JP2003077717A - 希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石 - Google Patents
希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金において、Ｒの濃度の
低い成分側に移行すると、Ｒ‐リッチ相の存在割合が減
少するため、磁石に焼結させるときの高密度化が期待で
きなくなることと、保持力の向上が期待できなくなる可
能性がある問題を解決する。 【解決手段】Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元
素を合計で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜
７．９原子％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主
成分とし１部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であ
って、鋳造のままの状態で長さ１００μｍ以上のＲ−リ
ッチ相が断面内で実質的に見当たらない希土類磁石用合
金塊。溶湯３１を回転体５に受け、該回転体の回転によ
って溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又
は／及び凸状な非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型４の
内面で堆積凝固７させる希土類磁石溶合金塊の製造方
法。
低い成分側に移行すると、Ｒ‐リッチ相の存在割合が減
少するため、磁石に焼結させるときの高密度化が期待で
きなくなることと、保持力の向上が期待できなくなる可
能性がある問題を解決する。 【解決手段】Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元
素を合計で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜
７．９原子％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主
成分とし１部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であ
って、鋳造のままの状態で長さ１００μｍ以上のＲ−リ
ッチ相が断面内で実質的に見当たらない希土類磁石用合
金塊。溶湯３１を回転体５に受け、該回転体の回転によ
って溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又
は／及び凸状な非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型４の
内面で堆積凝固７させる希土類磁石溶合金塊の製造方
法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は希土類磁石用合金、
特にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金およびその製造法に関す
る。
特にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金およびその製造法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁石用合金としてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ
系合金がその高特性から急激に生産量を伸ばしており、
ＨＤ（ハードディスク）用、ＭＲＩ（磁気共鳴映像法）
用あるいは、各種モーター用等に使用されている。通常
は、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ等他の希土類元素で置換し
たもの（Ｒと表記する。）、および／またはＦｅの一部
をＣｏ、Ｎｉ等他の遷移元素で置換したもの（Ｔと表記
する。）が一般的であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を含
め、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金と総称されている。
系合金がその高特性から急激に生産量を伸ばしており、
ＨＤ（ハードディスク）用、ＭＲＩ（磁気共鳴映像法）
用あるいは、各種モーター用等に使用されている。通常
は、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ等他の希土類元素で置換し
たもの（Ｒと表記する。）、および／またはＦｅの一部
をＣｏ、Ｎｉ等他の遷移元素で置換したもの（Ｔと表記
する。）が一般的であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を含
め、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金と総称されている。
【０００３】Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁化作用に寄与する
強磁性相Ｒ2Ｔ14Ｂを主相とする結晶と、非磁性で希土
類元素の濃縮した低融点のＲ−リッチ相を結晶粒界に持
つ合金で、活性な金属であることから一般に真空又は不
活性ガス中にて溶解され、金型に鋳造されてきた。この
合金鋳塊は、粉砕され３μｍ（ＦＳＳＳ：フィッシャー
サブシーブサイザーでの測定）程度の粉体とした後、磁
場中でプレス成形され、焼結炉で約１０００〜１１００
℃の高温にて焼結され、その後必要に応じ熱処理、機械
加工され、耐食のためのメッキをされ磁石化されるのが
普通である。
強磁性相Ｒ2Ｔ14Ｂを主相とする結晶と、非磁性で希土
類元素の濃縮した低融点のＲ−リッチ相を結晶粒界に持
つ合金で、活性な金属であることから一般に真空又は不
活性ガス中にて溶解され、金型に鋳造されてきた。この
合金鋳塊は、粉砕され３μｍ（ＦＳＳＳ：フィッシャー
サブシーブサイザーでの測定）程度の粉体とした後、磁
場中でプレス成形され、焼結炉で約１０００〜１１００
℃の高温にて焼結され、その後必要に応じ熱処理、機械
加工され、耐食のためのメッキをされ磁石化されるのが
普通である。
【０００４】このＲ−リッチ相は、以下の点で重要な役
割を担っている。 １）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度
化、従って磁化の向上に寄与する。 ２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーショ
ンサイトを減少させ保持力を高める。 ３）主相を磁気的に絶縁することから保持力を高める。
従ってＲ−リッチ相の分散状態が悪いと磁石としての特
性に影響するため、均一であることが重要となる。最終
的な磁石としてのＲ―リッチ相の分布は、原料用合金塊
の組織に大きく影響される。すなわち、金型にて鋳造さ
れた場合、冷却速度が遅いため往々にして結晶粒が大き
くなる。この結果、粉砕した時の粒が結晶粒径よりはる
かに細かくなり、金型鋳造ではＲ−リッチ相はほとんど
が結晶粒界に凝集し粒内に無いため、Ｒ−リッチ相を含
まない主相のみの粒とＲ−リッチ相のみの粒とが別々に
存在し均一な混合がしにくくなる。
割を担っている。 １）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度
化、従って磁化の向上に寄与する。 ２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーショ
ンサイトを減少させ保持力を高める。 ３）主相を磁気的に絶縁することから保持力を高める。
従ってＲ−リッチ相の分散状態が悪いと磁石としての特
性に影響するため、均一であることが重要となる。最終
的な磁石としてのＲ―リッチ相の分布は、原料用合金塊
の組織に大きく影響される。すなわち、金型にて鋳造さ
れた場合、冷却速度が遅いため往々にして結晶粒が大き
くなる。この結果、粉砕した時の粒が結晶粒径よりはる
かに細かくなり、金型鋳造ではＲ−リッチ相はほとんど
が結晶粒界に凝集し粒内に無いため、Ｒ−リッチ相を含
まない主相のみの粒とＲ−リッチ相のみの粒とが別々に
存在し均一な混合がしにくくなる。
【０００５】金型鋳造でのもう一つの問題は、冷却速度
が遅いため初晶としてγ―Ｆｅが生成しやすくなること
である。γ―Ｆｅは約９１０℃以下では、α―Ｆｅに変
態する。この変態したα―Ｆｅは、磁石製造時の粉砕効
率の悪化をもたらし、焼結後も残存すれば磁気特性の低
下をもたらす。そこで金型にて鋳造したインゴットの場
合は、高温で長時間にわたる均質化処理によるα―Ｆｅ
の消去が必要となってくる。
が遅いため初晶としてγ―Ｆｅが生成しやすくなること
である。γ―Ｆｅは約９１０℃以下では、α―Ｆｅに変
態する。この変態したα―Ｆｅは、磁石製造時の粉砕効
率の悪化をもたらし、焼結後も残存すれば磁気特性の低
下をもたらす。そこで金型にて鋳造したインゴットの場
合は、高温で長時間にわたる均質化処理によるα―Ｆｅ
の消去が必要となってくる。
【０００６】これらを解決するため、金型鋳造方法より
速い冷却速度で鋳造する方法として、ストリップキャス
ティング法（ＳＣ法と略す。）が紹介され実際の工程に
て使用されている。これは内部が水冷された銅ロール上
に溶湯を流し、０．１〜０．９ｍｍ程度の薄帯を鋳造す
ることにより、急冷凝固させるものであり、結晶組織を
微細化させ、Ｒ−リッチ相が微細に分散した組織を有す
る合金を生成させるものであり、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号公報、特開平５−２９
５４９０号公報）しかし、この方法においてもＲの割合
（％）が低下するに従ってα−Ｆｅの発生は避けがた
く、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂの３元合金では、Ｎｄが２８
質量％以下では、α−Ｆｅの発生が見られるようにな
る。このα−Ｆｅは、磁石製造工程において粉砕性を著
しく阻害する。
速い冷却速度で鋳造する方法として、ストリップキャス
ティング法（ＳＣ法と略す。）が紹介され実際の工程に
て使用されている。これは内部が水冷された銅ロール上
に溶湯を流し、０．１〜０．９ｍｍ程度の薄帯を鋳造す
ることにより、急冷凝固させるものであり、結晶組織を
微細化させ、Ｒ−リッチ相が微細に分散した組織を有す
る合金を生成させるものであり、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号公報、特開平５−２９
５４９０号公報）しかし、この方法においてもＲの割合
（％）が低下するに従ってα−Ｆｅの発生は避けがた
く、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂの３元合金では、Ｎｄが２８
質量％以下では、α−Ｆｅの発生が見られるようにな
る。このα−Ｆｅは、磁石製造工程において粉砕性を著
しく阻害する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、従来の
遠心鋳造法を改良し、回転する鋳型の内側に配置した、
往復運動し複数のノズルを備えた箱型のタンディッシュ
を介して、溶湯を回転鋳型の内側に堆積凝固させる方法
（Ｃｅｎｔｒｉｆｕｇａｌ Ｃａｓｔｉｎｇ：以下ＣＣ
法と略す。）と装置を発明した。（特開平０８−１３０
７８号公報、特開平０８−３３２５５７号公報。）
遠心鋳造法を改良し、回転する鋳型の内側に配置した、
往復運動し複数のノズルを備えた箱型のタンディッシュ
を介して、溶湯を回転鋳型の内側に堆積凝固させる方法
（Ｃｅｎｔｒｉｆｕｇａｌ Ｃａｓｔｉｎｇ：以下ＣＣ
法と略す。）と装置を発明した。（特開平０８−１３０
７８号公報、特開平０８−３３２５５７号公報。）
【０００８】ＣＣ法では既に堆積凝固したインゴットの
上に次の溶湯が順次注がれ、追加鋳造されたその溶湯は
鋳型が１回転する間に凝固するため、凝固速度を速める
ことができる。しかし、このＣＣ法でもＲの濃度の低い
合金を製造しようとすると、高温域の冷却速度が遅いた
めα−Ｆｅの生成はさけられないという問題がある。
上に次の溶湯が順次注がれ、追加鋳造されたその溶湯は
鋳型が１回転する間に凝固するため、凝固速度を速める
ことができる。しかし、このＣＣ法でもＲの濃度の低い
合金を製造しようとすると、高温域の冷却速度が遅いた
めα−Ｆｅの生成はさけられないという問題がある。
【０００９】α−Ｆｅの生成をさけるためには、ＣＣ法
で凝固冷却速度を速めればよい。本発明者らは溶湯の堆
積速度をより小さくすることにより、α−Ｆｅの発生を
抑制することを可能とした。これにより、磁石として磁
化特性を上げるための手段としてＲ成分の割合の低い側
での鋳造塊が得られるようになった。しかし、Ｒの濃度
の低い成分側に移行すると、Ｒ‐リッチ相の存在割合が
減少するため、磁石に焼結させるときの高密度化が期待
できなくなることと、保持力の向上が期待できなくなる
可能性がある。このため、更なる磁石特性を得るために
は、より急冷凝固を行いＲ−リッチ相の微細均一な分布
が必要であることが想定された。
で凝固冷却速度を速めればよい。本発明者らは溶湯の堆
積速度をより小さくすることにより、α−Ｆｅの発生を
抑制することを可能とした。これにより、磁石として磁
化特性を上げるための手段としてＲ成分の割合の低い側
での鋳造塊が得られるようになった。しかし、Ｒの濃度
の低い成分側に移行すると、Ｒ‐リッチ相の存在割合が
減少するため、磁石に焼結させるときの高密度化が期待
できなくなることと、保持力の向上が期待できなくなる
可能性がある。このため、更なる磁石特性を得るために
は、より急冷凝固を行いＲ−リッチ相の微細均一な分布
が必要であることが想定された。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、従来の遠心鋳
造法について改良を重ね、溶湯の供給速度を抑えかつ鋳
型面の冷却速度を上げる方法を考案し、これをおこなう
ことによって従来見られない微細で均一なＲ−リッチ相
の分布を持つ鋳塊が得られ、これを用いた焼結磁石は高
磁化特性を発揮することを確認した。すなわち本発明
は、 １）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態で長さ１００μｍ以上のＲ−リッチ相が断
面内で実質的に見当たらないことを特徴とする希土類磁
石用合金塊。 ２）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態で長さ５０μｍ以下のＲ−リッチ相が分散
している領域が断面内で５０％以上であることを特徴と
する希土類磁石用合金塊。 ３）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態でアスペクト比２０以上のＲ―リッチ相が
断面内にて実質的に見当たらないことを特徴とする希土
類磁石用合金塊。 ４）長軸方向の結晶粒径が１０００μｍ以上の領域が５
％以上、Ｒ−リッチ相の間隔が平均１０μｍ以下である
前記１）乃至３）のいずれか１項に記載の希土類磁石用
合金塊。 ５）α−Ｆｅが実質的に無いことを特徴とする前記１）
乃至４）のいずれか１項に記載の希土類磁石用合金塊。 ６）前記１）乃至５）のいずれか１項に記載の希土類磁
石用合金塊を原料として製造した焼結磁石。 ７）溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によって溶湯
を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又は／及び
凸状の非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内面で堆積
凝固させる遠心鋳造方法にて鋳造した前記１）乃至５）
のいずれか１項に記載の希土類磁石用合金塊。 ８）回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸とが傾斜角θ
をなす前記７）に記載の遠心鋳造方法によって鋳造した
希土類磁石用合金塊。 ９）溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によって溶湯
を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又は／及び
凸状な非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内面で堆積
凝固させることを特徴とする希土類磁石用合金塊の製造
方法。 １０）回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸とが傾斜角
θをなすことを特徴とする前記９）に記載の希土類磁石
用合金塊の製造方法。 １１）希土類磁石用合金がＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金であ
ることを特徴とする前記９）または１０）に記載の希土
類磁石用合金塊の製造方法。 である。
造法について改良を重ね、溶湯の供給速度を抑えかつ鋳
型面の冷却速度を上げる方法を考案し、これをおこなう
ことによって従来見られない微細で均一なＲ−リッチ相
の分布を持つ鋳塊が得られ、これを用いた焼結磁石は高
磁化特性を発揮することを確認した。すなわち本発明
は、 １）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態で長さ１００μｍ以上のＲ−リッチ相が断
面内で実質的に見当たらないことを特徴とする希土類磁
石用合金塊。 ２）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態で長さ５０μｍ以下のＲ−リッチ相が分散
している領域が断面内で５０％以上であることを特徴と
する希土類磁石用合金塊。 ３）Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元素を合計
で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜７．９原子
％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹを含む希土
類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主成分とし１
部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であって、鋳造
のままの状態でアスペクト比２０以上のＲ―リッチ相が
断面内にて実質的に見当たらないことを特徴とする希土
類磁石用合金塊。 ４）長軸方向の結晶粒径が１０００μｍ以上の領域が５
％以上、Ｒ−リッチ相の間隔が平均１０μｍ以下である
前記１）乃至３）のいずれか１項に記載の希土類磁石用
合金塊。 ５）α−Ｆｅが実質的に無いことを特徴とする前記１）
乃至４）のいずれか１項に記載の希土類磁石用合金塊。 ６）前記１）乃至５）のいずれか１項に記載の希土類磁
石用合金塊を原料として製造した焼結磁石。 ７）溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によって溶湯
を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又は／及び
凸状の非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内面で堆積
凝固させる遠心鋳造方法にて鋳造した前記１）乃至５）
のいずれか１項に記載の希土類磁石用合金塊。 ８）回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸とが傾斜角θ
をなす前記７）に記載の遠心鋳造方法によって鋳造した
希土類磁石用合金塊。 ９）溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によって溶湯
を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又は／及び
凸状な非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内面で堆積
凝固させることを特徴とする希土類磁石用合金塊の製造
方法。 １０）回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸とが傾斜角
θをなすことを特徴とする前記９）に記載の希土類磁石
用合金塊の製造方法。 １１）希土類磁石用合金がＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金であ
ることを特徴とする前記９）または１０）に記載の希土
類磁石用合金塊の製造方法。 である。
【００１１】
【発明の実施の形態】例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系の従来の
ＳＣ法により鋳造された鋳塊（Ｎｄ３０．０質量％）の
断面をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）にて観察した時の反射
電子像を図１に示す。白い部分が、Ｎｄ−リッチ相で
（ＲがＮｄになっているためＲ−リッチ相をＮｄ−リッ
チ相と呼ぶ。）、その形状は凝固方向（左：ロール面側
から右：自由面側）に向って棒状に一部は繋がって延び
ているものと点状に散在しているものがある。棒状のも
のの長手方向は、ほぼ結晶の粒界や粒内でも結晶の成長
方向に伸びている。これらは、鋳造後の熱処理にて若干
消失あるいは分断されるが、鋳造時の影響がそのままの
形態で残っており、点状、棒状のものが不均一に分布し
ている。これは、ＳＣ法にて鋳造したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
合金鋳塊の一般的な断面組織をあらわしている。
ＳＣ法により鋳造された鋳塊（Ｎｄ３０．０質量％）の
断面をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）にて観察した時の反射
電子像を図１に示す。白い部分が、Ｎｄ−リッチ相で
（ＲがＮｄになっているためＲ−リッチ相をＮｄ−リッ
チ相と呼ぶ。）、その形状は凝固方向（左：ロール面側
から右：自由面側）に向って棒状に一部は繋がって延び
ているものと点状に散在しているものがある。棒状のも
のの長手方向は、ほぼ結晶の粒界や粒内でも結晶の成長
方向に伸びている。これらは、鋳造後の熱処理にて若干
消失あるいは分断されるが、鋳造時の影響がそのままの
形態で残っており、点状、棒状のものが不均一に分布し
ている。これは、ＳＣ法にて鋳造したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系
合金鋳塊の一般的な断面組織をあらわしている。
【００１２】本発明の鋳塊（Ｎｄ３０．０質量％）の断
面写真を図９に示す。本発明の鋳塊における特徴は、Ｎ
ｄ−リッチ相がほとんど点状に均一に分散していること
である。この点状のＮｄ−リッチ相は、ほとんどのもの
が大きさが最長巾で５０μｍ以下であり、かつ従来のＳ
Ｃ材に見られるような線状、棒状のものがほとんど見当
たらず長さ１００μｍ以上のＮｄ−リッチ相は実質的に
見当たらない。
面写真を図９に示す。本発明の鋳塊における特徴は、Ｎ
ｄ−リッチ相がほとんど点状に均一に分散していること
である。この点状のＮｄ−リッチ相は、ほとんどのもの
が大きさが最長巾で５０μｍ以下であり、かつ従来のＳ
Ｃ材に見られるような線状、棒状のものがほとんど見当
たらず長さ１００μｍ以上のＮｄ−リッチ相は実質的に
見当たらない。
【００１３】ここで、「実質的に見当たらない」という
意味は、次のようにして鋳塊の断面観察から確認でき
る。
意味は、次のようにして鋳塊の断面観察から確認でき
る。
【００１４】鋳塊断面を研磨し、ＳＥＭにて断面の任意
の視野を４００倍にて観察し、その視野中に長手方向で
１００μｍ以上の棒状のＮｄ−リッチ相を探す。この
時、ランダムな１０視野にて視野内に１００μｍ以上の
Ｎｄ−リッチ相が見られないものが９視野以上であるレ
ベルのものである。
の視野を４００倍にて観察し、その視野中に長手方向で
１００μｍ以上の棒状のＮｄ−リッチ相を探す。この
時、ランダムな１０視野にて視野内に１００μｍ以上の
Ｎｄ−リッチ相が見られないものが９視野以上であるレ
ベルのものである。
【００１５】さらに、本発明の鋳塊は、細かい点状のＮ
ｄ−リッチ相が点在しており、断面のＳＥＭ観察で５０
μｍ以下の長さのＮｄ−リッチ相のみで占められている
組織の領域が５０％以上を占めている。これは４００倍
のＳＥＭにて観察した写真を任意に１０枚撮った場合、
写真中に５０μｍを超える長さのＮｄ−リッチ相が見ら
れないものは５枚以上であると言い換えられる。
ｄ−リッチ相が点在しており、断面のＳＥＭ観察で５０
μｍ以下の長さのＮｄ−リッチ相のみで占められている
組織の領域が５０％以上を占めている。これは４００倍
のＳＥＭにて観察した写真を任意に１０枚撮った場合、
写真中に５０μｍを超える長さのＮｄ−リッチ相が見ら
れないものは５枚以上であると言い換えられる。
【００１６】本発明の鋳塊の特徴は、棒状のＲ−リッチ
相が少ないことである。より厳密に言えば、アスペクト
２０以上のＲ−リッチ相が「実質的にみられない」こと
である。この測定についても、「実質的にみられない」
とは同様に研磨した断面をＳＥＭにて１０００倍で観察
し、同一視野内にアスペクト比２０以上のものが存在す
る視野がランダムな１０視野中１視野以下程度のレベル
を言う。
相が少ないことである。より厳密に言えば、アスペクト
２０以上のＲ−リッチ相が「実質的にみられない」こと
である。この測定についても、「実質的にみられない」
とは同様に研磨した断面をＳＥＭにて１０００倍で観察
し、同一視野内にアスペクト比２０以上のものが存在す
る視野がランダムな１０視野中１視野以下程度のレベル
を言う。
【００１７】また、本発明の鋳塊は、断面の結晶粒の長
軸方向の長さが１０００μｍ以上の領域が５％以上であ
ることにより結晶配向性がよいことが特徴であり、かつ
Ｒ−リッチ相間隔が平均１０μｍ以下であることにより
粉砕後の焼結性もよい。Ｒ−リッチ相間隔は、断面ＳＥ
Ｍにより観察し、鋳造厚さ方向と直角方向のＲ−リッチ
相間隔を、画像処理あるいは写真上からの手測定により
平均したものである。
軸方向の長さが１０００μｍ以上の領域が５％以上であ
ることにより結晶配向性がよいことが特徴であり、かつ
Ｒ−リッチ相間隔が平均１０μｍ以下であることにより
粉砕後の焼結性もよい。Ｒ−リッチ相間隔は、断面ＳＥ
Ｍにより観察し、鋳造厚さ方向と直角方向のＲ−リッチ
相間隔を、画像処理あるいは写真上からの手測定により
平均したものである。
【００１８】また、本発明の鋳塊は、Ｒが化学量論組成
付近まで実質的にα―Ｆｅが発生しない。ここで「実質
的にα―Ｆｅが発生しない」というのは、鋳塊の任意の
断面の任意の視野で１０視野にてα―Ｆｅが存在するか
どうかを確認した場合９割以上の視野で見つからない程
度の状態をいう。ＳＥＭの反射電子線像では、α―Ｆｅ
はデンドライト状に黒く見える。
付近まで実質的にα―Ｆｅが発生しない。ここで「実質
的にα―Ｆｅが発生しない」というのは、鋳塊の任意の
断面の任意の視野で１０視野にてα―Ｆｅが存在するか
どうかを確認した場合９割以上の視野で見つからない程
度の状態をいう。ＳＥＭの反射電子線像では、α―Ｆｅ
はデンドライト状に黒く見える。
【００１９】本発明の合金塊は、次のような方法にて製
造できる。図２は、本発明の希土類磁石用合金塊の製造
に用いる装置の１例であり、これを用いて説明する。
造できる。図２は、本発明の希土類磁石用合金塊の製造
に用いる装置の１例であり、これを用いて説明する。
【００２０】通常、希土類合金は、その活性な性質なた
め真空または不活性ガスの部屋１の中でルツボ３にて溶
解される。溶湯３１は、湯道６により回転軸をＲとした
回転体５に受け、該回転体５の回転によって溶湯を円筒
状の鋳型４の内壁に飛散させる。回転体は、回転軸をＲ
として回転する物質であり、注がれた溶湯を周囲に飛散
させる機能を有する物体であり、円盤、上に角度を持つ
カップ状、下に角度を持つコーン状等にて飛散させられ
るが、図で示すような容器状で側面に複数の孔部を有す
る形状（回転受け容器）が好ましい。
め真空または不活性ガスの部屋１の中でルツボ３にて溶
解される。溶湯３１は、湯道６により回転軸をＲとした
回転体５に受け、該回転体５の回転によって溶湯を円筒
状の鋳型４の内壁に飛散させる。回転体は、回転軸をＲ
として回転する物質であり、注がれた溶湯を周囲に飛散
させる機能を有する物体であり、円盤、上に角度を持つ
カップ状、下に角度を持つコーン状等にて飛散させられ
るが、図で示すような容器状で側面に複数の孔部を有す
る形状（回転受け容器）が好ましい。
【００２１】このような回転体や回転体の内部に溶湯が
注がれた場合、溶湯は回転による力や遠心力により、回
転体の周囲に飛散させられる。この場合、回転体の熱容
量を小さくすることによって溶湯を回転体上で凝固させ
ず、円筒上鋳型の内壁にて堆積凝固させることができ
る。図２では、鋳型が水平に置かれているが、垂直に置
いても、傾斜させておいても回転体との位置関係を一定
に保てばなんら問題はない。
注がれた場合、溶湯は回転による力や遠心力により、回
転体の周囲に飛散させられる。この場合、回転体の熱容
量を小さくすることによって溶湯を回転体上で凝固させ
ず、円筒上鋳型の内壁にて堆積凝固させることができ
る。図２では、鋳型が水平に置かれているが、垂直に置
いても、傾斜させておいても回転体との位置関係を一定
に保てばなんら問題はない。
【００２２】回転体５の回転軸と鋳型４の回転軸は、あ
る角度θをもたせることにより堆積面を鋳型の長手方向
全体に広げることができ、それによって溶湯の堆積速度
をコントロールすることが出来る。この角度をつけるこ
とにより、溶湯を大きな面積範囲にばら撒くことができ
結果的に凝固速度を大きくすることができる。溶湯を鋳
型内全体にばら撒くには、上述の角度をつける方法以外
に、鋳型又は回転体を鋳型回転軸方法に前後させること
によっても同様の効果が得られる。
る角度θをもたせることにより堆積面を鋳型の長手方向
全体に広げることができ、それによって溶湯の堆積速度
をコントロールすることが出来る。この角度をつけるこ
とにより、溶湯を大きな面積範囲にばら撒くことができ
結果的に凝固速度を大きくすることができる。溶湯を鋳
型内全体にばら撒くには、上述の角度をつける方法以外
に、鋳型又は回転体を鋳型回転軸方法に前後させること
によっても同様の効果が得られる。
【００２３】なお、回転体と鋳型は同一方向に回転速度
をずらして回転させることが好ましい。反対方向に回転
させると、溶湯が鋳型に衝突する際に鋳型に乗らずに飛
散するスプラッシュ現象が発生し易くなり、歩留りの低
下を招く。また、回転体と鋳型の回転速度が同じである
と鋳型上の同一面に線状に堆積することになり、鋳型前
面に広がらない。従ってあまり両者の回転速度が近いこ
とも避けるべきで、通常は、両者の回転速度の差は少な
くとも１０％以上、望ましくは２０％以上差をつけるべ
きである。
をずらして回転させることが好ましい。反対方向に回転
させると、溶湯が鋳型に衝突する際に鋳型に乗らずに飛
散するスプラッシュ現象が発生し易くなり、歩留りの低
下を招く。また、回転体と鋳型の回転速度が同じである
と鋳型上の同一面に線状に堆積することになり、鋳型前
面に広がらない。従ってあまり両者の回転速度が近いこ
とも避けるべきで、通常は、両者の回転速度の差は少な
くとも１０％以上、望ましくは２０％以上差をつけるべ
きである。
【００２４】回転体の回転数は、溶湯の遠心力により溶
湯が鋳型の内壁面に衝突するような条件を選ぶ必要があ
る。また、鋳型の回転数は、堆積凝固した鋳塊が落下し
ないように１Ｇ以上の遠心力を与えるとともに、遠心力
を増すことにより溶湯を鋳型内壁へ押し付けることで冷
却効果を増すことができる。
湯が鋳型の内壁面に衝突するような条件を選ぶ必要があ
る。また、鋳型の回転数は、堆積凝固した鋳塊が落下し
ないように１Ｇ以上の遠心力を与えるとともに、遠心力
を増すことにより溶湯を鋳型内壁へ押し付けることで冷
却効果を増すことができる。
【００２５】本発明の特徴は、更にこの回転する鋳型４
の内面を凹又は凸あるいは、それらの組合せによる非平
滑面にすることにより鋳型の冷却面積を増すことで冷却
能を上げ冷却速度を上げていることである。内面の凹又
は凸は、例えば図３のように曲面でも良いが図４、図
５、図６のように直線的に角度のついた溝のほうが、溶
湯が鋳型面に当った瞬間の凝固収縮による鋳型面からの
ずれによる離れを防ぎ、鋳型との密着性を上げ熱伝導の
低下を防ぐ意味で好ましい。なお、凹凸の深さは、鋳型
体積、鋳型表面積、比熱等を勘案して設計することが必
要であるが、０．５ｍｍ〜数ｍｍが適当である。浅過ぎ
ると冷却効果が小さくなり、所望の組織が得られなくな
り、深すぎると鋳造後の鋳造品の剥離に手間がかかる。
また、回転体から飛来してくる溶湯の大きさと溝形状、
大きさとの関係も大切であり、飛来する溶湯が大きい場
合凹凸の溝巾が狭すぎ、深すぎると、溶湯が溝に完全に
入らず鋳型と堆積溶湯との間にギャップを生じ冷却を損
なうことがあるので注意を要する。鋳型の材質は、Ｃｕ
が熱伝導率から見て好ましいが、Ｆｅでも問題はない。
の内面を凹又は凸あるいは、それらの組合せによる非平
滑面にすることにより鋳型の冷却面積を増すことで冷却
能を上げ冷却速度を上げていることである。内面の凹又
は凸は、例えば図３のように曲面でも良いが図４、図
５、図６のように直線的に角度のついた溝のほうが、溶
湯が鋳型面に当った瞬間の凝固収縮による鋳型面からの
ずれによる離れを防ぎ、鋳型との密着性を上げ熱伝導の
低下を防ぐ意味で好ましい。なお、凹凸の深さは、鋳型
体積、鋳型表面積、比熱等を勘案して設計することが必
要であるが、０．５ｍｍ〜数ｍｍが適当である。浅過ぎ
ると冷却効果が小さくなり、所望の組織が得られなくな
り、深すぎると鋳造後の鋳造品の剥離に手間がかかる。
また、回転体から飛来してくる溶湯の大きさと溝形状、
大きさとの関係も大切であり、飛来する溶湯が大きい場
合凹凸の溝巾が狭すぎ、深すぎると、溶湯が溝に完全に
入らず鋳型と堆積溶湯との間にギャップを生じ冷却を損
なうことがあるので注意を要する。鋳型の材質は、Ｃｕ
が熱伝導率から見て好ましいが、Ｆｅでも問題はない。
【００２６】従来の鋳造法では柱状晶的に伸びていた結
晶に沿ってＲ−リッチ相も晶出していたため、Ｒ−リッ
チ相が棒状に伸びていた。また、この柱状晶の方向がば
らばらであることも手伝ってＲ−リッチ相の分布は不均
一であったが、上記の鋳型内面の冷却能の向上により凝
固速度が上がることによって、本発明の組織は、等軸晶
となりやすく、かつＲ−リッチ相の晶出が細かくなるこ
とから棒状のものがほとんど少なく、分布も均一性を増
すこととなったと考えられる。
晶に沿ってＲ−リッチ相も晶出していたため、Ｒ−リッ
チ相が棒状に伸びていた。また、この柱状晶の方向がば
らばらであることも手伝ってＲ−リッチ相の分布は不均
一であったが、上記の鋳型内面の冷却能の向上により凝
固速度が上がることによって、本発明の組織は、等軸晶
となりやすく、かつＲ−リッチ相の晶出が細かくなるこ
とから棒状のものがほとんど少なく、分布も均一性を増
すこととなったと考えられる。
【００２７】本鋳造法は、鋳型にて堆積し凝固過程にあ
る溶湯の上に更に後から溶湯が追加され、冷却のための
熱の伝達は鋳造された鋳塊を通して行われるため無限に
厚い鋳塊を作ることは不可能であり、通常は数十ｍｍ厚
さが限度であり、好ましくは、１〜１０ｍｍ程度であ
る。１ｍｍ未満であまり薄すぎると後の磁石製造工程の
ハンドリングが面倒となる。１０ｍｍを超えると鋳型と
反対面側における冷却能が落ちてくる。
る溶湯の上に更に後から溶湯が追加され、冷却のための
熱の伝達は鋳造された鋳塊を通して行われるため無限に
厚い鋳塊を作ることは不可能であり、通常は数十ｍｍ厚
さが限度であり、好ましくは、１〜１０ｍｍ程度であ
る。１ｍｍ未満であまり薄すぎると後の磁石製造工程の
ハンドリングが面倒となる。１０ｍｍを超えると鋳型と
反対面側における冷却能が落ちてくる。
【００２８】本鋳造法にて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用
合金塊から粉砕、成型、焼結することにより、高特性の
異方性磁石を製造することができる。粉砕は、通常、水
素解砕、中粉砕、微粉砕の順で行なわれ、３μｍ（ＦＳ
ＳＳ）程度の粉体にされる。
合金塊から粉砕、成型、焼結することにより、高特性の
異方性磁石を製造することができる。粉砕は、通常、水
素解砕、中粉砕、微粉砕の順で行なわれ、３μｍ（ＦＳ
ＳＳ）程度の粉体にされる。
【００２９】ここで、水素解砕は、前工程の水素吸蔵工
程と後工程の脱水素工程に分けられる。水素吸蔵工程で
は、２６７ｈＰａ〜５００００ｈＰａの圧力の水素ガス
雰囲気で、主に合金塊のＲ−リッチ相に水素を吸蔵さ
せ、この時に生成されるＲ−水素化物によりＲ−リッチ
相が体積膨張することを利用して、合金塊自体を微細に
割ることまたは無数の微細な割れ目を生じさせる。この
水素吸蔵は常温〜６００℃程度の範囲で実施されるが、
Ｒ−リッチ相の体積膨張を大きくして効率良く割るため
には、常温〜１００℃程度の範囲で実施することが好ま
しい。好ましい処理時間は１時間以上である。この水素
吸蔵工程により生成したＲ−水素化物は大気中では不安
定であり酸化され易いため、２００〜６００℃程度で
１．３３ｈＰａ以下真空中に保持する脱水素処理を行な
うことが好ましい。この処理により、大気中で安定なＲ
-水素化物に変化させることができる。好ましい処理時
間は３０分以上である。水素吸蔵後から焼結までの各工
程で酸化防止のための雰囲気管理がなされている場合
は、脱水素処理を省くこともできる。なお、この水素解
砕をせずに中粉砕、微粉砕することもできる。
程と後工程の脱水素工程に分けられる。水素吸蔵工程で
は、２６７ｈＰａ〜５００００ｈＰａの圧力の水素ガス
雰囲気で、主に合金塊のＲ−リッチ相に水素を吸蔵さ
せ、この時に生成されるＲ−水素化物によりＲ−リッチ
相が体積膨張することを利用して、合金塊自体を微細に
割ることまたは無数の微細な割れ目を生じさせる。この
水素吸蔵は常温〜６００℃程度の範囲で実施されるが、
Ｒ−リッチ相の体積膨張を大きくして効率良く割るため
には、常温〜１００℃程度の範囲で実施することが好ま
しい。好ましい処理時間は１時間以上である。この水素
吸蔵工程により生成したＲ−水素化物は大気中では不安
定であり酸化され易いため、２００〜６００℃程度で
１．３３ｈＰａ以下真空中に保持する脱水素処理を行な
うことが好ましい。この処理により、大気中で安定なＲ
-水素化物に変化させることができる。好ましい処理時
間は３０分以上である。水素吸蔵後から焼結までの各工
程で酸化防止のための雰囲気管理がなされている場合
は、脱水素処理を省くこともできる。なお、この水素解
砕をせずに中粉砕、微粉砕することもできる。
【００３０】中粉砕とは、合金片をアルゴンガスや窒素
ガスなどの不活性ガス雰囲気中で、例えば５００μｍ以
下まで粉砕することである。このための粉砕機には、例
えばブラウンミル粉砕機がある。本発明の水素解砕した
合金片の場合、既に微細に割れている、または内部に無
数の微細な割れ目が生じているため、この中粉砕を省略
することもできる。
ガスなどの不活性ガス雰囲気中で、例えば５００μｍ以
下まで粉砕することである。このための粉砕機には、例
えばブラウンミル粉砕機がある。本発明の水素解砕した
合金片の場合、既に微細に割れている、または内部に無
数の微細な割れ目が生じているため、この中粉砕を省略
することもできる。
【００３１】微粉砕とは、３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで
粉砕することである。このための粉砕機には、例えばジ
ェットミル装置がある。この場合、粉砕時の雰囲気はア
ルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気とする。
これらの不活性ガス中に２質量％以下、好ましくは１質
量％以下の酸素を混入させてもよい。このことにより粉
砕効率が向上するとともに、粉砕後の粉体の酸素濃度が
１０００〜１００００ｐｐｍとなり耐酸化性が向上す
る。また、焼結時の異常粒成長を抑制することもでき
る。
粉砕することである。このための粉砕機には、例えばジ
ェットミル装置がある。この場合、粉砕時の雰囲気はア
ルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気とする。
これらの不活性ガス中に２質量％以下、好ましくは１質
量％以下の酸素を混入させてもよい。このことにより粉
砕効率が向上するとともに、粉砕後の粉体の酸素濃度が
１０００〜１００００ｐｐｍとなり耐酸化性が向上す
る。また、焼結時の異常粒成長を抑制することもでき
る。
【００３２】磁場成型時に粉体と金型内壁との摩擦を低
減し、また粉体どうしの摩擦も低減させて配向性を向上
させるため、粉体にはステアリン酸亜鉛等の潤滑剤を添
加することが好ましい。好ましい添加量は０．０１〜１
質量％である。添加は微粉砕前でも後でもよいが、磁場
中成形前に、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス
雰囲気中でＶ型ブレンダー等を用いて十分に混合するこ
とが好ましい。
減し、また粉体どうしの摩擦も低減させて配向性を向上
させるため、粉体にはステアリン酸亜鉛等の潤滑剤を添
加することが好ましい。好ましい添加量は０．０１〜１
質量％である。添加は微粉砕前でも後でもよいが、磁場
中成形前に、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス
雰囲気中でＶ型ブレンダー等を用いて十分に混合するこ
とが好ましい。
【００３３】３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで粉砕された粉
体は、磁場中成型機でプレス成型される。金型は、キャ
ビティ内の磁界方向を考慮して、磁性材と非磁性材を組
み合わせて作製される。成型圧力は０．５〜２ｔ／ｃｍ
2が好ましい。成型時のキャビティ内の磁界は５〜２０
ｋＯｅが好ましい。また、成型時の雰囲気はアルゴンガ
スや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気が好ましいが、上
述の耐酸化処理した粉体の場合、大気中でも可能であ
る。
体は、磁場中成型機でプレス成型される。金型は、キャ
ビティ内の磁界方向を考慮して、磁性材と非磁性材を組
み合わせて作製される。成型圧力は０．５〜２ｔ／ｃｍ
2が好ましい。成型時のキャビティ内の磁界は５〜２０
ｋＯｅが好ましい。また、成型時の雰囲気はアルゴンガ
スや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気が好ましいが、上
述の耐酸化処理した粉体の場合、大気中でも可能であ
る。
【００３４】焼結は、１０００〜１１００℃で行なわれ
る。焼結温度に到達する前に潤滑剤と、微粉中の水素は
完全に除去しておく必要がある。潤滑剤の好ましい除去
条件は、１．３３×１０-2ｈＰａの真空中またはＡｒ減
圧フロー雰囲気中、３００〜５００℃で３０分以上保持
することである。また、水素の好ましい除去条件は、
１．３３×１０-2ｈＰａ以下の真空中、７００〜９００
℃で３０分以上保持することである。焼結時の雰囲気は
アルゴンガス雰囲気または１．３３×１０-2ｈＰａ以下
の真空雰囲気が好ましい。保持時間は１時間以上が好ま
しい。
る。焼結温度に到達する前に潤滑剤と、微粉中の水素は
完全に除去しておく必要がある。潤滑剤の好ましい除去
条件は、１．３３×１０-2ｈＰａの真空中またはＡｒ減
圧フロー雰囲気中、３００〜５００℃で３０分以上保持
することである。また、水素の好ましい除去条件は、
１．３３×１０-2ｈＰａ以下の真空中、７００〜９００
℃で３０分以上保持することである。焼結時の雰囲気は
アルゴンガス雰囲気または１．３３×１０-2ｈＰａ以下
の真空雰囲気が好ましい。保持時間は１時間以上が好ま
しい。
【００３５】焼結後、保磁力向上のため、必要に応じて
５００〜６５０℃で熱処理することができる。好ましい
雰囲気はアルゴンガス雰囲気または真空雰囲気である。
好ましい保持時間は３０分以上である。
５００〜６５０℃で熱処理することができる。好ましい
雰囲気はアルゴンガス雰囲気または真空雰囲気である。
好ましい保持時間は３０分以上である。
【００３６】なお、本鋳造方法は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用
合金に限らず、例えばニッケル水素電池の負極用のミッ
シュメタル−Ｎｉ合金等の希土類合金にも適用でき、本
法の急冷凝固により、Ｍｎ等の偏析を解消できる。
合金に限らず、例えばニッケル水素電池の負極用のミッ
シュメタル−Ｎｉ合金等の希土類合金にも適用でき、本
法の急冷凝固により、Ｍｎ等の偏析を解消できる。
【００３７】
【実施例】（実施例１）合金組成が、Ｎｄ：３０．０質
量％、Ｂ：１．００質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ａ
ｌ：０．３０質量％、Ｃｕ：０．１０質量％、残部鉄に
なるように、金属ネオジウム、フェロボロン、コバル
ト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使
用して、アルゴンガス１気圧雰囲気中で、高周波溶解炉
で溶解し、溶湯を図２に示す装置で鋳造を行った。鋳型
は、内径５００ｍｍ、長さ５００ｍｍで、鋳型内面は図
７に示す深さ１ｍｍ、底部の巾５ｍｍの溝が３ｍｍ間隔
で彫られている。回転受け容器は、直径２ｍｍの孔部を
周囲に８個配置した内径２５０ｍｍのものである。回転
受け容器の回転軸と鋳型の回転軸との角度θは、２５°
で、鋳型内壁への平均溶湯体積速度を０．０１ｃｍ／秒
の条件とした。鋳型の回転数は、遠心力が１０Ｇになる
ように、１８９ｒｐｍに設定し、回転受け容器の回転速
度は５３５ｒｐｍとし、溶湯に約４０Ｇの遠心力を加え
た。得られた合金塊の厚さは、円筒状鋳型の中央部で６
〜８ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１１〜１３ｍｍ
であった。断面のミクロ組織は、電子顕微鏡にて反射電
子像を観察した。それらの結果を表１に示す。
量％、Ｂ：１．００質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ａ
ｌ：０．３０質量％、Ｃｕ：０．１０質量％、残部鉄に
なるように、金属ネオジウム、フェロボロン、コバル
ト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使
用して、アルゴンガス１気圧雰囲気中で、高周波溶解炉
で溶解し、溶湯を図２に示す装置で鋳造を行った。鋳型
は、内径５００ｍｍ、長さ５００ｍｍで、鋳型内面は図
７に示す深さ１ｍｍ、底部の巾５ｍｍの溝が３ｍｍ間隔
で彫られている。回転受け容器は、直径２ｍｍの孔部を
周囲に８個配置した内径２５０ｍｍのものである。回転
受け容器の回転軸と鋳型の回転軸との角度θは、２５°
で、鋳型内壁への平均溶湯体積速度を０．０１ｃｍ／秒
の条件とした。鋳型の回転数は、遠心力が１０Ｇになる
ように、１８９ｒｐｍに設定し、回転受け容器の回転速
度は５３５ｒｐｍとし、溶湯に約４０Ｇの遠心力を加え
た。得られた合金塊の厚さは、円筒状鋳型の中央部で６
〜８ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１１〜１３ｍｍ
であった。断面のミクロ組織は、電子顕微鏡にて反射電
子像を観察した。それらの結果を表１に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】（実施例２）合金組成が、Ｎｄ２８．０質
量％、Ｂ：１．００質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ａ
ｌ：０．３０質量％、Ｃｕ：０．１０質量％、残部鉄に
なるように、金属ネオジウム、フェロボロン、コバル
ト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使
用して、アルゴンガス1気圧雰囲気中で、高周波溶解炉
で溶解し、溶湯を図２に示す装置で鋳造を行った。鋳
型、回転受け容器の寸法は、実施例１と同じであるが、
鋳型内面は、平滑であり、鋳型の回転数は、遠心力が１
５Ｇになるように、２３１ｒｐｍに設定した。回転受け
容器は、実施例と同じ条件にて実施した。この結果を、
上記の表１に示した。
量％、Ｂ：１．００質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ａ
ｌ：０．３０質量％、Ｃｕ：０．１０質量％、残部鉄に
なるように、金属ネオジウム、フェロボロン、コバル
ト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使
用して、アルゴンガス1気圧雰囲気中で、高周波溶解炉
で溶解し、溶湯を図２に示す装置で鋳造を行った。鋳
型、回転受け容器の寸法は、実施例１と同じであるが、
鋳型内面は、平滑であり、鋳型の回転数は、遠心力が１
５Ｇになるように、２３１ｒｐｍに設定した。回転受け
容器は、実施例と同じ条件にて実施した。この結果を、
上記の表１に示した。
【００４０】（比較例１）実施例１と同様の組成の合金
を配合し、実施例１と同様に溶解し、同様の鋳造装置に
て鋳造を行った。ただし、この場合の鋳型内面は、なん
ら凹凸は無く、表面は、事前に平滑にサンドペーパー２
４０番にて研磨された。また、鋳型の回転は、２．５Ｇ
となるような回転数とした。
を配合し、実施例１と同様に溶解し、同様の鋳造装置に
て鋳造を行った。ただし、この場合の鋳型内面は、なん
ら凹凸は無く、表面は、事前に平滑にサンドペーパー２
４０番にて研磨された。また、鋳型の回転は、２．５Ｇ
となるような回転数とした。
【００４１】この鋳造で得られた合金塊は、円筒状鋳型
の中央部で７〜８ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１
２〜１３ｍｍであった。これを実施例１と同様に断面の
反射電子像の観察を行った。この結果を上記の表１に示
す。
の中央部で７〜８ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１
２〜１３ｍｍであった。これを実施例１と同様に断面の
反射電子像の観察を行った。この結果を上記の表１に示
す。
【００４２】（比較例２）実施例１と同様の組成となる
よう配合し、溶解を1気圧のアルゴン雰囲気下で行い、
図８に示すようなＳＣ法の鋳造装置を用いて鋳造を行っ
た。この水冷銅ロール２３の外径は４００ｍｍ、周速度
は１ｍ／ｓとし、平均厚さ０．３２ｍｍのフレーク状の
合金塊を得た。得られた合金塊の断面の組織を反射電子
線像で観察した。この結果を、上記の表１に示す。
よう配合し、溶解を1気圧のアルゴン雰囲気下で行い、
図８に示すようなＳＣ法の鋳造装置を用いて鋳造を行っ
た。この水冷銅ロール２３の外径は４００ｍｍ、周速度
は１ｍ／ｓとし、平均厚さ０．３２ｍｍのフレーク状の
合金塊を得た。得られた合金塊の断面の組織を反射電子
線像で観察した。この結果を、上記の表１に示す。
【００４３】（実施例３）本実施例３では、焼結磁石を
作製した例を示す。実施例１で得られた合金片を水素解
砕、中粉砕、微粉砕の順に粉砕した。水素解砕工程の前
工程である水素吸蔵工程の条件は、１００％水素雰囲
気、大気圧で１時間保持とした。水素吸蔵反応開始時の
金属片の温度は２５℃であった。また後工程である脱水
素工程の条件は、０．１３ｈＰａの真空中、５００℃で
１時間保持とした。中粉砕にはブラウンミル装置を用
い、水素解砕した粉末を１００％窒素雰囲気中で４２５
μｍ以下まで粉砕した。この粉に、ステアリン酸亜鉛粉
末を０．０７質量％添加し、１００％窒素雰囲気中でＶ
型ブレンダーで十分混合した後、ジェットミル装置で
３．２μｍ（ＦＳＳＳ）まで微粉砕した。粉砕時の雰囲
気は、４０００ｐｐｍの酸素を混合した窒素雰囲気中と
した。その後、再度、１００％窒素雰囲気中でＶ型ブレ
ンダーで十分混合した。得られた粉体の酸素濃度は２５
００ｐｐｍであった。またこの粉体の炭素濃度の分析か
ら、粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は０．
０５質量％であると計算された。次に、得られた粉体を
１００％窒素雰囲気中で横磁場中成型機でプレス成型し
た。成型圧力は１．２ｔ/ｃｍ2であり、金型のキャビテ
ィ内の磁界は１５ｋＯｅとした。得られた成型体を、
１．３３×１０-5ｈＰａの真空中、５００℃で１時間保
持し、次いで１．３３×１０-5ｈＰａ真空中、８００℃
で２時間保持した後、１．３３×１０-5ｈＰａ真空中、
１０６０℃で２時間保持して焼結させた。焼結密度は
７．５ｇ／ｃｍ3以上であり十分な大きさの密度となっ
た。さらに、この焼結体をアルゴン雰囲気中、５４０℃
で１時間熱処理した。直流ＢＨカーブトレーサーでこの
焼結体の磁気特性を測定した結果を表２に示す。また、
この焼結体の断面を鏡面研磨し、この面を偏光顕微鏡で
観察したところ、結晶粒の大きさは平均で１５〜２０μ
ｍであり、ほぼ均一の大きさであった。
作製した例を示す。実施例１で得られた合金片を水素解
砕、中粉砕、微粉砕の順に粉砕した。水素解砕工程の前
工程である水素吸蔵工程の条件は、１００％水素雰囲
気、大気圧で１時間保持とした。水素吸蔵反応開始時の
金属片の温度は２５℃であった。また後工程である脱水
素工程の条件は、０．１３ｈＰａの真空中、５００℃で
１時間保持とした。中粉砕にはブラウンミル装置を用
い、水素解砕した粉末を１００％窒素雰囲気中で４２５
μｍ以下まで粉砕した。この粉に、ステアリン酸亜鉛粉
末を０．０７質量％添加し、１００％窒素雰囲気中でＶ
型ブレンダーで十分混合した後、ジェットミル装置で
３．２μｍ（ＦＳＳＳ）まで微粉砕した。粉砕時の雰囲
気は、４０００ｐｐｍの酸素を混合した窒素雰囲気中と
した。その後、再度、１００％窒素雰囲気中でＶ型ブレ
ンダーで十分混合した。得られた粉体の酸素濃度は２５
００ｐｐｍであった。またこの粉体の炭素濃度の分析か
ら、粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は０．
０５質量％であると計算された。次に、得られた粉体を
１００％窒素雰囲気中で横磁場中成型機でプレス成型し
た。成型圧力は１．２ｔ/ｃｍ2であり、金型のキャビテ
ィ内の磁界は１５ｋＯｅとした。得られた成型体を、
１．３３×１０-5ｈＰａの真空中、５００℃で１時間保
持し、次いで１．３３×１０-5ｈＰａ真空中、８００℃
で２時間保持した後、１．３３×１０-5ｈＰａ真空中、
１０６０℃で２時間保持して焼結させた。焼結密度は
７．５ｇ／ｃｍ3以上であり十分な大きさの密度となっ
た。さらに、この焼結体をアルゴン雰囲気中、５４０℃
で１時間熱処理した。直流ＢＨカーブトレーサーでこの
焼結体の磁気特性を測定した結果を表２に示す。また、
この焼結体の断面を鏡面研磨し、この面を偏光顕微鏡で
観察したところ、結晶粒の大きさは平均で１５〜２０μ
ｍであり、ほぼ均一の大きさであった。
【００４４】（比較例３、４）本比較例３、比較例４で
は、比較例１、比較例２で得られた合金片をそれぞれ、
実施例３と同様の方法で粉砕して、３．３μｍ（ＦＳＳ
Ｓ）の大きさの粉体を得た。粉体の酸素濃度は２６００
ｐｐｍであった。これらの粉体を使って、実施例３と同
様の方法で磁場中成型、焼結し、異方性磁石を作製し
た。得られた焼結体の磁気特性を表２に示す。
は、比較例１、比較例２で得られた合金片をそれぞれ、
実施例３と同様の方法で粉砕して、３．３μｍ（ＦＳＳ
Ｓ）の大きさの粉体を得た。粉体の酸素濃度は２６００
ｐｐｍであった。これらの粉体を使って、実施例３と同
様の方法で磁場中成型、焼結し、異方性磁石を作製し
た。得られた焼結体の磁気特性を表２に示す。
【００４５】
【表２】
【００４６】表２より、実施例３で作製した磁石と比較
して、比較例３で作製した磁石は、保磁力（ｉＨｃ）が
２ｋＯｅ以上低い。これは、Ｒリッチ相の分散状況が悪
いためであると思われる。また、比較例４で作製した磁
石は、Ｂｒが０．１５ｋＧ低い。これは、本発明の合金
よりも結晶配向性が悪いためであると思われる。
して、比較例３で作製した磁石は、保磁力（ｉＨｃ）が
２ｋＯｅ以上低い。これは、Ｒリッチ相の分散状況が悪
いためであると思われる。また、比較例４で作製した磁
石は、Ｂｒが０．１５ｋＧ低い。これは、本発明の合金
よりも結晶配向性が悪いためであると思われる。
【００４７】
【発明の効果】本発明の希土類磁石用合金塊は、従来見
られないＲ−リッチ相の細かさと均一性をもち、本合金
塊から製造した焼結磁石は、従来の磁石より高特性を発
現する。
られないＲ−リッチ相の細かさと均一性をもち、本合金
塊から製造した焼結磁石は、従来の磁石より高特性を発
現する。
【図１】従来のＳＣ法による合金塊の断面組織の一例を
示す。
示す。
【図２】本発明の希土類磁石用合金塊の製造に用いる装
置の一例を示す。
置の一例を示す。
【図３】本発明の鋳型内面の断面図の一例を示す。
【図４】本発明の鋳型内面の断面図の一例を示す。
【図５】本発明の鋳型内面の断面図の一例を示す。
【図６】本発明の鋳型内面の断面図の一例を示す。
【図７】本発明の鋳型内面の断面図の一例を示す。
【図８】従来のＳＣ法の鋳造装置の一例を示す。
【図９】本発明の希土類磁石合金塊の断面組織の一例を
示す。
示す。
１ 溶解チャンバー
２ 鋳造チャンバー
３ るつぼ
３１ 溶湯
４ 円筒状回転鋳型
Ｌ 円筒状鋳型の回転軸
５ 回転体（回転受け容器）
Ｒ 回転体（回転受け容器）の回転軸
６ 湯道
７ インゴット
８ 鋳型駆動機構
９ 回転体（回転受け容器）回転駆動機構
１０ 回転体の回転モーター
２１ るつぼ
２２ タンディッシュ
２３ 水冷銅ロール
２４ ストリップ状合金塊
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 伊藤 忠直
埼玉県秩父市大字下影森1505番地 昭和電
工株式会社秩父生産・技術統括部内
Ｆターム(参考） 5E040 AA04 CA01 NN01 NN06
Claims (11)
- 【請求項１】Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元
素を合計で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜
７．９原子％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主
成分とし１部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であ
って、鋳造のままの状態で長さ１００μｍ以上のＲ−リ
ッチ相が断面内で実質的に見当たらないことを特徴とす
る希土類磁石用合金塊。 - 【請求項２】Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元
素を合計で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜
７．９原子％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主
成分とし１部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であ
って、鋳造のままの状態で長さ５０μｍ以下のＲ−リッ
チ相が分散している領域が断面内で５０％以上であるこ
とを特徴とする希土類磁石用合金塊。 - 【請求項３】Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙのいずれか一種以上の元
素を合計で１１．８〜１５．２原子％、Ｂを５．６〜
７．９原子％含有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（ＲはＹ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを主
成分とし１部をＣｏ，Ｎｉ等で置換してもよい。）であ
って、鋳造のままの状態でアスペクト比２０以上のＲ―
リッチ相が断面内にて実質的に見当たらないことを特徴
とする希土類磁石用合金塊。 - 【請求項４】長軸方向の結晶粒径が１０００μｍ以上の
領域が５％以上、Ｒ−リッチ相の間隔が平均１０μｍ以
下である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の希土類
磁石用合金塊。 - 【請求項５】α−Ｆｅが実質的に無いことを特徴とする
請求項１乃至４のいずれか１項に記載の希土類磁石用合
金塊。 - 【請求項６】請求項１乃至５のいずれか１項に記載の希
土類磁石用合金塊を原料として製造した焼結磁石。 - 【請求項７】溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によ
って溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又
は／及び凸状の非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内
面で堆積凝固させる遠心鋳造方法にて鋳造した請求項１
乃至５のいずれか１項に記載の希土類磁石用合金塊。 - 【請求項８】回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸とが
傾斜角θをなす請求項７に記載の遠心鋳造方法によって
鋳造した希土類磁石用合金塊。 - 【請求項９】溶湯を回転体に受け、該回転体の回転によ
って溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を、内面が凹又
は／及び凸状な非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内
面で堆積凝固させることを特徴とする希土類磁石用合金
塊の製造方法。 - 【請求項１０】回転体の回転軸と円筒状鋳型の回転軸と
が傾斜角θをなすことを特徴とする請求項９に記載の希
土類磁石用合金塊の製造方法。 - 【請求項１１】希土類磁石用合金がＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用
合金であることを特徴とする請求項９または１０に記載
の希土類磁石用合金塊の製造方法。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP2001266278A JP4754739B2 (ja) | 2001-09-03 | 2001-09-03 | 希土類磁石用合金塊、その製造方法および焼結磁石 |
| US10/232,520 US7014718B2 (en) | 2001-09-03 | 2002-09-03 | Rare earth magnet alloy ingot, manufacturing method for the same, R-T-B type magnet alloy ingot, R-T-B type magnet, R-T-B type bonded magnet, R-T-B type exchange spring magnet alloy ingot, R-T-B type exchange spring magnet, and R-T-B type exchange spring bonded magnet |
| CN02817079A CN100591788C (zh) | 2001-09-03 | 2002-09-03 | 稀土磁体合金铸块、其生产方法、r－t－b型磁体合金铸块、r－t－b型磁体、r－t－b型粘结磁体、r－t－b型交换弹性磁体合金铸块、r－t－b型交换弹性磁体和r－t－b型交换弹性粘结磁体 |
| PCT/JP2002/008931 WO2003020993A1 (en) | 2001-09-03 | 2002-09-03 | Rare earth magnet alloy ingot, manufacturing method for the same, r-t-b type magnet alloy ingot, r-t-b type magnet, r-t-b type bonded magnet, r-t-b type exchange spring magnet alloy ingot, r-t-b type exchange spring magnet, and r-t-b type exchange spring bonded magnet |
| US11/330,145 US7431070B2 (en) | 2001-09-03 | 2006-01-12 | Rare earth magnet alloy ingot, manufacturing method for the same, R-T-B type magnet alloy ingot, R-T-B type magnet, R-T-B type bonded magnet, R-T-B type exchange spring magnet alloy ingot, R-T-B type exchange spring magnet, and R-T-B type exchange spring bonded magnet |
| US12/201,722 US20090000701A1 (en) | 2001-09-03 | 2008-08-29 | Rare earth magnet alloy ingot, manufacturing method for the same, r-t-b type magnet alloy ingot, r-tb type magnet, r-t-b type bonded magnet, r-t-b type exchange spring magnet alloy ingot, r-t-b type exchange spring magnet, and r-t-b type exchange spring bonded magnet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001266278A JP4754739B2 (ja) | 2001-09-03 | 2001-09-03 | 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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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003077717A true JP2003077717A (ja) | 2003-03-14 |
| JP4754739B2 JP4754739B2 (ja) | 2011-08-24 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001266278A Expired - Fee Related JP4754739B2 (ja) | 2001-09-03 | 2001-09-03 | 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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|---|---|
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005031023A1 (ja) * | 2003-09-30 | 2005-04-07 | Neomax Co., Ltd. | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用原料合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| JP2005320628A (ja) * | 2004-04-07 | 2005-11-17 | Showa Denko Kk | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石用合金塊、その製造法および磁石 |
| US7594972B2 (en) | 2004-04-07 | 2009-09-29 | Showda Denko K.K. | Alloy lump for R-T-B type sintered magnet, producing method thereof, and magnet |
| US20220319772A1 (en) * | 2021-04-01 | 2022-10-06 | Baotou Kerui Micro Magnet New Materials Co., Ltd. | Method for preparing a high-performance nd-fe-b isotropic magnetic powder |
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|---|---|---|---|---|
| JPH05269549A (ja) * | 1992-03-24 | 1993-10-19 | Tdk Corp | 冷却ロール、永久磁石材料の製造方法、永久磁石材料および永久磁石材料粉末 |
| JPH07109504A (ja) * | 1993-10-06 | 1995-04-25 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | 異方性ボンド磁石用原料粉末の製造方法 |
| JPH08229641A (ja) * | 1995-02-23 | 1996-09-10 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用鋳片の製造方法 |
| JPH08269643A (ja) * | 1995-03-29 | 1996-10-15 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金用鋳片及びその製造方法 |
| JPH09170055A (ja) * | 1995-12-18 | 1997-06-30 | Showa Denko Kk | 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 |
| JPH1036949A (ja) * | 1996-04-10 | 1998-02-10 | Showa Denko Kk | 希土類磁石用合金及びその製造方法 |
| JPH11186016A (ja) * | 1997-12-22 | 1999-07-09 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類元素・鉄・ボロン系永久磁石およびその製造方法 |
| JPH11209804A (ja) * | 1995-08-02 | 1999-08-03 | Ald Vacuum Technol Gmbh | 粉体状の材料を製造するための方法 |
| JP2000303153A (ja) * | 1999-02-15 | 2000-10-31 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 |
| JP2001059144A (ja) * | 1999-06-08 | 2001-03-06 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 永久磁石用合金薄帯および焼結永久磁石 |
| JP2002301554A (ja) * | 2000-08-31 | 2002-10-15 | Showa Denko Kk | 遠心鋳造方法、遠心鋳造装置、それにより製造した合金 |
-
2001
- 2001-09-03 JP JP2001266278A patent/JP4754739B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| US20220319772A1 (en) * | 2021-04-01 | 2022-10-06 | Baotou Kerui Micro Magnet New Materials Co., Ltd. | Method for preparing a high-performance nd-fe-b isotropic magnetic powder |
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