JP3492823B2 - 磁石合金製造用急冷ロール - Google Patents
磁石合金製造用急冷ロールInfo
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、真空溶解炉にて
溶解した磁石合金溶湯をノズルより急冷ロールに注湯し
て、微細均質組織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金を製造するための急冷ロールの改
良に係り、溶湯に接触する急冷ロールの幅方向の中央付
近部及び両側付近部の表面を、それぞれ特定の表面粗度
となし、両側付近部の表面粗度が中央付近部の表面粗度
より大きくなるようにして、鋳片幅方向に均質微細結晶
粒を有する鋳片を鋳造することを実現した、微細均質組
織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁
石合金製造用急冷ロールに関する。
溶解した磁石合金溶湯をノズルより急冷ロールに注湯し
て、微細均質組織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金を製造するための急冷ロールの改
良に係り、溶湯に接触する急冷ロールの幅方向の中央付
近部及び両側付近部の表面を、それぞれ特定の表面粗度
となし、両側付近部の表面粗度が中央付近部の表面粗度
より大きくなるようにして、鋳片幅方向に均質微細結晶
粒を有する鋳片を鋳造することを実現した、微細均質組
織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁
石合金製造用急冷ロールに関する。
【０００２】
【従来の技術】高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｆｅ
−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）は、三元
系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組織にて高
い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品から大型
コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用され、用
途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々の組成の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。
−Ｂ系永久磁石（特開昭５９−４６００８号）は、三元
系正方晶化合物の主相とＲリッチ相を有する組織にて高
い磁石特性が得られ、一般家庭の各種電器製品から大型
コンピュータの周辺機器まで幅広い分野で使用され、用
途に応じた種々の磁石特性を発揮するよう種々の組成の
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石が提案されている。
【０００３】前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石は極めてすぐ
れた磁気特性を有するが、耐食性、温度特性の点で問題
があり、従来よりＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の耐食性の改
善のため、磁石表面に耐食性金属膜や樹脂膜を被覆する
方法が提案され（特開昭６０−５４４０６号公報、特開
昭６０−６３９０１号公報）、また磁石の磁気特性の温
度特性の改善のため、磁石組成のＦｅの１部をＣｏにて
置換することが提案（特開昭５９−６４７３３号公報）
されているが、未だ十分でなく、且つ、磁石のコスト上
昇を招来する問題があった。
れた磁気特性を有するが、耐食性、温度特性の点で問題
があり、従来よりＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石の耐食性の改
善のため、磁石表面に耐食性金属膜や樹脂膜を被覆する
方法が提案され（特開昭６０−５４４０６号公報、特開
昭６０−６３９０１号公報）、また磁石の磁気特性の温
度特性の改善のため、磁石組成のＦｅの１部をＣｏにて
置換することが提案（特開昭５９−６４７３３号公報）
されているが、未だ十分でなく、且つ、磁石のコスト上
昇を招来する問題があった。
【０００４】最近、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＢの一部をＣ
で置換して耐食性のすぐれた境界相を生成させて、耐食
性の改善向上、温度特性の向上を図ったＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石が提案（特開平３−８２７４４号公報）されて
いる。前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、Ｂ量は２ａｔ％
以下であることと多量のＣを含有することを特徴として
いる。
で置換して耐食性のすぐれた境界相を生成させて、耐食
性の改善向上、温度特性の向上を図ったＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石が提案（特開平３−８２７４４号公報）されて
いる。前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、Ｂ量は２ａｔ％
以下であることと多量のＣを含有することを特徴として
いる。
【０００５】すなわち、Ｂの一部をＣにて置換すると、
主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ正方晶はＢの一部がＣにて置換され
たＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）正方晶になるが、結晶構造は
同じであり、また粒界相はＲリッチ相から耐食性の良好
なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ相）に変化し、Ｆｅの一
部をＣｏで置換したＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石で
は、主相はＲ2Ｆｅ14Ｂ正方晶と同一結晶構造のＲ2（Ｆ
ｅ1-xＣｏx）14（Ｂ1-yＣy）正方晶になり、また粒界相
はＲリッチ相から耐食性の良好なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｃ相）に変化するが、磁石中に多量のＣを含
有するとＣはＲ（希土類元素）と反応して、Ｒ−Ｃ相
（希土類炭化物）が形成しやすく、原料合金中や焼結磁
石中にＲ−Ｃ相が生成される。
主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ正方晶はＢの一部がＣにて置換され
たＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）正方晶になるが、結晶構造は
同じであり、また粒界相はＲリッチ相から耐食性の良好
なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ相）に変化し、Ｆｅの一
部をＣｏで置換したＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石で
は、主相はＲ2Ｆｅ14Ｂ正方晶と同一結晶構造のＲ2（Ｆ
ｅ1-xＣｏx）14（Ｂ1-yＣy）正方晶になり、また粒界相
はＲリッチ相から耐食性の良好なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｃ相）に変化するが、磁石中に多量のＣを含
有するとＣはＲ（希土類元素）と反応して、Ｒ−Ｃ相
（希土類炭化物）が形成しやすく、原料合金中や焼結磁
石中にＲ−Ｃ相が生成される。
【０００６】要するに、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石
は、ＲがＣと反応してＲ−Ｃ相となり、Ｒが消費される
ため所要の磁気特性を得るためにはＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
よりも多量のＲを必要とする。そのため、磁気特性に寄
与しないＲ−Ｃ相が多いため、主相の存在量が低下して
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりもＢｒが低下し、また高価なＲ
を多量に必要とするため、コストアップを招来すると共
に、含有酸素量の増加にともなって磁気特性の劣化、バ
ラツキを招来する問題があった。
は、ＲがＣと反応してＲ−Ｃ相となり、Ｒが消費される
ため所要の磁気特性を得るためにはＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石
よりも多量のＲを必要とする。そのため、磁気特性に寄
与しないＲ−Ｃ相が多いため、主相の存在量が低下して
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石よりもＢｒが低下し、また高価なＲ
を多量に必要とするため、コストアップを招来すると共
に、含有酸素量の増加にともなって磁気特性の劣化、バ
ラツキを招来する問題があった。
【０００７】また、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、合
金溶湯を鋳型に鋳込んで鋳塊を作製後、該鋳塊を粉砕、
粉末化、成型、焼結、時効処理する粉末冶金法により磁
石化したり、あるいは前記鋳塊または鋳塊の粉砕後の粗
粉を溶体化処理後、粉砕して、前記の粉末冶金法により
磁石化して、耐食性及び温度特性の改善向上を図った
が、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石の磁気特性は（ＢＨ）ｍａ
ｘがたかだか３８ＭＧＯｅ程度であった。さらに、前記
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、減磁曲線の角型性が極めて
悪く、同一寸法形状のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石と比較する
と、温度や逆磁界に対して減磁しやすい問題があった。
金溶湯を鋳型に鋳込んで鋳塊を作製後、該鋳塊を粉砕、
粉末化、成型、焼結、時効処理する粉末冶金法により磁
石化したり、あるいは前記鋳塊または鋳塊の粉砕後の粗
粉を溶体化処理後、粉砕して、前記の粉末冶金法により
磁石化して、耐食性及び温度特性の改善向上を図った
が、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石の磁気特性は（ＢＨ）ｍａ
ｘがたかだか３８ＭＧＯｅ程度であった。さらに、前記
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、減磁曲線の角型性が極めて
悪く、同一寸法形状のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石と比較する
と、温度や逆磁界に対して減磁しやすい問題があった。
【０００８】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系
焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）を高めるためには、
１）強磁性相であり、主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ相またはＲ2Ｆ
ｅ14（Ｂ1-xＣx）相の存在量を多くすること、２）焼結
体の密度を主相の理論密度まで高めること、３）さら
に、主相結晶粒の磁化容易軸方向の配向度を高めること
が要求される。
焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）を高めるためには、
１）強磁性相であり、主相のＲ2Ｆｅ14Ｂ相またはＲ2Ｆ
ｅ14（Ｂ1-xＣx）相の存在量を多くすること、２）焼結
体の密度を主相の理論密度まで高めること、３）さら
に、主相結晶粒の磁化容易軸方向の配向度を高めること
が要求される。
【０００９】すなわち、前記１）項の達成のためには、
磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14ＢまたはＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-x
Ｃx）の化学量論的組成に近づけることが重要である
が、上記組成の合金を溶解し、鋳型に鋳造した合金塊
を、出発原料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系焼結磁石を作製しようとすると、合金塊に晶出し
たα−Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在している
ことなどから、特に微粉砕時に粉砕が困難となり、組成
ずれを生ずる等の問題があった。
磁石の組成を上記Ｒ2Ｆｅ14ＢまたはＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-x
Ｃx）の化学量論的組成に近づけることが重要である
が、上記組成の合金を溶解し、鋳型に鋳造した合金塊
を、出発原料としてＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系焼結磁石を作製しようとすると、合金塊に晶出し
たα−Ｆｅや、Ｒ−ｒｉｃｈ相が局部的に遍在している
ことなどから、特に微粉砕時に粉砕が困難となり、組成
ずれを生ずる等の問題があった。
【００１０】最近、鋳塊粉砕法によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Ｆｅの残留、偏
析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を双ロー
ル法により、特定板厚の鋳片となし、前記鋳片を通常の
粉末冶金法に従って、焼結磁石を製造する方法が提案
（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
金粉末の欠点たる結晶粒の粗大化、α−Ｆｅの残留、偏
析を防止するために、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を双ロー
ル法により、特定板厚の鋳片となし、前記鋳片を通常の
粉末冶金法に従って、焼結磁石を製造する方法が提案
（特開昭６３−３１７６４３号公報）されている。
【００１１】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系合金溶湯を片ロール
を用いて、横注ぎストリップキャスト法により永久磁石
用急冷鋳片を製造する方法として、タンディッシュ先端
部の水平方向に所要幅のノズルを設け、このノズルに隣
接させて片ロールを水平方向に軸支配置し、高周波溶解
炉にて溶解した溶湯をタンディッシュに収容後、該ノズ
ルから溶湯を水平配置されて連続回転する片ロール面に
注湯して、急冷凝固させて急冷鋳片を製造する方法が提
案（特開平５−２２２４８８号公報、特開平６−８４６
２４号公報）されている。
を用いて、横注ぎストリップキャスト法により永久磁石
用急冷鋳片を製造する方法として、タンディッシュ先端
部の水平方向に所要幅のノズルを設け、このノズルに隣
接させて片ロールを水平方向に軸支配置し、高周波溶解
炉にて溶解した溶湯をタンディッシュに収容後、該ノズ
ルから溶湯を水平配置されて連続回転する片ロール面に
注湯して、急冷凝固させて急冷鋳片を製造する方法が提
案（特開平５−２２２４８８号公報、特開平６−８４６
２４号公報）されている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系
合金溶湯を急冷ロールにて鋳片を製造する際、磁気特性
を最適化する速度で冷却を行った場合でも、鋳片のロー
ル接触面側とその反対側での結晶粒径に差異を生じ、好
ましい結晶粒径が得られる領域が極めて狭くなり、急冷
合金鋳片の冷却方向での磁気特性が不均一となるため、
前記磁気特性のロール周速度依存性を低減するため、急
冷ロール周面の平均粗さＲａを０．０７μｍ〜５μｍの
特定範囲に配することが提案（特開平４−２８４５７号
公報）されている。
合金溶湯を急冷ロールにて鋳片を製造する際、磁気特性
を最適化する速度で冷却を行った場合でも、鋳片のロー
ル接触面側とその反対側での結晶粒径に差異を生じ、好
ましい結晶粒径が得られる領域が極めて狭くなり、急冷
合金鋳片の冷却方向での磁気特性が不均一となるため、
前記磁気特性のロール周速度依存性を低減するため、急
冷ロール周面の平均粗さＲａを０．０７μｍ〜５μｍの
特定範囲に配することが提案（特開平４−２８４５７号
公報）されている。
【００１３】また、鋳片ロール接触面側の冷却速度とそ
の反対側の冷却速度との差を小さくするため、銅や銅合
金等の急冷ロールに最適厚のＣｒ等の表面層を設けて、
合金溶湯冷却時の急冷ロールにおける熱移動を制御する
ことが提案（特開平４−５５０４２号公報）されてい
る。しかし、前記提案方法の対象となる鋳片は、平均結
晶粒径１μｍ以下のボンド磁石用の超急冷リボンを製造
する場合の幅（Ｌ）が２ｍｍ、厚さ４５μｍ程度の小寸
法である。
の反対側の冷却速度との差を小さくするため、銅や銅合
金等の急冷ロールに最適厚のＣｒ等の表面層を設けて、
合金溶湯冷却時の急冷ロールにおける熱移動を制御する
ことが提案（特開平４−５５０４２号公報）されてい
る。しかし、前記提案方法の対象となる鋳片は、平均結
晶粒径１μｍ以下のボンド磁石用の超急冷リボンを製造
する場合の幅（Ｌ）が２ｍｍ、厚さ４５μｍ程度の小寸
法である。
【００１４】Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系
合金鋳片を工業的に量産する場合、例えば、鋳片寸法と
しては幅（Ｌ）寸法が５０ｍｍ以上、厚みが０．０１〜
１．０ｍｍ程度が望ましいが、この鋳片寸法は前記提案
方法の鋳片寸法に比して２５倍以上も大寸法のため、急
冷ロールにて鋳造時、鋳片の幅方向の中央部やその付近
部の冷却速度は早いが、両側付近部は冷却中に冷却ロー
ル上方に反るため、急冷ロールとの接触が不十分とな
り、鋳片の厚み方向の結晶粒径の差より、幅方向の結晶
粒径の差が大となり、中央付近部の結晶粒径より両側付
近部の結晶粒径が大となり、得られた磁石の磁気特性の
低下、バラツキを生ずる恐れがあった。
合金鋳片を工業的に量産する場合、例えば、鋳片寸法と
しては幅（Ｌ）寸法が５０ｍｍ以上、厚みが０．０１〜
１．０ｍｍ程度が望ましいが、この鋳片寸法は前記提案
方法の鋳片寸法に比して２５倍以上も大寸法のため、急
冷ロールにて鋳造時、鋳片の幅方向の中央部やその付近
部の冷却速度は早いが、両側付近部は冷却中に冷却ロー
ル上方に反るため、急冷ロールとの接触が不十分とな
り、鋳片の厚み方向の結晶粒径の差より、幅方向の結晶
粒径の差が大となり、中央付近部の結晶粒径より両側付
近部の結晶粒径が大となり、得られた磁石の磁気特性の
低下、バラツキを生ずる恐れがあった。
【００１５】この発明は、幅（Ｌ）寸法が５０ｍｍ以
上、厚みが０．０１〜１．０ｍｍ程度の大型のＲ−Ｆｅ
−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金の急冷鋳片を
工業的に量産することを目的とし、鋳片の幅方向の結晶
粒径の差が少なく、得られた磁石の磁気特性の低下、バ
ラツキを低減したＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石合金鋳片を得るための磁石合金製造用急冷ロー
ルの提供を目的としている。
上、厚みが０．０１〜１．０ｍｍ程度の大型のＲ−Ｆｅ
−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金の急冷鋳片を
工業的に量産することを目的とし、鋳片の幅方向の結晶
粒径の差が少なく、得られた磁石の磁気特性の低下、バ
ラツキを低減したＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石合金鋳片を得るための磁石合金製造用急冷ロー
ルの提供を目的としている。
【００１６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、鋳片幅が５
０ｍｍ以上の大寸法のＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系磁石合金鋳片を急冷ロールにて鋳造する際、得
られた鋳片の幅方向の中央付近部と両側付近部の結晶粒
径を均一化し、得られた磁石の磁気特性の劣化、バラツ
キを防止することを目的に、急冷ロールの構成について
種々検討した結果、急冷ロール表面に被覆された耐摩耗
性金属層の表面粗度を、合金溶湯の接触するロール面の
幅方向中央付近部より、両側付近部を特定粗度に粗くす
ることにより、結晶粒径の微細かつ均一な急冷鋳片が得
られることを知見し、この発明を完成した。
０ｍｍ以上の大寸法のＲ−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系磁石合金鋳片を急冷ロールにて鋳造する際、得
られた鋳片の幅方向の中央付近部と両側付近部の結晶粒
径を均一化し、得られた磁石の磁気特性の劣化、バラツ
キを防止することを目的に、急冷ロールの構成について
種々検討した結果、急冷ロール表面に被覆された耐摩耗
性金属層の表面粗度を、合金溶湯の接触するロール面の
幅方向中央付近部より、両側付近部を特定粗度に粗くす
ることにより、結晶粒径の微細かつ均一な急冷鋳片が得
られることを知見し、この発明を完成した。
【００１７】 すなわち、この発明は、R-Fe-B系あるい
はR-Fe-B-C系磁石合金溶湯を急冷凝固させるための磁石
合金製造用急冷ロールにおいて、作製する鋳片の幅を L
とした場合、合金溶湯に接触する急冷ロールの幅方向の
0.5L 〜 0.9L の範囲を幅 T の中央付近部と規定し、中央付
近部の両側にそれぞれ 0.05L 〜 0.25L の範囲を幅 t の両側
付近部と規定し、但し、領域の規定において、 T+2t ≧ L
とし、合金溶湯が接触する急冷ロール表面に設けた耐
摩耗金属層の幅(L)方向の中央付近部(T=0.5L〜0.9L)の
表面粗さRa2を0.1μm〜10μm、両側付近部(t=0.05L〜0.
25L)の表面粗さRa1を2〜20μmとなし、各領域の表面粗
さの関係を、Ra1>Ra2となしたことを特徴とする磁石合
金製造用急冷ロールである。
はR-Fe-B-C系磁石合金溶湯を急冷凝固させるための磁石
合金製造用急冷ロールにおいて、作製する鋳片の幅を L
とした場合、合金溶湯に接触する急冷ロールの幅方向の
0.5L 〜 0.9L の範囲を幅 T の中央付近部と規定し、中央付
近部の両側にそれぞれ 0.05L 〜 0.25L の範囲を幅 t の両側
付近部と規定し、但し、領域の規定において、 T+2t ≧ L
とし、合金溶湯が接触する急冷ロール表面に設けた耐
摩耗金属層の幅(L)方向の中央付近部(T=0.5L〜0.9L)の
表面粗さRa2を0.1μm〜10μm、両側付近部(t=0.05L〜0.
25L)の表面粗さRa1を2〜20μmとなし、各領域の表面粗
さの関係を、Ra1>Ra2となしたことを特徴とする磁石合
金製造用急冷ロールである。
【００１８】また、この発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金
はＲ１０原子％〜２５原子％、Ｂ２原子％〜１５原子
％、Ｆｅ６０原子％〜８８原子％を主成分とすることを
特徴とする磁石合金製造用急冷ロールであり、また、Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金はＲ１０原子％〜３０原子
％、Ｂ＋Ｃ４原子％〜１０原子％（但しＢ６原子％以
下、Ｃ４原子％〜１０原子％）、Ｆｅ６０原子％〜８６
原子％を主成分とすることを特徴とする磁石合金製造用
急冷ロールである。
はＲ１０原子％〜２５原子％、Ｂ２原子％〜１５原子
％、Ｆｅ６０原子％〜８８原子％を主成分とすることを
特徴とする磁石合金製造用急冷ロールであり、また、Ｒ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金はＲ１０原子％〜３０原子
％、Ｂ＋Ｃ４原子％〜１０原子％（但しＢ６原子％以
下、Ｃ４原子％〜１０原子％）、Ｆｅ６０原子％〜８６
原子％を主成分とすることを特徴とする磁石合金製造用
急冷ロールである。
【００１９】
【発明の実施の形態】この発明による急冷ロールの作用
等を図面に基づいて詳述する。図１はこの発明の急冷ロ
ールの構成を示す模式正面説明図である。急冷ロール１
の基材２には、Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ａｇ、Ａｇ合金、Ａ
ｌ、Ａｌ合金を用いることができるが、熱伝導度が高い
こと及び安価な点よりＣｕ、又はＣｕ合金が好ましい。
急冷ロールの寸法には特に制限はなく、目的に応じて適
当な寸法にすれば良いが、通常は、直径１５０〜２００
０ｍｍ、幅５０〜１０００ｍｍ程度であり、ロール内部
には表面冷却用の通路を設けられており、水冷すること
が好ましい。
等を図面に基づいて詳述する。図１はこの発明の急冷ロ
ールの構成を示す模式正面説明図である。急冷ロール１
の基材２には、Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ａｇ、Ａｇ合金、Ａ
ｌ、Ａｌ合金を用いることができるが、熱伝導度が高い
こと及び安価な点よりＣｕ、又はＣｕ合金が好ましい。
急冷ロールの寸法には特に制限はなく、目的に応じて適
当な寸法にすれば良いが、通常は、直径１５０〜２００
０ｍｍ、幅５０〜１０００ｍｍ程度であり、ロール内部
には表面冷却用の通路を設けられており、水冷すること
が好ましい。
【００２０】また、急冷ロール１の表面層の耐摩耗性金
属層３としてはＣｒ、Ｃｒ合金、Ｎｉ、Ｎｉ合金が好ま
しく、またこれらを組み合せてもよく、表面硬度はビッ
カース硬度Ｈｖは、５００〜１２００が好ましく、さら
に６００〜１０００が好ましい。
属層３としてはＣｒ、Ｃｒ合金、Ｎｉ、Ｎｉ合金が好ま
しく、またこれらを組み合せてもよく、表面硬度はビッ
カース硬度Ｈｖは、５００〜１２００が好ましく、さら
に６００〜１０００が好ましい。
【００２１】 この発明の急冷ロールは部位により表面
粗さを特定したことを特徴とし、図 1 に示すごとく、作
製する鋳片の幅をLとした場合、合金溶湯に接触する急
冷ロール1の幅方向の0.5L〜0.9Lの範囲を幅Tの中央付近
部4と規定し、中央付近部 4 の両側にそれぞれ 0.05L 〜 0.2
5L の範囲を幅 t の両側付近部 5 と規定する。但し、領域の
規定において、 T+2t ≧ L である。この発明の急冷ロール
は、中央付近部4の表面粗さRa2を0.1μm〜10μm、好ま
しくは0.15μm〜5μmとし、また、急冷ロール表面の両
側付近部5,5の幅tはそれぞれ0.05L〜0.25Lで、二か所の
両側付近部5,5の表面粗さRa1を2〜20μm、好ましくは3
〜15μmとし、さらに、前記両側付近部5,5の表面粗さRa
1は中央付近部4の表面粗さRa2より大にする必要があ
る。
粗さを特定したことを特徴とし、図 1 に示すごとく、作
製する鋳片の幅をLとした場合、合金溶湯に接触する急
冷ロール1の幅方向の0.5L〜0.9Lの範囲を幅Tの中央付近
部4と規定し、中央付近部 4 の両側にそれぞれ 0.05L 〜 0.2
5L の範囲を幅 t の両側付近部 5 と規定する。但し、領域の
規定において、 T+2t ≧ L である。この発明の急冷ロール
は、中央付近部4の表面粗さRa2を0.1μm〜10μm、好ま
しくは0.15μm〜5μmとし、また、急冷ロール表面の両
側付近部5,5の幅tはそれぞれ0.05L〜0.25Lで、二か所の
両側付近部5,5の表面粗さRa1を2〜20μm、好ましくは3
〜15μmとし、さらに、前記両側付近部5,5の表面粗さRa
1は中央付近部4の表面粗さRa2より大にする必要があ
る。
【００２２】この発明において、前記表面粗さは合金組
成や鋳片の厚みに応じて、前記範囲内で適宜決定され
る。また、両側付近部５，５の幅ｔは鋳片幅Ｌに対し
て、０．０５Ｌ〜０．２５Ｌであればよいが、操業上、
鋳片とロールの位置を厳密にコントロールできないの
で、両側付近部の幅をロールの両側方向に拡大しておく
ことが好ましい。
成や鋳片の厚みに応じて、前記範囲内で適宜決定され
る。また、両側付近部５，５の幅ｔは鋳片幅Ｌに対し
て、０．０５Ｌ〜０．２５Ｌであればよいが、操業上、
鋳片とロールの位置を厳密にコントロールできないの
で、両側付近部の幅をロールの両側方向に拡大しておく
ことが好ましい。
【００２３】この発明において、合金溶湯に接触する急
冷ロール１の中央付近部４の幅Ｔは、０．５Ｌ未満では
表面粗度の大きな領域、すなわち鋳片の冷却速度が遅
く、結晶粒径の成長する領域が広くなりすぎて、鋳片全
体を平均結晶粒径が大きくなり、また、０．９Ｌを越え
ると鋳片の両側付近部が急冷ロール上方に反ることを制
御できず、両側付近部の結晶が粗大化するので好ましく
ないため、０．５Ｌ〜０．９Ｌに限定する。
冷ロール１の中央付近部４の幅Ｔは、０．５Ｌ未満では
表面粗度の大きな領域、すなわち鋳片の冷却速度が遅
く、結晶粒径の成長する領域が広くなりすぎて、鋳片全
体を平均結晶粒径が大きくなり、また、０．９Ｌを越え
ると鋳片の両側付近部が急冷ロール上方に反ることを制
御できず、両側付近部の結晶が粗大化するので好ましく
ないため、０．５Ｌ〜０．９Ｌに限定する。
【００２４】また、前記中央付近部４の表面粗さＲａ2
を０．１〜１０μｍに限定した理由は、０．１μｍ未満
では溶湯とロール表面の濡れ性が悪く、ロール表面で溶
湯が滑るため好ましくない。また、１０μｍを超える
と、冷却速度が遅くなりすぎて、結晶が粗大化する恐れ
があるため、好ましくないからである。
を０．１〜１０μｍに限定した理由は、０．１μｍ未満
では溶湯とロール表面の濡れ性が悪く、ロール表面で溶
湯が滑るため好ましくない。また、１０μｍを超える
と、冷却速度が遅くなりすぎて、結晶が粗大化する恐れ
があるため、好ましくないからである。
【００２５】急冷ロール１の両側付近部５，５の幅ｔ
は、０．０５Ｌ未満では鋳片の両側付近部が急冷ロール
上方に反ることを制御できず、また、０．２５Ｌを超え
ると、ロール上方に鋳片が反ることは制御できるが、表
面粗度の大きな領域、すなわち鋳片の冷却速度が遅く、
結晶粒径の大きな領域が広くなりすぎて、鋳片全体を平
均した結晶粒径が大きくなるので、好ましくないため、
０．０５Ｌ〜０．２５Ｌに限定する。
は、０．０５Ｌ未満では鋳片の両側付近部が急冷ロール
上方に反ることを制御できず、また、０．２５Ｌを超え
ると、ロール上方に鋳片が反ることは制御できるが、表
面粗度の大きな領域、すなわち鋳片の冷却速度が遅く、
結晶粒径の大きな領域が広くなりすぎて、鋳片全体を平
均した結晶粒径が大きくなるので、好ましくないため、
０．０５Ｌ〜０．２５Ｌに限定する。
【００２６】この発明において、前記両側付近部５，５
の表面粗さＲａ1を２〜２０μｍに限定した理由は、２
μｍ未満では鋳片の両側付近部が急冷ロール上方に反る
ことを制御できず、また、２０μｍを超えると、上方に
反ることは制御できるが、冷却速度が遅くなりすぎて、
両側付近部の結晶が粗大化するので好ましくないからで
ある。
の表面粗さＲａ1を２〜２０μｍに限定した理由は、２
μｍ未満では鋳片の両側付近部が急冷ロール上方に反る
ことを制御できず、また、２０μｍを超えると、上方に
反ることは制御できるが、冷却速度が遅くなりすぎて、
両側付近部の結晶が粗大化するので好ましくないからで
ある。
【００２７】この発明において、急冷ロール１の中央付
近部４の表面粗さＲａ2と、両側付近部５，５の表面粗
さＲａ1は、Ｒａ1＞Ｒａ2なる如く、急冷ロール１の中
央付近部４の領域全部の表面粗さと両側付近部ｔの領域
全部の表面粗さをそれぞれ特定の表面粗さにしてもよ
く、あるいは、中央付近部４の中心部の表面粗さが最低
値になる如く、前記表面粗さの限定した範囲内にて両側
付近部５，５の両側部より表面粗さを漸減する如く、表
面粗さを連続的に変化するように設定することも可能で
ある。なお、中心線平均粗さＲａはＪＩＳＢ０６０１に
規定されている。
近部４の表面粗さＲａ2と、両側付近部５，５の表面粗
さＲａ1は、Ｒａ1＞Ｒａ2なる如く、急冷ロール１の中
央付近部４の領域全部の表面粗さと両側付近部ｔの領域
全部の表面粗さをそれぞれ特定の表面粗さにしてもよ
く、あるいは、中央付近部４の中心部の表面粗さが最低
値になる如く、前記表面粗さの限定した範囲内にて両側
付近部５，５の両側部より表面粗さを漸減する如く、表
面粗さを連続的に変化するように設定することも可能で
ある。なお、中心線平均粗さＲａはＪＩＳＢ０６０１に
規定されている。
【００２８】この発明において、急冷ロール表面を所定
の表面粗度に形成する方法としては、予め急冷ロールの
基材表面を機械加工や、鋼球、ガラスビーズ、セラミッ
クスビーズなどをショットブラストする方法等で基材表
面に所要の表面粗度に形成した後、耐摩耗性金属層を被
着させる方法や、基材に耐摩耗性金属層を被着した後に
この金属層の表面を前記方法にて所要の表面粗度に調整
してもよい。
の表面粗度に形成する方法としては、予め急冷ロールの
基材表面を機械加工や、鋼球、ガラスビーズ、セラミッ
クスビーズなどをショットブラストする方法等で基材表
面に所要の表面粗度に形成した後、耐摩耗性金属層を被
着させる方法や、基材に耐摩耗性金属層を被着した後に
この金属層の表面を前記方法にて所要の表面粗度に調整
してもよい。
【００２９】以下にこの発明において、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系
またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片
の好ましい合金組成を説明する。この発明の永久磁石用
合金鋳片に含有される希土類元素Ｒはイットリウム
（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重希土類を包含する希土
類元素である。
またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片
の好ましい合金組成を説明する。この発明の永久磁石用
合金鋳片に含有される希土類元素Ｒはイットリウム
（Ｙ）を包含し、軽希土類及び重希土類を包含する希土
類元素である。
【００３０】通常Ｒのうち１種もって足りるが、実用上
は２種類以上の混合物（ミッシュメタル、ジジム等）を
入手上の便宜等の理由により用いることができ、Ｓｍ，
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等と
の混合物として用いることができる。なお、このＲは純
希土類元素でなくてもよく、工業上入手可能な範囲で製
造上不可避な不純物を含有するものでも差し支えない。
は２種類以上の混合物（ミッシュメタル、ジジム等）を
入手上の便宜等の理由により用いることができ、Ｓｍ，
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｇｄ等は他のＲ、特にＮｄ，Ｐｒ等と
の混合物として用いることができる。なお、このＲは純
希土類元素でなくてもよく、工業上入手可能な範囲で製
造上不可避な不純物を含有するものでも差し支えない。
【００３１】Ｒは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石またはＲ−
Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片の必須元素
であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合、１０原子％未満
では高磁気特性、特に高保磁力が得られず、２５原子％
を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下して、すぐれた
特性の永久磁石が得られない。よって、Ｒは１０原子％
〜２５原子％の範囲とする。また、好ましい範囲は１２
原子％〜１８原子％である。
Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片の必須元素
であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合、１０原子％未満
では高磁気特性、特に高保磁力が得られず、２５原子％
を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下して、すぐれた
特性の永久磁石が得られない。よって、Ｒは１０原子％
〜２５原子％の範囲とする。また、好ましい範囲は１２
原子％〜１８原子％である。
【００３２】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石の場合、Ｒ
は１０原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得ら
れず、３０原子％を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低
下して、すぐれた特性の永久磁石が得られない。よっ
て、Ｒは１０原子％〜３０原子％の範囲とする。好まし
いＲの範囲は１２原子％〜１８原子％である。
は１０原子％未満では高磁気特性、特に高保磁力が得ら
れず、３０原子％を越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低
下して、すぐれた特性の永久磁石が得られない。よっ
て、Ｒは１０原子％〜３０原子％の範囲とする。好まし
いＲの範囲は１２原子％〜１８原子％である。
【００３３】Ｂは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石を製造する
合金鋳片の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、１５％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜１５原子％の範囲
とする。Ｂの好ましい範囲は４原子％〜１２原子％であ
る。
合金鋳片の必須元素であって、２原子％未満では高い保
磁力（ｉＨｃ）は得られず、１５％原子を越えると残留
磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｂは２原子％〜１５原子％の範囲
とする。Ｂの好ましい範囲は４原子％〜１２原子％であ
る。
【００３４】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石におい
てはＢ及びＣは必須元素であって、Ｂ＋Ｃが４原子％未
満では高い保磁力（ｉＨｃ）が得られず、１０原子％を
越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれ
た永久磁石が得られず、また、Ｂが６ａｔ％を越えると
耐食性が低下するので、好ましくなく、また、Ｃが４ａ
ｔ％未満では耐食性が低下して好ましくなく、Ｃが１０
ａｔ％を越えるとＲ−Ｃ相の量が増加して、残留磁束密
度（Ｂｒ）が低下すると共に減磁曲線の角型性が劣化す
るので好ましくない。よってＢ＋Ｃは４原子％〜１０原
子％（但し、Ｃ４原子％〜１０原子％、Ｂ６原子％以
下）の範囲とする。好ましいＢ＋Ｃの範囲は６原子％〜
８原子％である。
てはＢ及びＣは必須元素であって、Ｂ＋Ｃが４原子％未
満では高い保磁力（ｉＨｃ）が得られず、１０原子％を
越えると残留磁束密度（Ｂｒ）が低下するため、すぐれ
た永久磁石が得られず、また、Ｂが６ａｔ％を越えると
耐食性が低下するので、好ましくなく、また、Ｃが４ａ
ｔ％未満では耐食性が低下して好ましくなく、Ｃが１０
ａｔ％を越えるとＲ−Ｃ相の量が増加して、残留磁束密
度（Ｂｒ）が低下すると共に減磁曲線の角型性が劣化す
るので好ましくない。よってＢ＋Ｃは４原子％〜１０原
子％（但し、Ｃ４原子％〜１０原子％、Ｂ６原子％以
下）の範囲とする。好ましいＢ＋Ｃの範囲は６原子％〜
８原子％である。
【００３５】Ｆｅは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石またはＲ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片の必須元
素であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合６０原子％未満
では残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を超え
ると高い保磁力が得られないので、Ｆｅは６０原子％〜
８８原子％に限定する。好ましいＦｅの範囲は７０原子
％〜８４原子％である。
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石を製造する合金鋳片の必須元
素であって、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の場合６０原子％未満
では残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８８％原子を超え
ると高い保磁力が得られないので、Ｆｅは６０原子％〜
８８原子％に限定する。好ましいＦｅの範囲は７０原子
％〜８４原子％である。
【００３６】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石の場合、Ｆ
ｅは６０原子％未満では残留磁束密度（Ｂｒ）が低下
し、８６原子％を越えると高い保磁力が得られないの
で、Ｆｅは６０原子％〜８６原子％に限定する。好まし
いＦｅの範囲は７４原子％〜８２原子％である。
ｅは６０原子％未満では残留磁束密度（Ｂｒ）が低下
し、８６原子％を越えると高い保磁力が得られないの
で、Ｆｅは６０原子％〜８６原子％に限定する。好まし
いＦｅの範囲は７４原子％〜８２原子％である。
【００３７】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石あるいはＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石のＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種又は
２種で置換可能であり、これは永久磁石の温度特性を向
上させる効果及び耐食性を向上させる効果が得られるた
めであるが、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５０％
を越えると高い保磁力が得られず、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種の置換
量はＦｅの５０％を上限とする。
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石のＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種又は
２種で置換可能であり、これは永久磁石の温度特性を向
上させる効果及び耐食性を向上させる効果が得られるた
めであるが、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種はＦｅの５０％
を越えると高い保磁力が得られず、すぐれた永久磁石が
得られない。よって、Ｃｏ、Ｎｉの１種又は２種の置換
量はＦｅの５０％を上限とする。
【００３８】この発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金鋳片に
おいて、高い残留磁束密度と高い保磁力を共に有するす
ぐれた永久磁石を得るためには、Ｒ１２原子％〜１６原
子％、Ｂ５原子％〜８原子％、Ｆｅ７６原子％〜８３原
子％が好ましい。
おいて、高い残留磁束密度と高い保磁力を共に有するす
ぐれた永久磁石を得るためには、Ｒ１２原子％〜１６原
子％、Ｂ５原子％〜８原子％、Ｆｅ７６原子％〜８３原
子％が好ましい。
【００３９】この発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金鋳
片において、高い残留磁束密度、高い保磁力と共に減磁
曲線の角型性、高耐食性を共に有する高性能磁石を得る
ためには、Ｒ１３原子％〜１７原子％、Ｂ＋Ｃ＝６原子
％〜８原子％（但し、Ｂ２原子％〜４原子％、Ｃ４原子
％〜６原子％）、Ｆｅ７５原子％〜８１原子％が好まし
い。
片において、高い残留磁束密度、高い保磁力と共に減磁
曲線の角型性、高耐食性を共に有する高性能磁石を得る
ためには、Ｒ１３原子％〜１７原子％、Ｂ＋Ｃ＝６原子
％〜８原子％（但し、Ｂ２原子％〜４原子％、Ｃ４原子
％〜６原子％）、Ｆｅ７５原子％〜８１原子％が好まし
い。
【００４０】また、この発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金
鋳片は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、Ｏ2、Ｃ、Ｃａ、Ｍｇなど
の工業的生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、
Ｂの一部を４．０原子％以下のＣ、３．５原子％以下の
Ｐ、２．５原子％以下のＳ、３．５原子％以下のＣｕの
うち少なくとも１種、合計量で４．０原子％以下で置換
することにより、磁石合金の製造性改善、低価格化が可
能である。
鋳片は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅの他、Ｏ2、Ｃ、Ｃａ、Ｍｇなど
の工業的生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、
Ｂの一部を４．０原子％以下のＣ、３．５原子％以下の
Ｐ、２．５原子％以下のＳ、３．５原子％以下のＣｕの
うち少なくとも１種、合計量で４．０原子％以下で置換
することにより、磁石合金の製造性改善、低価格化が可
能である。
【００４１】また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系鋳片は、Ｒ、
Ｂ、ＦｅおよびＣの他、Ｏ2、Ｃａ、Ｍｇなどの工業的
生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂの一部
を３．５原子％以下のＰ、２．５原子％以下のＳ、３．
５原子％以下のＣｕのうち少なくとも１種、合計量で
４．０原子％以下で置換することにより、磁石合金の製
造性改善、低価格化が可能である。
Ｂ、ＦｅおよびＣの他、Ｏ2、Ｃａ、Ｍｇなどの工業的
生産上不可避的不純物の存在を許容できるが、Ｂの一部
を３．５原子％以下のＰ、２．５原子％以下のＳ、３．
５原子％以下のＣｕのうち少なくとも１種、合計量で
４．０原子％以下で置換することにより、磁石合金の製
造性改善、低価格化が可能である。
【００４２】さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｆｅ合金またはＲ、
Ｂ、Ｃ、Ｆｅ合金あるいは前記合金にＣｏを含有するＲ
−Ｆｅ−Ｂ合金またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金に、９．５
原子％以下のＡｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原
子％以下のＶ、８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％
以下のＭｎ、５原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下
のＮｂ、１０．５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下
のＭｏ、９．５原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳ
ｂ、７原子％以下のＧｅ、３．５原子％以下のＳｎ、
５．５原子％以下のＺｒ、５．５原子％以下のＨｆのう
ち少なくとも１種添加含有させることにより、永久磁石
合金の高保磁力が可能になる。
Ｂ、Ｃ、Ｆｅ合金あるいは前記合金にＣｏを含有するＲ
−Ｆｅ−Ｂ合金またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金に、９．５
原子％以下のＡｌ、４．５原子％以下のＴｉ、９．５原
子％以下のＶ、８．５原子％以下のＣｒ、８．０原子％
以下のＭｎ、５原子％以下のＢｉ、１２．５原子％以下
のＮｂ、１０．５原子％以下のＴａ、９．５原子％以下
のＭｏ、９．５原子％以下のＷ、２．５原子％以下のＳ
ｂ、７原子％以下のＧｅ、３．５原子％以下のＳｎ、
５．５原子％以下のＺｒ、５．５原子％以下のＨｆのう
ち少なくとも１種添加含有させることにより、永久磁石
合金の高保磁力が可能になる。
【００４３】この発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系あるいはＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石において、結晶相は主相が正方晶
であることが不可欠であり、特に、微細で均一な合金粉
末を得て、すぐれた磁気特性を有する耐食性のすぐれた
焼結永久磁石を作製するのに効果的である。
ｅ−Ｂ−Ｃ系永久磁石において、結晶相は主相が正方晶
であることが不可欠であり、特に、微細で均一な合金粉
末を得て、すぐれた磁気特性を有する耐食性のすぐれた
焼結永久磁石を作製するのに効果的である。
【００４４】
実施例１
この発明による急冷ロールには、基材がＣｕ合金（９９
ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｃｒ）からなり、表面層には層厚
３０μｍ、硬度Ｈｖ９００のＣｒ層を設けた径５００ｍ
ｍ、長さ３００ｍｍの水冷急冷ロールを用い、溶湯に接
触する幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部の表面粗さＲａ2を
２μｍ、幅ｔ１５ｍｍの両側付近部の表面粗さＲａ1を
７μｍに加工した。
ｗｔ％Ｃｕ−１ｗｔ％Ｃｒ）からなり、表面層には層厚
３０μｍ、硬度Ｈｖ９００のＣｒ層を設けた径５００ｍ
ｍ、長さ３００ｍｍの水冷急冷ロールを用い、溶湯に接
触する幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部の表面粗さＲａ2を
２μｍ、幅ｔ１５ｍｍの両側付近部の表面粗さＲａ1を
７μｍに加工した。
【００４５】真空溶解炉にて、３０．５Ｎｄ−１．０Ｄ
ｙ−１．０Ｂ−０．９Ｃｏ−ｂａｌＦｅ（ｗｔ％）の磁
石組成になる如く溶解後、前記急冷ロールを回転数８０
ｒｐｍにて回転させながら、前記溶湯をノズルより注湯
して、幅１００ｍｍ、厚み０．４１ｍｍ〜０．４５ｍ
ｍ、平均値０．４３ｍｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度の
急冷鋳片を得た。得られた鋳片は、樹脂状晶組織で中央
付近部、両側付近部の平均短軸結晶粒径を表１に示す。
ｙ−１．０Ｂ−０．９Ｃｏ−ｂａｌＦｅ（ｗｔ％）の磁
石組成になる如く溶解後、前記急冷ロールを回転数８０
ｒｐｍにて回転させながら、前記溶湯をノズルより注湯
して、幅１００ｍｍ、厚み０．４１ｍｍ〜０．４５ｍ
ｍ、平均値０．４３ｍｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度の
急冷鋳片を得た。得られた鋳片は、樹脂状晶組織で中央
付近部、両側付近部の平均短軸結晶粒径を表１に示す。
【００４６】前記鋳片を公知の方法で粗粉砕、微粉砕し
て、平均粒度３．５μｍの合金粉末を得た後、磁場強度
１５ｋＯｅで、加圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ2にて成型
後、１０６０℃で３時間の条件にて焼結後、６００℃に
１時間の時効処理を行い、永久磁石を得た。得られた永
久磁石の磁気特性を表２に示す。
て、平均粒度３．５μｍの合金粉末を得た後、磁場強度
１５ｋＯｅで、加圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ2にて成型
後、１０６０℃で３時間の条件にて焼結後、６００℃に
１時間の時効処理を行い、永久磁石を得た。得られた永
久磁石の磁気特性を表２に示す。
【００４７】比較例１
実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
構成の径５００ｍｍの水冷急冷ロールにおいて、溶湯に
接触する急冷ロール表面の幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部
の表面粗さＲａ2及び幅ｔが１５ｍｍの両側付近部の表
面粗さＲａ1をともに２μｍに加工後、実施例１と同一
条件にて急冷鋳片を得た。
構成の径５００ｍｍの水冷急冷ロールにおいて、溶湯に
接触する急冷ロール表面の幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部
の表面粗さＲａ2及び幅ｔが１５ｍｍの両側付近部の表
面粗さＲａ1をともに２μｍに加工後、実施例１と同一
条件にて急冷鋳片を得た。
【００４８】得られた急冷鋳片の寸法は、幅１００ｍｍ
×厚み０．３９ｍｍ〜０．４３ｍｍ、平均値０．４１ｍ
ｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度であった。得られた鋳片
の中央付近部及び両側付近部の平均短軸結晶粒径を表１
に示す。前記鋳片を実施例１と同一条件にて磁石化して
得られた永久磁石の磁気特性を表２に示す。
×厚み０．３９ｍｍ〜０．４３ｍｍ、平均値０．４１ｍ
ｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度であった。得られた鋳片
の中央付近部及び両側付近部の平均短軸結晶粒径を表１
に示す。前記鋳片を実施例１と同一条件にて磁石化して
得られた永久磁石の磁気特性を表２に示す。
【００４９】実施例２
実施例１と同一材質、寸法及び表面粗さを有する急冷ロ
ールを使用した。真空溶解炉にて１２．８Ｎｄ−１．５
Ｄｙ−４．４Ｃ−１０．１Ｃｏ−６８Ｆｅ−３．２Ｂ
（ａｔ％）の磁石組成になるごとく、溶解後、前記急冷
ロールを回転数８０ｒｐｍにて回転させながら、前記溶
湯をノズルより注湯して、幅１００ｍｍ、厚み０．２７
ｍｍ〜０．３２ｍｍ、平均厚さ０．３０ｍｍ、長さ６０
〜３００ｍｍ程度の急冷鋳片を得た。得られた鋳片は樹
脂状晶組織であり、幅方向の中央付近部（Ｒａ1）及び
両側付近部（Ｒａ2）の平均短軸結晶粒径を表１に示
す。
ールを使用した。真空溶解炉にて１２．８Ｎｄ−１．５
Ｄｙ−４．４Ｃ−１０．１Ｃｏ−６８Ｆｅ−３．２Ｂ
（ａｔ％）の磁石組成になるごとく、溶解後、前記急冷
ロールを回転数８０ｒｐｍにて回転させながら、前記溶
湯をノズルより注湯して、幅１００ｍｍ、厚み０．２７
ｍｍ〜０．３２ｍｍ、平均厚さ０．３０ｍｍ、長さ６０
〜３００ｍｍ程度の急冷鋳片を得た。得られた鋳片は樹
脂状晶組織であり、幅方向の中央付近部（Ｒａ1）及び
両側付近部（Ｒａ2）の平均短軸結晶粒径を表１に示
す。
【００５０】前記鋳片を公知の方法で粗粉砕、微粉砕し
て、平均粒度３．２μｍの合金粉末を得た後、磁場強度
１５ｋＯｅで、加圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ2にて成型
後、１０４０℃で３時間の条件にて焼結後、９００℃に
１時間の時効処理を行い、永久磁石を得た。得られた永
久磁石の磁気特性及び耐食性試験結果を表２に示す。耐
食性試験は８０℃×９０％ＲＨ×５００時間の条件で放
置後、単位面積当たりの酸化増量で表す。
て、平均粒度３．２μｍの合金粉末を得た後、磁場強度
１５ｋＯｅで、加圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ2にて成型
後、１０４０℃で３時間の条件にて焼結後、９００℃に
１時間の時効処理を行い、永久磁石を得た。得られた永
久磁石の磁気特性及び耐食性試験結果を表２に示す。耐
食性試験は８０℃×９０％ＲＨ×５００時間の条件で放
置後、単位面積当たりの酸化増量で表す。
【００５１】比較例２
実施例２と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
構成の径５００ｍｍの水冷急冷ロールにおいて、溶湯に
接触する急冷ロール表面の幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部
の表面粗さＲａ2及び幅ｔが１５ｍｍの両側付近部の表
面粗さＲａ1がともに２μｍに加工後、実施例２と同一
条件にて急冷鋳片を得た。
構成の径５００ｍｍの水冷急冷ロールにおいて、溶湯に
接触する急冷ロール表面の幅Ｔが７０ｍｍの中央付近部
の表面粗さＲａ2及び幅ｔが１５ｍｍの両側付近部の表
面粗さＲａ1がともに２μｍに加工後、実施例２と同一
条件にて急冷鋳片を得た。
【００５２】得られた急冷鋳片の寸法は、幅１００ｍｍ
×厚み０．３０ｍｍ〜０．３５ｍｍ、平均厚み０．３２
ｍｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度であった。得られた鋳
片の中央付近部及び両側付近部の平均短軸結晶粒径を表
１に示す。前記鋳片を実施例２と同一条件にて磁石化し
て得られた永久磁石の磁気特性及び耐食性試験結果を表
２に示す。耐食性の試験条件は実施例２と同一条件であ
る。
×厚み０．３０ｍｍ〜０．３５ｍｍ、平均厚み０．３２
ｍｍ、長さ５０〜３００ｍｍ程度であった。得られた鋳
片の中央付近部及び両側付近部の平均短軸結晶粒径を表
１に示す。前記鋳片を実施例２と同一条件にて磁石化し
て得られた永久磁石の磁気特性及び耐食性試験結果を表
２に示す。耐食性の試験条件は実施例２と同一条件であ
る。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【発明の効果】この発明は、急冷ロール表面に被覆され
た耐摩耗性金属層の表面粗度を、合金溶湯の接触するロ
ール面の幅方向の幅Ｔからなる中央付近部の特定粗度Ｒ
ａ2より、幅ｔ，ｔからなる両側付近部を特定粗度Ｒａ1
に粗くすることにより、鋳片幅が５０ｍｍ以上、厚みが
０．０１〜１．０ｍｍ程度の大型のＲ−Ｆｅ−Ｂ系ある
いはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金の急冷鋳片を工業的に
量産する場合でも、実施例に明らかなように、鋳片の幅
方向の結晶粒径の差が少なく、得られた磁石の磁気特性
の低下、バラツキを低減しあるいは耐食性のすぐれたＲ
−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金鋳片を得る
ことができる。
た耐摩耗性金属層の表面粗度を、合金溶湯の接触するロ
ール面の幅方向の幅Ｔからなる中央付近部の特定粗度Ｒ
ａ2より、幅ｔ，ｔからなる両側付近部を特定粗度Ｒａ1
に粗くすることにより、鋳片幅が５０ｍｍ以上、厚みが
０．０１〜１．０ｍｍ程度の大型のＲ−Ｆｅ−Ｂ系ある
いはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金の急冷鋳片を工業的に
量産する場合でも、実施例に明らかなように、鋳片の幅
方向の結晶粒径の差が少なく、得られた磁石の磁気特性
の低下、バラツキを低減しあるいは耐食性のすぐれたＲ
−Ｆｅ−Ｂ系またはＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金鋳片を得る
ことができる。
【図１】この発明の急冷ロールの構成を示す模式正面説
明図である。
明図である。
１ 急冷ロール
２ 基材
３ 摩耗性金属層
４ 中央付近部
５ 両側付近部
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 植田 雅己
大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住
友特殊金属株式会社 吹田製作所内
(72)発明者 児嶋 尊
大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住
友特殊金属株式会社 吹田製作所内
(72)発明者 渡辺 幸良
大阪府吹田市南吹田２丁目19番１号 住
友特殊金属株式会社 吹田製作所内
(56)参考文献 特開 平５−135919（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−235553（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−269549（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−330117（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−28457（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 11/06 370
B22D 11/00
C22C 38/00 303
H01F 1/053
Claims (4)
- 【請求項１】 磁石合金溶湯を急冷凝固させるための磁
石合金製造用急冷ロールにおいて、作製する鋳片の幅を
L とした場合、合金溶湯に接触する急冷ロールの幅方向
の 0.5L 〜 0.9L の範囲を幅 T の中央付近部と規定し、中央
付近部の両側にそれぞれ 0.05L 〜 0.25L の範囲を幅 t の両
側付近部と規定し、但し、領域の規定において、 T+2t ≧
L とし、合金溶湯が接触する急冷ロール表面の耐摩耗
金属層の前記幅(L)方向の中央付近部の表面粗さRa2を0.
1μm〜10μm、前記両側付近部の表面粗さRa1を2〜20μm
となし、各領域の表面粗さの関係を、Ra1>Ra2となした
磁石合金製造用急冷ロール。 - 【請求項２】 請求項1において、磁石合金がR-Fe-B系
磁石合金またはR-Fe-B-C系磁石合金である磁石合金製造
用急冷ロール。 - 【請求項３】 請求項2において、R-Fe-B系磁石合金はR
10原子%〜25原子%、B2原子%〜15原子%、Fe60原子%〜88
原子%の主成分からなる磁石合金製造用急冷ロール。 - 【請求項４】 請求項2において、R-Fe-B-C系磁石合金
はR10原子%〜30原子%、B+C4原子%〜10原子%(但し、B6原
子%以下、C4〜10原子%)、Fe60原子%〜86原子%の主成分
からなる磁石合金製造用急冷ロール。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23329695A JP3492823B2 (ja) | 1995-04-11 | 1995-08-18 | 磁石合金製造用急冷ロール |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11112695 | 1995-04-11 | ||
| JP7-111126 | 1995-04-11 | ||
| JP23329695A JP3492823B2 (ja) | 1995-04-11 | 1995-08-18 | 磁石合金製造用急冷ロール |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH091296A JPH091296A (ja) | 1997-01-07 |
| JP3492823B2 true JP3492823B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=26450593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23329695A Expired - Lifetime JP3492823B2 (ja) | 1995-04-11 | 1995-08-18 | 磁石合金製造用急冷ロール |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3492823B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1306527C (zh) | 2001-12-18 | 2007-03-21 | 昭和电工株式会社 | 用于稀土磁体的合金薄片及其生产方法、用于稀土烧结磁体的合金粉末、稀土烧结磁体、用于结合磁体的合金粉末和结合磁体 |
| KR100711793B1 (ko) * | 2005-09-02 | 2007-04-30 | 주식회사 포스코 | 쌍롤식 박판 주조기의 주조롤 및 이를 사용하여 제조된주물편 |
| KR100770342B1 (ko) * | 2006-07-11 | 2007-10-25 | 주식회사 포스코 | 박판주조기의 주조롤 |
| CN101256859B (zh) * | 2007-04-16 | 2011-01-26 | 有研稀土新材料股份有限公司 | 一种稀土合金铸片及其制备方法 |
| PL3753648T3 (pl) * | 2009-10-30 | 2024-05-13 | Nucor Corporation | Sposób i urządzenie do kontrolowania zmiennej grubości warstwy w odlewanej taśmie |
| JP5908836B2 (ja) * | 2010-07-02 | 2016-04-26 | 株式会社三徳 | 希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法 |
| KR101243253B1 (ko) * | 2010-12-24 | 2013-03-13 | 주식회사 포스코 | 쌍롤식 박판 주조 장치의 주조롤 |
| JP5705141B2 (ja) | 2012-01-24 | 2015-04-22 | 中央電気工業株式会社 | 希土類系合金片の製造方法 |
| CN112768170B (zh) | 2020-12-30 | 2022-11-01 | 烟台正海磁性材料股份有限公司 | 一种稀土永磁体及其制备方法 |
| CN114888090B (zh) * | 2022-05-16 | 2024-05-07 | 湖北腾升科技股份有限公司 | 高硬度高镍铬钼复合轧辊结构 |
-
1995
- 1995-08-18 JP JP23329695A patent/JP3492823B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH091296A (ja) | 1997-01-07 |
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