JP5908836B2 - 希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法 - Google Patents
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- H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
- H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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Description
一般にNd2Fe14B系の希土類焼結磁石は、原料を溶解、鋳造して得られた希土類磁石用合金を粉砕し、磁石用合金粉末を得、これを磁場成形、焼結、時効処理して得られる。一般に希土類磁石用合金の粉砕は、希土類磁石用合金に水素を吸蔵、放出させて行う水素粉砕と、ジェット気流中で希土類磁石用合金同士を衝突させて行うジェットミル粉砕とを組み合わせて行われている。Nd2Fe14B系の希土類焼結磁石の製造にあたり、希土類磁石用合金には、主相としてNd2Fe14B系化合物相(以下、2−14−1系主相と略記することがある)と、2−14−1系主相と比較して多くの希土類金属元素を含むR−rich相(以下、R−rich相と略記することがある)とが含まれる。水素粉砕時、2−14−1系主相とR−rich相との水素吸収速度の差により希土類磁石用合金にクラックが生じる。
しかしながら、その様な製造方法で作製した希土類焼結磁石用合金鋳片の磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まり、粉砕後の粒度分布に対する影響については、何ら検討されていなかった。本発明者らは、特定の条件で冷却凝固、加熱処理を連続的に行った希土類焼結磁石用合金鋳片が、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の粒度が均一になることを確認し、本発明を完成した。
前記合金溶湯を、表面に非線状の凹凸を有し、Ra値が2.8〜6.3μm、Rsk値が−0.40以上、−0.10以下である冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により700℃以上、1000℃以下の温度範囲まで急冷凝固する工程(B)と、
工程(B)の急冷凝固により、冷却ロールから剥離した合金鋳片が500℃以下に冷却される前に加熱する工程(C)とを含み、
工程(C)の加熱を、900℃より高く、1050℃以下の温度範囲にて5〜120分間保持して行う、R27.0〜33.0質量%と、ボロン0.90〜1.30質量%と、残部Mとからなる組成を有する希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法(以下、本発明の方法と略すことがある)が提供される。
また本発明によれば、本発明の方法で作製した希土類焼結磁石用合金鋳片が提供される。
更に本発明によれば、表面に非線状の凹凸を有する冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により得られた、イットリウムを含む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、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、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種とからなる残部Mを含有し、組成がR27.0〜33.0質量%、ボロン0.90〜1.30質量%、及び残部Mとからなる希土類焼結磁石用合金鋳片であって、
該鋳片のロール冷却面と接していた面を、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として、円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数が5個以上であり、かつ該鋳片のロール冷却面と接していた面に略垂直な断面を、200倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、R−rich相の平均間隔が10〜30μmである希土類焼結磁石用合金鋳片が提供される。
本発明の方法は、原料として、特定の合金溶湯を準備する工程(A)を含む。
工程(A)において、前記合金溶湯は、イットリウムを含む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、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、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種とからなる残部Mを含み、後述する組成となるように、例えば、坩堝等を用い、真空雰囲気又は不活性ガス雰囲気下、加熱・溶解することにより得ることができる。
前記冷却ロールは、単ロールまたは双ロールを用いることができる。
工程(B)において、急冷凝固時の冷却速度は、通常300〜1×104℃/秒、好ましくは500〜1000℃/秒で行う。前記冷却速度の制御は、溶湯の温度、供給量、周速度等を制御する公知の方法に準じて行われる。この時点で得られる合金鋳片は、R−rich相及び2−14−1系主相からなるデンドライトおよび2−14−1系主相と比較しB濃度の高い主にRFe4B4相を含む相(以下、B−rich相と略記することがある)を含む合金組織を有するが、非平衡状態であって、R−rich相はM元素、ボロンを平衡状態より多く含む。また、合金鋳片の厚みは、0.05〜2mm程度であり、0.2〜0.8mmであることが好ましい。
また、上記冷却ロールを用いることで、合金鋳片のロール冷却面と接していた面を、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数を5個以上、好ましくは8〜15個に制御することができる。該結晶の数は、後述する工程(C)の温度保持の前後で変化がない。該結晶の数を5個以上とした場合、上述の通り、合金鋳片のロール冷却面と接していた面に略垂直な断面において、チル晶がほとんど観察されない。後述する工程(C)の温度保持において、チル晶は消失せず、合金鋳片に存在するため、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まり、粉砕後の粒度の均一性に悪い影響を及ぼす場合がある。
工程(C)において加熱は、900℃より高く、1050℃以下の温度範囲にて5〜120分間保持する。保持温度は950℃以上、1050℃以下が好ましく、さらに好ましくは1000℃以上、1050℃以下である。
工程(C)における上記加熱条件とすることで、合金鋳片はより平衡状態に近くなり、2−14−1系主相の体積率が高く、R−rich相の体積率が低くなり、磁気特性とりわけ残留磁化が向上する。この際、R−rich相の一部は拡散により消失することから、R−rich相の間隔は広くなる。
得られる合金鋳片において、ロール面と接した面に略垂直な断面におけるR−rich相の平均間隔は10〜30μmの範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは12〜〜25μmである。
工程(C)における上記加熱を行い、上記R−rich相の平均間隔とすることで、磁石製造における合金鋳片の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の合金粉末の粒度をより均一にできる。
磁石製造における合金鋳片の粉砕工程で、ジェットミル粉砕を行なうと微粉がスクラバーあるいはバグフィルターに回収され廃棄される。R−rich相は微粉化しやすいため、ここで回収される微粉は希土類成分が多く含まれる。工程(C)における上記加熱を行わなかった合金鋳片は、R−rich相の体積率が高いが、上記加熱を行った合金鋳片はデンドライトの粗大化すなわち2−14−1系主相の体積率が高くなることにより、R−rich相の体積率が減少する。そのため、廃棄される微粉中の希土類成分が減少することで、歩留まりが高くなる。
まず、本発明の合金鋳片のロール冷却面と接した面に略垂直(鋳片の厚み方向に平行)となる断面組織写真を光学顕微鏡により200倍の倍率で撮影する。R−rich相は2−14−1系主相からなるデンドライトの粒界相として存在している。R−rich相は、通常は線状に存在するが、鋳造過程の熱履歴等によっては島状に存在する場合もある。R−rich相が島状に存在しても、それらが明らかに線をなすように連続して存在する場合は、それらの島状のR−rich相をつなぎ、線状のR−rich相と同様に考慮した。本発明の合金鋳片のロール冷却面と接した面に略垂直な方向に4分割する3本の440μm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、線分の長さ440μmをその点数で割る。10個の合金鋳片に関し、同様に測定し、計30点の測定値を得、これらの平均値をR−rich相の平均間隔とした。また該30点の測定値から標準偏差を算出した。
本発明の合金鋳片を水素粉砕、ジェットミル粉砕を行い、平均粒径(D50)が5〜7μmの合金粉末を得る。均等数は、得られた合金粉末をレーザー回折式粒度分布測定器により測定した粒度分布をRosin−Rammler線図で表示し、直線となった場合の該直線の傾きである。均等数は大きいほど合金粉末の粒径が均一である。均等数は2.0以上であることが好ましく、さらに好ましくは2.1以上である。
製造システム10は、不活性ガス雰囲気下及び減圧下にすることができる気密性の第1のチャンバー11と、第2のチャンバー12とから構成されるが、第2のチャンバー12は必要に応じて設けることができるチャンバーである。
第1のチャンバー11は、合金原料を溶融する溶融炉13と、溶融炉13から出湯する合金溶湯17を薄帯状に冷却固化する冷却ロール15、溶融炉13からの合金溶湯17を冷却ロール15に誘導するタンディッシュ14、及び冷却ロール15から剥離してくる薄帯状合金17aを、衝突することのみにより破砕させる合金破砕板16からなる固化手段と、破砕された合金鋳片17bの合金結晶組織を所望の状態に均一化するための合金結晶組織制御装置40と、該装置40から搬出される合金鋳片17cを収納し、冷却装置を備えていない容器である収納容器18とを備える。このチャンバー11は、第2のチャンバー12と連通する箇所に、気密性を保持できる開閉自在なシャッター11aを備える。
タンディッシュ14は、合金溶湯17が側面から流出するのを防止する側面部を省略した断面図で示しており、溶融炉13から流出してくる合金溶融物17を整流させて冷却ロール15に略均一量で供給するための堰板14aを備えている。
冷却ロール15は、外周面が銅等の合金溶融物17を冷却し得る材料で形成され、一定角速度等で回転可能な駆動装置(図示せず)を備えている。
合金破砕板16は、冷却ロール15から剥離してくる合金17aが連続的に衝突しうる位置に設置された金属製の板状物である。
前記合金破砕板16により破砕された合金鋳片17bは、合金組成、冷却速度等によっても異なるが、通常、700℃以上の表面温度を有する。
合金結晶組織制御装置40は、合金結晶組織制御手段と冷却手段とを一体とした装置であって、図1に示す合金破砕板16により破砕された合金鋳片17bの表面温度が前記所定温度以下にならないような位置に設けることができる。
装置40は、合金鋳片17bの導入口41a、合金結晶組織が制御された合金鋳片17cを搬出する出口41b及び熱線42aを配した加熱部42を備えた回転可能であり、且つ合金鋳片17bを連続的に移動させうる移動空間を有する管41を備え、更に、管41の外側には、同軸的に回転可能な管状冷却器45を備える。要するに、装置40は、合金鋳片17bの合金結晶組織制御装置として単管41を備える。
管41の内面には、管41の回転により、導入された合金鋳片17bが出口41b側に進行するように、フィン43が設けられている。
管41に導入された合金鋳片17bは、加熱部42を適宜作動させることにより所定温度に保持される。また、管41の回転速度やフィン43の設置角度を調節することにより、該所定温度において所定時間制御される。このように合金鋳片17bを所定温度で所定時間制御することにより、所望の結晶組織を有する均一な合金結晶を有する合金鋳片17cを短時間に、効率良く調製することができる。
管状冷却器45の内面には、合金鋳片17cを管状冷却器45の内面全体に均一に接触させることを可能にするフィン(図示せず)を設けることもできる。
また、装置40は、例えば、合金鋳片17bを導入する導入口41aまでの導入連絡管内に遮蔽弁(図示せず)を設け、該遮蔽弁で遮蔽して装置40内を不活性ガス雰囲気にしうる構成とすることもできる。この際、装置40は、不活性ガス雰囲気にしうるチャンバー内に収容する必要はない。
Rにおいて、イットリウムを含む希土類金属元素とは、元素番号57から71のランタノイド及び元素番号39のイットリウムを意味する。前記Rは特に限定されないが、例えば、ランタン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、イットリウム、ガドリウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム又はこれらの2種以上の混合物等が好ましく挙げられる。特に、Rとして、ガドリウム、テルビウム、ジスプロシウム、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種の重希土類元素を含むことが好ましい。これらの重希土類元素は、磁気特性のうち主に保磁力を向上させることができる。中でもテルビウムはもっとも大きな効果を示す。しかし、テルビウムは高価であるため、コストと効果を考慮するとジスプロシウムを単体、またはガドリウム、テルビウム、ホルミウム等と共に用いることが好ましい。
本発明の合金鋳片を単一合金法に用いる場合のRの含有割合は、29.0〜33.0質量%が好ましく、2合金法の2−14−1系主相用合金として本発明の合金鋳片を用いる場合のRの含有割合は、27.0〜29.0質量%が好ましい。
Rとして前記重希土類元素を用いる場合の含有割合は、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。重希土類元素の含有割合が15質量%を超えると高価になり、0.2質量%未満ではその効果が小さくなる。
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、ジルコニウム、ハフニウム、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。
次いで、工程(C)において、急冷凝固して得られた合金が500℃以下に冷却される前に900℃より高く、1050℃以下で保持すると、2−14−1系主相の結晶粒が成長して体積率が次第に増加、同時に粒界相であるR−rich相の体積率が次第に減少、粒界が移動する。R−rich相の減少、移動により、R−rich相の間隔は広くなり、微細に分散していたB−rich相は、減少したR−rich相内で凝集して後述するB−rich相の観察方法で10個より多く観察されるようになる。さらに、時間が経過すると、2−14−1系主相の体積率の増加、粒の成長およびR−rich相の減少、粒界の移動により、R−rich相の間隔は広くなるが、B−rich相は2−14−1相の生成に消費され、B−rich相が1〜10個観察されるようになり、いずれ合金は平衡状態に達し、B−rich相はほとんど観察されなくなる。
まず、希土類焼結磁石用合金鋳片のロール冷却面と接する面に略垂直な断面をEPMAにより倍率2000倍、加速電圧15kV、電流2×10-7A、ビーム径300nmの条件で観察する。本発明の合金鋳片にDyを含有しない場合、B−rich相は、Bのマッピング像によりBの濃化した部分となり、Dyを含有する場合、DyFe4B4相が優先的に生成しているため、B−rich相はBとDyのマッピング像よりBとDyが濃化した部分となる。また、残部MにZr、Nb等を含む場合、Bと化合物相を形成し、Bのマッピング像においてBの濃化した部分として観察されるが、本発明においてRを含まない残部MとBの化合物相は、B−rich相には含まない。10個の合金に関してランダムにそれぞれ1視野ずつ観察して、B−rich相の個数を数え、それらの平均値を50μm四方に存在するB−rich相の個数とした。
参考例1
図1に示す製造システム10及び図2に示す装置40を用いて以下の方法により合金を作製した。
Nd、Pr、Dy、B、Co、Cu、Al及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した。アルゴン雰囲気中、原料を加熱・溶解した後、1450℃で出湯し、水冷銅ロールの冷却ロール15上にタンディッシュ14を介して供給し、連続的に凝固させた。冷却ロール15の周速度は1.0m/秒で行った。冷却ロール15上で800〜1000℃に急冷凝固された合金17aは、合金破砕板16に衝突して合金鋳片17bとなり装置40の導入口41aへ落下させた。この落下した合金鋳片17bは、表面温度が500℃以上の状態で装置40の管41に導入され、950℃で5分間保持されるように管41内を連続的に移動した。次に、管45に導入され、合金鋳片17bは100℃以下まで強制冷却した後、容器18に収容した。得られた合金鋳片17cの厚みは220〜260μmであった。
粉砕性、微粉の含有割合を調べるため、得られた合金鋳片を水素還元炉により水素圧0.1MPa、30℃の雰囲気中で3時間水素を吸蔵した後、530℃の真空雰囲気中で2時間脱水素し、室温まで冷却してから取り出した。次に、ジェットミルにより、窒素ガス圧0.6kg/cm2、原料供給スピード35g/minの条件で粉砕を行った。ジェットミル前後で組成分析を行ない、TRE成分(Nd+Pr+Dy)のジェットミル前後での歩留まりを得た。更に、レーザー回折法により粒度測定を行い、D50値、均等数nを得た。各測定結果を表1に示す。
加熱温度、保持時間を表1に示すとおり変更した以外は参考例1と同様にして合金鋳片、粉砕粉を作製し、参考例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。また、参考例2で調製した合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図3に、参考例2で調製した合金鋳片の断面をEPMAにより観察したBのマッピング像を図4に示す。
参考例1において、図1に示す製造システム10に用いた装置40を使用せず、合金を合金破砕板16に衝突させて合金鋳片とした後、収納容器18に回収し冷却した。得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。得られた合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図5に示す。
比較例4と同様にして合金鋳片を得た後、アルゴン雰囲気中、850℃で120分間保持して合金鋳片を得た。得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。
加熱温度、保持時間を表1に示すとおり変更した以外は、比較例5と同様にして合金鋳片を得た。得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。また、比較例8で調製した合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図6に示す。
参考例1と同様に図1に示す製造システム10及び図2に示す装置40を用いて以下の方法により合金を作製した。
Nd、Dy、B、Co、Cu、Al及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した。水冷銅ロールの冷却ロール15の表面を#60の研磨紙を使用し、ロールの回転方向とロールの回転方向に対し90°の角度で研磨し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が2.8μm、Rsk値が−0.40とした。アルゴン雰囲気中、原料を加熱・溶解した後、1450℃で出湯し、冷却ロール15上にタンディッシュ14を介して供給し、連続的に凝固させた。冷却ロール15の周速度は1.0m/秒で行った。冷却ロール15上で800〜1000℃に急冷凝固された合金17aは、合金破砕板16に衝突して合金鋳片17bとなり装置40の導入口41aへ落下させた。この落下した合金鋳片17bは、表面温度が500℃以上の状態で装置40の管41に導入され、1000℃で20分間保持されるように管41内を連続的に移動した。次に、管45に導入され、合金鋳片17bは100℃以下まで強制冷却した後、容器18に収容した。得られた合金鋳片17cの厚みは約300μmであった。
得られた合金鋳片の冷却ロール面と接していた面を上述の方法で観察したところ、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数は12個であった。また合金鋳片の断面組織を観察したところ、チル晶は観察されなかった。図7に得られた合金鋳片の冷却ロール面と接していた面の光学顕微鏡による観察像を示す。
得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表2に示す。実施例5〜9のTRE歩留まりは、TRE成分(Nd+Dy)のジェットミル前後での歩留まりを示した。また得られた粉砕粉を原料として使用し、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石の残留磁化は13.58kG、固有保磁力は23.78kOeであった。
#30の研磨紙に変更し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が4.3μm、かつRsk値が−0.32とした。これ以外は実施例5と同様にして行った。
得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。実施例5と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。
研磨紙の代わりにショットブラストを使用し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が6.3μm、かつRsk値が−0.10とした。これ以外は実施例5と同様にして行った。
得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。実施例5と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。
#60の研磨紙を用いて、ロールの回転方向にのみ冷却ロールの表面を研磨した。冷却ロールの表面には線状の凹凸が存在し、Ra値が2.3μm、Rsk値が−0.44であった。これ以外は実施例5と同様にして行った。
得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。参考例1と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。
Nd、Dy、B、Co、Cu、Al、Nb及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した以外は実施例5と同様にして行った。得られた合金鋳片の組成分析を蛍光X線、ICPで行ったところ、Nd27.5質量%、Dy4.9質量%、B1.00質量%、Al0.15質量%、Co1.0質量%、Cu0.2質量%、Nb0.15質量%、残部鉄であった。
得られた合金鋳片と参考例1と同様にして作製した粉砕粉について、参考例1と同様に各評価、測定を行った。参考例1と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。
Claims (4)
- イットリウムを含む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、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、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種とからなる残部Mを含有する合金溶湯を準備する工程(A)と、
前記合金溶湯を、表面に非線状の凹凸を有し、Ra値が2.8〜6.3μm、Rsk値が−0.40以上、−0.10以下である冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により700℃以上、1000℃以下の温度範囲まで急冷凝固する工程(B)と、
工程(B)の急冷凝固により、冷却ロールから剥離した合金鋳片が500℃以下に冷却される前に加熱する工程(C)とを含み、
工程(C)の加熱を、900℃より高く、1050℃以下の温度範囲にて5〜120分間保持して行う、R27.0〜33.0質量%と、ボロン0.90〜1.30質量%と、残部Mとからなる組成を有する希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法。 - 工程(C)の加熱を、1000℃以上、1050℃以下の温度範囲にて行う請求項1記載の製造方法。
- 工程(C)の加熱を、合金鋳片を連続的に移動しながら行う請求項1又は2記載の製造方法。
- イットリウムを含む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、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、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種とからなる残部Mを含有し、組成がR27.0〜33.0質量%、ボロン0.90〜1.30質量%、及び残部Mとからなる希土類焼結磁石用合金鋳片であって、
該鋳片の一方の面を100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として、円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5〜1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数が5個以上であり、かつ前記一方の面に略垂直な断面を200倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、R−rich相の平均間隔が10〜30μmである、希土類焼結磁石用合金鋳片。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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