JP2008264875A - 希土類合金鋳造板及びその製造方法 - Google Patents

希土類合金鋳造板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】均一な厚みの希土類合金鋳造板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明は、板厚の平均値がＤであり、その板厚分散値がσ２である希土類合金鋳造板において、平均値Ｄは０．１ｍｍ〜１．０ｍｍの範囲であり、少なくとも８０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．０１５ｍｍ２であることを特徴とする。この希土類合金は、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種の希土類元素の１種または２種以上であるＲと、Ｆｅ以外の遷移元素である、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａの中の１種または２種以上であるＭと、ホウ素であるＢとからなる、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成であり、Ｒの含有量が２６．０〜５０．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜１０．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
【選択図】図３

Description

本発明は、希土類磁性体材料の製造に関するものであり、特に、厚さの均一な希土類合金鋳造板及びその製造方法に関する。
ＮｄＦｅＢ磁性体は、優れた磁性を持つため、コンピューター、情報電子、国防等の様々な分野に利用され、ハイテク技術及び人々の日常生活において非常に重要な役割を果たしている。そして、デバイスの小型化と多機能化につれて、高性能ＮｄＦｅＢ系磁性体の応用は、益々広くなる見込みである。
磁性体用ＮｄＦｅＢ系合金の製造工程としては、主にインゴット製造工程とストリップキャスティング工程に分けられる。そのうち、従来のインゴット製造工程は、冷却速度が遅いため、鋳造過程でα−Ｆｅを形成しやすい。α−Ｆｅは、変態性があり、かつ合金粉砕時の粉砕効率を低下させる。また、成分の変動、あるいは粒度の分布の影響により、磁性体の性能を低下させることがある。一方、ＮｄＦｅＢ系合金のミクロ組織におけるＲに富む相の偏析を発生させて、Ｒに富む相をインゴットの中で局部的に集合させ、Ｒに富む相とＲ２Ｔ１４Ｂ相との混合を不均一にさせることがある。尚、Ｒとは、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種（ランタノイド）の希土類元素の１種または２種以上をいう。
上述の問題を解決するために、ストリップキャスティング工程を提供している。ストリップキャスティング工程は、従来のインゴット製造工程に比べて重大な変革となる。ストリップキャスティング工程では、溶融した合金を回転する水冷ローラに注ぎ、厚さが０．１〜１．０ｍｍの合金鋳造板を形成する。ストリップキャスティング過程において、溶融した合金は、速やかに冷却し固体化されることにより、α−Ｆｅの析出を抑え、かつ組織が細かく、結晶粒が細かく分散しており、粒界の面積が大きい。Ｒに富む相が粒界内に薄く分散しているので、Ｒに富む相が均一に分散した組織になっている。そのため、母合金のミクロ組織を改善し、磁気性能を向上することができる。従って、ＮｄＦｅＢ合金鋳造板を使用して高性能磁性体を製造する場合、このストリップキャスティング工程を採用することが、ＮｄＦｅＢ系の磁性体製造業界の必然な発展趨勢になっている。
先行技術としての特許文献１、特許文献２、特許文献３には、ＮｄＦｅＢ系合金鋳造板及びその製造方法を公開しているが、これら先行技術には、主に鋳造板の成分、組織及び製造方法が含まれている。また、特許文献４、特許文献５には、ＮｄＦｅＢ系合金鋳造板の成分、組織及びその鋳造板表面の粗度に関して公開されている。そして、特許文献６には、ＮｄＦｅＢ系合金鋳造板の製造工程が公開されている。さらに、特許文献７〜特許文献１２には、ＮｄＦｅＢ系合金鋳造板の成分、組織及び製造方法が公開されているが、主な内容は、つぎの通りである。Ｒは、２７．０〜３４．０ｗｔ％である。そのうち、Ｒは、希土類元素の一種または２種以上のものを採用する。Ｎｄに富む相の間隔（即ち主相結晶粒大きさ）は３〜１５μｍで、主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの体積（％）は少なくとも８８％であり、その鋳造板の厚さは０．０３〜１０ｍｍとなっている。製造方法としては、上述の成分を含めた合金液を回転するローラに注ぎ、冷却して鋳造板を形成する。しかし、これらの先行文献で開示された従来技術では、いずれも、鋳造板の品質を評価する重要な指標としての、厚さが均一という性能を満足していないので、製造した磁性体の性能がいずれも比較的低い傾向となる。
中国特許第９７１１１２８４．３号明細書 米国特許第６３２２６３７号明細書 米国特許第２００２０１７３４０号公報 中国特許第０２８０５０９７．５号明細書 中国特許第０２８００５８５．６号明細書 米国特許第５９３０５８２号明細書 特開平０５−２２２４８８号公報 特開平０８−１１１３０７号公報 特開平０９−１７００５５号公報 特開平１０−０３６９４９号公報 特開２０００−２１９９４２号公報 特開２００４−１４３５９５号公報
先般、本願発明者らは、研究により、ＮｄＦｅＢ合金鋳造板の厚さの均一性が、ミクロ組織に比較的大きな影響を与えるため、焼結希土永久磁石、即ち磁性体の性能に影響を与えることを見出した。均一厚さの希土類合金鋳造板は、優れたミクロ組織となるため、高性能の希土永久磁石の製造に好適であることが判明した。その影響のメカニズムは、下記の通りである。
（１）希土類合金鋳造板において、結晶粒のサイズが球形に近く、鋭い縁、角及び突出部位がないので、保磁力の向上に有利である。縁、角及び突出部位には、大きな発散磁界があり、最大の発散磁界は４πＭｓに達することができるので、磁化反転磁区を形成し、保磁力を低下させることがある。
（２）希土類合金鋳造板において、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は、一層の厚さが約２ｎｍの希土に富む相の薄層に包囲されているので、結晶粒と結晶粒とがそれぞれ孤立しており、磁気的交換カップリングがなく、保磁力の向上に有利である。
（３）希土類合金鋳造板においては、主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの体積が大きい。細かい希土に富む相は、均一的に分布しており、焼結過程で液相焼結作用が働き、焼結磁性体の密度ρを向上できるので、高残留磁気Ｂｒ及び高（ＢＨ）ＭＡＸの希土焼結磁性体の製造に有利となっている。
本発明は、ストリップキャスティング工程（ＳＴＲＩＰ ＣＡＳＴＩＮＧ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ）を用いて、板の厚さを均一で、かつ制御可能な希土類合金鋳造板及びその製造方法に関する。焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の製造においては、本発明に係る希土類合金鋳造板を採用することでより高い磁気性能を満足することができる。
希土類合金鋳造板の厚さの平均値μがいずれも０．３ｍｍであるＮｄＦｅＢ合金鋳造板Ａ、厚さの均等性が異なるＮｄＦｅＢ合金鋳造板Ｂの２種のＮｄＦｅＢ合金鋳造板を例として比較した。Ａは、本発明に係る希土類合金鋳造板であるが、その板厚さの分散値（バリアンス）σ２は０．００２であった。一方、Ｂは、従来のストリップキャスティング工程で製造した希土類合金鋳造板であるが、その板厚さの分散（バリアンス）σ２は０．０２であった。この鋳造板Ａについて、主相となる柱状晶は、逆熱流方向に沿って平行に成長しており、結晶粒の大きさが均一であった。しかし、鋳造板Ｂの柱状晶の結晶粒のサイズは、それほど均一ではなかった。この２種の希土類合金鋳造板の品質を比較するために、同じ工程でＡ、Ｂ鋳造板を用いて、同時に焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体に製作した。その結果、鋳造板Ａで製造された焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の最大のエネルギー積、すなわち（ＢＨ）ＭＡＸは、４０６ｋＪ／ｍ３に及んだ。Ｂ合金鋳造板でできた焼結ＮｄＦｅＢ磁性体の最大の（ＢＨ）ＭＡＸはわずか３７１ｋＪ／ｍ３であった。従って、厚さの均一性は、希土類合金鋳造板の品質の重要な指標の一つであり、鋳造板の厚さの均一性によって、できた希土類磁性体に比較的大きな性能の相違がある。
具体的には、本発明は、板厚の平均値がＤであり、その板厚分散値がσ２である希土類合金鋳造板において、平均値Ｄは０．１ｍｍ〜１．０ｍｍの範囲であり、少なくとも８０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．０１５ｍｍ２であることを特徴とする。
希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒が柱状晶であり、該柱状晶の体積が希土類合金鋳造板の少なくとも８０％を有しており、該柱状晶の幅は０．２μｍ〜５０．０μｍであり、該柱状晶の長さは１．０μｍ〜５００μｍであることが好ましい。
希土類合金は、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種の希土類元素の１種または２種以上であるＲと、Ｆｅ以外の遷移元素である、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａの中の１種または２種以上であるＭと、ホウ素であるＢとからなる、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成であり、Ｒの含有量が２６．０〜５０．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜１０．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることが好ましい。
また、希土類合金は、Ｒの含有量が２６．０〜３８．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜１０．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０．８ｗｔ〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものが好ましい。
さらに希土類合金は、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種の希土類元素の１種または２種以上であるＲと、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａの中の１種または２種以上であるＭと、ホウ素であるＢとからなる、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成であり、Ｒの含有量が２８．０〜３５．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜８．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０．８〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることが好ましい。
本発明に係る希土類合金鋳造板は、少なくとも９０％の合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．０１ｍｍ２であることが好ましく、少なくとも９５％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００８ｍｍ２であることがより好ましい。また、
また、本発明に係る希土類合金鋳造板は、少なくとも８０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．０５ｍｍ、Ｄ＋０．０５ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００８ｍｍ２であることが好ましく、少なくとも９０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．０５ｍｍ、Ｄ＋０．０５ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００６ｍｍ２であることがより好ましい。
本発明に係る希土類合金鋳造板は、その板厚の平均値Ｄが０．２ｍｍ〜０．５ｍｍであることが好ましい。
本発明の希土類合金鋳造板に関し、その板厚さの測定方法は次のように行うことができる。各希土類合金鋳造板の異なる部位から５つの点をランダムに選択し、測微カリパス（コンパス型の計測器）またはノギスでその厚みを測定する。その平均値μは、測定した板厚さＸｉより、数１の式により算出される。また、その分散値は、数２の式により算出される。これら数式のＮは、大きい程好ましい。しかし、効率を考慮して、一般的には、Ｎを３０〜１００に設定すればよい。本発明に関して示すデータは、いずれもＮ＝５０を基準としている。
そして、本発明に係る希土類合金鋳造板は、主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶の体積が希土類合金鋳造板の少なくとも８５％を有していることが好ましく、少なくとも９１％を有していることがより好ましい。
上記した本発明の希土類合金鋳造板は次のようにして製造することができる。本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法は、溶融した希土類合金を、ストリップキャスティング用容器を通して回転する水冷ローラに注ぎ、均一厚さの希土類合金鋳造板を形成するものであり、冷却速度条件を、融点〜８００℃の場合は１０２〜１０４℃／ｓとし、または８００℃〜６００℃の場合は１００℃／ｓ以下と調整することを特徴とする。この冷却速度は、水冷ローラに注がれた希土類合金の溶融液の温度を対象としている。
本発明の希土類合金鋳造板の製造方法における希土類合金を溶融する加熱方式は、中周波誘導加熱、高周波誘導加熱、アーク加熱、電気抵抗線加熱のいずれかによることが好ましい。
また、本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法では、水冷ローラに注ぐ希土類合金の流量を１００ｇ／ｓ〜１００００ｇ／ｓの範囲に制御することが好ましい。
そして、形成される希土類合金鋳造板の幅を５０ｍｍ〜６００ｍｍの範囲に制御することが好ましい。
さらに、本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法では、ストリップキャスト温度を１３００℃〜１６００℃の範囲に調整することが好ましい。このストリップキャスト温度は、水冷ローラに注がれる際の希土類合金の溶融液の温度である。
また、本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法では、水冷ローラの回転速度を０．２ｍ／ｓ〜５．０ｍ／ｓの範囲に制御することが好ましい。
本発明に係る希土類合金鋳造板の製造に用いる希土類合金の原料は、機械破砕または水素粉砕（ＨＤ：ＨＹＤＲＯＧＥＮ ＤＥＣＲＥＰＩＴＡＴＩＯＮ）の方法により製造された合金粉末であることが好ましい。
上記した本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法は、厚さの制御方法として、溶融した希土類合金の供給流量、製造する板幅、ストリップキャスト温度及び水冷ローラ回転速度の組合せを最適化して、安定的に製造することを行い、厚さが均一の希土類合金鋳造板を製造する。その結果、本発明に係る希土類合金鋳造板の製造方法により得られた希土類合金鋳造板は、その結晶粒のサイズとミクロ組織が非常に均一なものとなる。
厚さを均一に制御するメカニズムとして、合金鋳造板の厚さへの主な影響要素は、水冷ローラに注ぐ希土類合金の流量、板幅、ストリップキャスト温度及び水冷ローラ回転速度である。まず、同じ製造条件においては、流量が大きければ、希土類合金鋳造板の厚さも大きくなる傾向になる。また、板幅が増加すると、希土類合金鋳造板の厚さが小さくなる傾向になる。そして、ストリップキャスト温度が高いと、希土類合金鋳造板の厚さが小さくなる傾向になる。さらに、水冷ローラの回転速度が高いと、合金鋳造板の厚さが小さくなる傾向になる。従って、厚さが均一の希土類合金鋳造板を製造するためには、溶融した希土類合金液をストリップキャスティング用容器（ストリップキャスティング・トラフ）を通して、平面的な流入方式で回転する水冷ローラに注ぎ、それから、水冷ローラに注ぐ希土類合金の流量、板幅、ストリップキャスト温度及び水冷ローラ回転速度を厳しく制御する必要がある。上記した４つの製造条件パラメーターは、安定的に制御することが要求される。
本発明における希土類合金鋳造板の厚さの制御過程は、例えば、シングルローラ法による液膜形成メカニズムで解釈することができる。シングルローラ法による合金鋳造板の成形過程の抽象モデルを図１に示す。
図１では、符号１が固体と液体の界面、符号２が固体相、符号３が板材、符号４が溶融池、符号５がノズル、符号６が液体相、符号７が坩堝（ルツボ）、符号８がシングルローラ表面を示している。
溶融された合金（以下、場合により合金液と称す）は、シングルローラ表面８のいずれか一点と接触すると、その接触した表面で凝固するが、その凝固層は次第に厚くなる。ローラが、溶融池から離脱した時、凝固層の厚さは既に一定値Ｙｍに及んでいる。この時、固体と液体とは分離し、即ち最終に形成される合金鋳造板の厚さがＹｍとなる。溶融池とシングルローラとの接触の長さをＸｄと設定しておけば、液膜凝固過程の熱平衡条件は、数３の式で示される。
数３の式中αは、ローラと溶融した希土類合金液の界面伝熱係数、Ｔｍは水冷ローラに注ぐ希土類合金液の温度、ΔＴｍは水冷ローラに注ぐ希土類合金液の過熱度、Ｔｒはローラ表面温度、ωはローラの回転角速度、ｒはローラの半径、ｃは希土類合金の質量熱容量、Δｈは凝固潜熱である。数３の式のうち、Ｘｄ／（ｒω）は凝固時間である。そして、希土類合金鋳造板の厚さの計算公式は、数４の式で示される。
数４の式により、希土類合金鋳造板の厚さの主な影響要素は、ローラと合金液との界面伝熱係数α、ローラ速度ω、合金液温度Ｔｍ、合金質量熱容量ｃ、凝固潜熱Δｈとなる。一定の成分になっている合金にとっては、希土類合金鋳造板の厚さの主な影響要素は、界面伝熱係数α、ローラ速度ω及び合金液温度Ｔｍとなる。実際の工程では、界面伝熱係数αを影響する要素が比較的多いが、そのうち、水冷ローラに注ぐ希土類合金液流量の大きさ及び板幅の大きさは、αに比較的大きな影響を与える。よって、希土類合金鋳造板の厚さの主な影響要素は、ローラに注ぐ希土類合金液流量、板幅、ストリップキャスト温度及び水冷ローラ回転速度となり、合金鋳造板の厚さの均一性は、主にこの４つの要素の協動によって決定されている。
以上説明したように、本発明によれば、従来の製造方法では、希土類合金鋳造板の厚さが不均一で、ミクロ組織が不均一であったために、比較的高い磁性体性能が求められない問題に対し、厚さもそのミクロ組織も均一な希土類合金鋳造板を提供できる。その特徴として、配合された原料を坩堝内で溶解し、それから、希土類合金液を回転する水冷ローラに注ぎ、ストリップキャスト温度、合金液の流量、板幅、及び水冷ローラ回転速度を制御して、厚さが均一の合金鋳造板を形成するものである。希土類合金鋳造板の厚さの制御方法として、水冷ローラに注ぐ希土類合金液流量、板幅、ストリップキャスト温度及び水冷ローラ回転速度の４つのパラメーターの組合せを最適化することによって、均一な厚さの希土類合金鋳造板を製造することができる。本発明に係る希土類合金鋳造板は、均一のミクロ組織があり、高性能ＮｄＦｅＢ系磁性体の製造に非常に好適なものである。
以下、本発明の希土類合金鋳造板及びその製造方法に関し、実施例に基づいて更に説明する。なお、本発明の保護範囲は、以下の実施例に限られなく、特許請求の範囲に決められる。
実施例１：本実施例１における希土類合金鋳造板は、その組成がＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系である。Ｒが３１．４ｗｔ％であり、そのうちＮｄが３１．１ｗｔ％で、Ｄｙは０．３０ｗｔ％であった。また、Ｍは０ｗｔ％である。そして、Ｂは１．１ｗｔ％であった。その他の成分としてはＦｅである。
希土類合金板の製造方法は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で、希土類合金液を作製し、それから、ストリップキャスティング用容器を通して、平面的な流入方式で、回転する水冷銅ローラに希土類合金液を注ぎ、鋳造板を形成した。この時の液流量は１００ｇ／ｓ、板幅は５０mm、ストリップキャスト温度は１３００℃、水冷ローラ回転速度は０．２ｍ／ｓとした、また、融点〜８００℃の冷却速度は１×１０３℃／ｓとし、８００℃〜６００℃の冷却速度は１００℃／ｓとした。図２に、本発明で使用した希土類合金鋳造板の製造工程慨略図を示す。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３５mmであった。また、希土類合金鋳造板の８０％において、その板厚さが０．２５〜０．４５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１５であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の８５％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜２０μｍで、高さは２．０〜３５０μｍであった。本実施例１でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
ここで、実施例１の希土類合金鋳造板に関する金属組織観察の結果について説明する。図３には、板厚さ方向の断面を、金属顕微鏡で１００倍に拡大した時の金属組織観察写真で、図４は２００倍に拡大した場合、図５は５００倍に拡大したものである。この図３〜図５により、本発明の希土類合金鋳造板の厚さ方向の切断面は、殆ど柱状晶から構成されていることが判る。また、この鋳造板の主相Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は、平行に配列した柱状晶となっていた。このような金属組織観察を実施例１〜３２について行ったところ、この柱状晶の体積（％）が希土類合金鋳造板の少なくとも８０％を有してることが判明した。また、この柱状晶の幅は０．２〜５０．０μｍ、その高さは、１．０〜５００μｍであることが判った。
実施例２：本実施例２における希土類合金鋳造板は、実施例１と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは、３１．４ｗｔ％であり、そのうちＮｄは３１．１ｗｔ％で、Ｄｙは０．３０ｗｔ％であった。Ｍは、０ｗｔ％である。Ｂは、１．１ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、電気抵抗線加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を１５０mm、ストリップキャスト温度を１３５０℃、水冷ローラ回転速度を１．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は８０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．４mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．３０〜０．５０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９３％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜１０μｍで、高さは３．０〜４００μｍであった。本実施例２でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例３：本実施例３における希土類合金鋳造板は、実施例１と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．４ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが３１．１ｗｔ％で、Ｄｙは０．３０ｗｔ％であった。Ｍは、０ｗｔ％である。Ｂは、１．１ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、アーク加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は５０００ｇ／ｓとし、板幅を３００mm、ストリップキャスト温度を１３９０℃、水冷ローラ回転速度を２．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は７×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は５０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３２mmであった。また、希土類合金鋳造板の９５％において、その板厚さが０．２２〜０．４２mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００９であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９４％を有していた。その柱状晶の幅は１．５〜４．５μｍで、高さは３．０〜３２０μｍであった。本実施例３でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例４：本実施例４における希土類合金鋳造板は、実施例１と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．４ｗｔ％であり、Ｎｄは３１．１ｗｔ％で、Ｄｙは０．３０ｗｔ％であった。Ｍは０ｗｔ％である。Ｂは、１．１ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１００００ｇ／ｓとし、板幅を６００mm、ストリップキャスト温度を１４５０℃、水冷ローラ回転速度を３．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は９×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は３０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．２５mmであった。また、希土類合金鋳造板の８０％において、その板厚さが０．２０〜０．３０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００８であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜４．０μｍで、高さは３．０〜２５０μｍであった。本実施例４でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例５：本実施例５における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２９．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが１６．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが８．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．４５ｗｔ％で、Ｃｏが３．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは、１．０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は８０００ｇ／ｓとし、板幅を５５０mm、ストリップキャスト温度を１４６０℃、水冷ローラ回転速度を４．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の８０％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００７であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は１．５〜３．８μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例５でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例６：本実施例６における希土類合金鋳造板は、実施例と５同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２９．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが１６．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが８．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．４５ｗｔ％で、Ｃｏが３．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは、１．０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は６０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１４００℃、水冷ローラ回転速度を３．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００６であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜３．７μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例６でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例７：本実施例７における希土類合金鋳造板は、実施例５と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２９．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが１６．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが８．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．４５ｗｔ％で、Ｃｏが３．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは、１．０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は４０００ｇ／ｓとし、板幅を３００mm、ストリップキャスト温度を１３５０℃、水冷ローラ回転速度を２．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は８×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は８℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００５であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９７％を有していた。その柱状晶の幅は０．８〜３．５μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例７でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例８：本実施例８における希土類合金鋳造板は、実施例５と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２９．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが１６．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが８．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．４５ｗｔ％で、Ｃｏが３．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは、１．０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を２００mm、ストリップキャスト温度を１４４０℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は９×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９８％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００４であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．３μｍで、高さは１．０〜３００μｍであった。本実施例８でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例９：本実施例９における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは５０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが３２．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが１０．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．３４ｗｔ％で、Ｃｏが２．４８ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは０ｗｔ％である。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１００００ｇ／ｓとし、板幅を６００mm、ストリップキャスト温度を１５００℃、水冷ローラ回転速度を５．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は１×１０２℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１００℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは１．０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．９０〜１．１０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１０であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の８０％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜５０．０μｍで、高さは２．０〜５００μｍであった。本実施例９でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１０：本実施例１０における希土類合金鋳造板は、上記実施例９と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは５０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが３２．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが１０．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．３４ｗｔ％で、Ｃｏが２．４８ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは０ｗｔ％である。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は８０００ｇ／ｓとし、板幅を５００mm、ストリップキャスト温度を１５００℃、水冷ローラ回転速度を４．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０２℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は８０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．６０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．５０〜０．７０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００８であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の８４％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜４０．０μｍで、高さは２．０〜４００μｍであった。本実施例１０でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１１：本実施例１１における希土類合金鋳造板は、上記実施例９と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは５０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが３２．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが１０．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．３４ｗｔ％で、Ｃｏが２．４８ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは０ｗｔ％である。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は４０００ｇ／ｓとし、板幅を３００mm、ストリップキャスト温度を１４５０℃、水冷ローラ回転速度を３．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０２℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は６０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．５０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．４５〜０．５５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００６であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の８８％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜３０．０μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例１１でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１２：本実施例１２における希土類合金鋳造板は、上記実施例９と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは５０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが３２．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが５．０ｗｔ％で、Ｄｙが１０．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．５２ｗｔ％で、Ｃｕが０．３４ｗｔ％で、Ｃｏが２．４８ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％であった。Ｂは０ｗｔ％である。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を１５０mm、ストリップキャスト温度を１４３０℃、水冷ローラ回転速度を２．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は７×１０２℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は４０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．４０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．３５〜０．４５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９０％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜１０．０μｍで、高さは２．０〜４００μｍであった。本実施例１２でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１３：本実施例１３における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｔｉが０．１５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は８０００ｇ／ｓとし、板幅を５５０mm、ストリップキャスト温度を１４６０℃、水冷ローラ回転速度を４．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００６であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は１．５〜３．８μｍで、高さは２．０〜２００μｍであった。本実施例１３でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１４：本実施例１４における希土類合金鋳造板は、上記実施例１３と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｔｉが０．１５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は６０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１４００℃、水冷ローラ回転速度を３．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９２％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００４であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は１．０〜３．７μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例１４でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１５：本実施例１５における希土類合金鋳造板は、上記実施例１３と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｔｉが０．１５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を２００mm、ストリップキャスト温度を１３５０℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は７×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９７％を有していた。その柱状晶の幅は０．４〜３．５μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例１５でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例１６：本実施例１６における希土類合金鋳造板は、上記実施例１３と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｐｒが３．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｇａが０．２５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｔｉが０．１５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は５００ｇ／ｓとし、板幅を５０mm、ストリップキャスト温度を１４４０℃、水冷ローラ回転速度を１．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は１×１０４℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００２であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．３μｍで、高さは１．０〜３００μｍであった。本実施例１６でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例１７：本実施例１７における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｇｄが４．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．１０ｗｔ％、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｍｎが０．２５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％、Ｎが０．０５ｗｔ％であった。Ｂは０．９０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、アーク加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は９０００ｇ／ｓとし、板幅を６００mm、ストリップキャスト温度を１５２０℃、水冷ローラ回転速度を５．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は１×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００６であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は０．５〜３．５μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例１７でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例１８：本実施例１８における希土類合金鋳造板は、上記実施例１７と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｇｄが４．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．１０ｗｔ％、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｍｎが０．２５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％、Ｎが０．０５ｗｔ％であった。Ｂは０．９０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、電気抵抗線加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は６０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１４００℃、水冷ローラ回転速度を３．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は７℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．２５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９２％において、その板厚さが０．２０〜０．３０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００４であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は０．４〜３．４μｍで、高さは１．０〜２５０μｍであった。本実施例１８でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例１９：本実施例１９における希土類合金鋳造板は、上記実施例１７と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｇｄが４．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．１０ｗｔ％、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｍｎが０．２５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％、Ｎが０．０５ｗｔ％であった。Ｂは０．９０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を３００mm、ストリップキャスト温度を１３５０℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は４℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．２０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．１５〜０．２５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９７％を有していた。その柱状晶の幅は０．３〜３．３μｍで、高さは１．０〜２００μｍであった。本実施例１９でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２０：本実施例２０における希土類合金鋳造板は、上記実施例１７と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３１．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｇｄが４．５ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．１０ｗｔ％、Ｃｕが０．３５ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｎｂが０．３０ｗｔ％で、Ｍｎが０．２５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％、Ｎが０．０５ｗｔ％であった。Ｂは０．９０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は４０００ｇ／ｓとし、板幅を１００mm、ストリップキャスト温度を１４４０℃、水冷ローラ回転速度を１．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は７×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．１０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．０５〜０．１５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００２であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．０μｍで、高さは１．０〜１５０μｍであった。本実施例２０でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２１：本実施例２１における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｌａが０．２ｗｔ％で、Ｃｅが０．２ｗｔ％で、Ｐｒが１．５ｗｔ％で、Ｓｍが０．１ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％で、Ｈｏが１．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｇａが０．２０ｗｔ％で、Ｉｎが０．１０ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％で、Ｇｅが０．１５ｗｔ％で、Ｓｎが０．１０ｗｔ％で、Ｐｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１５ｗｔ％で、Ｃａが０．１０ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、アーク加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１００００ｇ／ｓとし、板幅を６００mm、ストリップキャスト温度を１６００℃、水冷ローラ回転速度を４．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は１×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．４０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９０％において、その板厚さが０．３０〜０．５０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１０であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９０％を有していた。その柱状晶の幅は０．５〜５．５μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例２１でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２２：本実施例２２における希土類合金鋳造板は、上記実施例２１と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｌａが０．２ｗｔ％で、Ｃｅが０．２ｗｔ％で、Ｐｒが１．５ｗｔ％で、Ｓｍが０．１ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％で、Ｈｏが１．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｇａが０．２０ｗｔ％で、Ｉｎが０．１０ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％で、Ｇｅが０．１５ｗｔ％で、Ｓｎが０．１０ｗｔ％で、Ｐｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１５ｗｔ％で、Ｃａが０．１０ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、電気抵抗線加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は６０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１５５０℃、水冷ローラ回転速度を３．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９２％において、その板厚さが０．３０〜０．４０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００５であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は０．４〜４．４μｍで、高さは１．０〜３５０μｍであった。本実施例２２でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２３：本実施例２３における希土類合金鋳造板は、上記実施例２１と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｌａが０．２ｗｔ％で、Ｃｅが０．２ｗｔ％で、Ｐｒが１．５ｗｔ％で、Ｓｍが０．１ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％で、Ｈｏが１．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｇａが０．２０ｗｔ％で、Ｉｎが０．１０ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％で、Ｇｅが０．１５ｗｔ％で、Ｓｎが０．１０ｗｔ％で、Ｐｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１５ｗｔ％で、Ｃａが０．１０ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を２００mm、ストリップキャスト温度を１４５０℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は０．３〜３．５μｍで、高さは１．０〜３００μｍであった。本実施例２３でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２４：本実施例２４における希土類合金鋳造板は、上記実施例２１と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３０．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２４．０ｗｔ％で、Ｌａが０．２ｗｔ％で、Ｃｅが０．２ｗｔ％で、Ｐｒが１．５ｗｔ％で、Ｓｍが０．１ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％で、Ｈｏが１．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｇａが０．２０ｗｔ％で、Ｉｎが０．１０ｗｔ％で、Ｃｏが１．５０ｗｔ％で、Ｃｒが０．３５ｗｔ％で、Ｓｉが０．１５ｗｔ％で、Ｇｅが０．１５ｗｔ％で、Ｓｎが０．１０ｗｔ％で、Ｐｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｇが０．１５ｗｔ％で、Ｃａが０．１０ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは０．９５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は５００ｇ／ｓとし、板幅を５０mm、ストリップキャスト温度を１４００℃、水冷ローラ回転速度を０．８ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は７×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．２５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．２０〜０．３０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００２であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．０μｍで、高さは１．０〜２５０μｍであった。本実施例２４でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２５：本実施例２５における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３２．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．０ｗｔ％で、Ｐｒが１．０ｗｔ％で、Ｅｕが０．５ｗｔ％で、Ｇｄが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．５ｗｔ％で、Ｅｒが１．０ｗｔ％で、Ｔｍが０．５ｗｔ％で、Ｙｂが０．５ｗｔ％で、Ｌｕが０．５ｗｔ％で、Ｓｃが１．０ｗｔ％で、Ｙが１．５ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．２０ｗｔ％で、Ｍｎが０．１０ｗｔ％で、Ｎｉが０．２０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３０ｗｔ％で、Ｚｎが０．１５ｗｔ％で、Ｚｒが０．１５ｗｔ％で、Ｎｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％で、Ｃｄが０．１５ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％で、Ｎが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．５０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は９０００ｇ／ｓとし、板幅を５５０mm、ストリップキャスト温度を１５００℃、水冷ローラ回転速度を３．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は２×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は５０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．４０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９２％において、その板厚さが０．３０〜０．５０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１０であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９０％を有していた。その柱状晶の幅は０．５〜６．５μｍで、高さは２．０〜３００μｍであった。本実施例２５でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
実施例２６：本実施例２６における希土類合金鋳造板は、上記実施例２５と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３２．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．０ｗｔ％で、Ｐｒが１．０ｗｔ％で、Ｅｕが０．５ｗｔ％で、Ｇｄが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．５ｗｔ％で、Ｅｒが１．０ｗｔ％で、Ｔｍが０．５ｗｔ％で、Ｙｂが０．５ｗｔ％で、Ｌｕが０．５ｗｔ％で、Ｓｃが１．０ｗｔ％で、Ｙが１．５ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．２０ｗｔ％で、Ｍｎが０．１０ｗｔ％で、Ｎｉが０．２０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３０ｗｔ％で、Ｚｎが０．１５ｗｔ％で、Ｚｒが０．１５ｗｔ％で、Ｎｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％で、Ｃｄが０．１５ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％で、Ｎが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．５０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、電気抵抗線加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は６０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１４７０℃、水冷ローラ回転速度を２．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は３０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９３％において、その板厚さが０．３０〜０．４０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００５であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は０．４〜５．０μｍで、高さは１．０〜３５０μｍであった。本実施例２６でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２７：本実施例２７における希土類合金鋳造板は、上記実施例２５と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３２．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．０ｗｔ％で、Ｐｒが１．０ｗｔ％で、Ｅｕが０．５ｗｔ％で、Ｇｄが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．５ｗｔ％で、Ｅｒが１．０ｗｔ％で、Ｔｍが０．５ｗｔ％で、Ｙｂが０．５ｗｔ％で、Ｌｕが０．５ｗｔ％で、Ｓｃが１．０ｗｔ％で、Ｙが１．５ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．２０ｗｔ％で、Ｍｎが０．１０ｗｔ％で、Ｎｉが０．２０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３０ｗｔ％で、Ｚｎが０．１５ｗｔ％で、Ｚｒが０．１５ｗｔ％で、Ｎｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％で、Ｃｄが０．１５ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％で、Ｎが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．５０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は３０００ｇ／ｓとし、板幅を３００mm、ストリップキャスト温度を１４３０℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は０．３〜３．５μｍで、高さは１．０〜３００μｍであった。本実施例２７でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２８：本実施例２８における希土類合金鋳造板は、上記実施例２５と同様なＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは３２．０ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．０ｗｔ％で、Ｐｒが１．０ｗｔ％で、Ｅｕが０．５ｗｔ％で、Ｇｄが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．５ｗｔ％で、Ｅｒが１．０ｗｔ％で、Ｔｍが０．５ｗｔ％で、Ｙｂが０．５ｗｔ％で、Ｌｕが０．５ｗｔ％で、Ｓｃが１．０ｗｔ％で、Ｙが１．５ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．３０ｗｔ％で、Ｖが０．２０ｗｔ％で、Ｍｎが０．１０ｗｔ％で、Ｎｉが０．２０ｗｔ％で、Ｃｕが０．３０ｗｔ％で、Ｚｎが０．１５ｗｔ％で、Ｚｒが０．１５ｗｔ％で、Ｎｂが０．１０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％で、Ｃｄが０．１５ｗｔ％で、Ｃが０．１０ｗｔ％で、Ｎが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．５０ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を１００mm、ストリップキャスト温度を１３４０℃、水冷ローラ回転速度を１．２ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は９×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．２５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．２０〜０．３０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００２であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．０μｍで、高さは１．０〜２５０μｍであった。本実施例２８でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例２９：本実施例２９における希土類合金鋳造板は、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２８．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．５ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．５０ｗｔ％で、Ｖが０．５０ｗｔ％で、Ｃｏが５．０ｗｔ％で、Ｎｉが２．４ｗｔ％で、Ｃｕが０．５０ｗｔ％で、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｚｒが０．２０ｗｔ％で、Ｎｂが０．５０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．０５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は８０００ｇ／ｓとし、板幅を６００mm、ストリップキャスト温度を１４６０℃、水冷ローラ回転速度を４．０ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は２×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は２５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．４０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９２％において、その板厚さが０．３０〜０．５０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．０１であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９０％を有していた。その柱状晶の幅は０．５〜８．０μｍで、高さは２．０〜４００μｍであった。本実施例２９でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例３０：本実施例３０における希土類合金鋳造板は、上記実施例２９と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２８．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．５ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．５０ｗｔ％で、Ｖが０．５０ｗｔ％で、Ｃｏが５．０ｗｔ％で、Ｎｉが２．４ｗｔ％で、Ｃｕが０．５０ｗｔ％で、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｚｒが０．２０ｗｔ％で、Ｎｂが０．５０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．０５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、電気抵抗線加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は５０００ｇ／ｓとし、板幅を５００mm、ストリップキャスト温度を１４３０℃、水冷ローラ回転速度を２．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は３×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１５℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９３％において、その板厚さが０．３０〜０．４０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００５であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９５％を有していた。その柱状晶の幅は０．４〜５．０μｍで、高さは１．０〜３５０μｍであった。本実施例３０でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例３１：本実施例３１における希土類合金鋳造板は、上記実施例２９と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２８．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．５ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．５０ｗｔ％で、Ｖが０．５０ｗｔ％で、Ｃｏが５．０ｗｔ％で、Ｎｉが２．４ｗｔ％で、Ｃｕが０．５０ｗｔ％で、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｚｒが０．２０ｗｔ％で、Ｎｂが０．５０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．０５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、高周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は３０００ｇ／ｓとし、板幅を４００mm、ストリップキャスト温度を１４００℃、水冷ローラ回転速度を１．５ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は５×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１０℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄは０．３０mmであった。また、希土類合金鋳造板の９４％において、その板厚さが０．２５〜０．３５mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００３であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９６％を有していた。その柱状晶の幅は０．３〜３．７μｍで、高さは１．０〜３００μｍであった。本実施例３１でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
実施例３２：本実施例３２における希土類合金鋳造板は、上記実施例２９と同様でＲ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成である。Ｒは２８．５ｗｔ％であり、そのうち、Ｎｄが２２．５ｗｔ％で、Ｐｒが３．０ｗｔ％で、Ｔｂが１．０ｗｔ％で、Ｄｙが２．０ｗｔ％であった。Ｍは、Ｔｉが０．５０ｗｔ％で、Ｖが０．５０ｗｔ％で、Ｃｏが５．０ｗｔ％で、Ｎｉが２．４ｗｔ％で、Ｃｕが０．５０ｗｔ％で、Ａｌが０．３０ｗｔ％で、Ｚｒが０．２０ｗｔ％で、Ｎｂが０．５０ｗｔ％で、Ｍｏが０．１０ｗｔ％であった。Ｂは１．０５ｗｔ％であった。その他の成分は、Ｆｅである。
また、その製造方法は、実施例１と基本的に同じである。但し、希土類合金液の作製は、真空またはアルゴンガスの雰囲気下で、中周波誘導加熱方式で行った。また、ストリップキャストの条件は、希土類合金液流量は１０００ｇ／ｓとし、板幅を１００mm、ストリップキャスト温度を１３６０℃、水冷ローラ回転速度を１．２ｍ／ｓとした。また、融点〜８００℃の冷却速度は９×１０３℃／ｓ、８００℃〜６００℃の冷却速度は１℃／ｓとした。
得られた希土類合金鋳造板の厚さの平均値Ｄ０．２５mmであった。また、希土類合金鋳造板の９６％において、その板厚さが０．２０〜０．３０mmの範囲にあり、板厚さの分散値はσ２＝０．００２であった。そして、この希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒は柱状晶であり、柱状晶の体積（％）は希土類合金鋳造板の９８％を有していた。その柱状晶の幅は０．２〜３．３μｍで、高さは１．０〜２５０μｍであった。本実施例３２でできた希土類合金鋳造板を使用して製造した焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例１：実施例１と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例２：実施例２と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例３：実施例３と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例３と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例３と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例４：実施例４と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例４と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例４と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例５：実施例５と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例５と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例５と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例６：実施例６と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例６と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例６と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例７：実施例７と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例７と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例７と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例８：実施例８と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例８と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例８と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例９：実施例９と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例９と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例９と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１０：実施例１０と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１０と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１０と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１１：実施例１１と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１１と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１１と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１２：実施例１２と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１２と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１２と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１３：実施例１３と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１３と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１３と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１４：実施例１４と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１４と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１４と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１５：実施例１５と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１５と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１５と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１６：実施例１６と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１６と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１６と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例１７：実施例１７と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１７と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１７と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例１８：実施例１８と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１８と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１８と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表１に示す。
比較例１９：実施例１９と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例１９と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例１９と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２０：実施例２０と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２０と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２０と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２１：実施例２１と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２１と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２１と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２２：実施例２２と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２２と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２２と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２３：実施例２３と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２３と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２３と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２４：実施例２４と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２４と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２４と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２５：実施例２５と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２５と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２５と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２６：実施例２６と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２６と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２６と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２７：実施例２７と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２７と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２７と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２８：実施例２８と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２８と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０１８となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２８と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例２９：実施例２９と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例２９と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例２９と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例３０：実施例３０と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例３０と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２１となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例３０と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例３１：実施例３１と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例３１と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例３１と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。
比較例３２：実施例３２と同じ成分の希土類合金を用い、ストリップキャスティング工程で、実施例３２と同じ厚さ平均値で、分散値がσ２＝０．０２０となった希土類合金鋳造板を製造し、更に実施例３２と同じ工程で焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体を製造した。その焼結ＮｄＦｅＢ系磁性体の性能を調査した結果を表２に示す。

合金鋳造板の成形過程の抽象モデル概念図。 本発明に関する希土類合金鋳造板の製造工程慨略図。 実施例１の厚さ方向の切断面の金属組織観察写真（１００倍）。 実施例１の厚さ方向の切断面の金属組織観察写真（２００倍）。 実施例１の厚さ方向の切断面の金属組織観察写真（５００倍）。
符号の説明
１ 固体と液体の界面
２ 固体相
３ 板材
４ 溶融池
５ ノズル
６ 液体相
７ 坩堝
８ シングルローラ表面
１０ 溶解坩堝
２０ ストリップキャスティング用容器
３０ 希土類合金鋳造板
４０ 水冷ローラ
５０ 希土類合金鋳造板収集器

Claims (20)

  1. 板厚の平均値がＤであり、その板厚分散値がσ２である希土類合金鋳造板において、
    平均値Ｄは０．１ｍｍ〜１．０ｍｍの範囲であり、少なくとも８０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．０１５ｍｍ２であることを特徴とする希土類合金鋳造板。
  2. 希土類合金鋳造板における主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒が柱状晶であり、該柱状晶の体積が希土類合金鋳造板の少なくとも８０％を有しており、該柱状晶の幅は０．２μｍ〜５０．０μｍであり、該柱状晶の長さは１．０μｍ〜５００μｍである請求項１に記載の希土類合金鋳造板。
  3. 希土類合金は、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種の希土類元素の１種または２種以上であるＲと、Ｆｅ以外の遷移元素である、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａの中の１種または２種以上であるＭと、ホウ素であるＢとからなる、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成であり、
    Ｒの含有量が２６．０〜５０．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜１０．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる請求項１または請求項２に記載の希土類合金鋳造板。
  4. Ｒの含有量が２６．０〜３８．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜１０．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０．８ｗｔ〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる請求項３に記載の希土類合金鋳造板。
  5. 希土類合金は、Ｓｃ、Ｙを含めた１７種の希土類元素の１種または２種以上であるＲと、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ｃａの中の１種または２種以上であるＭと、ホウ素であるＢとからなる、Ｒ−（Ｆｅ，Ｍ）−Ｂ系の組成であり、
    Ｒの含有量が２８．０〜３５．０ｗｔ％、Ｍの含有量が０〜８．０ｗｔ％、Ｂの含有量が０．８〜１．５ｗｔ％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる請求項１または請求項２に記載の希土類合金鋳造板。
  6. 少なくとも９０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．０１ｍｍ２である請求項１に記載の希土類合金鋳造板。
  7. 少なくとも９５％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．１ｍｍ、Ｄ＋０．１ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００８ｍｍ２である請求項１に記載の希土類合金鋳造板。
  8. 少なくとも８０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．０５ｍｍ、Ｄ＋０．０５ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００８ｍｍ２である請求項１に記載の希土類合金鋳造板。
  9. 少なくとも９０％の希土類合金鋳造板の厚さが［Ｄ−０．０５ｍｍ、Ｄ＋０．０５ｍｍ］の範囲にあり、σ２≦０．００６ｍｍ２である請求項１に記載の希土類合金鋳造板。
  10. 前記平均値Ｄが、０．２ｍｍ〜０．５ｍｍである請求項１〜請求項９いずれか一項に記載の希土類合金鋳造板。
  11. 主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶の体積が希土類合金鋳造板の少なくとも８５％を有している請求項２記載の希土類合金鋳造板。
  12. 主相のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶の体積が希土類合金鋳造板の少なくとも９１％を有している請求項２記載の希土類合金鋳造板。
  13. 請求項１〜１２のいずれかに記載の希土類合金鋳造板の製造方法であって、
    溶融した希土類合金を、ストリップキャスティング用容器を通して回転する水冷ローラに注ぎ、均一厚さの希土類合金鋳造板を形成するものであり、
    冷却速度条件を、融点〜８００℃の場合は１０２〜１０４℃／ｓとし、または８００℃〜６００℃の場合は１００℃／ｓ以下に調整することを特徴とする希土類合金鋳造板の製造方法。
  14. 希土類合金を溶融する加熱方式は、中周波誘導加熱、高周波誘導加熱、アーク加熱、電気抵抗線加熱のいずれかによる請求項１３に記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  15. 水冷ローラに注ぐ希土類合金の流量を１００ｇ／ｓ〜１００００ｇ／ｓの範囲に制御する請求項１３または請求項１４に記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  16. 形成される希土類合金鋳造板の幅を５０ｍｍ〜６００ｍｍの範囲に制御する請求項１３〜請求項１５のいずれかに記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  17. ストリップキャスト温度を１３００℃〜１６００℃の範囲に調整する請求項１３〜請求項１６のいずれかに記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  18. 水冷ローラの回転速度を０．２ｍ／ｓ〜５．０ｍ／ｓの範囲に制御する請求項１３〜請求項１７のいずれかに記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  19. 希土類合金の原料は、機械破砕または水素粉砕（ＨＤ：ＨＹＤＲＯＧＥＮ ＤＥＣＲＥＰＩＴＡＴＩＯＮ）の方法により製造された合金粉末である請求項１３〜請求項１８のいずれかに記載の希土類合金鋳造板の製造方法。
  20. 請求項１〜１２のいずれかに記載の希土類合金鋳造板を原料として製造された希土類磁性体。
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