JP3449166B2

JP3449166B2 - 希土類磁石用合金及びその製造方法

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Publication number: JP3449166B2
Application number: JP10810997A
Authority: JP
Inventors: 史郎佐々木; 寛長谷川; 洋一広瀬
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Showa Denko KK
Priority date: 1996-04-10
Filing date: 1997-04-10
Publication date: 2003-09-22
Anticipated expiration: 2017-04-10
Also published as: JPH1036949A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は希土類元素を含む永
久磁石の原料用合金とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】希土類磁石は電子機器の小型高性能化に
伴い、生産量は増加の一途をたどっている。特にＮｄＦ
ｅＢ系材料はＳｍＣｏを凌ぐ高特性と原料面での優位性
から、生産量は増加し続けており、その中でも磁気特性
をさらに向上させた磁石へのニーズが高まりつつある。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石では磁性を担う強磁性相R₂T₁₄B相の他
に、非磁性でＮｄ等の希土類元素の濃度の高い相（Ｒリ
ッチ相と呼ぶ）が存在し、次の様な重要な役割を果たし
ている。融点が低く、磁石化工程の焼結時に液相となり、磁石
の高密度化、したがって磁化の向上に寄与する。粒界の凹凸をなくし、逆磁区のニュークリエーション
サイトを減少させ保磁力を高める。Ｒリッチ相は非磁性であり主相を磁気的に絶縁するこ
とから、保磁力を高める。したがって、Ｒリッチ相の分散状態が悪いためにＲリッ
チ相に覆われていない界面が存在すれば、その部分では
局所的な保磁力低下によって角型性が悪化するととも
に、焼結不良によって磁化も低下するため最大磁気エネ
ルギー積の低下をもたらすことが知られている。

【０００３】ところが、高特性磁石になるほど強磁性相
であるR₂T₁₄B相の体積率を高める必要があるため、必然
的にＲリッチ相の体積率が減少し、部分的なＲリッチ相
不足を生じ、十分な特性が得られない場合が多い。そこ
で高特性材においてＲリッチ相不足による特性低下の防
止方法に関する多くの研究が報告されており、それらは
大きく２つのグループに分けられる。

【０００４】１つは主相R₂T₁₄B相とＲリッチ相を別々の
合金から供給するものであり、一般に２合金法と呼ばれ
ている。２合金法は最終的な磁石組成は似通ったもので
も、２つの合金の組成の選択幅が広いこと、Ｒリッチ相
を供給する合金の組成、製法にも自由度が高いことから
幾つか興味深い結果が報告されている。

【０００５】例えば、粒界相合金として焼結温度におい
て液相となる組成の非晶質合金を使用すれば、通常の一
合金法で作成した原料合金よりも、粒界相がＦｅリッチ
になっただけその粒界相の体積率を増加させることがで
きるため、磁石製作時のＲリッチ相の分散性が良好とな
り、磁気特性向上に成功している。また、非晶質合金の
使用による粉末酸化の抑制も非常に有効に機能している
（E.Otsuki,T.Otsukaand T.Imai,11th International W
orkshop on Rare Earth magnets and theirApplication
s,vol.1,p328(1990) ）。その他、Ｒリッチ相を供給す
る合金を高Ｃo組成として粉末酸化の抑制に成功した研
究も報告されている（M.Honshimaand K.Ohashi,Journal
of Materials Engineering and Performance P.218-22
2 vol.3(2) April 1994 ）。

【０００６】もう一つは最終組成の合金をストリップキ
ャスティング法により、従来の金型鋳造法よりも早い冷
却速度で凝固させることで組織を微細化し、Ｒリッチ相
が微細に分散した組織を有する合金を生成させるもので
ある。合金内のＲリッチ相が微細に分散しているため、
粉砕、焼結後のＲリッチ相の分散性も良好となり、磁気
特性向上に成功している（特開平5-222488、特開平5-29
5490）。一方、R₂T₁₄B相は初晶α−Ｆｅと液相との包晶
反応で生成するため、Ｒ含有量が低下すると、α−Ｆｅ
が生成しやすくなる。α−Ｆｅは磁石製造時の粉砕効率
の悪化を招き、焼結後の磁石に残存すれば特性の低下を
もたらす。そこで、通常の金型鋳造法で溶製したインゴ
ットの場合、高温で長時間にわたる均質化熱処理による
α−Ｆｅの消去が必要となる。しかし、ストリップキャ
スティング法により凝固速度を増加させ、包晶反応温度
以下に過冷却できれば、α−Ｆｅ析出の抑制が可能とな
る。また、２合金法で一方の合金のＲ含有量を比較的少
なくして、主にＲ₂ Ｔ₁₇相からなる組織を生成する場合
でも、ストリップキャティング法によりα−Ｆｅ生成抑
制、粉砕性向上が認められている。この際、主相系合金
は前例よりもＲ含有量が増加するため、従来の鋳造法で
もα−Ｆｅの生成量は少ないものと考えられるが、スト
リップキャスティング法によりＲリッチ相の分散性が非
常に良好な組織を生成し、粉砕性、粒度分布の向上がも
たらされている（特開平7-45413 ）。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】以上のように２合金法
とストリップキャスティング法、又はこれらの併用によ
って焼結後のＲリッチ相の良好な分散がもたらされ、磁
気特性の向上がなされたが、まだ充分に要求特性が満た
されていない。本発明では、それら従来法にさらに改良
を加える事で、残留磁化（Ｂｒ）が高い高磁気特性を安
定して発現することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者はＲ- Ｔ- Ｂ系
合金の組織と磁気特性の関連について検討した結果、ス
トリップキャスティング時の冷却条件を制御することに
より、Ｒリッチ相の体積率を減少させることによって、
残留磁化が大きくなることを見出した。あるいはまた、
鋳造後の熱処理により、Ｒリッチ相の体積率を減少させ
ることによって、磁石化して評価した際に、残留磁化が
大きくなる事実を見出した。この事実は２合金法の主相
系合金をストリップキャスティング法で作製した際にも
確認された。

【０００９】また本発明者は、ストリップキャスト材も
含めて、Ｒ- Ｔ- Ｂ系磁石合金インゴットではＲリッチ
相は結晶粒界に存在し、Ｒリッチ相の均一微細分布のた
めにはＲリッチ相の間隔を小さくすること、すなわち結
晶粒径を小さくすることが重要であるとされてきた従来
の解析結果と異なり、Ｒリッチ相と結晶粒界とは必ずし
も対応していないこと。また、良好な磁気特性を得るた
めには結晶粒径は大きく、かつＲリッチ相の間隔は細か
いことが必要であることも見出した。そして、鋳造時の
インゴットの冷却条件を制御することによって、Ｒリッ
チ相の間隔を細かくする一方で、結晶粒径を大きめにす
ることが可能であることを見出している。

【００１０】すなわち、本発明はＲ（Ｙを含む希土類元
素のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷移
金属）及びＢを基本成分とする永久磁石の原料用合金と
原料用合金の製造方法に於て、凝固速度の制御により、
あるいは凝固後の冷却速度の制御によってＲリッチ相の
体積率、さらにはＲリッチ相の間隔を適正化させるこ
と、さらにR₂T₁₄B相結晶粒径を制御することによって、
残留磁化の増加をもたらすものである。

【００１１】ここで、本発明の構成を詳細に記す前にR₂
T₁₄B化学量論組成よりも若干Ｒリッチである一般的な主
相系合金の凝固、熱処理による組織変化に関してＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ３元系を例に説明する。通常の鋳型を使用した
凝固の場合、特に冷却速度が遅くなるインゴットの厚さ
方向の中央部近傍では、まず初晶α−Ｆｅが生成し、液
相との２相共存状態となる。次に1155℃の包晶反応によ
って、α−Ｆｅと液相からNd₂Fe₁₄B相を生成するが、反
応速度が冷却速度と比較して遅いため、α−ＦｅはNd₂F
e₁₄B相内部に残存する。その後、温度低下に従い液相か
らNd₂Fe₁₄B相が排出され、液相は体積率が減少すると共
に、組成もＮｄリッチ側に変化し、最終的に液相は665
℃の３元共晶反応でNd₂Fe₁₄B相、Ｎｄリッチ相、Ｂリッ
チ相の３相に凝固する。

【００１２】しかし、ストリップキャスティング法等に
より凝固速度を増加した際には、先に触れたように合金
溶湯を包晶反応温度以下まで過冷却可能となるため、α
−Ｆｅの生成を抑制し、液相からNd₂Fe₁₄B相を直接生成
可能となる。また、その後の冷却も速く、液相からNd₂F
e₁₄B相が十分生成される以前に凝固するため、平衡状態
図で予想されるよりもNd₂Fe₁₄B相の体積率は少なく、高
温域での液相に相当するＮd リッチ相のＮｄの濃度は低
く、Ｎｄリッチ相の体積率は増加する。以上、Ｎｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ３元系を例に説明したが、一般のＲ−Ｔ−Ｂ系に
拡張しても反応温度等の多少の相違は存在するものの同
様に変化することが知られている。

【００１３】次に本発明の構成を以下に詳細に記す。 (1) Ｒリッチ相以外の相の体積率本発明は、Ｒリッチ相以外の相の体積率Ｖ（％）が１３
８−１．６ｒ以上（ｒは重量％で示したＲ含有量）であ
ることを特徴とする。ここで、Ｒリッチ相以外の相と
は、主相であるR₂T₁₄B相、Ｂリッチ相、その他合金組成
によって出現するR₂T₁₇ 相等の主相R₂T₁₄B相よりも希土
類含有量の少ない相を総称して示す。先に説明したよう
にストリップキャスティング法等により凝固速度を増加
した際には、平衡状態図で予想されるよりも、Ｒリッチ
相が増え、R₂T₁₄B相の体積率は減少する。本発明の合金
ではストリップキャスティング法を採用しさらに鋳造後
の冷却条件を最適化することにより、α−Ｆｅの生成を
防止し、かつＲリッチ相の体積率を減少させ、主相の体
積率を増加させると同時に、微細なＲリッチ相が分布し
た組織としていることを特徴とする。

【００１４】本発明は原料合金のＲリッチ相の体積率が
磁石の残留磁化向上に寄与する点に着目した。Ｒリッチ
相不足で焼結性が低下しない範囲内で、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相の
体積率が大きく、Ｒリッチ相の体積率が小さいほど、磁
石の残留磁化は増加する。ここでＲ含有量が低いほどＲ
リッチ相は減少し、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相を主体としたＲリッチ
相以外の相の体積率が増加する。平衡状態図から主相Ｒ
₂Ｔ₁₄Ｂ相の体積率を推定して、実験に於いて画像解析
装置を用いて確認した結果、本発明の効果をもたらすＲ
リッチ相以外の相の体積率Ｖは、重量％で示したＲの含
有量ｒに対して変化し、残留磁化が高くなり好ましいＶ
の範囲はＶ≧（１３８−１．６ｒ）となることが判明し
た。また、ｒが３０（ｗｔ％）程度以上と比較的大きい
場合には、残留磁化と焼結性とのバランスから、主相Ｒ
₂Ｔ₁₄Ｂ相の体積率をＶ’（％）とすると、Ｖ’として
は（１３８−１．６ｒ）＜Ｖ’＜９５であることが好ま
しいことが判明した。また、２合金法に於いては主相系
合金の希土類量は、希土類量の多い粒界相系合金と混合
して使用するために、一般に３０（ｗｔ％）以下と小さ
い。その場合でもＶ’≧９１が好ましい。さらに好まし
くはＶ’≧９３である。一方、粒界相系合金は、本特許
に記す合金よりも希土類量が大きく、組織も大きく異な
るため、特にここで規定するものではない。

【００１５】先に従来の技術で取り上げた特開平7-1764
14では主相系合金のＲリッチ相の減少は、単に焼結性の
低下による残留磁化の低下をもたらすとしているが、本
発明では、焼結性の低下をもたらすほど、Ｒリッチ相の
体積率が減少しない範囲内であれば、残留磁化が増加す
ることを確認している。

【００１６】(2) Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相の平均結晶粒径Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相の短軸方向の平均結晶粒径が１０〜１００
μｍであることを特徴とする。なお、本明細書でＲ ₂ Ｔ
₁₄ Ｂ相の平均結晶粒径とは、短軸方向の平均結晶粒径を
意味する。主相の結晶粒径が１０μｍより小さいと、磁
場成形用の粉末粒径３〜５μｍに微粉砕したとき粉砕粒
径の中に結晶粒界が存在する粉末粒子の割合が多くな
る。したがって、そのような粉末粒子には方位の異なる
２つ以上の主相が存在することになり、配向性を低下さ
せ残留磁化の低下を招く。そのため、平均結晶粒径は大
きい方が都合が良い。一方、１００μｍを越えるとスト
リップキャスティング法の高冷却速度の効果が薄れ、α
−Ｆｅ析出等の弊害を招く。より好ましくは、ｒが３０
程度以上と比較的大きい場合には、１０〜５０μｍ、さ
らに好ましくは１５〜３５μｍである。一方、ｒが比較
的少ない２合金法の主相系合金としては、２０〜５０μ
ｍが最も好ましい。

【００１７】主相の各結晶粒は合金をエメリー紙で研磨
した後、アルミナ、ダイヤモンド等を使用してバフ研磨
した面を偏光顕微鏡で観察することにより容易に識別可
能である。偏光顕微鏡では磁気Ｋｅｒｒ効果により、入
射した偏光が強磁性体表面の磁化方向に応じた偏光面の
回転を生じて反射するため、各結晶粒から反射する偏光
面の相違が明暗として観察される。

【００１８】(3) Ｒリッチ相の間隔Ｒリッチ相の間隔が３〜１５μｍであることを特徴とす
る。Ｒリッチ相の間隔が１５μｍを越えると、Ｒリッチ
相の分散状態が悪くなり、磁場成形用の粉末粒径３〜５
μｍに微粉砕したとき、Ｒリッチ相が存在する粉末粒子
の割合が減少する。したがって、磁場成形後のＲリッチ
相の分散状態も悪化して、焼結性の低下を招き、磁石化
後の磁化、保磁力の低下をもたらす。また、Ｒリッチ相
の偏在は部分的な保磁力の低下をもたらし、磁石化後の
角型性の低下をもたらす。一方、３μｍより小さい場合
は、凝固速度が速すぎる場合に相当し、結晶粒の微細化
といった弊害をもたらす。より好ましくは、ｒが３０程
度以上と比較的大きい場合には、３〜１０μｍ、さらに
好ましくは３〜８μｍである。一方、ｒが比較的少ない
２合金法の主相系合金としては、５〜１２μｍが最も好
ましい。

【００１９】Ｒリッチ相は、合金をエメリー紙で研磨し
た後、アルミナ、ダイヤモンド等を使用してバフ研磨し
た面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の反射電子線像によ
り観察できる。Ｒリッチ相は主相よりも平均原子番号が
大きいため、反射電子線像では、主相よりも明るく観察
される。そしてＲリッチ相の間隔は、例えばストリップ
断面の観察において、ロール面あるいは自由面に平行に
線分を引き、その線分が横切ったＲリッチ相の数で、線
分の長さを割ることにより求めることができる。

【００２０】(4) 製造方法第１は、ストリップキャスト法で作製したことを特徴と
する。特に、ストリップキャスト後、融点から１０００
℃までの平均冷却速度を３００℃／秒以上とし、８００
〜６００℃での冷却速度を１．０℃／秒以下とすること
を特徴とする。ストリップキャスティング法によれば、
α−Ｆｅの存在しない薄片状合金の作製が可能であり、
最近、装置の改良も進み生産性も向上してきた。結晶粒
径とα−Ｆｅの生成有無に影響するのは、凝固速度や包
晶温度近傍までの高温域での冷却速度と考えられる。結
晶粒径を大きくするためにはこれらの冷却速度が遅い方
が望ましく、一方α−Ｆｅの生成を防止するためには速
い方が望ましい。また、Ｒリッチ相の間隔はこれら高温
域での冷却速度とさらに共晶温度域に近いより低温域ま
での冷却速度に依存し、これらの冷却速度が速いほどよ
り小さく、微細に分布することになる。以上から最適な
組織を得るためには、最適な冷却条件が存在することに
なる。

【００２１】広範囲の実験を行った結果、融点から１０
００℃までの平均冷却速度は３００℃／秒以上、より好
ましくは５００℃／秒以上とすれば良いことが知られ
た。３００℃／秒以下ではα−Ｆｅが生成し、またＲリ
ッチ相の間隔も広く、微細な組織とならない。ロールか
ら離脱する前のストリップの冷却速度に最も大きく影響
する要因としてストリップ厚さが挙げられる。融点から
１０００℃までの平均冷却速度を３００℃／秒以上と
し、かつ最適な結晶粒径とＲリッチ相の間隔を有した組
織とするためには、ストリップ厚さは０. １５〜０. ６
０ｍｍとするのが良い。より好ましくは０. ２０〜０.
４５ｍｍである。ストリップの厚さが０．１５mm以下で
は、凝固速度が速くなりすぎてしまい、結晶粒径が好ま
しい範囲よりも小さくなってしまう。冷却速度の正確な
測定は困難であるが、簡易的には次のようにして求めら
れる。ロールから離脱した直後のストリップの温度は、
簡単に測定可能であり、７００〜８００℃程度である。
そこで、温度降下値を溶湯がロールに供給されてから、
離脱、温度測定するまでの時間で割れば、その温度範囲
での平均冷却速度を求めることができる。この方法によ
り融点から８００℃までの平均冷却速度が求められる。
本方法を含めて、通常の凝固、冷却過程に於いては、高
温域ほど冷却速度は大きい。そのため、前記した方法に
よって、融点から８００℃までの平均冷却速度が、３０
０℃／秒以上であることが確認できれば、融点から１０
００℃での冷却速度も３００℃／秒以上であると言え
る。なお、冷却速度の上限を正確に規定するのは困難で
あるが、１０⁴ ℃／秒程度以下であることが好ましいと
思われる。

【００２２】ストリップキャスティング法では冷却速度
が数百〜数千℃/ 秒と速いため、先に説明したように、
Ｒリッチ相の体積率が平衡状態図で予想されるよりも高
い組織が得られ、従来はそのような組織は好ましいもの
として受入れられてきた。しかし、本発明ではＲリッチ
相以外の相の体積率を高めるため、８００〜６００℃の
冷却速度を１．０℃／秒以下、好ましくは０．７５℃／
秒以下として液相からのR₂T₁₄B相の生成を促進すること
とした。８００〜６００℃の冷却速度が１．０℃／秒を
越えると、液相のＲリッチ相からR₂T₁₄B相が十分に生成
しきらない内に凝固してしまい、結果としてＲリッチ相
の体積率が多くなるため、本発明の主旨から外れる。ま
た、この冷却速度の制御により、Ｒリッチ相の間隔を適
度に大きくする効果ももたらされる。

【００２３】本発明ではロールから落下する際の温度を
７００℃以上として、その後に適度に保温可能な工程を
有することで８００〜６００℃での冷却速度の制御が可
能となる。

【００２４】また、本発明の合金を得る他の方法とし
て、ストリップキャスティング法により鋳造冷却した後
に、８００〜６００℃で熱処理することによっても同様
の効果が得られる。この熱処理はα−Ｆｅ消去を目的と
した均質化熱処理よりも低温短時間であるため、装置
的、生産効率面での弊害は少ない。鋳造片が薄いため熱
処理時間は通常１０分以上あれば良く、３時間を超える
必要はない。熱処理雰囲気は酸化を防止するため、真空
又は不活性雰囲気とする必要がある。熱処理後の冷却は
６００℃程度までを徐冷とするのが好ましい。

【００２５】なお、最近ストリップキャスト材に関する
発明が幾つか報告されている。一つは、やはり特定の冷
却速度により、所望の組織を生成するものである（特開
平8-269643）。それは、溶湯をロールにて２×１０³ ℃
／sec 〜７×１０³ ℃／sec の１次冷却にて鋳片温度７
００〜１０００℃に冷却後、ロール離脱後に前記鋳片を
合金の固相線温度以下に５０〜２×１０³ ℃／min の２
次冷却速度にて冷却し、平均短軸結晶粒径３〜１５μm
のR₂T₁₄B相と５μｍ以下のＲリッチ相とが、微細に分散
した組織を形成し、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕
時の微粉化、粉末の酸化を防止し、磁気特性の向上に成
功したものである。

【００２６】一方、本発明も鋳造時の冷却速度を高温域
と低温域に分けて規定して、所望の組織を生成し、磁気
特性の向上をもたらしている。しかし、本発明の合金組
織は、R₂T₁₄B相の平均結晶粒径は１０〜１００μｍで、
特開平8-269643の３〜１５μｍとは異なる。また、Ｒリ
ッチ相についても、本発明では、その間隔を３〜１５μ
ｍとしたのに対し、特開平8-269643ではその大きさのみ
にしか触れていない。そして、特開平8-269643では低温
域にあたる２次冷却速度が遅いと、結晶粒が成長し、焼
結磁石のｉＨc の低下を招くとしている。そして、好ま
しい２次冷却速度は、５０℃／min 〜２×１０³ ℃／mi
n であり、この冷却速度の上限も量産性の面から設定さ
れたものであり、特性面から規定されたものではない。
一方、本発明では、高温域、低温域のそれぞれの冷却速
度を制御して、R₂T₁₄B相の結晶粒径は大きく、Ｒリッチ
相はその間隔を狭く、体積率を小さくしたものであり、
例えば８００から６００℃での低温域の冷却速度は、特
開平8-269643の５０℃／min 〜２×１０³ ℃／min
（０．８３〜３３．３℃／sec ）とは反対に遅くして、
１．０℃／sec 以下、好ましくは０．７５℃／sec 以下
としたもので、鋳造後の熱処理の有効性にも触れてお
り、全く異なったものである。

【００２７】もう一つはストリップキャスト法で得た薄
板を８００〜１１００℃で熱処理し、表層部の硬化除
去、次工程での水素吸蔵処理における合金の崩壊性を速
め微細化を促進するものである（特開平8-264363）。し
かし、合金組織についての規定はなく、好ましい熱処理
の範囲も本発明の６００から８００℃とは異なる。

【００２８】

【作用】本発明は、Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少な
くとも１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷移金属）及びＢ
を基本成分とする永久磁石用の原料用合金と原料用合金
の製造方法に於て、合金中のＲリッチ相以外の相の体積
率を凝固速度、または凝固後の熱処理によって増加する
こと、またR₂T₁₄B相結晶粒径の制御によって、さらにＲ
リッチ相の間隔を制御することにより、焼結磁石化後の
残留磁化の増加をもたらしたものである。

【００２９】ここで各合金中のＲリッチ相の体積率が、
磁石の残留磁化に影響を及ぼす原因について考察する。
Ｒリッチ相の体積率が大きい時は、Ｒリッチ相が非平衡
状態で多量に存在する。そして一般的に磁石の製造工程
で一般的に採用されている水素解砕を行う際、Ｒリッチ
相は優先的に水素を吸収し、脆化し、そのような作用に
よりＲリッチ相がクラックの優先的な発生伝播経路とな
る。したがって、結果として、Ｒリッチ相の体積率と分
布状態が微粉砕後の粉末の形状、粒度分布に影響し、結
果として磁場成形時の配向度に影響すると推定すること
も可能である。実際にＲリッチ相の間隔が３μｍ程度以
下になると、粉末の形状が角ばったものとなる傾向を確
認している。

【００３０】

【実施例】

（実施例１）合金組成が、Ｎｄ：３０．７重量％、Ｂ：
１. ００重量％、Ｃｏ：２．００重量％、Ａｌ：０. ３
０重量％、Ｃｕ：０．１０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、コバルト、アルミニウム、銅、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、ストリップキャスティング法により、
厚さ約０．３３ｍｍのストリップを生成した。この際、
キャスティングロールから離脱した高温のストリップ
を、保温効果の大きい断熱材で作製した箱の中に１時間
保持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで
急冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設
置した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温
度は７１０℃であった。その後、６００℃に到達するま
でに８分が経過した。したがって、８００℃から７１０
℃までの冷却に要する時間を無視しても、８００〜６０
０℃の平均冷却速度は毎秒０．５６℃であり、実際には
これより低くなる。一方、融点から８００℃までの冷却
速度は、断熱箱に落下するまでに要する時間より毎秒４
００℃以上であった。また、ロール上のストリップの温
度を放射温度計で測定した結果から、融点から１０００
℃までの冷却速度は毎秒１０００℃以上であることが判
った。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観
察した結果、主相R₂Fe₁₄B 相の平均結晶粒径は約２８μ
ｍであった。また、走査型電子顕微鏡の反射電子線像を
観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に筋
状、あるいは一部粒状となって存在し、その間隔は約５
μｍであった。その他Ｂリッチ相と思われる比較的希土
類含有量の少ない相が少量存在していた。Ｒリッチ相以
外の相の体積率Ｖと主相R₂Fe₁₄B 相の体積率Ｖ’を画像
処理装置を用いて測定した結果、それぞれ、９２％、９
１％であった。

【００３１】次に同合金に室温にて水素を吸蔵させ、６
００℃にて水素を放出させた。この混合粉をブラウンミ
ルで粗粉砕し、粒径０．５ｍｍ以下の合金粉末を得、次
にジェットミルで微粉砕し、３．５μｍの平均粒径から
なる磁石粉を得た。得られた微粉末を１５ｋＯｅの磁場
中にて１．５ｔｏｎ／ｃｍ² の圧力で成形した。得られ
た成形体を真空中１０５０℃で４時間焼結した後、１段
目の熱処理を８５０℃で１時間、２段目の熱処理を５２
０℃で１時間行なった。得られた磁石の磁気特性を表１
に示す。

【００３２】（比較例１）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、厚さ約０．３３ｍｍの合金ストリップを生成し
た。この際、キャスティングロールから離脱した高温の
ストリップを直接、水冷構造を有する箱の中に入れて常
温まで急冷した。箱中でのストリップの温度変化を箱に
設置した熱電対で測定した結果、箱に落下した時の温度
は７１０℃であった。その後、６００℃に到達するまで
に要した時間は１５秒であった。一方、８００℃から７
１０℃の冷却に要した時間は、ストリップが箱に落下す
るまでに要した時間よりも短くなるため、最大でも２秒
程度である。したがって、それを加えても８００〜６０
０℃の平均冷却速度は毎秒１２℃であり、実際にはこれ
よりも大きくなる。一方、融点から８００℃までの冷却
速度は、実施例１と相違ない。その断面の組織を偏光顕
微鏡で観察した結果、主相R₂Fe₁₄B 相の平均結晶粒径は
約２８μｍであった。また、走査型電子顕微鏡の反射電
子線像を観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒
内に筋状、あるいは一部粒状となって存在し、その間隔
は約２μｍであった。Ｒリッチ相以外の相の体積率Ｖと
主相R₂Fe₁₄B 相の体積率Ｖ’を画像処理装置を用いて測
定した結果、ともに８７％であった。次にこの合金を用
いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その
磁気特性を表１に示す。

【００３３】（実施例２）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、厚さ約０．３３ｍｍの合金ストリップを生成し
た。ロールから離脱したストリップは実施例１と同様の
断熱材で作製した箱の中に薄く広げるように堆積させ
た。その状態で１時間保持した後、水冷構造を有する箱
の中に入れて常温まで急冷した。断熱箱中でのストリッ
プの温度変化を箱に設置した熱電対で測定した結果、断
熱箱に落下した時の温度は７１０℃であった。その後、
６００℃に到達するまでに要した時間は４分１０秒であ
った。したがって、８００〜６００℃の平均冷却速度は
毎秒０．８０℃以下である。一方、融点から８００℃ま
での冷却速度は、実施例１と相違ない。その断面の組織
を偏光顕微鏡で観察した結果、主相R₂Fe₁₄B 相の平均結
晶粒径は約２８μｍであった。また、走査型電子顕微鏡
の反射電子線像を観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界
と主相粒内に筋状、あるいは一部粒状となって存在し、
その間隔は約４μｍであった。その他Ｂリッチ相と思わ
れる比較的希土類含有量の少ない相が少量存在してい
た。Ｒリッチ相以外の相の体積率Ｖと主相R₂Fe₁₄B 相の
体積率Ｖ’を画像処理装置を用いて測定した結果、それ
ぞれ、９１％、９０％であった。次にこの合金を用い
て、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その磁
気特性を表１に示す。

【００３４】（比較例２）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、主相系合金のストリップを生成した。この際、注
湯速度を減少させたため、ストリップの厚さは約０．１
３ｍｍであった。ロールから離脱したストリップは実施
例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間保持した
後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで急冷し
た。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設置した
熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温度は６
３０℃であった。その後、６００℃に到達するまでに要
した時間は３分であった。したがって、８００〜６００
℃の平均冷却速度は毎秒１．１℃以下である。一方、融
点から８００℃までの冷却速度は、毎秒５００℃以上で
あった。その断面の組織を偏光顕微鏡で観察した結果、
主相R₂Fe₁₄B 相の平均結晶粒径は約１２μｍであった。
また、走査型電子顕微鏡の反射電子線像を観察した結
果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に筋状、あるいは
一部粒状となって存在し、その間隔は約４μｍであっ
た。Ｒリッチ相以外の相の体積率Ｖと、主相R₂Fe₁₄B 相
の体積率Ｖ’を画像処理装置を用いて測定した結果、そ
れぞれ、９１％、９０％であった。

【００３５】（比較例３）実施例１と同じ組成となるよ
うに、水冷機構を有する鉄製鋳型を用いて、厚さ２５ｍ
ｍのインゴットを作製した。その断面の組織を偏光顕微
鏡で観察した結果、主相R₂Fe₁₄B 相の平均結晶粒径は約
１５０μｍであった。しかし、走査型電子顕微鏡の反射
電子線像を観察した結果、インゴット全体に多量のα−
Ｆｅが存在していたため、磁石は作製しなかった。

【００３６】（実施例３）合金組成として、ＮｄとＤｙ
の含有量がそれぞれ３０．８重量％、１．２重量％であ
り、その他の成分及び含有量は実施例１と同じ組成とな
るように、実施例１と同様の条件でストリップキャステ
ィング法により、約０．３３ｍｍの合金ストリップを生
成し、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製した。こ
の際の冷却速度、合金組織、焼結磁石の特性を併せて表
１に示す。

【００３７】（実施例４）２合金法に於いて、主相系合
金は組成がＮｄ：２８．０重量％、Ｂ：１. ０９重量
％、Ａｌ：０. ３重量％、残部鉄になるように、実施例
１と同様にしてストリップキャスティング法で、厚さ約
０．３５ｍｍのストリップを生成した。この際の冷却速
度、合金組織を表１に示す。一方、粒界相系合金は組成
がＮｄ：３８．０重量％、Ｄｙ：１０．０重量％、Ｂ：
０．５重量％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量
％、Ａｌ：０．３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、コバ
ルト、銅、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、遠心鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴット
を生成した。次に主相系合金８５重量％と粒界相系合金
１５重量％を混合し、室温にて水素を吸蔵させ、６００
℃にて水素を放出させた。この混合粉をブラウンミルで
粗粉砕し、粒径０．５ｍｍ以下の合金粉末を得、次にジ
ェットミルで微粉砕し、３．５μｍの平均粒径からなる
磁石粉を得た。得られた微粉末を１５ｋＯｅの磁場中に
て１．５ ton/cm²の圧力で成形した。得られた成形体を
真空中１０５０℃で４時間焼結した後、１段目の熱処理
を８５０℃で１時間、２段目の熱処理を５２０℃で１時
間行なった。得られた磁石の磁気特性を表１に併せて示
す。

【００３８】（比較例４）実施例４と同じ組成となるよ
うに、実施例４と同様してにストリップキャスティング
法により、厚さ約０．３５ｍｍの主相系合金のストリッ
プを生成した。この際、キャスティングロールから離脱
した高温のストリップを直接、水冷構造を有する箱の中
に入れて常温まで急冷した。この際の冷却速度、合金組
織を表１に示す。次にこの主相系合金と実施例４で作製
した粒界相系合金を用いて、実施例４と同様の方法で焼
結磁石を作製し、その磁気特性を表１に併せて示す。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【発明の効果】本発明によれば、最大磁力積（（ＢＨ）
MAX ）が４０ＭＧＯｅ級以上の強力な永久磁石を容易に
得ることが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１の合金の結晶粒径を示す偏光顕微鏡組
織写真（倍率２００倍）。

【図２】実施例１の合金のＲリッチ相の分散状態を示す
反射電子顕微鏡組織写真（倍率２００倍）。

【図３】比較例１の合金のＲリッチ相の分散状態を示す
反射電子顕微鏡組織写真（倍率２００倍）。

【図４】比較例２の合金の結晶粒径を示す偏光顕微鏡組
織写真（倍率２００倍）。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平３−222304（ＪＰ，Ａ) 特開平５−222488（ＪＰ，Ａ) 特開平５−295490（ＪＰ，Ａ) 特開平７−66022（ＪＰ，Ａ) 特開平７−176414（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C22C 33/04

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】 R（Y を含む希土類元素のうち少なくと
も１種）を２７〜３４ｗｔ％、B を０．７〜１．４ｗｔ
％含み、残部がＴ（ＴはFeを必須とする遷移金属）から
成る組成を有し、R-リッチ相以外の相の体積率Ｖ（％）
が（１３８−１．６ｒ）以上（ただしｒはR の含有量）
で、R₂T₁₄B相の平均結晶粒径が１０〜１００μｍ、R リ
ッチ相の間隔が３〜１５μｍであることを特徴とする希
土類磁石用合金。
【請求項２】合金組成が R（Y を含む希土類元素のう
ち少なくとも１種）を２８〜３３ｗｔ％、B を０．９５
〜１．1 ｗｔ％含み、残部がT （Feを必須とする遷移金
属）から成る組成であり、R₂T₁₄B相の体積率Ｖ’（％）
が１３８−１．６ｒ＜Ｖ’＜９５であり、R₂T₁₄B相の平
均結晶粒径が１０〜５０μｍで、R リッチ相の間隔が３
〜１０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の希
土類磁石用合金。
【請求項３】合金組成が R（Y を含む希土類元素のう
ち少なくとも１種）を３０〜３２ｗｔ％、B を０．９５
〜１．０５ｗｔ％含み、残部がT （Feを必須とする遷移
金属）から成る組成であり、R₂T₁₄B相の体積率Ｖ’
（％）が１３８−１．６ｒ＜Ｖ’＜９５であり、R₂T₁₄B
相の平均結晶粒径が１５〜３５μｍで、Ｒリッチ相の間
隔が３〜８μｍであることを特徴とする請求項１に記載
の希土類磁石用合金。
【請求項４】合金組成が R（Y を含む希土類元素のう
ち少なくとも１種）を２７〜３０ｗｔ％、B を０．7 〜
１．４ｗｔ％含み、残部がT （Feを必須とする遷移金
属）から成る組成であり、R₂T₁₄B相の体積率Ｖ’（％）
が９１以上であり、R₂T₁₄B相の平均結晶粒径が１５〜１
００μｍ、Ｒリッチ相の間隔が３〜１５μｍであること
を特徴とする請求項１に記載の希土類磁石用合金。
【請求項５】合金組成が R（Y を含む希土類元素のう
ち少なくとも１種）を２８〜２９．５ｗｔ％、B を１．
１〜１．３ｗｔ％含み、残部がT （Feを必須とする遷移
金属）から成る組成であり、R₂T₁₄B相の体積率Ｖ’
（％）が９３以上であり、R₂T₁₄B相の平均結晶粒径が２
０〜５０μｍ、Ｒリッチ相の間隔が５〜１２μｍである
ことを特徴とする請求項１に記載の希土類磁石用合金。
【請求項６】 R（Y を含む希土類元素のうち少なくと
も１種）を２７〜３４ｗｔ％、B を０．７〜１．４ｗｔ
％含み、残部がT （Feを必須とする遷移金属）から成る
組成を有する合金溶湯をストリップキャステイング法で
鋳造し、該合金の融点から１０００℃迄の平均冷却速度
を３００℃／秒以上とし、８００℃から６００℃間の平
均冷却速度を１. ０℃／秒以下とすることを特徴とする
希土類磁石用合金の製造方法。
【請求項７】融点から１０００℃迄の平均冷却速度を
５００℃／秒以上とし、８００℃から６００℃間の平均
冷却速度を０. ７５℃／秒以下とすることを特徴とする
請求項６に記載の希土類磁石用合金の製造方法。