒径、共晶領域の分
散状態の制御により、高特性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石用
の原料として適した合金を提供するものである。特に従
来注目されていなかった包晶反応によって主相Ｒ₂ Ｆｅ
₁₄Ｂ相が生成した後の、８００℃から６００℃での凝固
冷却速度に注目し、複雑な工程、装置を用いることなく
優れた焼結磁石用合金を提供するものである。

【００２３】

【実施例】以下、実施例により本発明を更に詳細に説明
する。（実施例１）表１に示すように、合金インゴットの組成
が、Ｎｄ：２９．０重量％、Ｄｙ：３．４重量％、Ｂ：
１. ０重量％、Ａｌ：０. ３５重量％、残部鉄になるよ
うに、鉄ネオジム合金、金属ディスプロシウム、フェロ
ボロン、アルミニウム、鉄を配合し、アルゴンガス雰囲
気中で、アルミナるつぼを使用して高周波溶解炉で溶解
し、銅製箱型鋳型に鋳造した。この際、鋳型に設置した
熱電対で合金の凝固時の温度変化を測定し、８００℃〜
６００℃での冷却速度は表１に示すように平均１７℃／
秒であった。なお、モールド比は２０であり、得られた
インゴットの厚さは５ｍｍであった。その断面のマクロ
組織は鋳型近傍のチル晶部を除いて柱状晶であり、さら
に研磨した後、その断面の組織を偏光顕微鏡で観察した
結果、柱状晶部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の粒径は長軸方
向２００〜１０００μｍ程度、短軸方向２０〜１００μ
ｍ程度であり、柱状晶部分のインゴット全体に対する体
積率は８５％であった。また、反射電子顕微鏡で観察し
た結果、共晶領域は主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の長軸方向に
細長く伸長し、その間隔は１０〜３０μｍ程度であり、
共晶領域内に析出するＲの含有量がより少ない相の短径
は１μｍ程度であった。

【００２４】次に得られた合金インゴットを、窒素ガス
中においてブラウンミルで３５メッシュ以下まで粉砕し
た後、さらに窒素ガス中においてジェットミルで４μｍ
まで微粉砕した。次いで得られた微粉末を１０ＫＯｅ、
１ｔｏｎｆ／ｃｍ² の条件で磁場成形し、１０×１０×
１０ｍｍの成形体を得た後、真空中１０６０℃にて２時
間焼結し、さらに真空中６２０℃にて１時間の時効処理
した。得られた焼結磁石の磁気特性を表１に合せて示
す。最大磁気エネルギー積は３９．８ＭＧＯｅ、保磁力
は２０．０ｋＯｅであった。

【００２５】（実施例２）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、銅製水冷箱型鋳型
に鋳造した。この際、実施例１と同様に凝固時の温度変
化を測定し、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均１
２℃／秒であった。鋳型の水冷は鋳型外周部にろう付け
した銅管内に水を流した。なお、モールド比は１０であ
り、得られたインゴットの厚さは５ｍｍであった。その
断面のマクロ組織は鋳型近傍のチル晶部を除いて柱状晶
であり、さらに研磨した後、実施例１と同様の方法で組
織観察した結果、柱状晶部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平
均粒径は長軸方向２００〜１０００μｍ程度、短軸方向
２０〜１００μｍ程度であった。柱状晶部分のインゴッ
ト全体に対する体積率は８３％であった。また、共晶領
域は実施例１で作製したインゴットと同様に主相Ｎｄ₂
Ｆｅ₁₄Ｂ相の長軸方向に細長く伸長し、その間隔は１０
〜４０μｍ程度であり、共晶領域内に析出するＲの含有
量がより少ない相の短径は２μｍ程度であった。次に得
られたインゴットより、実施例１と同様の方法で焼結磁
石を作製し、その最大エネルギー積は３８．８ＭＧＯ
ｅ、保磁力は１９．３ｋＯｅであった。

【００２６】（実施例３）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、鉄製水冷箱型鋳型
に鋳造した。この際、実施例１と同様に凝固時の温度変
化を測定し、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均８
℃／秒であった。鋳型の水冷は鋳型側板の厚み方向中央
部に設けた直径２０ｍｍの穴に水を流した。なお、モー
ルド比は２０であり、得られたインゴットの厚さは１０
ｍｍでった。その断面のマクロ組織は鋳型近傍のチル晶
部を除いて柱状晶であり、さらに研磨した後、実施例１
と同様の方法で組織観察した結果、柱状晶部の主相Ｎｄ
₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均粒径は長軸方向３００〜１５００μ
ｍ、短軸方向３０〜１５０μｍであった。柱状晶部分の
インゴット全体に対する体積率は９２％であった。ま
た、共晶領域は実施例１で作製したインゴットと同様に
主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の長軸方向に細長く伸長し、その
間隔は１０〜５０μｍ程度であり、共晶領域内に析出す
るＲの含有量がより少ない相の短径は２μｍ程度であっ
た。次に得られたインゴットより、実施例１と同様の方
法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギー積は３８．
５ＭＧＯｅ、保磁力は１９．１ｋＯｅであった。

【００２７】（実施例４）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、鋳型内径５００ｍ
ｍ長さ１０００ｍｍの遠心鋳造装置にて鋳造した。この
時の鋳型の回転数は、遠心力が１０Ｇとなるように、１
８９ｒｐｍに設定し、溶湯供給終了後に鋳型内部にアル
ゴンガスを供給してインゴットを冷却した。なお、ここ
では凝固時の温度測定は実施していない。得られた合金
インゴットの厚さは２〜３ｍｍであり、その断面のマク
ロ組織は鋳型近傍のチル晶部を除いて柱状晶であった。
その後、実施例１と同様の方法で組織観察した結果、柱
状晶部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均粒径は長軸方向３
００〜１０００μｍ、短軸方向３０〜１００μｍであっ
た。柱状晶部分のインゴット全体に対する体積率は９８
％であった。また、共晶領域は実施例１で作製したイン
ゴットと同様に主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の長軸方向に細長
く伸長し、その間隔は１０〜３０μｍ程度であり、共晶
領域内に析出するＲの含有量がより少ない相の短径は１
μｍ程度であった。次に得られたインゴットより、実施
例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その最大エネル
ギー積は３９．５ＭＧＯｅ、保磁力は１９．５ｋＯｅで
あった。

【００２８】（比較例１）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、銅製箱型鋳型に鋳
造した。この際、実施例１と同様に凝固時の温度変化を
測定し、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均３℃／
秒であった。なおモールド比は５であり、得られたイン
ゴットの厚さは５ｍｍであった。その断面のマクロ組織
は鋳型近傍のチル晶部を除いて柱状晶であり、さらに研
磨した後、実施例１と同様の方法で組織観察した結果、
柱状晶部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均粒径は長軸方向
２００〜１０００μｍ程度、短軸方向２０〜１００μｍ
程度であった。柱状晶部分のインゴット全体に対する体
積率は８１％であった。また、共晶領域は実施例１で作
製したインゴットと同様に主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の長軸
方向に細長く伸長し、その間隔は１０〜４０μｍ程度で
あり、共晶領域内に析出するＲの含有量がより少ない相
の短径は５μｍ程度であった。次に得られたインゴット
より、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その
最大エネルギー積は３６．５ＭＧＯｅ、保磁力は１７．
０ｋＯｅであった。

【００２９】（比較例２）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、鉄製水冷箱型鋳型
に鋳造した。この際、実施例１と同様に凝固時の温度変
化を測定し、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均１
℃／秒であった。なお、鋳型の水冷は実施例２と同様の
機構とし、モールド比は５であり、得られたインゴット
の厚さは２０ｍｍであった。その断面のマクロ組織は殆
ど柱状晶であるが、鋳型近傍にチル晶組織、インゴット
中央部には等軸晶組織が存在していた。さらに研磨した
後、実施例１と同様の方法で組織観察した結果、柱状晶
部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均粒径は長軸方向３００
〜１５００μｍ程度、短軸方向３０〜２００μｍ程度で
あった。柱状晶部分のインゴット全体に対する体積率は
８０％であった。また、共晶領域は主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ
相の主に粒界部に存在し、特に等軸晶領域では粒界三重
点で５０μｍ程度まで粗大化していた。また、共晶領域
内に析出するＲの含有量がより少ない相の短径は５μｍ
以上であった。次に得られたインゴットより、実施例１
と同様の方法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギー
積は３５．２ＭＧＯｅ、保磁力は１５．５ｋＯｅであっ
た。

【００３０】（実施例５）比較例２で作製したインゴッ
トを直径５ｍｍ以下に割り、アルゴン雰囲気中で９００
℃、１時間の熱処理を実施した後、アルゴンガスを直接
吹き付け冷却した。その際の試料表面の温度変化を測定
したところ、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均１
０℃／秒であった。該合金のマクロ組織、主相の粒径、
共晶領域の分散状態に変化はなかったが、共晶領域内に
析出するＲの含有量がより少ない相の短径は３μｍ程度
であった。次に得られた試料より、実施例１と同様の方
法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギー積は３７．
５ＭＧＯｅ、保磁力は１８．０ｋＯｅであった。

【００３１】（実施例６）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同じ方法で溶解し、直径５０ｃｍの銅
製ロールを用いて単ロール型ストリップキャスティング
法により合金箔片を作製した。なお、ここでは凝固時の
温度測定は実施していない。この時のロール周速度は３
ｍ／ｓであった。得られる合金箔片の厚さは０．１〜
０．２ｍｍと極く薄くしてある。その断面のマクロ組織
はロール接触面側がチル晶であり、他は柱状晶であっ
た。さらに研磨した後、実施例１と同様の方法で組織観
察した結果、柱状晶部の主相Ｎｄ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ相の平均粒
径は長軸方向３０〜５０μｍ程度、短軸方向２〜８μｍ
程度であった。柱状晶部分のインゴット全体に対する体
積率は７０％であった。また、共晶領域は主相Ｎｄ₂ Ｆ
ｅ₁₄Ｂ相の主に粒界部に存在しており、共晶領域内に析
出するＲの含有量がより少ない相の短径は１μｍ以下で
あった。次に得られたインゴットより、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギー積は３
７．１ＭＧＯｅ、保磁力は２０．１ｋＯｅであった。

【００３２】（比較例３）比較例２で作製したインゴッ
トを厚さ２０ｍｍのままアルゴン雰囲気中で９００℃、
１時間の熱処理を実施した後、アルゴンガスを直接吹き
付け冷却した。その際の試料の温度変化を測定したとこ
ろ、８００℃〜６００℃での冷却速度は平均３℃／秒で
あった。該インゴットのマクロ組織、主相の粒径、共晶
領域の分散状態に変化はなく、共晶領域内に析出するＲ
の含有量がより少ない相の粒径も熱処理前同様に５μｍ
以上であった。次に得られた試料より、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギー積は３
４．９ＭＧＯｅ、保磁力は１５．１ｋＯｅであった。

【００３３】（比較例４）比較例２で作製したインゴッ
トを厚さ２０ｍｍのままアルゴン雰囲気中で６００℃、
１時間の熱処理を実施した後、アルゴンガスを直接吹き
付け冷却した。該インゴットのマクロ組織、主相の粒
径、共晶領域の分散状態に変化はなく、共晶領域内に析
出するＲの含有量がより少ない相の粒径も熱処理前同様
に５μｍ以上であった。次に得られた試料より、実施例
１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その最大エネルギ
ー積は３５．１ＭＧＯｅ、保磁力は１５．３ｋＯｅであ
った。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【発明の効果】本発明によれば、高性能希土類磁石用原
料として最適な原料合金を複雑な工程、装置を用いるこ
となく製造することが可能となり、極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明による合金の顕微鏡組織を模式的に示す
図である。

【図２】従来の合金の顕微鏡組織を模式的に示す図であ
る。

【図３】本発明による合金の共晶領域の組織を拡大して
示した模式図である。

【図４】従来の合金の共晶領域の組織を拡大して示した
模式図である。

【符号の説明】

１Ｒ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ柱状晶２共晶領域３Ｒの含有量がより多い相４Ｒの含有量がより少ない相

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷移金属）及びＢを基
本成分とし、主相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ柱状晶とＲ₂ Ｆｅ
₁₄Ｂ晶よりもＲの含有率が多い共晶領域とを有し、該共
晶領域はＲの比較的多い部分と棒状に晶出したＲの含
有量がより少ない部分からなり、共晶領域の中でＲの含
有量がより少ない相の短軸方向の大きさが３μｍ以下で
あり、主相であるＲ₂ Ｆｅ₁₄Ｂ柱状晶の長軸方向の大き
さが５０μｍ以上、短軸方向の大きさが１０μｍ以上
である結晶の晶出領域の体積率が７０％以上であること
を特徴とする希土類磁石用合金。
【請求項２】Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷移金属）及びＢを
基本成分とする合金を鋳造後、該合金インゴットを
８００ ℃〜１１５０℃に加熱した後冷却し、８００℃
〜６００ ℃の温度域を５℃／秒以上の冷却速度で冷却
することを特徴とする希土類磁石用合金の製造方法。