JP2817624B2 - 希土類磁石合金の製造方法 - Google Patents
希土類磁石合金の製造方法Info
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- H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は希土類元素を含む磁石の
原料となる合金の製造方法に関する。特に、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、本発明
は、かかる希土類磁石に用いられる原料用の合金の製造
方法に関するものである。特にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石用
合金、あるいはＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の窒化処理前の出
発原料となるＳｍ−Ｆｅ系合金等の、凝固時に主相が包
晶反応で生成するため、Ｆｅあるいは遷移金属が生成し
やすく、またミクロ、マクロ的な成分元素の偏析が生じ
やすい合金の製造方法に関する。
原料となる合金の製造方法に関する。特に、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、本発明
は、かかる希土類磁石に用いられる原料用の合金の製造
方法に関するものである。特にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石用
合金、あるいはＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石の窒化処理前の出
発原料となるＳｍ−Ｆｅ系合金等の、凝固時に主相が包
晶反応で生成するため、Ｆｅあるいは遷移金属が生成し
やすく、またミクロ、マクロ的な成分元素の偏析が生じ
やすい合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、例えばＮｄ−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。このような高性能磁石においては磁性を担うＮ
ｄ2 Ｆｅ14Ｂの比率を高める必要性から化学量論組成に
近い組成とする必要が生じる。ところで、平衡状態図か
らＮｄ2 Ｆｅ14Ｂは、溶解鋳造時に、初晶のγＦｅと液
相との包晶反応で溶湯から生成することが知られてお
り、化学量論組成に近い合金ほど、凝固過程でγＦｅが
生成しかつ残留しやすい。このようなγＦｅは冷却途中
でαＦｅに変態し、凝固後のインゴットにはαＦｅとし
て残留する。
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。このような高性能磁石においては磁性を担うＮ
ｄ2 Ｆｅ14Ｂの比率を高める必要性から化学量論組成に
近い組成とする必要が生じる。ところで、平衡状態図か
らＮｄ2 Ｆｅ14Ｂは、溶解鋳造時に、初晶のγＦｅと液
相との包晶反応で溶湯から生成することが知られてお
り、化学量論組成に近い合金ほど、凝固過程でγＦｅが
生成しかつ残留しやすい。このようなγＦｅは冷却途中
でαＦｅに変態し、凝固後のインゴットにはαＦｅとし
て残留する。
【０００３】また、実際に工業生産されている磁石合金
は全て化学量論組成より希土類元素が若干多い組成とな
っており、磁石合金インゴット中にはＮｄ等の希土類元
素の濃度の高い相（Ｒリッチ相と呼ぶ）も生成する。Ｒ
リッチ相はＮｄ系磁石合金において次の様な重要な役割
を果たす。 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。
は全て化学量論組成より希土類元素が若干多い組成とな
っており、磁石合金インゴット中にはＮｄ等の希土類元
素の濃度の高い相（Ｒリッチ相と呼ぶ）も生成する。Ｒ
リッチ相はＮｄ系磁石合金において次の様な重要な役割
を果たす。 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。
【０００４】このようなＲリッチ相はインゴットの冷却
が遅いほどより大きく生成し、均一分散性が悪くなる。
このようにＲリッチ相の均一分散性が悪い磁石合金イン
ゴットを出発原料として粉砕すると、粉砕性が低下した
り、粒径が揃いにくい等の問題が生じ、さらに、液相焼
結が進みにくく、高密度となりにくく、また比較的結晶
粒度が細かく、かつ粒径が揃った高性能の磁石を得るこ
とは難しくなる。
が遅いほどより大きく生成し、均一分散性が悪くなる。
このようにＲリッチ相の均一分散性が悪い磁石合金イン
ゴットを出発原料として粉砕すると、粉砕性が低下した
り、粒径が揃いにくい等の問題が生じ、さらに、液相焼
結が進みにくく、高密度となりにくく、また比較的結晶
粒度が細かく、かつ粒径が揃った高性能の磁石を得るこ
とは難しくなる。
【０００５】既に述べたαＦｅもインゴットの冷却が遅
いほど生成しやすく、またより粗大に、不均一に分散生
成しやすくなる。このようなαＦｅも粉砕性を著しく害
し、また粉砕時の組成変動の原因となり、磁気特性の低
下やバラツキの増加を引き起こす。
いほど生成しやすく、またより粗大に、不均一に分散生
成しやすくなる。このようなαＦｅも粉砕性を著しく害
し、また粉砕時の組成変動の原因となり、磁気特性の低
下やバラツキの増加を引き起こす。
【０００６】αＦｅは鋳造後溶体化処理を行うことによ
って、低減可能である。しかし、生成量が多く、あるい
は粗大に生成している場合、熱処理で完全に消すために
は極めて長時間の熱処理が必要となり実用的でない。
って、低減可能である。しかし、生成量が多く、あるい
は粗大に生成している場合、熱処理で完全に消すために
は極めて長時間の熱処理が必要となり実用的でない。
【０００７】このような、問題を解決する方法として、
単ロール、双ロール等の薄板連鋳法（ストリップキャス
ティング法）を用いて、薄いインゴットを連続的に鋳造
し、冷却速度を高め、微細な組織の希土類磁石合金を製
造する方法が提案されている（例えば、特開平5-22248
8、特開平5-295490、特開平5-320832）。しかし、これ
らの方法では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との反応によ
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、特殊な高価な鋳造
設備を必要とする等の問題もある。
単ロール、双ロール等の薄板連鋳法（ストリップキャス
ティング法）を用いて、薄いインゴットを連続的に鋳造
し、冷却速度を高め、微細な組織の希土類磁石合金を製
造する方法が提案されている（例えば、特開平5-22248
8、特開平5-295490、特開平5-320832）。しかし、これ
らの方法では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との反応によ
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、特殊な高価な鋳造
設備を必要とする等の問題もある。
【０００８】また、別の方法として、希土類磁石合金を
雰囲気アトマイズ法にて粉末状の合金を得る方法も提案
されている。しかしながら、アトマイズするにはまず溶
湯の細流を造り、それに高速のガス流を当てる必要があ
るが、希土類元素は極めて活性で耐火物と反応しやす
く、そのような用途に使える耐火物製ノズルが存在しな
いため、実用化は極めて難しい。また、もしアトマイズ
が可能としても、この場合の冷却速度は１０００℃／ｓ
程度と極めて速く、結晶粒径は粉砕粒度（約３μｍ）よ
り小さくなってしまい、したがって、得られたアトマイ
ズ粉末を粉砕しても単結晶とはならず、磁場成型、焼結
後の製品磁石の配向度は悪く、高性能の磁石を製造する
のは不可能となる。
雰囲気アトマイズ法にて粉末状の合金を得る方法も提案
されている。しかしながら、アトマイズするにはまず溶
湯の細流を造り、それに高速のガス流を当てる必要があ
るが、希土類元素は極めて活性で耐火物と反応しやす
く、そのような用途に使える耐火物製ノズルが存在しな
いため、実用化は極めて難しい。また、もしアトマイズ
が可能としても、この場合の冷却速度は１０００℃／ｓ
程度と極めて速く、結晶粒径は粉砕粒度（約３μｍ）よ
り小さくなってしまい、したがって、得られたアトマイ
ズ粉末を粉砕しても単結晶とはならず、磁場成型、焼結
後の製品磁石の配向度は悪く、高性能の磁石を製造する
のは不可能となる。
【０００９】さらに、アトマイズ粉を半凝固状態で基板
上に堆積させてインゴットを得る、いわゆるスプレーフ
ォーミング法で製造する方法についても提案されてい
る。この場合も、前述のアトマイズ法と同じく溶湯の細
流を得るための耐火物ノズルの問題があり、さらに、特
殊な高価な設備を必要とし、また基板上に堆積しないで
飛散してしまういわゆるオーバースプレー粉となる比率
も高く、収率が低いといった問題がある。
上に堆積させてインゴットを得る、いわゆるスプレーフ
ォーミング法で製造する方法についても提案されてい
る。この場合も、前述のアトマイズ法と同じく溶湯の細
流を得るための耐火物ノズルの問題があり、さらに、特
殊な高価な設備を必要とし、また基板上に堆積しないで
飛散してしまういわゆるオーバースプレー粉となる比率
も高く、収率が低いといった問題がある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような問
題点を解決した、高性能希土類磁石合金の製造方法を提
供するものである。すなわち、管状の鋳物の製造法とし
て工業的に確立している遠心鋳造法に着目し、さらに溶
湯の供給方法、鋳造速度、冷却方法等を工夫することに
より、αＦｅの生成の無い、あるいはあっても容易に熱
処理で消去が可能なインゴット、あるいは極めて微細な
組織の偏析のないインゴットの製造が可能となることを
見出し開発したものである。
題点を解決した、高性能希土類磁石合金の製造方法を提
供するものである。すなわち、管状の鋳物の製造法とし
て工業的に確立している遠心鋳造法に着目し、さらに溶
湯の供給方法、鋳造速度、冷却方法等を工夫することに
より、αＦｅの生成の無い、あるいはあっても容易に熱
処理で消去が可能なインゴット、あるいは極めて微細な
組織の偏析のないインゴットの製造が可能となることを
見出し開発したものである。
【００１１】遠心鋳造法を希土類磁石合金に応用した例
はあるが（特開平1-171217）、その場合円筒状の磁石の
製造方法として提案されているに過ぎず、鋳造速度の制
御等により、より微細なαＦｅの生成の無いあるいは熱
処理により容易に消去可能なインゴットの製造技術につ
いては何ら言及されていない。
はあるが（特開平1-171217）、その場合円筒状の磁石の
製造方法として提案されているに過ぎず、鋳造速度の制
御等により、より微細なαＦｅの生成の無いあるいは熱
処理により容易に消去可能なインゴットの製造技術につ
いては何ら言及されていない。
【００１２】なお、近年、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系のいわゆる
ナイトロマグの開発が行われている。この磁石は異方性
磁界が大きく、キュリー点もＮｄ2 Ｆｅ14Ｂより高い等
の本質的な磁気特性に優れていることから、高性能の磁
石となりうる素質を有しており、各社で開発が進められ
ている。ナイトロマグの場合、窒化前の原料として結晶
相としてＳｍ2 Ｆｅ17を主相とする合金を準備する必要
があり、このＳｍ2 Ｆｅ17も鋳造凝固時に液相から初晶
として生成するγＦｅと液相との包晶反応で生成するた
め、凝固後のインゴットにαＦｅが残留しやすい。本発
明はＮｄ系磁石合金に限定されず、発明の主旨からして
このようなＳｍ系ナイトロマグ、あるいは、包晶反応等
により、磁気特性に有害な相の生成する合金に有効であ
ることは明白であり、それらの合金の製造方法にも適用
される。
ナイトロマグの開発が行われている。この磁石は異方性
磁界が大きく、キュリー点もＮｄ2 Ｆｅ14Ｂより高い等
の本質的な磁気特性に優れていることから、高性能の磁
石となりうる素質を有しており、各社で開発が進められ
ている。ナイトロマグの場合、窒化前の原料として結晶
相としてＳｍ2 Ｆｅ17を主相とする合金を準備する必要
があり、このＳｍ2 Ｆｅ17も鋳造凝固時に液相から初晶
として生成するγＦｅと液相との包晶反応で生成するた
め、凝固後のインゴットにαＦｅが残留しやすい。本発
明はＮｄ系磁石合金に限定されず、発明の主旨からして
このようなＳｍ系ナイトロマグ、あるいは、包晶反応等
により、磁気特性に有害な相の生成する合金に有効であ
ることは明白であり、それらの合金の製造方法にも適用
される。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明では、従来法と同
じようにまず真空あるいはＡｒガス等の不活性雰囲気中
にて希土類元素を含む磁石用の合金を溶解する。次に溶
解後、鋳造する際遠心鋳造を行い、その時の単位時間当
たりの溶湯供給量Ｍを鋳型内壁総面積Ｓで除したＭ／Ｓ
を、次式の範囲内になるようにして鋳造する。 Ｍ／Ｓ≦０. ５ｇ／ｃｍ2 ・秒 このような条件で鋳造することにより、既に鋳造された
溶湯は、次の溶湯が供給される前に、凝固がほとんど終
了するようになり、すなわち表面近傍が常に半凝固状態
となるため、例えばＮｄ系磁石合金やＳｍＦｅ系磁石合
金の場合、初晶のαＦｅの少ない、微細組織で偏析の少
ない合金インゴットを得ることが可能となる。特に、例
えばＮｄＦｅＢ系磁石合金において、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ化
学量論組成より適度に過剰の希土類元素が存在する合金
では、鋳造のままでもαＦｅが全く存在しないインゴッ
トの製造が可能となる。それよりも化学量論組成に近い
合金でも、もしαＦｅが生成したとしても微細に生成
し、また偏析が少ないため、短時間の熱処理でαＦｅの
消去が可能となる。
じようにまず真空あるいはＡｒガス等の不活性雰囲気中
にて希土類元素を含む磁石用の合金を溶解する。次に溶
解後、鋳造する際遠心鋳造を行い、その時の単位時間当
たりの溶湯供給量Ｍを鋳型内壁総面積Ｓで除したＭ／Ｓ
を、次式の範囲内になるようにして鋳造する。 Ｍ／Ｓ≦０. ５ｇ／ｃｍ2 ・秒 このような条件で鋳造することにより、既に鋳造された
溶湯は、次の溶湯が供給される前に、凝固がほとんど終
了するようになり、すなわち表面近傍が常に半凝固状態
となるため、例えばＮｄ系磁石合金やＳｍＦｅ系磁石合
金の場合、初晶のαＦｅの少ない、微細組織で偏析の少
ない合金インゴットを得ることが可能となる。特に、例
えばＮｄＦｅＢ系磁石合金において、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ化
学量論組成より適度に過剰の希土類元素が存在する合金
では、鋳造のままでもαＦｅが全く存在しないインゴッ
トの製造が可能となる。それよりも化学量論組成に近い
合金でも、もしαＦｅが生成したとしても微細に生成
し、また偏析が少ないため、短時間の熱処理でαＦｅの
消去が可能となる。
【００１４】鋳造する際、鋳型内面への溶湯の供給を２
箇所以上から行うことによって、また、さらに鋳型の長
手方向に往復運動させながら鋳造することによって、鋳
型内壁により均一に薄く供給することが可能となり、さ
らに凝固層の発達を促進することができる。
箇所以上から行うことによって、また、さらに鋳型の長
手方向に往復運動させながら鋳造することによって、鋳
型内壁により均一に薄く供給することが可能となり、さ
らに凝固層の発達を促進することができる。
【００１５】さらに、鋳型内空間部に設けたガス冷却ノ
ズルから、鋳型内壁に向けてガスを吹込み冷却しながら
鋳造することにより、冷却効果を高め凝固を促進するこ
とが可能となる。特に遠心鋳造法では、鋳型の内部には
十分な空間が存在し構造的にこのような冷却設備を設け
ることが容易となる。
ズルから、鋳型内壁に向けてガスを吹込み冷却しながら
鋳造することにより、冷却効果を高め凝固を促進するこ
とが可能となる。特に遠心鋳造法では、鋳型の内部には
十分な空間が存在し構造的にこのような冷却設備を設け
ることが容易となる。
【００１６】本製造法はその効果作用から、ＮｄＦｅＢ
系磁石合金あるいはＳｍＦｅ合金等の希土類磁石合金の
製造方法として最適である。なお、鋳造後、合金インゴ
ットを熱処理することによって、さらにインゴットの均
質性を高めることが可能となる。特に、化学量論組成に
近い合金ではαＦｅが生成する場合があり、そのような
場合、熱処理によりαＦｅを消去することが望ましい。
熱処理温度としては９００℃以上１１５０℃以下が望ま
しい。９００℃以下では原子の拡散が不十分であり、α
Ｆｅの消去には長時間かかるため適当でない。一方、１
１５０℃以上では組織の粗大化が著しく、Ｒリッチ相の
分布も不均一になるため不適当である。
系磁石合金あるいはＳｍＦｅ合金等の希土類磁石合金の
製造方法として最適である。なお、鋳造後、合金インゴ
ットを熱処理することによって、さらにインゴットの均
質性を高めることが可能となる。特に、化学量論組成に
近い合金ではαＦｅが生成する場合があり、そのような
場合、熱処理によりαＦｅを消去することが望ましい。
熱処理温度としては９００℃以上１１５０℃以下が望ま
しい。９００℃以下では原子の拡散が不十分であり、α
Ｆｅの消去には長時間かかるため適当でない。一方、１
１５０℃以上では組織の粗大化が著しく、Ｒリッチ相の
分布も不均一になるため不適当である。
【００１７】次に本発明の構成を以下に詳細に記す。溶
解設備は特に限定されない。通常用いられている真空誘
導溶解炉を用いて真空中あるいは不活性ガス雰囲気中で
溶解することが可能である。遠心鋳造設備も基本的に
は、通常の反応管等の製造に用いられている設備と同
様、主に回転駆動機構と円筒状の鋳型より構成される。
但し、本発明では得られる合金インゴットの組織が重要
であり、形状については設備の作りやすさや鋳造のしや
すさ、鋳型の保守やセットのしやすさ、鋳造インゴット
の取りだしやすさ等の作業性を考慮して決めることがで
きる。そのような要因を考慮して、鋳型の内径は少なく
とも２００ｍｍ以上とし、長さは鋳型内径の５倍以下と
するのが適当である。
解設備は特に限定されない。通常用いられている真空誘
導溶解炉を用いて真空中あるいは不活性ガス雰囲気中で
溶解することが可能である。遠心鋳造設備も基本的に
は、通常の反応管等の製造に用いられている設備と同
様、主に回転駆動機構と円筒状の鋳型より構成される。
但し、本発明では得られる合金インゴットの組織が重要
であり、形状については設備の作りやすさや鋳造のしや
すさ、鋳型の保守やセットのしやすさ、鋳造インゴット
の取りだしやすさ等の作業性を考慮して決めることがで
きる。そのような要因を考慮して、鋳型の内径は少なく
とも２００ｍｍ以上とし、長さは鋳型内径の５倍以下と
するのが適当である。
【００１８】鋳型の回転速度は実用上は溶湯が鋳型の上
部に達した時に、落下しないよう少なくとも１Ｇ以上と
なるような回転速度とすれば良い。さらに遠心力を大き
くすることにより、鋳造された溶湯が遠心力で広がりや
すくなり、冷却効果が高まり均質性も向上させることが
できる。このような効果を高めるためには、回転速度は
３Ｇ以上、さらに好ましくは５Ｇ以上となるように設定
する。
部に達した時に、落下しないよう少なくとも１Ｇ以上と
なるような回転速度とすれば良い。さらに遠心力を大き
くすることにより、鋳造された溶湯が遠心力で広がりや
すくなり、冷却効果が高まり均質性も向上させることが
できる。このような効果を高めるためには、回転速度は
３Ｇ以上、さらに好ましくは５Ｇ以上となるように設定
する。
【００１９】鋳造時の溶湯の供給速度は以下に述べる理
由から極めて重要であり、通常の管状の鋳造体を得る時
の条件とは全く異なる条件が選定される。通常の遠心鋳
造では、溶湯が溶けている状態で長手方向に均一な厚さ
で流れ込むように、また湯境等の鋳造欠陥が生じないよ
う鋳造は短時間で行われる。
由から極めて重要であり、通常の管状の鋳造体を得る時
の条件とは全く異なる条件が選定される。通常の遠心鋳
造では、溶湯が溶けている状態で長手方向に均一な厚さ
で流れ込むように、また湯境等の鋳造欠陥が生じないよ
う鋳造は短時間で行われる。
【００２０】本発明では、次の溶湯が供給される前に、
先に鋳型に供給された溶湯の凝固が進行していることが
重要であり、単位時間の溶湯供給量Ｍを、鋳型内壁の総
面積Ｓで除したＭ／Ｓの値は小さい方が望ましい。具体
的には、Ｍ／Ｓは次式の範囲内として、鋳造する。 Ｍ／Ｓ≦０. ５ｇ／ｃｍ2 ・秒 ‥‥‥ （１） さらに望ましくは Ｍ／Ｓ≦０. ３ｇ／ｃｍ2 ・秒 ‥‥‥ （２） とする。このような条件で鋳造することにより、既に鋳
造された溶湯は、次の溶湯が供給される前に、凝固がほ
とんど終了するようになり、すなわち表面近傍が常に半
凝固状態となるため、例えばＮｄ系磁石合金やＳｍＦｅ
系磁石合金の場合、初晶のαＦｅの少ない、微細組織で
偏析の少ない合金インゴットを得ることが可能となる。
ところで、湯道上あるいは供給口での湯流れ性を確保
し、供給口の閉塞等の問題を起こさないようにするため
にはＭはあるレベル以上とする必要がある。しかし、設
備の大型化とともに溶解量が増加し、鋳型の総面積Ｓも
大きくなるため、Ｍを小さくしなくても、Ｍ／Ｓを低い
値に設定するのが技術的に容易となる。
先に鋳型に供給された溶湯の凝固が進行していることが
重要であり、単位時間の溶湯供給量Ｍを、鋳型内壁の総
面積Ｓで除したＭ／Ｓの値は小さい方が望ましい。具体
的には、Ｍ／Ｓは次式の範囲内として、鋳造する。 Ｍ／Ｓ≦０. ５ｇ／ｃｍ2 ・秒 ‥‥‥ （１） さらに望ましくは Ｍ／Ｓ≦０. ３ｇ／ｃｍ2 ・秒 ‥‥‥ （２） とする。このような条件で鋳造することにより、既に鋳
造された溶湯は、次の溶湯が供給される前に、凝固がほ
とんど終了するようになり、すなわち表面近傍が常に半
凝固状態となるため、例えばＮｄ系磁石合金やＳｍＦｅ
系磁石合金の場合、初晶のαＦｅの少ない、微細組織で
偏析の少ない合金インゴットを得ることが可能となる。
ところで、湯道上あるいは供給口での湯流れ性を確保
し、供給口の閉塞等の問題を起こさないようにするため
にはＭはあるレベル以上とする必要がある。しかし、設
備の大型化とともに溶解量が増加し、鋳型の総面積Ｓも
大きくなるため、Ｍを小さくしなくても、Ｍ／Ｓを低い
値に設定するのが技術的に容易となる。
【００２１】また、鋳造する際鋳型内面への溶湯の供給
を２箇所以上から行うことによって、またさらに鋳型の
長手方向に往復運動させながら鋳造することによって、
鋳型内壁により均一に薄く供給することが可能となり、
さらに凝固層の発達を促進することができる。
を２箇所以上から行うことによって、またさらに鋳型の
長手方向に往復運動させながら鋳造することによって、
鋳型内壁により均一に薄く供給することが可能となり、
さらに凝固層の発達を促進することができる。
【００２２】通常の管状の鋳造合金を製造するための遠
心鋳造においては、鋳型の溶損を防止して鋳肌を改善
し、さらに鋳造インゴットを抜出しやすくするため、十
分な塗型剤が事前に塗布される。また、希土類磁石合金
の従来の鋳造法においても、鋳型の溶損を防止するため
鋳型には塗型材が塗布される場合が多い。これらの塗型
材は一般的に水ガラス等の水分を含むバインダを用いて
塗布されるため、使用前に十分乾燥する必要がある。ま
た、塗型材が合金内に巻き込まれ、磁石化後の磁気特性
に悪影響を及ぼす可能性もある。本プロセスでは単位面
積当たりの鋳型への熱負荷が小さいため、鋳型が溶損す
る危険性は無い。そのため、塗型材の使用は必ずしも必
要でない。そのため塗型材の塗布や乾燥等の工程を省く
ことが可能であり、生産性向上やコストの低減の上でも
工業プロセスとして適している。
心鋳造においては、鋳型の溶損を防止して鋳肌を改善
し、さらに鋳造インゴットを抜出しやすくするため、十
分な塗型剤が事前に塗布される。また、希土類磁石合金
の従来の鋳造法においても、鋳型の溶損を防止するため
鋳型には塗型材が塗布される場合が多い。これらの塗型
材は一般的に水ガラス等の水分を含むバインダを用いて
塗布されるため、使用前に十分乾燥する必要がある。ま
た、塗型材が合金内に巻き込まれ、磁石化後の磁気特性
に悪影響を及ぼす可能性もある。本プロセスでは単位面
積当たりの鋳型への熱負荷が小さいため、鋳型が溶損す
る危険性は無い。そのため、塗型材の使用は必ずしも必
要でない。そのため塗型材の塗布や乾燥等の工程を省く
ことが可能であり、生産性向上やコストの低減の上でも
工業プロセスとして適している。
【００２３】さらに、遠心鋳造法では一旦鋳造が終了し
ても内部に十分な空間が残されているため、インゴット
を取り出さずに次の原料をルツボに装入して溶解後、既
に鋳造済みの合金インゴットの内面に積層させて鋳造す
ることも可能となる。このような方法を用いることによ
り、金型の準備やインゴット取りだし等の作業を減ら
し、作業効率を大幅に高めることが可能となる。
ても内部に十分な空間が残されているため、インゴット
を取り出さずに次の原料をルツボに装入して溶解後、既
に鋳造済みの合金インゴットの内面に積層させて鋳造す
ることも可能となる。このような方法を用いることによ
り、金型の準備やインゴット取りだし等の作業を減ら
し、作業効率を大幅に高めることが可能となる。
【００２４】
【作用】本製造法では遠心鋳造の採用に加えて溶湯の鋳
造条件を規定し、さらに必要に応じて、溶湯の供給口を
増やし、供給口を鋳型の長手方向に往復運動させ、さら
に鋳型内面にＡｒ等の不活性ガスを吹きつけ冷却を強化
することにより、鋳造された溶湯は次の溶湯が注ぎ込ま
れる前に凝固が進行するため、微細な組織で偏析の無
い、また後工程の粉砕工程に有害でかつ磁気特性に有害
なαＦｅ等の生成の少ない、あるいは生成しても鋳造後
の熱処理で容易に消去可能な良好な合金インゴットの生
産が可能となる。
造条件を規定し、さらに必要に応じて、溶湯の供給口を
増やし、供給口を鋳型の長手方向に往復運動させ、さら
に鋳型内面にＡｒ等の不活性ガスを吹きつけ冷却を強化
することにより、鋳造された溶湯は次の溶湯が注ぎ込ま
れる前に凝固が進行するため、微細な組織で偏析の無
い、また後工程の粉砕工程に有害でかつ磁気特性に有害
なαＦｅ等の生成の少ない、あるいは生成しても鋳造後
の熱処理で容易に消去可能な良好な合金インゴットの生
産が可能となる。
【００２５】
【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：３
１. ５重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５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、図１に
示すような鋳型内径５００ｍｍ長さ１０００ｍｍの遠心
鋳造装置を用いて、溶湯供給速度０. ２５ｇ／ｃｍ2 ・
秒で鋳造した。この時の鋳型の回転数は、遠心力が１０
Ｇとなるように１８９ｒｐｍに設定した。得られた合金
インゴットの厚さは５〜６ｍｍであり、その断面のマク
ロ組織は柱状晶であった。さらに、その断面の組織を反
射電子顕微鏡で観察した結果、表２に示すようにαＦｅ
の存在しないＲリッチ相も微細に分散した良好な組織と
なっていた。
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：３
１. ５重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５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、図１に
示すような鋳型内径５００ｍｍ長さ１０００ｍｍの遠心
鋳造装置を用いて、溶湯供給速度０. ２５ｇ／ｃｍ2 ・
秒で鋳造した。この時の鋳型の回転数は、遠心力が１０
Ｇとなるように１８９ｒｐｍに設定した。得られた合金
インゴットの厚さは５〜６ｍｍであり、その断面のマク
ロ組織は柱状晶であった。さらに、その断面の組織を反
射電子顕微鏡で観察した結果、表２に示すようにαＦｅ
の存在しないＲリッチ相も微細に分散した良好な組織と
なっていた。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】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５８０℃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３に示す。最大
磁気エネルギー積は３７. ５ＭＧＯｅと極めて良好な磁
気特性を示した。
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５８０℃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３に示す。最大
磁気エネルギー積は３７. ５ＭＧＯｅと極めて良好な磁
気特性を示した。
【００２９】
【表３】
【００３０】比較例１ 溶湯供給速度０. ７５ｇ／ｃｍ2 ・秒で遠心鋳造したこ
と以外は実施例１と同様の方法で合金インゴットを製造
した。得られた合金インゴットの断面のマクロ組織は柱
状晶組織であったが、反射電子顕微鏡観察では、表２に
示すように自由面側から約２ｍｍの深さまでの範囲に多
量の樹枝状晶αＦｅが認められた。
と以外は実施例１と同様の方法で合金インゴットを製造
した。得られた合金インゴットの断面のマクロ組織は柱
状晶組織であったが、反射電子顕微鏡観察では、表２に
示すように自由面側から約２ｍｍの深さまでの範囲に多
量の樹枝状晶αＦｅが認められた。
【００３１】さらに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性は悪く、同
じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１の場合よりも約
１. ５倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様な条件
で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評
価した。その結果は表３に示すようにＢｒが低下し、最
大エネルギー積も不十分な値となった。
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性は悪く、同
じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１の場合よりも約
１. ５倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様な条件
で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評
価した。その結果は表３に示すようにＢｒが低下し、最
大エネルギー積も不十分な値となった。
【００３２】実施例２ 表１に示すように合金インゴットの組成が、Ｎｄ：３
１. ０重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５重量
％、Ａｌ：０. ３５重量％、残部鉄になるように配合
し、組成以外については実施例１と同じ装置、同じ条件
で鋳造しインゴットを製作した。得られたインゴットの
マクロ組織は、ほぼ全面柱状晶組織であった。さらに断
面の組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表２に示
すように樹枝状晶αＦｅは自由面側から約０. １ｍｍの
深さまでの範囲に少量認められた以外は認められなかっ
た。またＲリッチ相が微細に分散していた。
１. ０重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５重量
％、Ａｌ：０. ３５重量％、残部鉄になるように配合
し、組成以外については実施例１と同じ装置、同じ条件
で鋳造しインゴットを製作した。得られたインゴットの
マクロ組織は、ほぼ全面柱状晶組織であった。さらに断
面の組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表２に示
すように樹枝状晶αＦｅは自由面側から約０. １ｍｍの
深さまでの範囲に少量認められた以外は認められなかっ
た。またＲリッチ相が微細に分散していた。
【００３３】さらに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
０. ２ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
０. ２ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
【００３４】実施例３ 実施例２と同様の方法で合金インゴットを製造した。た
だし、鋳造開始から合金インゴットが十分冷却するまで
鋳型内壁に向けてアルゴンガスを吹込み続けた。得られ
た合金インゴットの厚さは５〜６ｍｍであった。その断
面のマクロ組織は柱状晶組織であった。さらに断面の組
織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表２に示すよう
にαＦｅの存在しない、Ｒリッチ相も微細に分散した良
好な組織となっていた。
だし、鋳造開始から合金インゴットが十分冷却するまで
鋳型内壁に向けてアルゴンガスを吹込み続けた。得られ
た合金インゴットの厚さは５〜６ｍｍであった。その断
面のマクロ組織は柱状晶組織であった。さらに断面の組
織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表２に示すよう
にαＦｅの存在しない、Ｒリッチ相も微細に分散した良
好な組織となっていた。
【００３５】さらに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
０. ７ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
０. ７ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
【００３６】比較例２ 実施例２と同じ組成になるように鉄ネオジム合金、金属
ディスプロシム、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、銅製水冷箱型鋳型に鋳造し
た。得られた合金インゴットの厚さは３０ｍｍであっ
た。その断面のマクロ組織は中央部付近が幅約５ｍｍの
等軸晶組織であった。さらに断面の組織を反射電子顕微
鏡で観察したところ、表２に示すように中央部付近の幅
約１０ｍｍの範囲で、多量の樹枝状のαＦｅが生成して
いた。またマクロ偏析も認められ、Ｒリッチ相が少ない
部分と、逆に樹枝状晶αＦｅの生成量は少ないがＲリッ
チ相が多い部分が散見された。さらに合金インゴットの
中央部付近には、磁気特性を低下させるＲ2 Ｆｅ17相が
生成していた。
ディスプロシム、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、銅製水冷箱型鋳型に鋳造し
た。得られた合金インゴットの厚さは３０ｍｍであっ
た。その断面のマクロ組織は中央部付近が幅約５ｍｍの
等軸晶組織であった。さらに断面の組織を反射電子顕微
鏡で観察したところ、表２に示すように中央部付近の幅
約１０ｍｍの範囲で、多量の樹枝状のαＦｅが生成して
いた。またマクロ偏析も認められ、Ｒリッチ相が少ない
部分と、逆に樹枝状晶αＦｅの生成量は少ないがＲリッ
チ相が多い部分が散見された。さらに合金インゴットの
中央部付近には、磁気特性を低下させるＲ2 Ｆｅ17相が
生成していた。
【００３７】つぎに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性はかなり悪
く、同じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１〜実施例３
の場合の約３倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様
な条件で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特
性を評価した。その結果は表３に示すようにＢｒがかな
り低下し、最大エネルギー積も極めて不十分な値となっ
た。
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性はかなり悪
く、同じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１〜実施例３
の場合の約３倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様
な条件で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特
性を評価した。その結果は表３に示すようにＢｒがかな
り低下し、最大エネルギー積も極めて不十分な値となっ
た。
【００３８】実施例４ 表１に示すように、合金インゴットの組成が、Ｎｄ：２
９. ４重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５重量
％、Ａｌ：０. ３５重量％、残部鉄になるように、溶解
し、図２に示す装置を用いて、鋳型内壁に向けてアルゴ
ンガスを吹込み続けながら、１８９ｒｐｍで回転してい
る内径５００ｍｍφ長さ１０００ｍｍの鋳型に、溶湯を
供給速度０. ２５ｇ／ｃｍ2 ・秒で鋳造した。他の鋳造
条件は実施例１と同じとした。アルゴンガスは合金イン
ゴットが十分冷却するまで吹込み続けた。得られたイゴ
ットのマクロ組織は柱状晶組織であった。さらに断面の
組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、自由面側から
測定して約０. ５ｍｍから約３ｍｍの深さまでの範囲に
樹枝状晶αＦｅが微細に生成していた。そこで、合金イ
ンゴットに真空中１０５０℃にて３時間の熱処理を施
し、断面の組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表
２に示すようにαＦｅは完全に消滅していることが確認
できた。
９. ４重量％、Ｄｙ：１. ５重量％、Ｂ：１. ０５重量
％、Ａｌ：０. ３５重量％、残部鉄になるように、溶解
し、図２に示す装置を用いて、鋳型内壁に向けてアルゴ
ンガスを吹込み続けながら、１８９ｒｐｍで回転してい
る内径５００ｍｍφ長さ１０００ｍｍの鋳型に、溶湯を
供給速度０. ２５ｇ／ｃｍ2 ・秒で鋳造した。他の鋳造
条件は実施例１と同じとした。アルゴンガスは合金イン
ゴットが十分冷却するまで吹込み続けた。得られたイゴ
ットのマクロ組織は柱状晶組織であった。さらに断面の
組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、自由面側から
測定して約０. ５ｍｍから約３ｍｍの深さまでの範囲に
樹枝状晶αＦｅが微細に生成していた。そこで、合金イ
ンゴットに真空中１０５０℃にて３時間の熱処理を施
し、断面の組織を反射電子顕微鏡で観察したところ、表
２に示すようにαＦｅは完全に消滅していることが確認
できた。
【００３９】さらに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
３. ０ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
と同様の方法で粉砕を行ったところ、粉砕性は良好であ
り、４μｍの粉末を得るのに要した時間は実施例１とほ
とんど同じであった。つぎに実施例１と同様な条件で焼
結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評価し
た。その結果は表３に示すように最大エネルギー積は４
３. ０ＭＧＯｅと極めて良好な磁気特性を示した。
【００４０】比較例３ 実施例４と同じ組成になるように、比較例２と同様な溶
解鋳造方法にて、インゴット厚さ３０ｍｍ用の銅製水冷
箱型鋳型に鋳造した。得られたインゴットの断面のマク
ロ組織は、鋳肌付近は柱状晶組織であったが、大部分は
等軸晶組織であった。さらに断面の組織を反射電子顕微
鏡で観察したところ、ほぼ全面に、多量の樹枝状晶αＦ
ｅが生成しており、さらに偏析により、Ｒリッチ相が少
ない部分と、逆に樹枝状晶αＦｅの生成量は少ないがＲ
リッチ相が多い部分がかなり認められた。また磁気特性
を低下させるＲ2 Ｆｅ17相も広い範囲で多量に生成して
いた。この合金インゴットに真空中１０５０℃にて２４
時間の熱処理を施したが、表２に示すようにαＦｅはな
かり残存しており、Ｒ2Ｆｅ17相も残存していた。ま
た、主相のＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ結晶粒が粗大化し、Ｒリッチ
相は大きなプール状となって偏在していた。
解鋳造方法にて、インゴット厚さ３０ｍｍ用の銅製水冷
箱型鋳型に鋳造した。得られたインゴットの断面のマク
ロ組織は、鋳肌付近は柱状晶組織であったが、大部分は
等軸晶組織であった。さらに断面の組織を反射電子顕微
鏡で観察したところ、ほぼ全面に、多量の樹枝状晶αＦ
ｅが生成しており、さらに偏析により、Ｒリッチ相が少
ない部分と、逆に樹枝状晶αＦｅの生成量は少ないがＲ
リッチ相が多い部分がかなり認められた。また磁気特性
を低下させるＲ2 Ｆｅ17相も広い範囲で多量に生成して
いた。この合金インゴットに真空中１０５０℃にて２４
時間の熱処理を施したが、表２に示すようにαＦｅはな
かり残存しており、Ｒ2Ｆｅ17相も残存していた。ま
た、主相のＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ結晶粒が粗大化し、Ｒリッチ
相は大きなプール状となって偏在していた。
【００４１】さらに得られた合金インゴットを実施例１
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性はかなり悪
く、同じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１〜実施例４
の約２倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様な条件
で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評
価した。その結果は表３に示すようにＢｒが低下し、減
磁曲線の角型性も悪く、そのため最大エネルギー積が極
めて不十分な値となった。
と同様の方法で粉砕を行った。しかし粉砕性はかなり悪
く、同じ４μｍの粉末を得るのに、実施例１〜実施例４
の約２倍の時間を要した。つぎに実施例１と同様な条件
で焼結磁石を作製し、得られた焼結磁石の磁気特性を評
価した。その結果は表３に示すようにＢｒが低下し、減
磁曲線の角型性も悪く、そのため最大エネルギー積が極
めて不十分な値となった。
【００４２】
【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、磁性を担う主相に近い合金を経済的に
製造することが可能となり、極めて有用である。
料として最適な、磁性を担う主相に近い合金を経済的に
製造することが可能となり、極めて有用である。
【図１】図１は本発明の実施例１および実施例２に用い
た遠心鋳造設備の概略図である。
た遠心鋳造設備の概略図である。
【図２】図２は本発明の実施例３および実施例４に用い
た遠心鋳造設備の概略図である。
た遠心鋳造設備の概略図である。
１ 真空チャンバー ２ ルツボ ３ａ タンディッシュ１ ３ｂ タンディッシュ２ ４ａ 鋳型 ４ｂ エンドプレート ５ インゴット ６ 鋳型回転駆動機構 ７ 冷却用ガスノズル
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３ Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３Ｈ 38/00 ３０３ 38/00 ３０３Ｄ Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｇ // Ｈ０１Ｆ 1/053 1/04 Ｈ (56)参考文献 特開 昭55−1966（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−161556（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 33/04 B22D 13/06,13/10 503,505 C22C 1/02 503 C22C 38/00 303 C21D 6/00 H01F 1/04 - 1/09,41/02
Claims (6)
- 【請求項１】 希土類元素を含む磁石用の合金を溶解
後、単位時間当たりの溶湯供給量Ｍを鋳型内壁面積Ｓで
除した値Ｍ／Ｓを次式の範囲内として、遠心鋳造するこ
とを特徴とする希土類磁石合金の製造方法。 Ｍ／Ｓ≦０. ５ｇ／ｃｍ2 ・秒 ‥‥‥ （１） - 【請求項２】 鋳型内面への溶湯の供給を２箇所以上か
ら行うことを特徴とする請求項１に記載の希土類磁石合
金の製造方法。 - 【請求項３】 溶湯の供給口を鋳型の長手方向に往復運
動させながら鋳造することを特徴とする請求項１または
請求項２に記載の希土類磁石合金の製造方法。 - 【請求項４】 鋳型内空間部に設けたガス冷却ノズルか
ら、鋳型内壁に向けてガスを吹込み、冷却しながら、鋳
造することを特徴とする請求項１ないし請求項３に記載
の希土類磁石合金の製造方法。 - 【請求項５】 希土類磁石合金がＮｄＦｅＢ系磁石合金
であることを特徴とする請求項１ないし請求項４に記載
の希土類磁石合金の製造方法。 - 【請求項６】 鋳造後、合金インゴットを９００℃以上
１１５０℃以下で熱処理することを特徴とする請求項１
ないし請求項５に記載の希土類磁石合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6147808A JP2817624B2 (ja) | 1994-06-29 | 1994-06-29 | 希土類磁石合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6147808A JP2817624B2 (ja) | 1994-06-29 | 1994-06-29 | 希土類磁石合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0813078A JPH0813078A (ja) | 1996-01-16 |
| JP2817624B2 true JP2817624B2 (ja) | 1998-10-30 |
Family
ID=15438688
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6147808A Expired - Lifetime JP2817624B2 (ja) | 1994-06-29 | 1994-06-29 | 希土類磁石合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2817624B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7442262B2 (en) | 2001-12-18 | 2008-10-28 | Showa Denko K.K. | Alloy flake for rare earth magnet, production method thereof, alloy powder for rare earth sintered magnet, rare earth sintered magnet, alloy powder for bonded magnet and bonded magnet |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6328825B1 (en) * | 1997-11-12 | 2001-12-11 | Showa Denko K.K. | Alloy used for production of a rare-earth magnet and method for producing the same |
| AU2001282578A1 (en) | 2000-08-31 | 2002-03-13 | Showa Denko K K | Centrifugal casting method, centrifugal casting apparatus, and cast alloy produced by same |
| JP4389427B2 (ja) * | 2002-02-05 | 2009-12-24 | 日立金属株式会社 | 希土類−鉄−硼素系磁石用合金粉末を用いた焼結磁石 |
| EP1738377B1 (en) | 2004-04-07 | 2012-10-03 | Showa Denko K.K. | Alloy lump for r-t-b type sintered magnet, producing method thereof, and magnet |
| JP6005263B2 (ja) * | 2013-04-24 | 2016-10-12 | 和歌山レアアース株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系磁石用原料合金 |
| CN103801669B (zh) * | 2014-01-16 | 2016-01-20 | 厦门钨业股份有限公司 | 离心铸造方法及其设备和工艺 |
| CN106887322B (zh) * | 2017-03-03 | 2018-03-30 | 北京科技大学 | 一种高效制备纳米晶稀土永磁粉的方法 |
-
1994
- 1994-06-29 JP JP6147808A patent/JP2817624B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7442262B2 (en) | 2001-12-18 | 2008-10-28 | Showa Denko K.K. | Alloy flake for rare earth magnet, production method thereof, alloy powder for rare earth sintered magnet, rare earth sintered magnet, alloy powder for bonded magnet and bonded magnet |
| US7571757B2 (en) | 2001-12-18 | 2009-08-11 | Showa Denko K.K. | Alloy flake for rare earth magnet, production method thereof, alloy powder for rare earth sintered magnet, rare earth sintered magnet, alloy powder for bonded magnet and bonded magnet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0813078A (ja) | 1996-01-16 |
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