JP5091079B2 - 希土類焼結磁石用合金粉末 - Google Patents
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Description
本発明は、希土類金属、鉄及びボロンを必須成分とするR2Fe14B系の希土類焼結磁石用原料合金粉末に関する。
最近の電子機器の小型化・軽量化を進めるにあたり、これらに用いられる磁石の更なる高磁気特性化が要望されている。なかでも磁束密度の高いR2Fe14B系焼結磁石の開発が活発に行われている。一般にR2Fe14B系焼結磁石は、原料を溶解、鋳造、粉砕した磁石原料合金を磁場成形、焼結、時効処理して得られる。焼結の際、比較的融点の低い希土類金属を多く含む相(以下R−rich相という)は溶融して液相となり、R2Fe14B相(以下２−１４−１系主相という)からなる結晶粒子の間を埋めるよう働き、焼結性を向上させ、焼結体の高密度化に寄与する。また凝固後、非磁性のR−rich相が、強磁性体の２−１４−１主相からなる粒子を被覆し、２−１４−１系主相を磁気的に絶縁して保磁力を高める役割を果たす。
R2Fe14B系焼結磁石に適する原料合金として、急冷凝固法により作製したR−rich相が微細に分散した組織を有する合金が用いられている。この合金はR−rich相が微細分散されている為、粉砕性がよく、結果として焼結後、２−１４−１系主相からなる粒子にR−rich相が均一に被覆された状態となり、磁気特性が向上する(例えば、特許文献１参照)。また、微視的な鋳片結晶組織の解析により、鋳片に存在する微細樹枝状もしくは柱状結晶が、粉砕時の微粉化に伴う磁石粉末の酸化及び焼結磁石の配向度の低下に影響をもたらすとし、前記微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減する為、急冷凝固法における溶湯温度、１次冷却速度、２次冷却速度を制御する磁石粉末の製法が知られている(例えば、特許文献２参照)。更に、２−１４−１系主相の体積率を高め、かつR−rich相の間隔を細かくすることにより残留磁化が大きくなるとし、急冷凝固法における１次冷却速度、２次冷却速度又は熱処理温度を制御する磁石粉末の製法が知られている(例えば、特許文献３〜５参照)。
しかし、これらの技術により磁気特性の向上はなされているが、未だ十分なものではない。
特許第２６３９６０９号明細書
特開平８−２６９６４３号公報
特許第３２６７１３３号明細書
特開平１０−３６９４９号公報
特開２００２−２６６００６号公報
R2Fe14B系焼結磁石に適する原料合金として、急冷凝固法により作製したR−rich相が微細に分散した組織を有する合金が用いられている。この合金はR−rich相が微細分散されている為、粉砕性がよく、結果として焼結後、２−１４−１系主相からなる粒子にR−rich相が均一に被覆された状態となり、磁気特性が向上する(例えば、特許文献１参照)。また、微視的な鋳片結晶組織の解析により、鋳片に存在する微細樹枝状もしくは柱状結晶が、粉砕時の微粉化に伴う磁石粉末の酸化及び焼結磁石の配向度の低下に影響をもたらすとし、前記微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減する為、急冷凝固法における溶湯温度、１次冷却速度、２次冷却速度を制御する磁石粉末の製法が知られている(例えば、特許文献２参照)。更に、２−１４−１系主相の体積率を高め、かつR−rich相の間隔を細かくすることにより残留磁化が大きくなるとし、急冷凝固法における１次冷却速度、２次冷却速度又は熱処理温度を制御する磁石粉末の製法が知られている(例えば、特許文献３〜５参照)。
しかし、これらの技術により磁気特性の向上はなされているが、未だ十分なものではない。
本発明の目的は、磁気特性に優れたR2Fe14B系の希土類焼結磁石用原料合金粉末を提供することにある。
本発明者は、上記課題を解決するためにR2Fe14B系磁石用原料合金の組織と磁気特性の関連について検討した結果、R2Fe14B系磁石用原料合金中のR−rich相の平均間隔及びR−rich相間隔の標準偏差、２−１４−１系主相の体積率を制御すること、更にR2Fe14B系磁石用原料合金を微粉砕した後の粒度分布を制御することにより、これらR2Fe14B系磁石用原料合金を用いて作製した焼結磁石の残留磁化及び保磁力が向上することを見出した。また、本発明者は上述のR2Fe14B系磁石用原料合金が、ストリップキャスティング法において冷却速度及び鋳片保持温度等を制御することにより得られることを見出し本発明を完成した。
すなわち本発明によれば、ネオジムからなるか、もしくはネオジムと、イットリウムを含みネオジムを含まない希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも１種とからなるＲ２７．６〜３３．０質量％と、ボロン０．９４〜１．３０質量％と、鉄を含む残部Ｍとからなり、該残部Ｍ中の鉄の含有割合が６０質量％以上であり、鉄以外の残部Ｍが、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも１種を含む組成を有する希土類焼結磁石用原料用合金を平均粒度３〜７μｍに粉砕して得た合金粉末であって、
該合金のR−rich相の平均間隔が３〜１２μm、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５以下であり、R 2 Fe14B系主相の体積比率が８８体積％以上であり、かつ該合金粉末の粒度分布が、Rosin−Ramller分布を適用した場合、均等数が２．０以上、粒度特性数が４．０〜１０．０であることを特徴とする希土類焼結磁石用原料合金粉末が提供される。
該合金のR−rich相の平均間隔が３〜１２μm、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５以下であり、R 2 Fe14B系主相の体積比率が８８体積％以上であり、かつ該合金粉末の粒度分布が、Rosin−Ramller分布を適用した場合、均等数が２．０以上、粒度特性数が４．０〜１０．０であることを特徴とする希土類焼結磁石用原料合金粉末が提供される。
本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末は、最適なR−rich相の相間隔、体積割合、構成相比及び最適な２−１４−１系主相の形状を有するので、磁気特性に優れる。
以下本発明を更に詳細に説明する。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、ネオジムからなるか、もしくはネオジムと、イットリウムを含みネオジムを含まない希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも１種からなるＲと、ボロンと、鉄を含む残部Ｍとを特定割合とした組成を有する。
前記ネオジム以外のＲは特に限定されず、ランタン、セリウム、プラセオジム、イットリウム、ガドリウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム又はこれらの２種以上の混合物が好ましく挙げられる。Ｒの含有割合は、２７．６〜３３．０質量％である。Ｒが２７．６質量％未満では、焼結体の緻密化に必要な液相量が不足して焼結体密度が低下し、磁気特性が低下する。一方、３３．０質量％を超えると、焼結体内部のR−rich相の割合が高くなり、耐食性が低下する。また、必然的に２−１４−１系主相の体積割合が少なくなるため、残留磁束密度Ｂｒが低下する。好ましくはＲは、ネオジムの他に、ガドリウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム及びイッテルビウムからなる群より選ばれる少なくとも１種を含む。これらの重希土類元素は、磁石特性のうち主に保磁力を向上する。これらの重希土類元素のうちテルビウムはもっとも大きな効果を示すが高価であり、コストと効果を考慮するとディスプロシウムを単体でまたはガドリウム、テルビウム、ホルミウムを共に用いることが好ましい。
これらの重希土類元素の含有割合は通常０．２〜１５質量％、好ましくは１〜１５質量％、更に好ましくは３〜１５質量％である。該含有割合が１５質量％より大きくなると高価になり好ましくなく、０．２質量％未満では磁気特性の向上効果が小さい。
前記ボロンの含有割合は、０．９４〜１．３０質量％である。ボロンが０．９４質量％未満では、２−１４−１系主相の割合が減少し、残留磁束密度Ｂｒが低下し、１．３０質量％を超えると、Ｂ−rich相の割合が増加し、磁気特性及び耐食性が共に低下する。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、ネオジムからなるか、もしくはネオジムと、イットリウムを含みネオジムを含まない希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも１種からなるＲと、ボロンと、鉄を含む残部Ｍとを特定割合とした組成を有する。
前記ネオジム以外のＲは特に限定されず、ランタン、セリウム、プラセオジム、イットリウム、ガドリウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム又はこれらの２種以上の混合物が好ましく挙げられる。Ｒの含有割合は、２７．６〜３３．０質量％である。Ｒが２７．６質量％未満では、焼結体の緻密化に必要な液相量が不足して焼結体密度が低下し、磁気特性が低下する。一方、３３．０質量％を超えると、焼結体内部のR−rich相の割合が高くなり、耐食性が低下する。また、必然的に２−１４−１系主相の体積割合が少なくなるため、残留磁束密度Ｂｒが低下する。好ましくはＲは、ネオジムの他に、ガドリウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム及びイッテルビウムからなる群より選ばれる少なくとも１種を含む。これらの重希土類元素は、磁石特性のうち主に保磁力を向上する。これらの重希土類元素のうちテルビウムはもっとも大きな効果を示すが高価であり、コストと効果を考慮するとディスプロシウムを単体でまたはガドリウム、テルビウム、ホルミウムを共に用いることが好ましい。
これらの重希土類元素の含有割合は通常０．２〜１５質量％、好ましくは１〜１５質量％、更に好ましくは３〜１５質量％である。該含有割合が１５質量％より大きくなると高価になり好ましくなく、０．２質量％未満では磁気特性の向上効果が小さい。
前記ボロンの含有割合は、０．９４〜１．３０質量％である。ボロンが０．９４質量％未満では、２−１４−１系主相の割合が減少し、残留磁束密度Ｂｒが低下し、１．３０質量％を超えると、Ｂ−rich相の割合が増加し、磁気特性及び耐食性が共に低下する。
前記残部Ｍは鉄を含むが、残部Ｍ中の鉄の含有割合は、６０質量％以上である。残部Ｍは、鉄以外の遷移金属、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも１種を含んでいても良く、また、酸素、窒素等の工業生産上における不可避不純分を含んでいても良い。
前記鉄以外の遷移金属は特に限定されないが、例えば、コバルト、アルミニウム、クロム、チタン、バナジウム、マンガン、マグネシウム、銅、錫、タングステン、ニオブ及びガリウムからなる群より選ばれる少なくとも１種が好ましく挙げられる。
前記鉄以外の遷移金属は特に限定されないが、例えば、コバルト、アルミニウム、クロム、チタン、バナジウム、マンガン、マグネシウム、銅、錫、タングステン、ニオブ及びガリウムからなる群より選ばれる少なくとも１種が好ましく挙げられる。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、R−rich相の平均間隔が３〜１２μｍ、好ましくは４〜６μｍであり、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５以下、好ましくは０．２以下である。R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が小さいほど鋳片組織のばらつきが小さいことを意味する。
前記R−rich相の平均間隔及びR−rich相間隔の標準偏差は、次の方法により求めることができる。
まず、ストリップキャスト鋳片の厚さ方向の断面組織写真を光学顕微鏡により撮影し、厚さ方向の断面中央位置で断面幅方向に４００μｍに相当する線分を引き、その線分を横切るR−rich相の点数を数え、断面幅方向に引いた線分の長さをR−rich相の点数で割る。２０個以上の鋳片について同様にして値を求め、それらの平均値をR−rich相の平均間隔とした。またR−rich相間隔の標準偏差は、鋳片の厚さ方向の断面中央位置で断面幅方向に５０μｍに相当する線分を引き、その線分を横切るR−rich相の点数を数え、断面幅方向に引いた線分の長さをR−rich相の点数で割る。鋳片１個について５点、鋳片２０個について平均間隔を求め、そのデータから標準偏差を算出する。
R−rich相の平均間隔が３〜１２μｍで、R−rich相間隔の標準偏差を平均間隔で割った値が０．２５以下である場合、平均粒度３〜７μmに粉砕した際、R−rich相を含んだ単一粒子の割合が多くなるため、焼結時に液相となるR−rich相が２−１４−１系主相粒子間に効果的に広がり焼結性が向上する。また２−１４−１系主相粒子同士の接触を分断するため、異常な粒成長を抑制し、保磁力が向上する。R−rich相の平均間隔が３μm未満では、単一粒子内に方位の異なる結晶粒が存在する割合が高くなり、残留磁束密度が低下し、R−rich相の平均間隔が１２μmを超えると、R−rich相が存在しない単一粒子の割合が高くなり、焼結性、保磁力ともに低下する。また、R−rich相の平均間隔が３〜１２μｍであっても、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５より大きい場合、微粉砕後の粒度分布がブロードになり保磁力、最大エネルギー積が低下する。
前記R−rich相の平均間隔及びR−rich相間隔の標準偏差は、次の方法により求めることができる。
まず、ストリップキャスト鋳片の厚さ方向の断面組織写真を光学顕微鏡により撮影し、厚さ方向の断面中央位置で断面幅方向に４００μｍに相当する線分を引き、その線分を横切るR−rich相の点数を数え、断面幅方向に引いた線分の長さをR−rich相の点数で割る。２０個以上の鋳片について同様にして値を求め、それらの平均値をR−rich相の平均間隔とした。またR−rich相間隔の標準偏差は、鋳片の厚さ方向の断面中央位置で断面幅方向に５０μｍに相当する線分を引き、その線分を横切るR−rich相の点数を数え、断面幅方向に引いた線分の長さをR−rich相の点数で割る。鋳片１個について５点、鋳片２０個について平均間隔を求め、そのデータから標準偏差を算出する。
R−rich相の平均間隔が３〜１２μｍで、R−rich相間隔の標準偏差を平均間隔で割った値が０．２５以下である場合、平均粒度３〜７μmに粉砕した際、R−rich相を含んだ単一粒子の割合が多くなるため、焼結時に液相となるR−rich相が２−１４−１系主相粒子間に効果的に広がり焼結性が向上する。また２−１４−１系主相粒子同士の接触を分断するため、異常な粒成長を抑制し、保磁力が向上する。R−rich相の平均間隔が３μm未満では、単一粒子内に方位の異なる結晶粒が存在する割合が高くなり、残留磁束密度が低下し、R−rich相の平均間隔が１２μmを超えると、R−rich相が存在しない単一粒子の割合が高くなり、焼結性、保磁力ともに低下する。また、R−rich相の平均間隔が３〜１２μｍであっても、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５より大きい場合、微粉砕後の粒度分布がブロードになり保磁力、最大エネルギー積が低下する。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、２−１４−１系主相の体積比率が８８体積％以上、好ましくは９０体積％以上である。２−１４−１系主相の体積比率は、ストリップキャスト鋳片の厚さ方向の断面組織のEPMAのCompo像を画像解析することにより求められる面積率とした。２−１４−１系主相の体積比率が８８体積％未満では、R−rich相の体積割合が多くなり残留磁化が低下する。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、前記２−１４−１系主相の体積比率、R−rich相の平均間隔及び標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値を、同時に上述規定の範囲において充足する必要がある。
本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金は、前記２−１４−１系主相の体積比率、R−rich相の平均間隔及び標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値を、同時に上述規定の範囲において充足する必要がある。
本発明の希土類焼結磁石用原料合金粉末は、前記本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金を平均粒度(D５０)３〜７μmに粉砕して得た合金粉末であって、該粉末の粒度分布に、Rosin-Rammler分布を適用した場合、均等数が２．００以上、粒度特性数が４．０〜１０．０となる。該均等数は次のようにして求められる。
まず、レーザー回折式粒度分布計を用いて、合金粉末の粒度分布を測定し、各粒度(x)に対する粒度積算値(Ｒ(x))を求める。そして、各粒度の対数値(ln x)と粒度積算値の逆数について２回対数をとった値(ln(ln(１／Ｒ(x))))を算出する。X軸にln x、Y軸に(ln(ln(１／Ｒ(x))))をとりプロットすると直線になり、この直線の傾きがRosin-Rammler分布における均等数となる。また、粒度特性数は、Ｒ(x)＝０．３６８となる時のxの値である。上述の通り粉砕粉の均等数が１．９０以上、粒度特性数が４．０〜１０．０となる場合、磁気特性、特に保磁力が向上する。
まず、レーザー回折式粒度分布計を用いて、合金粉末の粒度分布を測定し、各粒度(x)に対する粒度積算値(Ｒ(x))を求める。そして、各粒度の対数値(ln x)と粒度積算値の逆数について２回対数をとった値(ln(ln(１／Ｒ(x))))を算出する。X軸にln x、Y軸に(ln(ln(１／Ｒ(x))))をとりプロットすると直線になり、この直線の傾きがRosin-Rammler分布における均等数となる。また、粒度特性数は、Ｒ(x)＝０．３６８となる時のxの値である。上述の通り粉砕粉の均等数が１．９０以上、粒度特性数が４．０〜１０．０となる場合、磁気特性、特に保磁力が向上する。
本発明の希土類焼結磁石用原料合金を製造するには、例えば、前述の本発明に用いる希土類焼結磁石用原料合金における組成に調整したＲ、ボロン及びＭからなる組成の合金溶湯を、ストリップキャスティング法により、ロール又はディスク上で冷却凝固させ、該冷却凝固された合金鋳片がロール又はディスクから剥離後に合金鋳片の熱履歴を制御しながら更に冷却して希土類焼結磁石用原料合金を製造する方法であって、前記冷却における熱履歴を特定なものに制御して行う。
前記合金溶湯は、例えば、原料を不活性ガス雰囲気下、高周波溶融法により溶融する方法等により行うことができる。
前記製造方法では、前記合金溶湯を、単ロール、双ロール又はディスク等を用いるストリップキャスティング法により連続的に冷却凝固させる。その際、合金溶湯をロール又はディスクに供給してロール又はディスクから合金鋳片が剥離するまでの平均冷却速度を５０〜１２００℃／秒、好ましくは１００〜１０００℃／秒、更に好ましくは１３０〜８００℃／秒に制御して冷却凝固を行う(１次冷却工程という)。この１次冷却工程により、２−１４−１系主相の結晶粒径及びR−rich相の相間隔、体積割合のおおよそが確定する。該平均冷却速度が速くなりすぎるとR−rich相の体積割合が多くなり、残留磁化が低下する。また遅すぎると２−１４−１系主相が粗大化し、R−rich相の分散性が低下し、保磁力が低下する。
前記製造方法では、前記合金溶湯を、単ロール、双ロール又はディスク等を用いるストリップキャスティング法により連続的に冷却凝固させる。その際、合金溶湯をロール又はディスクに供給してロール又はディスクから合金鋳片が剥離するまでの平均冷却速度を５０〜１２００℃／秒、好ましくは１００〜１０００℃／秒、更に好ましくは１３０〜８００℃／秒に制御して冷却凝固を行う(１次冷却工程という)。この１次冷却工程により、２−１４−１系主相の結晶粒径及びR−rich相の相間隔、体積割合のおおよそが確定する。該平均冷却速度が速くなりすぎるとR−rich相の体積割合が多くなり、残留磁化が低下する。また遅すぎると２−１４−１系主相が粗大化し、R−rich相の分散性が低下し、保磁力が低下する。
前記製造方法では、前記１次冷却工程後、合金鋳片がロール又はディスクから剥離後、合金の特定温度Ｔ＋３０℃までの平均冷却速度を３０℃／秒以上に制御して冷却する(２次冷却工程という)。この２次冷却工程における平均冷却速度が３０℃／秒未満では、結晶粒の成長が著しくなり、R−rich相間隔が１２μmを超える組織の割合が増加し、組織バラツキが大きくなる。また、後工程で微粉砕した際、粒度分布がブロードとなり、残留磁化及び保磁力がともに低下する。合金鋳片の２次冷却工程における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、１次冷却工程における平均冷却速度以下であることが好ましい。１次冷却工程における平均冷却速度を超えるような速度で２次冷却工程を行うと、温度制御が困難であり、次に述べる合金鋳片の温度保持を行う特定温度Ｔ近傍での温度と時間制御において部位バラツキを生じてしまう場合があるので好ましくない。
前記２次冷却工程は、例えば、合金鋳片がロール又はディスクから剥離し温度保持容器に到達するまでの自然な放熱又は温度保持容器に導入されるまでの鋳造装置の構成部材との接触による熱伝導等によって行なわれる。
前記２次冷却工程は、例えば、合金鋳片がロール又はディスクから剥離し温度保持容器に到達するまでの自然な放熱又は温度保持容器に導入されるまでの鋳造装置の構成部材との接触による熱伝導等によって行なわれる。
前記製造方法では、前記２次冷却工程後、合金鋳片を特定温度Ｔ±３０℃の範囲、好ましくは特定温度Ｔ±２０℃の範囲において、５〜６００秒、好ましくは２０〜４００秒保持する(温度保持工程という)。この温度保持工程は、特定温度Ｔ＋３０℃となった時点から、特定温度Ｔ−３０℃となった時点までに要した時間が５〜６００秒であることを意味する。特定温度Ｔ±３０℃の範囲で合金鋳片の温度は、低下、一定あるいは上昇していても構わない。
前記製造方法において規定する特定温度Ｔは、以下の方法により規定される温度を意味する。
即ち、まず、前記１次冷却工程の冷却速度を４００〜４７０℃／秒、ロール離脱後６００℃までの冷却速度を４０〜５０℃／秒、その後、６００℃〜室温までの冷却速度を１０〜１５℃／分にそれぞれ制御して得られた合金鋳片を、７００℃、８００℃及び９００℃で各々３０分間熱処理を行ない、熱処理前後での前記R−rich相の平均間隔を比較し、結晶粒の成長率を求める。次に、熱処理温度(絶対温度)の逆数をｘ、結晶粒の成長率をｙとして最小二乗法によりｘとｙの関係式を求める。得られた関係式より、結晶粒の成長率が１３０％の時のｘから求めた温度を特定温度Ｔと規定する。
前記製造方法において規定する特定温度Ｔは、以下の方法により規定される温度を意味する。
即ち、まず、前記１次冷却工程の冷却速度を４００〜４７０℃／秒、ロール離脱後６００℃までの冷却速度を４０〜５０℃／秒、その後、６００℃〜室温までの冷却速度を１０〜１５℃／分にそれぞれ制御して得られた合金鋳片を、７００℃、８００℃及び９００℃で各々３０分間熱処理を行ない、熱処理前後での前記R−rich相の平均間隔を比較し、結晶粒の成長率を求める。次に、熱処理温度(絶対温度)の逆数をｘ、結晶粒の成長率をｙとして最小二乗法によりｘとｙの関係式を求める。得られた関係式より、結晶粒の成長率が１３０％の時のｘから求めた温度を特定温度Ｔと規定する。
前記温度保持工程により、２−１４−１系主相の形状及びR−rich相の相間隔、R−rich相の相間隔のばらつき、体積割合、構成相比等を精密に制御することができる。例えば、この温度保持工程により、２−１４−１系主相の微細なデントライアームが消失し、相の方位が一定となり、後工程で粉砕した時、単一の粉砕粉中に方位の異なる２−１４−１系主相が存在するものが少なくなり、残留磁化の向上につながる。保持時間が短すぎると効果がなく、長すぎると２−１４−１系主相結晶粒の粗大化、R−rich相中に偏析が生じ、保磁力の低下を招く。また、２−１４−１系主相からなる結晶粒の平均粒成長率は、１８０％以下、好ましくは平均粒成長率１６０％以下とする。
前記温度保持工程は、加熱機構を有する装置等により行うことができる。得られる希土類磁石用合金は、例えば、合金鋳片を断熱性の高い材料で作製した収納容器に回収した場合、鋳造開始直後の合金鋳片の多くは、収納容器と直接接触することにより熱伝導を行うが、鋳造が進むにつれ、収納容器内で合金鋳片が積み重なり、鋳片同士の接触による熱伝導が行なわれるために各鋳片同士の熱履歴が不均一となる。特に工業上、数百kgのロットでストリップキャスティング法により鋳造した場合、鋳造開始から終了までに数分〜数十分かかるので、同一ロット内での熱履歴の違いが無視できなくなることがある。熱履歴が不均一になると合金鋳片の組織にばらつきが生ずる。特に合金のR−rich相間隔にばらつきを生じ、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５より大きくなり、磁石特性の低下へとつながる。従って、得られる希土類磁石用合金は、鋳造ロット内で一定の熱履歴を有することが好ましい。
そこで、温度保持工程においては、前記熱履歴を一定にするために、例えば、回転ドラム式、ロータリーキルン方式の温度保持装置等を用いて合金鋳片を連続的に移動させながら温度保持する方法を採用することが好ましい。回転ドラム式においては、ドラムの回転により鋳片同士を混合させながらドラム内に滞留させる方法が採用でき、ロータリーキルン方式においては、鋳片がドラムの回転によりドラム内を滞留せずに所定方向に連続的に進行する方法が採用できる。特に、ロータリーキルン方式が好ましい。このような方法を前述のストリップキャスティング法と組合わせることにより、鋳造ロット内でほぼ均一な合金鋳片組織が得られる。
そこで、温度保持工程においては、前記熱履歴を一定にするために、例えば、回転ドラム式、ロータリーキルン方式の温度保持装置等を用いて合金鋳片を連続的に移動させながら温度保持する方法を採用することが好ましい。回転ドラム式においては、ドラムの回転により鋳片同士を混合させながらドラム内に滞留させる方法が採用でき、ロータリーキルン方式においては、鋳片がドラムの回転によりドラム内を滞留せずに所定方向に連続的に進行する方法が採用できる。特に、ロータリーキルン方式が好ましい。このような方法を前述のストリップキャスティング法と組合わせることにより、鋳造ロット内でほぼ均一な合金鋳片組織が得られる。
前記製造方法では、必要により、前記温度保持工程後、合金鋳片を平均冷却速度３〜１０℃／分で５００℃まで冷却する工程(徐冷工程という)を行っても良い。該徐冷工程により、R−rich相中に占める例えばα−Ｎｄ相の割合が増加し、後工程での粉砕性を向上させることができる。
前記製造方法では、更に必要により、前記徐冷工程の後、水冷もしくはガス冷却等の冷却容器に移し、平均冷却速度７〜３０℃／分で１００℃以下まで合金鋳片を冷却するか、若しくは前記徐冷工程を必要としない場合は、前記温度保持工程の後、平均冷却速度７〜３０℃／分で１００℃以下まで合金鋳片を冷却しても良い(これらを３次冷却工程という)。
前記３次冷却工程により、上述の各工程を経て高精度に制御したR−rich相の相間隔、R−rich相間隔のばらつき、体積割合、構成相比、及び２−１４−１系主相の形状を維持することが容易となる。また３次冷却工程により、合金鋳片温度を早く室温近くまで下げ、鋳片を酸化の起こりにくい状態で回収し、粉砕等の工程に供することができ、生産効率を更に向上させることができる。
前記製造方法では、更に必要により、前記徐冷工程の後、水冷もしくはガス冷却等の冷却容器に移し、平均冷却速度７〜３０℃／分で１００℃以下まで合金鋳片を冷却するか、若しくは前記徐冷工程を必要としない場合は、前記温度保持工程の後、平均冷却速度７〜３０℃／分で１００℃以下まで合金鋳片を冷却しても良い(これらを３次冷却工程という)。
前記３次冷却工程により、上述の各工程を経て高精度に制御したR−rich相の相間隔、R−rich相間隔のばらつき、体積割合、構成相比、及び２−１４−１系主相の形状を維持することが容易となる。また３次冷却工程により、合金鋳片温度を早く室温近くまで下げ、鋳片を酸化の起こりにくい状態で回収し、粉砕等の工程に供することができ、生産効率を更に向上させることができる。
本発明の希土類磁石用合金粉末を製造するには、前記製造方法の後、得られた希土類磁石用合金を、例えば、水素吸蔵放出により粗粉砕した後、ジェットミル等で粉砕する公知の粉砕工程等を行うことにより得ることができる。
以下、実施例及び比較例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されない。
実施例１−１
合金組成が、ネオジム３１．５質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄になるように、ネオジムメタル、フェロボロン、アルミニウム、コバルト及び鉄を配合し、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た。次いで、得られた合金溶湯をストリップキャスティング法により単ロールに供給し、厚さ約０．４mmの鋳片を作製した(１次冷却工程)。この合金の特定温度Ｔは約６３０℃である。前記ロールから剥離した直後の鋳片の温度を赤外線熱画像計測装置で測定したところ約７８０℃であった。ロールに接する直前の合金溶湯の温度は約１３００℃で、ロール上での冷却時間を約１．２秒に制御した。従って、１次冷却工程における平均冷却速度は約４３０℃／秒に制御した。
実施例１−１
合金組成が、ネオジム３１．５質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄になるように、ネオジムメタル、フェロボロン、アルミニウム、コバルト及び鉄を配合し、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た。次いで、得られた合金溶湯をストリップキャスティング法により単ロールに供給し、厚さ約０．４mmの鋳片を作製した(１次冷却工程)。この合金の特定温度Ｔは約６３０℃である。前記ロールから剥離した直後の鋳片の温度を赤外線熱画像計測装置で測定したところ約７８０℃であった。ロールに接する直前の合金溶湯の温度は約１３００℃で、ロール上での冷却時間を約１．２秒に制御した。従って、１次冷却工程における平均冷却速度は約４３０℃／秒に制御した。
その後、ロールから剥離した鋳片を図１のロータリーキルン方式の温度制御装置１０に導いた(２次冷却工程)。装置１０は、鋳片の導入口１１a、熱線１２aを配した加熱部１２を備えた回転可能な管１１−１、１１−２を備え、管１１−２の外側には、中心軸を共有する回転可能な管状冷却管１５を備えている。管状冷却管１５は冷媒通路１７aを配した冷却部１７を有している。管１１−１、１１−２は内部にフィン１３を備えている。管１１−１、１１−２が回転することにより鋳片１８は図中の矢印の方向に進行した。導入口１１aより管１１−１に導入された鋳片１８は、加熱部１２、管１１−１の回転速度、フィン１３の設置角度を調節することにより滞留することなく、図示する矢印の所定方向に連続的に移動し、一定の熱履歴を与えられ温度保持され、管１１−１から排出された(温度保持工程)。
鋳片がロールから剥離後、導入口１１aに到達するまでに要した時間は約０．８秒であった。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。前記ロール剥離直後の鋳片温度は約７８０℃、導入口１１aでの鋳片温度は約６４５℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約６００℃であった。特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間は、６６０〜６４５℃に冷却された時間はほぼ無視できるとし１２０秒とした。また、２次冷却工程の平均冷却速度は約１７０℃／秒であった。
管１１−１から排出された鋳片は、管１１−２に導入され、管１１−２の加熱部１２、回転速度、フィン１３の設置角度を調節することにより、管１１−２に導入された鋳片１８は矢印方向に連続的に移動し、一定の熱履歴を与えられながら冷却され、管１１−２から排出された(徐冷工程)。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−２から排出される直前の鋳片温度６００℃とほぼ同じであり、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約５００℃であった。鋳片が管１１−２に導入されてから排出されるまでに要した時間は１５分間であった。従って、徐冷工程の平均冷却速度は約６．７℃／分であった。管１１−２から排出された鋳片は管状冷却管１５に導入された。管状冷却管１５を回転させることにより鋳片を連続的に移動して冷却した(３次冷却工程)。４０分後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。従って、３次冷却工程における平均冷却速度は１１℃／分に制御できた。
残部の鉄以外の組成、並びに鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間、徐冷速度及び３次冷却速度を表１に示す。
鋳片がロールから剥離後、導入口１１aに到達するまでに要した時間は約０．８秒であった。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。前記ロール剥離直後の鋳片温度は約７８０℃、導入口１１aでの鋳片温度は約６４５℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約６００℃であった。特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間は、６６０〜６４５℃に冷却された時間はほぼ無視できるとし１２０秒とした。また、２次冷却工程の平均冷却速度は約１７０℃／秒であった。
管１１−１から排出された鋳片は、管１１−２に導入され、管１１−２の加熱部１２、回転速度、フィン１３の設置角度を調節することにより、管１１−２に導入された鋳片１８は矢印方向に連続的に移動し、一定の熱履歴を与えられながら冷却され、管１１−２から排出された(徐冷工程)。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−２から排出される直前の鋳片温度６００℃とほぼ同じであり、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約５００℃であった。鋳片が管１１−２に導入されてから排出されるまでに要した時間は１５分間であった。従って、徐冷工程の平均冷却速度は約６．７℃／分であった。管１１−２から排出された鋳片は管状冷却管１５に導入された。管状冷却管１５を回転させることにより鋳片を連続的に移動して冷却した(３次冷却工程)。４０分後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。従って、３次冷却工程における平均冷却速度は１１℃／分に制御できた。
残部の鉄以外の組成、並びに鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間、徐冷速度及び３次冷却速度を表１に示す。
得られた鋳片の断面組織を光学顕微鏡で観察したところ、R−rich相は２−１４−１系主相結晶粒界に沿って筋状、あるいは一部粒状になって存在し、その平均間隔は４．７μmであった。R−rich相間隔の標準偏差は０．８５であり、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値は０．１８であった。また、EPMAのCompo像を画像解析した結果、２−１４−１系主相の体積割合は９２体積％であった。更に、XRDの回折ピーク強度比からR−rich相中の析出相について解析したところ、全R−rich相中に占めるα−Ｎｄ相の割合は約５０体積％であった。
次に、同合金に水素を吸蔵、放出させて粗粉砕し、その後ジェットミルで微粉砕し、平均粒径約５μmの粉末を得た。このジェットミル粉の粒度分布をRosin-Rammler分布に適用した結果、均等数は２．１、粒度特性数は６．０であった。この粉末を１５kOeの磁場中にて２．５ton／cm2の圧力で成形した。得られた成形体を真空中１０６０℃で２時間焼結した後、１段目の熱処理を９００℃で１時間、２段目の熱処理を５００℃で２時間行なった。
得られた鋳片の組織並びに磁石の磁気特性(残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積)を表２に示す。
次に、同合金に水素を吸蔵、放出させて粗粉砕し、その後ジェットミルで微粉砕し、平均粒径約５μmの粉末を得た。このジェットミル粉の粒度分布をRosin-Rammler分布に適用した結果、均等数は２．１、粒度特性数は６．０であった。この粉末を１５kOeの磁場中にて２．５ton／cm2の圧力で成形した。得られた成形体を真空中１０６０℃で２時間焼結した後、１段目の熱処理を９００℃で１時間、２段目の熱処理を５００℃で２時間行なった。
得られた鋳片の組織並びに磁石の磁気特性(残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積)を表２に示す。
実施例１−２及び１−４
図１における温度制御装置１０の管１１−２を有していない構造の図２に示すロータリーキルン方式の温度制御装置２０を用いて、表１に示す熱履歴により実施例１−１と同様に鋳片を得た。この際、徐冷工程は行っていない。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
図１における温度制御装置１０の管１１−２を有していない構造の図２に示すロータリーキルン方式の温度制御装置２０を用いて、表１に示す熱履歴により実施例１−１と同様に鋳片を得た。この際、徐冷工程は行っていない。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例２−１
合金組成をネオジム２３．５質量％、ディスプロシウム８．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、実施例１−１と同様にして、ストリップキャスティング法により厚さ約０．３５mmの鋳片を作製した。この合金の特定温度Ｔは約７３０℃である。ロールに接する直前の溶湯の温度は約１３５０℃、ロールから剥離した直後の鋳片の温度は約８８０℃であった。その後、ロールから剥離した鋳片を実施例１−１で用いた温度制御装置１０に導いた。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。導入口１１aでの鋳片温度は約７５０℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約７００℃であった。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−１から排出される直前の鋳片温度７００℃とほぼ同じであり、管１１−２から排出される直前の鋳片温度は約５００℃であった。その後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間は、７６０〜７５０℃に冷却された時間はほぼ無視できるとし、１２０秒とした。
残部の鉄以外の組成、並びに鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間、徐冷速度及び３次冷却速度を表１に示す。
次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
合金組成をネオジム２３．５質量％、ディスプロシウム８．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、実施例１−１と同様にして、ストリップキャスティング法により厚さ約０．３５mmの鋳片を作製した。この合金の特定温度Ｔは約７３０℃である。ロールに接する直前の溶湯の温度は約１３５０℃、ロールから剥離した直後の鋳片の温度は約８８０℃であった。その後、ロールから剥離した鋳片を実施例１−１で用いた温度制御装置１０に導いた。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。導入口１１aでの鋳片温度は約７５０℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約７００℃であった。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−１から排出される直前の鋳片温度７００℃とほぼ同じであり、管１１−２から排出される直前の鋳片温度は約５００℃であった。その後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間は、７６０〜７５０℃に冷却された時間はほぼ無視できるとし、１２０秒とした。
残部の鉄以外の組成、並びに鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間、徐冷速度及び３次冷却速度を表１に示す。
次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例２−２〜２−４
実施例１−２で用いた温度制御装置２０を用いて、表１に示す熱履歴とした以外は実施例２−１と同様に鋳片を得た。徐冷工程は行っていない。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例１−２で用いた温度制御装置２０を用いて、表１に示す熱履歴とした以外は実施例２−１と同様に鋳片を得た。徐冷工程は行っていない。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例３−１〜３−４
合金組成をネオジム２６．５質量％、ディスプロシウム５．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、実施例２−１〜２−４と同様にして鋳片を作製した。この合金の特定温度Ｔは約７００℃である。得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
合金組成をネオジム２６．５質量％、ディスプロシウム５．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、実施例２−１〜２−４と同様にして鋳片を作製した。この合金の特定温度Ｔは約７００℃である。得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例１−１
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、温度保持機能を有さない鋼鉄製の容器に回収した。容器回収時の鋳片の温度は約６４５℃であった。次いで容器を密閉した後、容器を大気中に取り出し放冷した。鋳片の温度は容器へ回収後約８０分で約６００℃であり、１５００分後に取り出したところ９０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃の温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、温度保持機能を有さない鋼鉄製の容器に回収した。容器回収時の鋳片の温度は約６４５℃であった。次いで容器を密閉した後、容器を大気中に取り出し放冷した。鋳片の温度は容器へ回収後約８０分で約６００℃であり、１５００分後に取り出したところ９０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃の温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例１−２
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、回転ドラム式の水冷装置に回収した。水冷装置回収時の鋳片の温度は約６４５℃であった。水冷装置に回収後、約３秒で鋳片の温度は約６００℃、４０分後鋳片を取り出したところ約７０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃の温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、回転ドラム式の水冷装置に回収した。水冷装置回収時の鋳片の温度は約６４５℃であった。水冷装置に回収後、約３秒で鋳片の温度は約６００℃、４０分後鋳片を取り出したところ約７０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃の温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例１−３
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、断熱性の高い材料で作製した断熱箱に回収し１時間保持した。断熱箱に回収した直後の鋳片の温度は約７８０℃で、断熱箱へ回収後約２分で約６６０℃、約１０分で約６００℃、１時間保持後の鋳片温度は約５５０℃であった。その後、徐冷工程を行わずに鋳片を回転ドラム式の水冷装置に回収した。水冷装置に回収後、４０分で鋳片を取り出したところ６０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例１−１と同一組成の原料を用い、ストリップキャスティング法により実施例１−１と同様に合金鋳片を得た。合金鋳片をロールから剥離させた後、断熱性の高い材料で作製した断熱箱に回収し１時間保持した。断熱箱に回収した直後の鋳片の温度は約７８０℃で、断熱箱へ回収後約２分で約６６０℃、約１０分で約６００℃、１時間保持後の鋳片温度は約５５０℃であった。その後、徐冷工程を行わずに鋳片を回転ドラム式の水冷装置に回収した。水冷装置に回収後、４０分で鋳片を取り出したところ６０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。この際、比較のために特定温度Ｔ±３０℃に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例１−４
実施例１−１と同じ組成になるように原料を配合し、ストリップキャスティング法により鋳片を作製した。この際、１次冷却工程における平均冷却速度が大きくなるように、出湯量とロール回転数を調節した。鋳片の厚さは約０．２mmであった。ロールに接する直前の溶湯の温度は１３００℃、ロールから剥離した直後の鋳片の温度は約７５０℃であった。その後、ロールから剥離した鋳片を実施例１−１で用いた温度制御装置１０に導いた。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。導入口１１aでの鋳片温度は約６３０℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約６００℃であった。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−１から排出される直前の鋳片温度６００℃とほぼ同じであり、管１１−２から排出される直前の鋳片温度は５００℃であった。その後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
実施例１−１と同じ組成になるように原料を配合し、ストリップキャスティング法により鋳片を作製した。この際、１次冷却工程における平均冷却速度が大きくなるように、出湯量とロール回転数を調節した。鋳片の厚さは約０．２mmであった。ロールに接する直前の溶湯の温度は１３００℃、ロールから剥離した直後の鋳片の温度は約７５０℃であった。その後、ロールから剥離した鋳片を実施例１−１で用いた温度制御装置１０に導いた。導入口１１aに到達後、管１１−１から排出されるまでに要した時間は１２０秒であった。導入口１１aでの鋳片温度は約６３０℃、管１１−１から排出される直前の鋳片温度は約６００℃であった。管１１−２に導入された直後の温度は管１１−１から排出される直前の鋳片温度６００℃とほぼ同じであり、管１１−２から排出される直前の鋳片温度は５００℃であった。その後、鋳片を管状冷却管１５から取り出した。その時の鋳片温度は約６０℃であった。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例２−１〜２−４
合金組成をネオジム２３．５質量％、ディスプロシウム８．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、比較例１−１〜１−４と同様にして鋳片を作製した。比較の為、特定温度Ｔ±３０℃と同じ温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
合金組成をネオジム２３．５質量％、ディスプロシウム８．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、比較例１−１〜１−４と同様にして鋳片を作製した。比較の為、特定温度Ｔ±３０℃と同じ温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
比較例３−１〜３−４
合金組成をネオジム２６．５質量％、ディスプロシウム５．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、比較例１−１〜１−４と同様にして鋳片を作製した。比較の為、特定温度Ｔ±３０℃と同じ温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
合金組成をネオジム２６．５質量％、ディスプロシウム５．０質量％、ボロン１．０４質量％、アルミニウム０．１５質量％、コバルト０．９質量％及び残部鉄とした以外は、比較例１−１〜１−４と同様にして鋳片を作製した。比較の為、特定温度Ｔ±３０℃と同じ温度域に鋳片が曝された時間を温度保持時間とした。
鋳造時の１次冷却速度、２次冷却速度、特定温度Ｔ±３０℃に保持された時間を表１に示す。次に、得られた鋳片の組織を実施例１−１と同様に分析した。また、実施例１−１と同様にして鋳片を粉砕し、得られた粉砕物を分析した。更に実施例１−１と同様にして焼結磁石を調製し、得られた焼結磁石の磁石特性を測定した。結果を表２に示す。
１０、２０：温度制御装置
１２：加熱部
１３：フィン
１５：管状冷却管
１８：鋳片
１２：加熱部
１３：フィン
１５：管状冷却管
１８：鋳片
Claims (2)
- ネオジムからなるか、もしくはネオジムと、イットリウムを含みネオジムを含まない希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも１種とからなるＲ２７．６〜３３．０質量％と、ボロン０．９４〜１．３０質量％と、鉄を含む残部Ｍとからなり、該残部Ｍ中の鉄の含有割合が６０質量％以上であり、鉄以外の残部Ｍが、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも１種を含む組成を有する希土類焼結磁石用原料用合金を平均粒度３〜７μｍに粉砕して得た合金粉末であって、
該合金のR−rich相の平均間隔が３〜１２μm、R−rich相間隔の標準偏差をR−rich相の平均間隔で割った値が０．２５以下であり、R 2 Fe14B系主相の体積比率が８８体積％以上であり、かつ該合金粉末の粒度分布が、Rosin−Ramller分布を適用した場合、均等数が２．０以上、粒度特性数が４．０〜１０．０であることを特徴とする希土類焼結磁石用原料合金粉末。 - Ｒが、ネオジムと、ガドリウム、テルビウム、ディスプロシウム、ホルミウム、エルビウム及びイッテルビウムからなる群より選ばれる少なくとも１種とを含むことを特徴とする請求項１記載の希土類焼結磁石用原料合金粉末。
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