CN1942264A - 稀土类烧结磁铁用合金铸片及其制造方法和稀土类烧结磁铁 - Google Patents

Abstract

本发明提供稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法、用该方法得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片和磁特性优异的稀土类烧结磁铁，其中，该制造方法可以使R－rich区域和2－14－1相的枝状晶体的间隔、大小、取向性、形状等均匀化，抑制激冷晶的生成，在制造稀土类烧结磁铁时的粉碎工序中，容易粉碎为均匀粒度，能够控制粉碎后的合金粉末成形体的收缩率。本发明的制造方法，包含准备由选自稀土金属元素的R、B和含有Fe的余量M组成的合金溶液的工序，和将上述的合金溶液供给冷却辊使之冷却凝固的工序，该冷却辊在辊表面上分别具有多数的抑制枝状晶体等生成的线状的凝固核生成抑制部和使枝状晶体生成的凝固核生成部，并且凝固核生成抑制部的线宽具有大于100μm的区域。

Description

稀土类烧结磁铁用合金铸片及其制造方法和稀土类烧结磁铁

技术领域

本发明涉及稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法、由该方法得到的特定的稀土类烧结磁铁用合金铸片和使用该合金铸片的稀土类烧结磁铁。

背景技术

在推进电子设备小型化、轻量化之际，要求用于它们的磁铁具有更高的磁特性。其中，磁通密度高的R₂Fe₁₄B类的稀土类烧结磁铁的开发正在积极地进行。通常，R₂Fe₁₄B类的稀土类烧结磁铁可以通过将原料熔化、铸造、粉碎得到磁铁原料合金，并将该磁铁原料合金磁场成形、烧结、时效处理而得到。

在制造R₂Fe₁₄B类的稀土类烧结磁铁时，在成为该磁铁原料的原料合金中，通常，包含由R₂Fe₁₄B相(以下有时简称为2-14-1相)组成的枝状晶体，和由与2-14-1相相比含有较多稀土金属的熔点较低的相组成的区域(以下有时简称为R-rich区域)。在R₂Fe₁₄B类稀土类烧结磁铁制造中，烧结原料合金时，上述R-rich区域熔化成为液相，有埋没由上述2-14-1相组成的粒子的间隔的作用，使烧结性提高，有助于所得烧结体的高密度化。另外，凝固后，非磁性的R-rich区域覆盖由强磁体2-14-1相组成的粒子，使2-14-1相磁性绝缘从而发挥提高抗磁力的作用。

作为用于得到这种烧结磁铁的原料合金的制造方法，以往，已知通过带铸法(Strip Casting)等急冷凝固法来铸造具有R-rich区域微细分散的组织的合金的方法(专利文献1)。

在专利文献1中，公开了如上所述的原料合金，其因为R-rich区域被微细分散，所以粉碎性好，其结果，烧结后，由2-14-1相组成的粒子成为被R-rich区域均匀覆盖的状态，磁特性提高。

在专利文献2中，通过解析微观的铸片结晶组织，在铸片中存在的微细树枝状或柱状结晶，给伴随粉碎时的微粉化的磁铁粉末的氧化和烧结磁铁的取向度的下降带来影响，为了减少上述微细树枝状或柱状结晶，提出控制急冷凝固法中的金属溶液温度、冷却辊上的1次冷却速度、冷却辊剥离后的2次冷却速度的磁铁原料合金制法。

在专利文献3和4中，公开了通过提高在上述原料合金中2-14-1相的容积率、减小R-rich区域的间隔、加大在合金组织中的结晶粒，残留磁通密度变大，作为其例子，公开了优选平均结晶粒径为10～100μm、R-rich区域的间隔是3～15μm的合金。然后，作为这种原料合金的制造方法，公开了控制急冷凝固法中的1次冷却速度、2次冷却速度或热处理温度的制法。

若提高上述1次冷却速度，则R-rich区域的间隔变小，上述结晶粒径也变小。相反，若降低上述1次冷却速度，则R-rich区域的间隔变大，上述结晶粒径也变大。另一方面，通过控制2次冷却速度，即，若降低凝固后的冷却速度，则根据条件，可以加大R-rich区域的间隔。

但是，这样只通过控制1次冷却速度和2次冷却速度或热处理，只能提高由2-14-1相组成的枝状晶体的比例，却不能抑制激冷晶的生成，甚至在结晶粒径的大小上产生界限，不能得到所希望的结晶粒径。

但是，对于冷却辊，例如在专利文献5中，公开了作为气体抽去设施的形成气体通路的冷却辊。该气体通路的宽度在实施例中在20μm以下，而且，作为对象的合金是得到非晶质或微结晶组织的合金。在该专利文献5中对于使用这样的冷却辊，得到具有包含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体、该枝状晶体的比例在80容量％以上的合金组织的合金铸片，没有启示。

在专利文献6中，公开了一种冷却辊，其在Cr表面层上具有沿冷却辊的圆周方向延伸的沟，在包含轴的任意截面中，沟之间的距离平均是100～300μm，沟截面的凸部和凹部平滑相连，且中心平均粗糙度是0.07～5μm，沟的深度是1～50μm。这样的沟，凸部和凹部平滑相连，使冷却辊的表面积增大，金属溶液也侵入凹部的沟内从而具有提高与金属溶液的密合性的形态。因此，即使使用这样的冷却辊也抑制激冷晶的比例，不能得到具有枝状晶体的间隔、大小等均匀的合金组织的合金铸片。

在专利文献7中，公开了在冷却辊面上形成相互交叉的多数的线状的凹凸，使用十点平均高度在3μm以上、30μm以下的冷却辊制造稀土类烧结磁铁用合金薄片的技术。这样的凹凸，可以抑制在冷却辊面的一侧随机生成的R-rich区域生成极其微细的区域(微细R-rich区域)。但是，即使使用这样的冷却辊，也不能得到具有包含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体、该枝状晶体的比例在80容量％以上、该枝状晶体的间隔、大小等均匀的合金组织的合金铸片。

专利文献1：特开平5-222488号公报

专利文献2：特开平8-269643号公报

专利文献3：特开平9-170055号公报

专利文献4：特开平10-36949号公报

专利文献5：特开2002-50507号公报

专利文献6：特开平5-269549号公报

专利文献7：特开2004-43921号公报

发明内容

本发明的目的在于，提供一种稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，其可以使R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的间隔、大小、取向性、形状等尽量均匀化，抑制激冷晶的生成，在制造稀土类烧结磁铁时的粉碎工序中，容易粉碎为均匀粒度，而且在将粉碎后的合金粉末成形、烧结时，能够控制成形体的收缩率。

本发明的另一个目的在于，提供由上述本发明的制造方法得到的稀土类烧结磁铁用合金中的一种稀土类烧结磁铁用合金铸片，其在稀土类烧结磁铁制造的合金铸片的粉碎工序中，容易粉碎为均匀粒度，而且在将粉碎后的合金粉末成形、烧结时，能够控制成形体的收缩率，激冷晶的含有比例小，含有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的结晶粒的平均粒径大。

本发明的其它目的在于，提供使用本发明的上述合金铸片的磁特性优异的R₂Fe₁₄B类的稀土类烧结磁铁。

本发明人发现，在控制合金溶液中凝固核的生成数的同时，控制凝固核的生成位置，能够使得到的合金铸片的R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的大小等合金组织均匀化，另外，通过控制在冷却辊表面的凝固核的生成位置制造合金铸片，可以解决上述课题，得到适合作为抑制激冷晶生成的稀土类烧结磁铁用原料的合金铸片，从而完成了本发明。

本发明提供稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，其是具有包含R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体、该枝状晶体的比例在80容量％以上的合金组织的稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，该方法包含工序(A)和工序(B)，其中，工序(A)是准备由选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、硼和含铁的余量M组成的合金溶液，工序(B)是将工序(A)中准备的合金溶液供给给冷却辊而使之冷却凝固的工序，该冷却辊在辊表面上分别具有多数的抑制由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体和激冷晶生成的线状的凝固核生成抑制部和使上述枝状晶体生成的凝固核生成部，并且上述凝固核生成抑制部的线宽具有大于100μm的区域。

另外，本发明提供一种稀土类烧结磁铁用合金铸片，其是由上述制造方法得到的合金铸片，具有含有选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、硼和含铁的余量M，含有R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体，该枝状晶体的比例在80容量％以上、激冷晶的比例在1容量％以下的合金组织，并且在合金组织中，含有R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径在40μm以上。

本发明还提供粉碎、成形、烧结、时效处理含有上述稀土类烧结磁铁用合金铸片的原料合金而得到的稀土类烧结磁铁。

发明效果

在本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法中，包含上述工序(A)和工序(B)，特别是在工序(B)中，因为使用特定的冷却辊，所以可以高效的得到适合作为稀土类烧结磁铁用原料的合金铸片，该稀土类烧结磁铁用原料含有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的间隔、大小、取向性、形状等尽可能均匀化，该枝状晶体的含量在80容量％以上、激冷晶比例被控制的合金组织。另外，本发明的合金铸片，因为具有上述均匀的合金组织，所以，在稀土类烧结磁铁制造的合金铸片的粉碎工序中，容易粉碎为均匀粒度，而且，在将粉碎后的合金粉末成形、烧结时，能够控制成形体的收缩率。因此，通过使用该合金铸片，可以提供磁铁特性优异的稀土类烧结磁铁。

附图说明

图1是表示将本发明中使用的冷却辊平行于旋转轴方向且包含轴地切断时截面表层部的一个实施方式的模式图。

图2是表示将本发明中使用的冷却辊平行于旋转轴方向且包含轴地切断时截面表层部的另外的实施方式的模式图。

图3是表示将本发明中使用的冷却辊平行于旋转轴方向且包含轴地切断时截面表层部的其他实施方式的模式图。

图4是表示本发明使用的冷却辊中凝固核生成部和凝固核生成抑制部的表面图案的一个实施方式的模式图。

图5是表示本发明使用的冷却辊中凝固核生成部和凝固核生成抑制部的表面图案的另外的实施方式的模式图。

图6是表示本发明使用的冷却辊中凝固核生成部和凝固核生成抑制部的表面图案的其它实施方式的模式图。

图7是表示本发明使用的冷却辊中凝固核生成部和凝固核生成抑制部的表面图案的另一个实施方式的模式图。

图8是用光学显微镜拍摄实施例2中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图9是用偏光显微镜拍摄实施例2中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图10是用光学显微镜拍摄比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图11是用偏光显微镜拍摄比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图12是用光学显微镜观察参考例3中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图13是用偏光显微镜观察参考例3中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图14是用光学显微镜观察参考比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

图15是用偏光显微镜观察参考比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片。

具体实施方式

以下，更详细地说明本发明。

本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，首先，进行工序(A)，即准备由选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、硼和含铁的余量M组成的合金溶液。

稀土金属元素，指的是原子序数从57至71的镧系元素和原子序数为39的钇。R没有特别的限定，例如，可以优选列举镧、铈、镨、钕、钇、钆、铽、镝、钬、铒、镱或它们的2种以上的混合物等。

特别是作为R，优选含有选自钆、铽、镝、钬、铒及镱的至少1种重稀土元素的物质。这些重稀土元素，在磁铁特性中，主要可以使抗磁力提高。其中，铽显示出最大的效果。但是，因为铽是高价，所以，考虑到成本和效果，优选镝以单体或与钆、铽、钬共同使用。

R的含有比例优选是27.0～33.0质量％。R不足27.0质量％时，烧结体的致密化所必需的液相量不足而烧结体密度下降，磁特性有可能降低。另一方面，若超过33.0质量％，则烧结体内部的R-rich区域的比例变高，耐腐蚀性下降，另外，因为2-14-1相的比例必然变少，所以，残留磁通密度有可能下降。

在单一合金法中使用由本发明的制造方法得到的合金铸片时，R的含有比例优选是29.0～33.0质量％，作为2合金法的2-14-1相用合金使用时，R的含有比例优选是27.0～29.0质量％。

作为R，使用上述重稀土元素时，重稀土元素的含有比例通常是0.2～15质量％，优选是1～15质量％，更优选是3～15质量％。若重稀土元素的含有比例超过15质量％则成为高价，在不足0.2质量％时，有可能难以得到其效果。

上述硼的含有比例，优选是0.94～1.30质量％。在硼不足0.94质量％时，2-14-1相的比例减少，残留磁通密度下降，若超过1.30质量％，R-rich相的比例增加，磁特性和耐腐蚀性有可能同时降低。

上述余量M含有铁。余量M中铁的含有比例，通常在50质量％以上，优选在60质量％以上。根据需要，余量M也可以含有选自铁以外的过渡金属、硅和碳的至少1种金属，另外，也可以含有氧、氮等在工业生产中不可避免的杂质成分。

上述铁以外的过渡金属没有特别的限定，例如，可以优选列举选自钴、铝、铬、钛、钒、锆、铪、锰、镁、铜、锡、钨、铌和镓的至少1种金属。

在工序(A)中，上述合金溶液，例如，可以通过使原料在真空气氛或惰性气体气氛下，用高频熔化法熔化的方法等配制。

在本发明的制造方法中，进行将上述合金溶液供给给特定的冷却辊而使之冷却凝固的工序(B)。

在工序(B)中使用的冷却辊，在辊表面上分别具有多数的抑制枝状晶体和激冷晶生成的线状的凝固核生成抑制部和使枝状晶体生成的凝固核生成部，并且上述凝固核生成抑制部的线宽具有大于100μm的区域。

凝固核生成抑制部的线宽，有必要具有比100μm大的区域，特别是优选大的结晶粒时，要具有比200μm大的区域，甚至具有比300μm大的区域。在该线宽不具有比100μm大的区域时，抑制激冷晶生成的作用下降，还使含有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的结晶粒成长到某种程度变得困难。凝固核生成抑制部线宽的上限没有特别的规定，但优选为3mm左右。在此以上时，一方面由于气氛气体，在与冷却辊面相反的合金溶液面上随机地生成凝固核，一方面冷却速度慢、产生偏析，从而有使得到的合金的均匀性受损的情况。另外，凝固核生成抑制部的线宽，也可以既有大于100μm的区域，也有100μm以下的区域。该大于100μm的区域的面积比例优选为，金属溶液接触的区域中的凝固核生成抑制部全部的80％以上。

这里，所谓线状不是特指直线状，也可以是S形等曲线状，即指在描绘一定的图案的线上的情况。另外，也可以由方向不同的2根以上的线形成一定的图案。还可以是不连续的线状，例如，也可以是比线宽长的线断续地形成线。

另一方面，凝固核生成部，可以与凝固核生成抑制部一样制成线状。将凝固核生成部制成线状时的线宽，为了容易达到生成上述的枝状晶体，优选在30μm以下，更优选在5μm以下。在该线宽超过30μm时，有可能使凝固核生成部中激冷晶生成的可能性增加。

凝固核生成部不一定必须是线状，例如，上述各线状的凝固核生成抑制部具有交叉部分，凝固核生成部也可以在凝固核生成抑制部的各交叉部分之间的区域，在全部辊表面上变成点状而形成。该点的最短部分的长度，为了容易地达到生成上述枝状晶体，优选在50μm以下，更优选在30μm以下。

在上述冷却辊中，凝固核生成抑制部可以制成导热率比凝固核生成部低，金属溶液的凝固核生成困难的形态。例如，用纯铜形成凝固核生成部时，凝固核生成抑制部可以使用比凝固核生成部的纯铜导热率低，且与含有稀土金属的合金的反应性低的材料。可以优选使用耐热冲击性强、耐摩性优异的材料，例如，可以使用铁、铝、钛、镍、镁等的纯金属或含有这些金属的合金。特别是凝固核生成抑制部的材质，不限定于金属或合金，即使是氧化物、碳化物、氮化物、硼化物等的陶瓷，只要满足上述条件也可以使用。

在使凝固核生成抑制部的导热率比凝固核生成部的导热率低时，优选比凝固核生成部的导热率低20W/mK以上，更优选低100W/mK以上。例如，纯铜的导热率是401W/mK，所以，在用纯铜形成凝固核生成部时，在凝固核生成抑制部可以优选使用铬、镍等导热率在100W/mK以下的金属。另一方面，作为凝固核生成部，优选铜、铁(80W/mK)、钼(138W/mK)、钨(174W/mK)、镍(91W/mK)的纯金属或含有这些金属的合金。

形成使凝固核生成抑制部的导热率比凝固核生成部的导热率低的凝固核生成部和凝固核生成抑制部，例如，可以如下通过在成为凝固核生成部的材质的辊上形成凝固核生成抑制部的方法进行。

例如，用公知的方法，通过对冷却辊上成为凝固核生成部的部分实施掩蔽、溅射、喷镀、电镀等，形成线状的凝固核生成抑制部。或者，也可以用上述方法等在全部冷却辊上形成凝固核生成抑制部后，对成为凝固核生成部的部分进行切削等机械加工、激光加工使之露出，或掩蔽成为凝固核生成抑制部的部分，通过化学腐蚀使凝固核生成部露出的方法形成。

另外，在平坦地形成凝固核生成部和凝固核生成抑制部时，可以通过下述等方法进行，通过预先在成为凝固核生成部的材质的辊上对成为线状凝固核生成抑制部的部分进行切削等机械加工、激光加工等，加工成凹部，然后，用上述方法，通过导热率低的材料覆盖该凹部使之平坦。

凝固核生成抑制部的导热率可以不比凝固核生成部低，例如，也可以将凝固核生成部制成由线状或点状的突起部分等组成的凸部，将凝固核生成抑制部制成在作为该凸部的凝固核生成部之间形成的线状的凹部。

在将凝固核生成抑制部制成线状的凹部时，该凹部可以通过如下方法得到，例如，为了保留冷却辊表面上成为突起等凸部的部分，进行切削等机械加工形成的方法，通过激光加工形成的方法，将成为凸部的部分掩蔽进行化学腐蚀形成的方法等。

凹部的深度，在用与凸部的导热率有较大差异的上述材料形成凹部时，没有特别的限定。另一方面，在用同一材料或导热率的差小的材料形成时，为了达到使工序(B)中的合金溶液接触凸部、至少不接触凹部的底部的条件，例如，以凸部的顶点为基准，凹部的深度优选比50μm深，更优选在100μm以上，特别优选在200μm以上。凹部的深度在50μm以下时，合金溶液接触凹部的底部，从那里起生成凝固核从而生成激冷晶等，有可能得不到所希望的合金组织。

以下，参照图样对凝固核生成部和凝固核生成抑制部的形成例子进行说明。

图1是模式地表示平行于旋转轴方向且包含轴地切断辊时的截面的图。这里，白的部分是线状的凝固核生成部，黑的部分是线状的凝固核生成抑制部。该图是模式地表示的图，有必要使凝固核生成抑制部的线宽具有大于100μm的区域。

另一方面，如图1所示，凝固核生成部是线状时的线宽，为了容易达到生成上述的枝状晶体，优选在30μm以下。

上述凝固核生成部和上述凝固核生成抑制部分别是线状时，也可以使各冷却辊面在旋转方向旋转1周返回同一点形成。表示这样的凝固核生成部和凝固核生成抑制部的图案的模式图如图4所示。

凝固核生成部和凝固核生成抑制部，也可以使各冷却辊面在旋转方向旋转1周而不返回同一点地形成螺旋状。表示这样的凝固核生成部和凝固核生成抑制部的图案的模式图如图5所示。

线状的凝固核生成部和线状的凝固核生成抑制部，也可以由各自方向不同的2个以上的图案形成。表示这样的凝固核生成部和凝固核生成抑制部的图案的模式图如图6所示。

以上显示了凝固核生成部和凝固核生成抑制部分别是连续的线状的例子，但线状不一定是连续的，例如，比线宽长的线也可以断续地形成线状。另外，各图案在使用如上所述的导热率有差异的材料时，可以是平坦的，但也可以是如图2和图3所示的凸部或凹部。图2和图3是平行于旋转轴方向且包含轴地切断辊时的截面的形成凸部和凹部的例子的模式图。

凝固核生成部，不一定必须是线状，例如，上述各种线状的凝固核生成抑制部具有交叉部分，凝固核生成部也可以在凝固核生成抑制部的各交叉部分之间的区域，在全部辊表面上成为点状而形成。表示这样的图案的模式图如图7所示。在图7中，白的部分是凝固核生成部。

另外，在图4～图7中，从图样的下方向上方的方向是辊的旋转方向。

另外，凝固核生成部和凝固核生成抑制部，在对导热率的差不产生影响的范围内，也可以通过电镀等用对金属溶液耐摩性高的材质或反应性低的材质覆盖全部辊表面。

上述的凝固核生成部和凝固核生成抑制部，为了得到与图示实质上相同的图案而配置在冷却辊上，可以使R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的间隔、大小、取向性、形状等更加均匀化，可以成为所希望的合金组织的方面而优选，但优选的例子不一定限定于图示的例子。

在工序(B)中，作为可以最容易采用的冷却辊，可以列举在冷却辊表面具备在冷却辊旋转方向形成的多个线状的凸部和在该凸部之间形成的线状的凹部，凹部的线宽大于100μm，凹部的深度以凸部的顶点为基准比50μm深，并且在凸部的顶点的线宽在30μm以下的稀土类合金铸片制造用冷却辊。这里，线状的凸部和凹部，也可以在辊的旋转方向形成螺旋状。另外，作为凝固核生成部的凸部不必一定是连续的线状，也可以是断续的线形成的线状。

在工序(B)中，将在工序(A)中准备的合金溶液供给给上述的冷却辊，使之冷却凝固，此时的条件可以参照使用冷却辊制造通常的稀土类烧结磁铁用合金铸片的条件等适当选择决定，以便能够得到含有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体，该枝状晶体的比例在80容量％以上的合金组织。

例如，在使用通过导热率具有差别的上述那样的材料形成凝固核生成抑制部和凝固核生成部的冷却辊时，凝固核生成抑制部和凝固核生成部无论是制成上述的凹部与凸部，还是制成平坦，都可以适当选择决定控制合金溶液向冷却辊的供给量、供给速度、甚至冷却辊的旋转速度等使合金溶液接触上述凝固核生成抑制部和凝固核生成部的条件。

另一方面，作为形成凝固核生成抑制部和凝固核生成部的材料，在导热率上不设置上述差别时，控制合金溶液向冷却辊的供给量、供给速度、甚至冷却辊的旋转速度等，可以适当选择决定使合金溶液接触冷却辊上的凸部、至少不接触凹部的底部的条件。此时，为了使合金溶液至少不接触凹部的底部，也可以使惰性气体在凹部流通。

而且，在工序(B)中的冷却凝固，优选在如下设定条件下进行，使合金溶液接触上述冷却辊时的气氛气体为氩气、氦气等惰性气体，控制气压，得到的合金铸片的厚度通常是0.05～2mm，优选为0.2～0.8mm。

工序(B)可以通过单辊法、双辊法等的带铸法进行。

在工序(B)中，冷却速度的控制，根据控制金属溶液的温度、供给量、圆周速度等公知的方法进行。

将合金溶液供给给辊，直到合金铸片从辊上剥离的冷却速度，通常可以控制在3×10²～1×10⁵℃/秒，优选以4×10²～1×10³℃/秒进行。冷却速度若大于1×10⁵℃/秒，则R-rich区域的平均间隔变得小于1μm，有可能析出较多激冷晶。另外，冷却速度若小于3×10²℃/秒，则R-rich区域的平均间隔变得大于20μm，析出α-Fe相多，根据情况有可能析出粗大的α-Fe相。

在工序(B)中，将合金溶液供给给冷却辊时，可以通过浇口盘进行。为使金属溶液在单辊和浇口盘之间形成充分的合金溶液池，浇口盘优选配置在如下位置，高于旋转轴、低于单辊顶部的高度，并且相对于旋转方向在旋转轴的后方。另外，浇口盘不是喷嘴形式，优选金属溶液的上部开放的形式。

合金溶液的温度，优选高于熔点20℃以上，特别优选高100℃以上。

合金溶液的浇注方法，优选能将一定量的该金属溶液尽量不脉动的以一定的速度浇注的方法。例如，优选使用在特开平9-212243号公报中公开的浇注装置。

在本发明的制造方法中，在上述工序(B)后，在冷却到室温之间，可以进行通过加热或保持一定温度进行的热处理。但是，上述热处理高温过高，若时间长则R-rich区域的平均间隔变得过大，R-rich区域有偏析，造成磁特性下降。另外，热处理也可以在合金铸片被冷却到室温附近后通过加热进行。

本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片，可以通过上述本发明的制造方法得到，该合金铸片在包含含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的合金组织的合金铸片中，激冷晶的比例及含有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径是特定的。

包含上述R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的合金组织，可以容易地用光学显微镜观察。例如，图8和图10分别表示由光学显微镜观察在后述的实施例2和比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的合金组织的合金组织照片。在图8和图10中，R-rich区域是线状或岛状中黑色可见部分。另外，在图8和图10中白色可见部分是由2-14-1相组成的枝状晶体。这样，R-rich区域存在于由2-14-1相组成的枝状晶体的外围中。

在本发明的合金铸片中，特定的合金组织含有80容量％以上、优选85容量％以上的由2-14-1相组成的枝状晶体。在该2-14-1相不足80容量％时，得到的烧结磁铁的残留磁通密度有可能下降。

2-14-1相的容积率，通过图像解析在合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)组织中EPMA的Compo像而求得，对10个以上的铸片同样操作求值，以它们的平均值作为由2-14-1相组成的枝状晶体的容积率。另外，在下述激冷晶中存在的2-14-1相不包含在该2-14-1相的容积率中。

在本发明的合金铸片的合金组织中，激冷晶的比例在1容量％以下，优选在0.5容量％以下。但是，通过上述的本发明的制造方法得到的合金铸片中激冷晶的比例，不受本发明的合金铸片的限定，为5容量％以下，优选在2容量％以下，最优选和本发明的合金铸片同样的激冷晶比例。

通过使上述激冷晶的比例在5容量％以下，特别是在1容量％以下，可以使得到的磁铁的残留磁通密度提高。另外，在磁铁制造工序中，用喷射粉碎机等将合金铸片微粉碎为3～7μm左右时，因为可以使1～3μm左右的非常小的细粉的含有比例降低，所以，可以在此后的烧结工序中抑制异常的粒长大，使抗磁力提高。激冷晶的含有比例越低，这样的效果越大。

这里，所谓激冷晶，是指1μm以下的微细的立方结晶粒，可以在冷却辊邻近处通过瞬间地生成多数的凝固核而形成。

上述激冷晶的比例，首先，研磨稀土类烧结磁铁用合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)，然后，通过200倍偏光显微镜观察、拍摄组织照片。接着，可以通过测定该组织照片的全部截面面积中激冷晶的面积而求出。对10个以上的铸片同样操作求值，以它们的平均值作为激冷晶的容积率。这样，通过使用偏光显微镜，可以清楚地观察激冷晶的微细且结晶方向随机的状态，所以，可以容易的特定激冷晶区域。

在本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片中，上述R-rich区域的平均间隔，优选是1～20μm，特别优选是3～8μm。这样，若缩小R-rich区域的平均间隔，例如，在制造烧结磁铁时，将合金铸片微粉碎至平均粒径为3～7μm左右时，可以提高单一的粉末粒子内含有R-rich区域的粉末粒子的比例。若使用这样的粉末粒子制造烧结磁铁，在烧结时R-rich区域均匀分散成为液相，在由2-14-1相组成的粒子之间有效地扩散，得到的烧结磁铁的密度增加，残留磁通密度提高。另外，由于由2-14-1相组成的粒子表面被R-rich区域覆盖，粒子之间的接触被截断，所以，通过抑制烧结时的异常粒长大的效果，提高抗磁力。

R-rich区域的平均间隔若大于20μm，例如，在将合金铸片微粉碎至平均粒径为3～7μm左右时，有可能降低单一的粉末粒子内含有R-rich区域的粉末粒子的比例。若使用这样的粉末粒子制造烧结磁铁，在烧结时R-rich区域偏析成为液相，在由2-14-1相组成的粒子之间不能充分地扩散，密度提高困难，残留磁通密度有可能降低。另外，若为了密度提高进行高温或长时间的烧结，由2-14-1相组成的粒子异常的粒长大，有可能不能充分地得到抗磁力。另一方面，R-rich区域的平均间隔若小于1μm，在微粉碎时，显著地产生微粉化部分，有容易被氧化，残留磁通密度下降的可能。

上述R-rich区域的平均间隔，可以由下面的方法求出。

首先，研磨稀土类烧结磁铁用合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)，然后，用硝酸腐蚀，通过200倍光学显微镜拍摄组织照片。如上所述，R-rich区域存在于由2-14-1相组成的枝状晶体的外围中。R-rich区域通常以线状存在，但由于铸造过程的受热过程等，也有以岛状存在的情况。在合金铸片的厚度方向的截面中央位置，在截面的宽度方向画出相当于400μm的线段，数出横穿该线段的R-rich区域的点数，用在截面宽度方向画出的线段的长度(400μm)除以R-rich区域的点数。可以对20个以上合金铸片同样操作求值，将它们的平均值作为R-rich区域的平均间隔。R-rich区域以岛状存在时，它们清楚地线状连续存在时，也可以连接这些岛状的R-rich区域，与线状的R-rich区域同样考虑而进行测定。

在本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片中，可以通过偏光显微镜观察的包含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径在40μm以上，优选在与上述R-rich区域的平均间隔r的关系中，大于(6r+2.74x-65)μm的。这里，r表示R-rich区域的平均间隔，x表示上述R的质量％。可以优选通过控制该平均结晶粒径和上述R-rich区域的平均间隔r，得到不损害烧结性、抗磁力，将取向性提高到极限的烧结磁铁。但是，该平均结晶粒径在300μm以上时，有可能不能满足平均间隔r的条件，另外，有生成对粉碎性产生问题的粗大的α-Fe的可能。

另外，在本发明的合金铸片中，必须具有上述平均结晶粒径，但通过上述本发明的制造方法得到的合金铸片，上述平均结晶粒径不一定必须在40μm以上。

所谓能够通过上述偏光显微镜观察的结晶粒，例如，在作为通过偏光显微镜观察后述的实施例2和比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织的合金组织照片的图9和图11中，是同样色调的可见部分。相邻连接的枝状晶体的结晶方位几乎一致时，该部分被作为上述结晶粒观察。

上述平均结晶粒径，可以由下面的方法求出。

研磨稀土类烧结磁铁用合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度的截面(相对于辊旋转方向的C截面)，然后，通过200倍偏光显微镜拍摄组织照片。对于得到的照片，在合金铸片的厚度方向的截面中央位置，在截面的宽度方向画出相当于1000μm的线段，数出横穿该线段的晶粒边界的点数，用在截面宽度方向画出的线段的长度(1000μm)除以晶粒边界的点数，用此方法对10个以上的合金铸片同样操作求值，以它们的平均值作为上述平均结晶粒径。

本发明的合金铸片的厚度，通常是0.05～2mm，特别优选为0.2～0.8mm。在0.05～2mm的范围以外时，由2-14-1相组成的枝状晶体有可能不能达到所希望的比例，还有可能因制造时的冷却速度变慢而不能得到所希望的合金组织。

本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片，优选不含α-Fe相，但也可以在对粉碎性不产生大的不良影响的范围内含有。通常，α-Fe相在合金铸片的冷却速度慢的位置出现。例如，以使用单辊的带铸法制造合金铸片时，α-Fe相在空余面(不是辊冷却面的面)出现。含有α-Fe相时，α-Fe相优选以3μm以下的粒径析出，优选在5容量％以下。

本发明的稀土类烧结磁铁，可以通过粉碎、成形、烧结、时效处理含有上述本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片的原料合金铸片得到。这些可以根据公知的方法进行。

上述粉碎，例如，可以在通过吸纳放出氢粗粉碎合金铸片后，通过用喷射粉碎机等微粉碎到平均粒度为3～7μm的方法等进行。用2合金法进行时，优选在粉碎前先混合作为主相合金的本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片和晶粒边界相合金。晶粒边界相合金可以使用通过带铸法、铸模法等公知的方法得到的合金。

微粉碎的粉末粒子，在单一的粉末粒子内存在的具有不同结晶方位的结晶粒越少，得到的烧结磁铁的取向性越高，残留磁通密度越大。在降低存在具有不同结晶方位的结晶粒的粉末粒子的比例时，有必要降低在合金铸片中结晶晶粒边界的存在比例。

上述成形，例如，可以通过在上述粉碎粒子中，根据需要加入硬脂酸盐等粘合剂，在磁场中压制成形的方法等进行。

上述烧结，例如，可以通过在真空或惰性气体气氛下，将上述成形体以900～1150℃、加热0.5～5小时的方法等进行。

上述时效处理，例如，可以通过在真空或惰性气体气氛下，将上述成形体以500～900℃、加热0.5～5小时的方法等进行。

本发明人发现，与上述本发明的稀土类烧结磁铁用合金铸片不同，在合金组织中能够通过偏光显微镜观察的结晶粒的大小没有均匀性，即使是随机的，包含粒径大小一定的该结晶粒的合金铸片也可以得到优异的磁铁特性。

本发明人探讨了防止R₂Fe₁₄B类的稀土类烧结磁铁用合金铸片的R-rich区域的间隔缩小，且使在合金组织中能够通过偏光显微镜观察的结晶粒变大的方法。在缩小R-rich区域的间隔时，因为提高1次冷却速度是充要条件，所以，探讨了只提高1次冷却速度而使结晶粒径变大的方法。

通常，合金的枝状晶体沿着热流长大。例如，采用单辊的带铸法时，枝状晶体从辊面向空余面几乎垂直地长大。但是，在本发明人的实验中，在采用与通常的带铸法相比在合金溶液中的凝固核生成数减少的方法时，枝状晶体在几乎垂直地长大以外，以某角度长大，确认可以得到比通过通常的带铸法长大的结晶粒大的结晶粒。通过采用这样的减少凝固核生成数的方法，有可能打破以往的R-rich区域的间隔和结晶粒大小之间的相互关系，可以得到具有R-rich区域的间隔小且结晶粒大的合金组织的合金铸片。而且发现，使用这样的R-rich区域的平均间隔小且平均结晶粒径大的以往没有的稀土类烧结磁铁用合金铸片制作的磁铁，残留磁通密度和抗磁力提高。

这样的稀土类烧结磁铁用合金铸片(以下称为参考合金铸片)有如下特征，具有由27.0～33.0质量％的选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、0.94～1.30质量％的硼、以及含铁的余量M组成的组分和具有R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的合金组织，该R-rich区域的平均间隔r是1～10μm，在上述合金组织中包含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径大于(6r+2.74x-65)μm(r表示R-rich区域的平均间隔，x表示上述R的质量％)，并且在40μm以上。

以下，详细说明上述参考合金铸片。

上述参考合金铸片具有与本发明的合金铸片同样的组成，其例子如上所述。

参考合金铸片具有包含R-rich区域和由2-14-1相组成的枝状晶体的合金组织。

下述参考例3和参考比较例1中得到的稀土类烧结磁铁用合金铸片的组织，通过光学显微镜观察的合金组织照片分别如图12和图14所示，通过偏光显微镜观察的合金组织照片分别如图13和图15所示。在图12和图14中，R-rich区域是线状或岛状的黑色可见部分。另外，在图13和图15中的白色可见部分是由2-14-1相组成的枝状晶体。这样，R-rich区域存在于由2-14-1相组成的枝状晶体的外围中。在图13和图15中，结晶粒是同样色调的可见部分。相邻连接的枝状晶体的结晶方位几乎一致时，该部分被作为上述的结晶粒观察。各图中的刻度盘的最小刻度都是10μm。

R-rich区域的平均间隔r是1～10μm，优选是3～6μm。这样，若缩小R-rich区域的平均间隔，例如，在制造烧结磁铁时，将合金铸片微粉碎至平均粒径为3～7μm时，可以提高单一的粉末粒子内含有R-rich区域的粉末粒子的比例。若使用这样的粉末粒子制造烧结磁铁，在烧结时，R-rich区域均匀分散成为液相，在由2-14-1相组成的粒子之间有效地扩散，得到的烧结磁铁的密度增加，残留磁通密度提高。另外，由于由2-14-1相组成的粒子表面被R-rich区域覆盖，粒子之间的接触被截断，所以，通过抑制烧结时的异常粒子长大的效果，抗磁力提高。R-rich区域的平均间隔若大于10μm，例如，在将合金铸片微粉碎至平均粒径为3～7μm左右时，在单一粉末粒子内含有R-rich区域的粉末粒子的比例变低。若使用这样的粉末粒子制造烧结磁铁，在烧结时R-rich区域偏析成为液相，在由2-14-1相组成的粒子之间不能充分的扩散，密度难以提高。其结果是残留磁通密度变低。另外，若为了提高密度进行高温或长时间的烧结，由2-14-1相组成的粒子异常的粒子长大，不能充分地得到抗磁力。另外，R-rich区域的平均间隔若小于1μm，在微粉碎时，显著地产生微粉化部分，变得容易被氧化，残留磁通密度下降。

上述R-rich区域的平均间隔r，可以用与上述相同的方法求出。

参考合金铸片，在制成烧结磁铁时，通常可以微粉碎至粒径为3～7μm左右使用，但微粉碎的粉末粒子在单一的粉末粒子内存在的具有不同结晶方位的结晶粒越少，得到的烧结磁铁的取向性越高，残留磁通密度越大。在降低存在具有不同结晶方位的结晶粒的粉末粒子的比例时，有必要降低在合金铸片中结晶晶粒边界的存在比例。

因此，在上述合金组织中的结晶粒，优选大的，通常，该结晶粒的平均结晶粒径优选在50μm以上，特别优选在70μm以上，更加优选在90μm以上。该平均结晶粒径在300μm以上时，平均间隔r的条件有可能变得不充分，另外，有生成对粉碎性产生问题的粗大的α-Fe的可能。

在参考合金铸片中，上述合金组织中的平均结晶粒径，在与上述R-rich区域的平均间隔r的关系中，有必要大于(6r+2.74x-65)μm，并且在40μm以上。通过控制该平均结晶粒径和上述R-rich区域的平均间隔r，可以得到不损害烧结性、抗磁力，将取向性提高到极限的烧结磁铁，当该平均结晶粒径在(6r+2.74x-65)μm以下或不足40μm时，不能得到上述所希望的效果。

参照合金组织中的平均结晶粒径，可以用与上述相同的方法求出。

在参考合金铸片中，上述2-14-1相通常优选在80容量％以上，更优选在85容量％以上，特别优选在90容量％以上。在该2-14-1相不足80容量％时，因为R-rich区域的容积比例变多，残留磁通密度下降而不优选。

2-14-1相的容积率可以用与上述相同的方法求出。

参考合金铸片，优选不含α-Fe相，但也可以在对粉碎性不产生大的不良影响的范围内含有。通常，α-Fe相在合金铸片的冷却速度慢的位置出现。例如，以使用单辊的带铸法制造合金铸片时，α-Fe相在空余面(不是辊冷却面的面)出现。含有α-Fe相时，优选以3μm以下的粒径析出，优选不足5容量％。

参考合金铸片的厚度，通常优选为0.1～1.0mm，特别优选为0.2～0.5mm。在0.1～1.0mm的范围外时，因为制造参考合金铸片困难，所以不优选。

在制造参考合金铸片时，例如，在通过用浇口盘的带铸法在冷却辊上使由调整为上述组成范围的R、硼及余量M组成的合金溶液冷却凝固的方法中，可以通过控制合金溶液的凝固核生成数和冷却速度进行的方法等得到。

上述合金溶液，例如，可以通过在真空气氛或惰性气体气氛下，用高频熔融法熔融原料的方法等进行。作为上述的冷却辊，可以使用单辊、双辊等。

上述冷却速度的控制，根据控制金属溶液的温度、供给量、辊的导热率、散热能力、圆周速度等公知的方法进行。

将合金溶液供给给辊直到合金铸片从辊剥离的冷却速度，通常可以控制为以3×10²～1×10⁵℃/秒进行，优选以4×10²～1×10³℃/秒进行。冷却速度若大于1×10⁵℃/秒，因为R-rich区域的平均间隔变得小于1μm，激冷晶析出得多而不优选。另外，冷却速度若小于3×10²℃/秒，因为R-rich区域的平均间隔变得大于10μm，α-Fe相析出得多，根据情况会析出粗大的α-Fe相而不优选。

上述凝固核生成数的控制，例如，可以设定以如下的条件进行，尽量排除在通常的带铸法中从金属溶液生成凝固核的主要原因，凝固核生成数进一步减少。具体的说，可以通过控制浇口盘的配置、形状、材质，辊的材质、表面性状、表面形状，合金溶液的温度、浇注方法，除去合金熔化时产生的稀土类氧化物等适当的实施。

为使金属溶液在单辊和浇口盘之间形成充分的合金溶液池，浇口盘优选配置在如下位置，高于旋转轴、低于单辊的顶部的高度，并且相对于旋转方向在旋转轴的后方。若这样操作形成合金溶液池，则凝固核生成数稳定。另外，浇口盘不是喷嘴形式，优选金属溶液的上部开放的形式。为了控制金属溶液的流速或整流等，可以配置储液池，但若是必要以上的配置，有可能使凝固核生成数增加。

作为浇口盘，可以使用在特开平9-155513号公报中公开的浇口盘等。另外，为了减少在浇口盘上的凝固核生成数，浇口盘优选从外部用加热器预热或用浇口盘内自带的加热器预热。浇口盘优选预先加热到500℃以上。

浇口盘的材质，可以优选使用氧化铝、二氧化硅、氧化锆、氧化镁、三氧化二钇、富铝红柱石、碳化硅、氮化硅、氮化铝、硼化钛、硅铝氧氮陶瓷、钛酸铝等的陶瓷，其它含有石墨等的耐火物。另外，也优选形成钨、铼、碳化钛、碳化钽、碳化铪、碳化钨等的耐热性高的覆盖物。

辊的材质，优选使用比以往在带铸法中使用的纯铜或铜合金的导热率低的材质。例如，铁、铝、钛、镍、镁等纯金属或含有它们的合金。另外，可以在铜合金等的表面上形成由导热率低的材质组成的覆盖层，例如，上述的由金属或合金组成的层和浇口盘的材质中作为覆盖列举出的金属、氧化物、氮化物、碳化物等的陶瓷层。这些覆盖层的形成以电镀、喷镀等方法进行。通过使这些覆盖层形成点状或线状等，可以以覆盖层或没有被覆盖的辊面作为核生成的起点。若如以往那样单独使用铜合金等，则在金属溶液与辊表面的接触面上引起凝固核的大量生成，结果是使平均结晶粒径大于(6r+2.74x-65)μm，并且在40μm以上变得困难。

辊表面的粗糙度，优选算术平均粗糙度(Ra)不足3μm，更优选不足2μm。该算术平均粗糙度(Ra)，可以使用株式会社ミツトヨ社制造的SURFTEST SV-400，1个测定区间8mm、合计测定3个区间。

这样，因为成为生成凝固核的起点的凸部少，所以，可以减少核生成数。

与该方法相反，也可以在表面的大致一定间隔上形成成为生成凝固核的起点的凸部。

凸部可以通过例如车床等的机械加工或使用激光的微坑加工在辊表面形成。这样，凹部储留气氛气体，可以使凝固核以凸部作为起点生成，凝固核生成数是一定的，可以使之大致等间隔地生成。另外，通过设置辊内部的水冷结构使辊表面分布冷点，也可以成为生成凝固核的起点。

合金溶液的温度比熔点高20℃以上，特别是高100℃以上，可以减少合金溶液中的凝固核生成数。

合金溶液的注液方法，优选该金属溶液尽量不脉动地以一定速度、可以注液一定量的方法。

除去在合金熔化时产生的稀土类氧化物，也可以有效的控制凝固核生成数。因为稀土金属的反应性高，与原料中含有的氧或气氛气体中含有的氧反应，生成氧化物。生成的稀土类氧化物成为生成凝固核的起点。具体的说，优选如下方法，在熔化炉中合金为完全熔化的状态后，静置一会，使稀土类氧化物作为熔渣浮起后除去。

若通过以往就已知的铸模法制造合金铸片，可以使上述平均结晶粒径长大到150～200μm左右，但此时的R-rich区域的平均间隔r为20μm左右，不能使其为1～10μm。而且，在铸模法时，还有不可避免地产生粗大α-Fe的别的问题。

在制造参考合金铸片时，也可以在上述辊冷却工序后至冷却到室温的时间内，进行加热或保持一定温度的热处理。但是，如果上述热处理温度过高，或者时间长，则R-rich区域的平均间隔r变得过大，R-rich区域产生偏析，造成磁特性下降。另外，热处理也可以在合金铸片被冷却到室温附近后，通过加热进行。

使用参考合金铸片制造稀土类烧结磁铁时，可以通过粉碎、成形、烧结、时效处理含有参考合金铸片的原料合金铸片而得到。这些可以根据公知的方法进行。

粉碎、成形、烧结、时效处理可以通过与上述相同的方法进行。

参考例1

以31.5质量％的钕、1.04质量％的硼和余量是铁的合金组成混合钕金属、硼铁合金和铁，在氩气气氛中，用高频熔化炉熔化。在合金完全熔化的状态，静置一会使钕的氧化物作为熔渣浮起后，除去熔渣。

接着，通过带铸法将得到的温度为1500℃的合金溶液供给给单辊，用表1所示的圆周速度冷却，制作厚度为0.2mm的合金铸片。此时，使用耐火物陶瓷制造的浇口盘。另一方面，铁制的辊，使用调整为1μm的Ra。

测量得到的合金铸片的平均结晶粒径、R-rich区域的平均间隔r以及激冷晶和微细组织的合计容积比例。结果如表1所示。

接着，使得到的合金铸片吸纳、放出氢而粗粉碎，此后，用喷射粉碎机微粉碎，得到平均粒径约5μm的粉末粒子。在15kOe的磁场中，用2.5ton/cm²的压力使该粉末粒子成形。将得到的成形体在真空中以1050℃烧结2小时后，在570℃下进行1小时的时效处理。得到的烧结磁铁的磁特性(残留磁通密度、抗磁力、最大能积)如表1所示。

参考例2和3

除将合金铸片的厚度制成0.3mm、0.4mm以外，与参考例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表1所示。另外，通过光学显微镜和偏光显微镜观察参考例3中得到的合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)的合金组织照片分别如图12和图13所示。

参考比较例1和2

熔化合金后，不进行静置、除去熔渣及预热浇口盘，使用Ra是7μm的铜制的辊，除将合金铸片的厚度制成0.2mm、0.7mm以外，与参考例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表1所示。另外，通过光学显微镜和偏光显微镜观察参考比较例1中得到的合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度的截面(相对于辊旋转方向的C截面)的合金组织照片分别如图14和图15所示。

参考比较例3

将在参考例1中配制的合金溶液浇注至叠箱铸模中，制成10mm厚的板状锭。对得到的合金的组织进行观察，可看到铸模接触面析出粗大的α-Fe。因为认为α-Fe对磁特性产生恶劣影响，所以，不使用该合金制作磁铁。对于得到的合金，进行与参考例1同样的测定。结果如表1所示。

表1

	圆周速度(m/s)	平均结晶粒径(μm)	平均间隔r(μm)	厚度(mm)	残留磁通密度(kG)	抗磁力(kOe)	最大能积BHmax(MGOe)
								参考例1	1.0	55	4.2	0.2	13.0	8.8	40.5
参考例2	0.5	72	4.9	0.3	13.2	8.6	42.4
								参考例3	0.3	91	5.8	0.4	13.5	8.3	44.3
参考比较例1	1.0	29	3.6	0.2	12.6	8.9	36.5
								参考比较例2	0.3	38	6.7	0.7	12.9	8.1	39.1
参考比较例3	-	197	32	10	-	-	-

实施例

下面通过实施例和比较例更详细地说明本发明，但本发明不限定于这些。

实施例1

以31.5质量％的钕、1.0质量％的硼和余量是铁的合金组成混合钕金属、硼铁合金和铁，在氩气氛围中用高频熔化炉熔化。

接着，通过带铸法用浇口盘将得到的温度为1500℃的合金溶液供给给单辊，以0.8m/sec的圆周速度冷却凝固，制作厚度为0.3～0.4mm的合金铸片。使用的冷却辊为，在冷却辊表面上，具有图2所示的截面形状的突起部分的凝固核生成部和作为凹部的凝固核生成抑制部，在辊的旋转方向均匀连续地形成线状，具有图4所示的表面图案的铜制的冷却辊。截面的山峰顶部形成凝固核生成部，在谷部形成蕴含氩气气氛的线状的凝固核生成抑制部。顶部的间隔，即凹部的线宽是105μm。以凹部的突起顶部为基准的深度是200μm。另外，凝固核生成部的山峰顶部的线宽在5μm以下。

接着，使得到的合金铸片吸纳、放出氢而粗粉碎，此后，用喷射粉碎机微粉碎，得到平均粒径约为5μm的粉末粒子。在15kOe的磁场中，用2.5ton/cm²的压力使该粉末粒子成形。将得到的成形体在真空中以1050℃烧结2小时后，在570℃下进行1小时的时效处理。

得到的合金铸片的R-rich区域的平均间隔、平均结晶粒径、由2-14-1相组成的枝状晶体的容积比例、激冷晶的容积比例、得到的烧结磁铁的残留磁通密度、抗磁力、最大能积、使用的冷却辊的特征、凝固核生成抑制部的宽如表2所示。研磨得到的合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)，然后，通过光学显微镜和偏光显微镜观察组织的合金组织照片分别如图8和图9所示。

实施例2～4

除将冷却辊变更为表2所示的冷却辊以外，与实施例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表2所示。

实施例5

冷却辊表面的形状与实施例1相同，但使用的使凝固核生成部是纯铜制造，以喷镀碳化钨和镍的复合材料(67W/mK)形成凝固核生成抑制部的冷却辊，除此之外，与实施例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表2所示。

实施例6

在纯铜的冷却辊上，通过用切削刀具雕刻沟，形成作为在相对旋转方向形成45°的角度的连续的线状的突起部的凝固核生成部和作为线状的凹部的凝固核生成抑制部。突起部的间隔是300μm，以凹部的突起顶部为基准的深度是150μm。

接着，以与上述沟同样的间隔、深度，在相对于旋转方向形成-45°的角度(与上述的沟垂直的方向)形成沟。其结果，制得如图7所示的具有凝固核生成部和凝固核生成抑制部的表面图案的冷却辊。此时，凝固核生成部的点的最短部分长度是30μm。除将冷却辊变更为该冷却辊以外，与实施例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表2所示。

比较例1

除使用通过#150的研磨纸研磨表面的纯铜制造的冷却辊以外，与实施例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表2所示。冷却辊的十点平均高度是8.6μm。另外，通过光学显微镜和偏光显微镜观察得到的合金铸片的从冷却辊脱离从而垂直于移动方向的厚度截面(相对于辊旋转方向的C截面)的合金组织照片分别如图10、图11所示。

比较例2～3

除将冷却辊变更为在表2所示的冷却辊以外，与实施例1同样操作，制作合金铸片、烧结磁铁，进行各项测定。结果如表2所示。

表2

	冷却部的材料	抑制部底面的状态	抑制部的线宽(μm)	抑制部的深度(μm)	生成部的线宽(μm)	枝状晶体的比例(容积％)	激冷晶的比例(容积％)	R-rich相平均间隔(μm)	平均结晶粒径(μm)	残留磁通密度(kG)	抗磁力(kOe)	最大能积BHmax(MGOe)
													实施例1	铜	氩气	105	200	≤5	91.9	1.04	4.88	42.2	13.18	9.52	41.88
实施例2	铜	氩气	120	200	≤5	92.6	0.86	5.02	51.3	13.22	9.52	41.95
													实施例3	铜	氩气	250	200	≤5	95.0	0.00	6.23	73.3	13.26	9.51	42.00
实施例4	铜	氩气	500	200	≤5	95.0	0.00	7.78	91.3	13.32	9.50	42.23
													实施例5	铜	WC复合材料	500	200	20	96.0	0.00	6.31	88.0	13.29	9.51	42.13
实施例6	铜	氩气	300	150	30	96.0	0.00	8.82	89.5	13.28	9.48	42.10
													比较例1	铜	无	-	-	-	86.5	1.75	3.98	23.6	13.12	9.52	40.35
比较例2	铜	氩气	500	20	≤5	87.8	1.45	4.05	25.2	13.08	9.52	40.28
													比较例3	铜	氩气	20	200	≤5	90.8	1.20	4.12	32.2	13.10	9.50	40.30

抑制部：凝固核生成抑制部

WC：碳化钨

实施例6的生成部的线宽是点的最短部分的长度

Claims (13)

1.一种稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，是具有含R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体，该枝状晶体的比例在80容量％以上的合金组织的稀土类烧结磁铁用合金铸片的制造方法，包含：

准备由选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、硼和含铁的余量M组成的合金溶液的工序(A)，和

将工序(A)中准备的合金溶液供给给冷却辊，使之冷却凝固的工序(B)，所述冷却辊在辊表面上分别具有多数的抑制由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体和激冷晶生成的线状的凝固核生成抑制部和使所述枝状晶体生成的凝固核生成部，并且所述凝固核生成抑制部的线宽具有大于100μm的区域。

2.如权利要求1所述的制造方法，所述凝固核生成部是线状，而且该线宽在30μm以下。

3.如权利要求1所述的制造方法，所述各线状的凝固核生成抑制部具有交叉部分，所述凝固核生成部在所述凝固核生成抑制部的各交叉部分之间的区域中，在全部辊表面形成点状，该点的最短部分的长度在50μm以下。

4.如权利要求1所述的制造方法，所述凝固核生成部由铜、铁、钼、钨、镍的纯金属或含有这些金属的合金形成。

5.如权利要求1所述的制造方法，所述凝固核生成抑制部由比所述凝固核生成部的导热系数低20W/mK以上的材料形成。

6.如权利要求1所述的制造方法，所述凝固核生成部是线状或点状的凸部，所述凝固核生成抑制部是在作为所述凸部的凝固核生成部之间形成的线状的凹部，并且，所述凹部的深度以所述凸部的顶点为基准比50μm深。

7.如权利要求6所述的制造方法，在工序(B)中，使合金溶液接触所述凸部、至少不接触所述凹部的底部而冷却凝固。

8.如权利要求7所述的制造方法，在工序(B)中，在惰性气体氛围下，冷却凝固得到的合金铸片使其厚度为0.05～2mm。

9.一种稀土类烧结磁铁用合金铸片，是通过权利要求1的制造方法得到的合金铸片，含有由选自含钇的稀土金属元素的至少1种元素组成的R、硼和含铁的余量M，含有R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体，含有该枝状晶体的比例在80容量％以上、激冷晶的比例在1容量％以下的合金组织，并且在合金组织中含R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径在40μm以上。

10.如权利要求9所述的稀土类烧结磁铁用合金铸片，所述R-rich区域的平均间隔是1～20μm。

11.如权利要求9所述的稀土类烧结磁铁用合金铸片，所述R-rich区域的平均间隔r是1～10μm，在所述合金组织中含R-rich区域和由R₂Fe₁₄B相组成的枝状晶体的结晶粒的平均结晶粒径比(6r+2.74x-65)μm大(r表示R-rich区域的平均间隔，x表示所述R的质量％)。

12.如权利要求9所述的稀土类烧结磁铁用合金铸片，所述合金组织中的α-Fe相的含有比例在5容量％以下。

13.一种稀土类烧结磁铁，通过粉碎、成形、烧结、时效处理含有如权利要求9所述的稀土类烧结磁铁用合金铸片的原料合金铸片而得到。

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