JP3256413B2

JP3256413B2 - 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片及びその製造方法

Info

Publication number: JP3256413B2
Application number: JP15718195A
Authority: JP
Inventors: 宏樹徳原; 尚幸石垣; 順一郎馬場
Original assignee: 住友特殊金属株式会社
Priority date: 1995-05-30
Filing date: 1995-05-30
Publication date: 2002-02-12
Anticipated expiration: 2017-02-12
Also published as: JPH08330117A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、耐食性のすぐれ、且
つすぐれた磁気特性を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合
金用鋳片と製造方法に係り、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金溶
湯を急冷ロールにて急冷凝固した特定厚みの鋳片を特定
条件の２段冷却法にて冷却して、特定の微細に分散した
均質組織からなる鋳片を得て、耐食性と磁気特性のすぐ
れたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石を得るためのＲ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系磁石合金用鋳片及びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】今日、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。

【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の一部を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、合金溶湯を鋳型
に鋳込んで鋳塊を作製後、該鋳塊を粉砕、成型、焼結、
時効処理の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）ｍａｘがたかだか３８ＭＧＯｅ
程度であった。前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系鋳塊中には初晶
のＦｅおよび、またはＦｅ_xＣｏ_1-xが晶出し、特に微粉
砕時に粉砕が困難となり、長時間の溶体化処理を行っ
て、粉砕性を若干向上させることができるが、未だ十分
ではなかった。

【０００５】また、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、０．０３ｍｍ〜１０ｍｍ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、鋳片をスタ
ンプミル・ジョークラッシャーなどで粗粉砕後、さらに
ディスクミル、ボールミル、アトライター、ジェットミ
ルなどの粉砕法により平均粒径が３〜５μｍの粉末に微
粉砕後、磁場中プレス、焼結、時効処理して、高性能化
を図る製造方法が提案（特開昭６３−３１７６４３号公
報）されている。

【０００６】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。

【０００７】さらに、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金溶湯を急
冷ロールにて鋳造した磁石合金用鋳片として、Ｒ、Ｔ、
及びＢを主成分とし、実質的にＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相から構成
された平均径が３〜５０μｍの柱状結晶粒とＲリッチ相
を主体とする結晶粒界相からなり、冷却方向の厚さが
０．１〜２ｍｍである磁石合金用鋳片が提案（特開平５
−２９５４９０号公報）されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ系永久磁石材料に対するコストダウンの要求が強
く、効率よく高性能永久磁石用原料粉末を製造すること
が極めて重要になっている。このため、極限に近い特性
を引き出すための製造条件の改良が必要となっている。
また、今日の電気、電子機器の小型・軽量化ならびに
（ＢＨ）ｍａｘ４０ＭＧＯｅ以上の高性能化の要求は強
く、且つ表面処理等が不要な耐食性の改善向上も要求さ
れ、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石のより一層の高機能化とコ
ストダウンが要求されている。

【０００９】そこで、従来のごとき、鋳塊、あるいは粉
砕粒への溶体化熱処理工程の削減および粉砕性改善によ
るコストダウン等について、発明者は種々検討した。す
なわち、この発明は、耐食性ならびに磁石特性のすぐれ
たＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系焼結磁石を得るための合金鋳片
を、生産性よく効率よい微粉砕を可能にし、かつ微粉化
に伴う粉末の酸化を防止でき、各結晶粒の磁化容易方向
の配向度を高めて耐食性のすぐれた高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ
−Ｃ系焼結磁石が得られる耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片及びその製造方法の提供を目的
としている。

【００１０】

【課題を解決するための手段】発明者らは、耐食性のす
ぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系焼結磁石用合金鋳片をストリ
ップキャスト法により作製したところ、初晶のＦｅ、Ｆ
ｅ_xＣｏ_1-xは殆どなく、微粉砕性が改善され、従来の鋳
型溶製合金に比較すると微粉砕能率が約２倍以上向上す
ることを確認した。しかしながら鋳片の鋳造組織につい
て、詳細に調査したところ、鋳造条件により、鋳造組織
が大きく変化し、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う粉
末の酸化、および焼結磁石の配向度の低下が起こり、磁
気特性に大きな影響を及ぼしていることを知見した。

【００１１】また、発明者らは、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁
石合金用鋳片組織と焼結磁石の磁気特性の関係を種々検
討した結果、前記鋳片には種々の大きさや方向を有する
樹枝状もしくは柱状結晶が存在し、微細な樹枝状もしく
は柱状結晶が、磁石化の際の粉砕時の微粉化に伴う粉末
の酸化および焼結磁石の配向度の低下に大きな影響を及
ぼし、前記鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減
することが重要であることを知見し、更に検討したとこ
ろ、かかる鋳片内の微細樹枝状もしくは柱状結晶を低減
した鋳片を得るためには、特定温度の合金溶湯をノズル
より急冷ロールに注湯して、特定の冷却速度にて１次冷
却した後、ロールを離間した鋳片を固相線温度以下に特
定の冷却速度にて２次冷却する２段冷却が重要であるこ
とを知見し、この発明を完成した。

【００１２】すなわち、この発明は、Ｒ１０〜３０ａｔ
％、Ｂ＋Ｃ＝４〜１５ａｔ％（但し、Ｂは２ａｔ％未
満）、Ｆｅ５５〜８６ａｔ％（但しＦｅの一部をＣｏ、
Ｎｉの１種または２種にて置換）を主成分とし、短軸結
晶粒径が１．０μｍ未満の微細結晶を１０％以下含有す
る平均短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍ、且つ短軸結晶粒
度分布が０．０１μｍ〜４０μｍのＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ
_x）型樹枝状あるいは柱状結晶と、１０μｍ以下のＲ−
リッチ相とが、微細に分散した均質組織からなり、鋳片
厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなることを特徴と
する耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳
片である。

【００１３】また、この発明は、Ｒ１０〜３０ａｔ％、
Ｂ＋Ｃ＝４〜１５ａｔ％（但し、Ｂは２ａｔ％未満）、
Ｆｅ５５〜８６ａｔ％（但しＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉの
１種または２種にて置換できる）を主成分とするＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金溶湯を、合金の液相線温度（凝固
開始温度）＋５℃〜＋３００℃の温度より、急冷ロール
にて例えば２×１０³℃／ｓｅｃ〜７×１０³℃／ｓｅｃ
の１次冷却速度にて冷却し７００℃〜１０００℃に冷却
した鋳片を得た後、ロール離脱後の前記鋳片を合金の固
相線温度（凝固完了温度）以下に例えば５０℃／ｍｉｎ
〜２×１０³℃／ｍｉｎの２次冷却速度にて冷却し、短
軸結晶粒径が１．０μｍ未満の微細結晶を１０％以下含
有する平均短軸結晶粒径３μｍ〜１５μｍ、且つ短軸結
晶粒度分布が０．０１μｍ〜４０μｍのＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ
_1-xＣ_x）型樹枝状あるいは柱状結晶と、１０μｍ以下の
Ｒリッチ相とが、微細に分散した均質組織からなり、例
えば鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍからなる磁石
合金用鋳片を得ることを特徴とする耐食性のすぐれたＲ
−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法である。

【００１４】

【作用】この発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金溶湯を真
空溶解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部のノズル
より急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて特定の
冷却速度にて特定の温度まで１次冷却後、ロールより離
脱した鋳片を固相線温度（６００℃）以下に特定の冷却
速度にて２次冷却することにより、特定寸法の短軸結晶
粒径及び結晶粒度分布を有するＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）
型樹枝状結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが
微細に分散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得
ることを特徴とする。なお、Ｒ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）化
合物はＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物のＢの一部がＣで置換された
もので、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物と同じ正方晶構造を有す
る。

【００１５】すなわち、冷却鋳片の鋳造組織は、溶湯が
冷却ロールに接触した瞬間に決定され、溶湯と冷却ロー
ルの接触長が短く、ロール周速が速い程、板厚は薄くな
り微細化されるが、現実には急冷ロールを離れる時点で
の鋳片の温度およびその後の冷却速度によって、鋳造組
織が変化することを見出した。一般に合金溶湯は液相線
温度で凝固が開始し、固相線温度で凝固が完了する。し
かし、この液相線から固相線温度までの固液共存領域を
通過する時間が長いと鋳造組織は粗大化する。Ｒ−Ｆｅ
−Ｂ−Ｃ系合金では前記液相線温度と固相線温度の差が
約５００℃と大きいため、特に前記粗大化は顕著であ
る。

【００１６】すなわち、急冷ロールを離間した直後の鋳
片温度が固相線以上でも、その後の冷却が十分速ければ
微細組織が得られるが、その後の冷却速度が遅く、固液
共存領域を通過する時間が長くなると、結晶粒は成長
し、焼結磁石のｉＨｃの低下を招来する。発明者らが前
記通過時間と結晶粒径の関係を調べた結果、固液共存領
域の通過時間が僅か数分でも結晶粒径が成長し、例えば
８００℃から固相線温度までの通過時間が３分の場合、
結晶粒径は２０〜３０μｍに成長する。

【００１７】また、ロールでの冷却を強化して、ロール
離脱時の鋳片を固相線温度以下にすることができるが、
この場合、前記結晶粒の粗大化は起こらないが、ロール
による冷却の速度が速すぎ結晶が微細化されすぎて、焼
結磁石のＢｒの低下を招来する。すなわち、鋳片の結晶
粒径を微細化させすぎないためには、合金溶湯を急冷ロ
ールにて特定の冷却速度で特定の温度まで１次冷却し、
さらにその後、急冷ロールより離脱した鋳片をその微細
組織を粗大化させないためには固相線温度以下に特定の
冷却速度で２次冷却する２段階冷却法が重要であること
を知見したのである。

【００１８】この発明の鋳片の製造方法において、急冷
ロールにて冷却凝固する合金溶湯の温度を液相線温度
（凝固開始温度）＋５℃〜＋３００℃に限定した理由
は、液相線温度＋５℃未満ではノズル部で合金溶湯が凝
固して、ノズルづまりを起こし、鋳造できなくなるので
好ましくなく、また、液相線温度＋３００℃を越える
と、溶湯温度が高すぎて、ロールでの冷却が不十分とな
り、平均短軸結晶粒径が１５μｍを越え、また、ロール
に接触する溶湯温度が高いため、冷却ロールの寿命が短
くなるので、好ましくない。

【００１９】この発明において、１次冷却速度は｛（ロール接触する溶湯温度）−（ロール離脱時の鋳片
温度）｝／（ロール接触時間）にて定義され、１次冷却速度が２×１０³℃／ｓｅｃ未
満ではロールによる溶湯の冷却が不十分で、平均短軸結
晶粒径が１５μｍを越えて好ましくなく、また、７×１
０³℃／ｓｅｃを越えると、平均短軸結晶粒径が３μｍ
未満と微細になり、また平均短軸結晶粒径が３μｍ以上
でも、粒径１μｍ以下の微細結晶が１０％を越えるので
好ましくない。また、１次冷却速度の好ましい範囲は、
３×１０³℃／ｓｅｃ〜６×１０³℃／ｓｅｃである。

【００２０】１次冷却後の鋳片温度を７００℃〜１００
０℃に限定した理由は、７００℃未満では平均短軸結晶
粒径が３μｍ未満と微細になり、また、平均短軸結晶粒
径が３μｍ以上でも、１μｍ以下の微細結晶が１０％を
越えるため好ましくなく、さらに、１０００℃を超える
と、鋳片のロール離脱後、固相線温度以下まで冷却する
時間が長くなり平均短軸結晶粒径が１５μｍを超えて、
粗大化し、又固相線温度以下に短時間に冷却するために
は設備費のかさむ２次冷却装置が必要となるので、好ま
しくない。更に、好ましい１次冷却後の鋳片温度範囲
は、７００℃〜９００℃である。

【００２１】この発明において、ロール離脱後の鋳片の
冷却を固相線温度以下に限定した理由は、固相線温度を
超えた固液共存領域では、Ｒリッチな液相が存在し、僅
か数分の保持でも結晶が成長し粗大化して、磁石特性、
特に保磁力を低下させるので、結晶が成長しない、すな
わち、液相が全く存在しない固相線温度以下まで冷却す
る必要がある。

【００２２】この発明において、２次冷却速度は、｛（ロール離脱時鋳片温度）−（固相線温度）｝／（冷
却時間〕にて定義づけられ、２次冷却速度が５０℃／ｍｉｎ未満
では固液共存領域を通過に要する時間が長くなり、結晶
が成長し粗大化するため好ましくない。また、２次冷却
速度は速ければ速い程、固液共存領域の通過に要する時
間が短くなり好ましいが、量産的は設備コスト等を考慮
して、２×１０³℃／ｍｉｎ以内が好ましい。また、２
次冷却速度の好ましい範囲は、１００〜２×１０³℃／
ｍｉｎである。

【００２３】この発明における２次冷却は、急冷ロール
と鋳片収容箱間にてＡｒガス等の不活性ガス冷却、ある
いはコンベア又はベルトにて移送中にて冷却したり、更
に鋳片収容箱内にて不活性ガス冷却して調節することが
でき、また、２対の回転するベルトによって、鋳片を挟
んで冷却したり、液体Ａｒに直接投入する方法などがあ
り、これらの方法の組合せでもよい。また、充分な２次
冷却速度を実現するためには、冷却ロールと鋳片収容箱
間の距離を十分とる必要があり、その距離はロール周速
度の１／２０以上が好ましい。例えば、ロール周速度が
１００ｍ／ｍｉｎの場合は５ｍ以上である。

【００２４】この発明の磁石合金用鋳片において、短軸
結晶粒径は樹枝状もしくは柱状結晶の長軸方向に対して
垂直な方向の短軸の長さを意味する。磁石合金用鋳片の
Ｒ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状もしくは柱状結晶の平
均短軸結晶粒径を３μｍ〜１５μｍに限定した理由は、
３μｍ未満では粉末化した時に酸化しやすくなり、磁気
特性の劣化を招来し、また粉末化した合金粉末が多結晶
体となり、プレス成形時の配向度が乱れ、磁石のＢｒの
低下を招来し、さらに、１５μｍを超えると焼結磁石の
結晶粒径が大きくなり、保磁力が低下するため、好まし
くない。

【００２５】また、短軸結晶粒径分布を０．０１μｍ〜
４０μｍに限定した理由は、０．０１μｍ未満では結晶
が非晶質化しやすく、また、４０μｍを越えると磁石の
保磁力を劣化するので好ましくない。また、短軸結晶粒
径が１．０μｍ未満の微細結晶の含有を１０％以下に限
定した理由は、１０％を越える含有では粉末化した合金
粉末中の多結晶体の割合が増加し、プレス成形時の配向
度が乱れ、磁石のＢｒが低下するので好ましくない。

【００２６】この発明の磁石合金用鋳片の微細に分散し
た均質組織における、Ｒ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状
結晶または柱状結晶とＲリッチ相の各量比率は、Ｒ₂Ｆ
ｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状結晶もしくは柱状結晶は９０
％以上が好ましく、更に好ましくは９５％以上であり、
又Ｒリッチ相は３〜１０％が好ましい。この発明におい
て、固相線温度はＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石組成により変
動するが、磁石組成が１５Ｎｄ−７８Ｆｅ−１．５Ｂ−
５．５Ｃａｔ％磁石の場合は、固相線温度は６６０℃で
ある。

【００２７】以下にこの発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系
永久磁石を製造する合金鋳片の合金組成の限定理由を説
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。

【００２８】Ｒ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、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％〜３
０原子％の範囲とする。

【００２９】Ｂ及びＣ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、Ｂ＋Ｃが４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。また、Ｂは２ａｔ％以
上では優れた耐食性が得られない。よって、Ｂ＋Ｃは４
原子％〜１５原子％、但しＢは２ａｔ％未満の範囲とす
る。

【００３０】Ｆｅ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、５５原子％未満で
は残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８６％原子を超える
と高い保磁力が得られないので、Ｆｅは５５原子％〜８
６原子％に限定する。また、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さらに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。

【００３１】この発明による合金鋳片において、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％〜１８原子％、Ｂ＋Ｃ５
原子％〜１０原子％、Ｂ＜２ａｔ％、Ｆｅ７２原子％〜
８３原子％が好ましい。また、この発明による合金鋳片
は、Ｒ、Ｂ、Ｆｅ、Ｃの他、酸素、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＋
Ｃ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。

【００３２】さらに、前記Ｒ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅ合金あるい
はＣｏ、Ｎｉの１種または２種を含有する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Ｔ
ａ、９．５原子％以下のＭｏ、９．５原子％以下のＷ、
２．５原子％以下のＳｂ、７原子％以下のＧｅ、７ａｔ
％以下のＧａ、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。この発明のＲ−Ｆｅ−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
磁気特性を有する焼結永久磁石を作製するのに効果的で
ある。

【００３３】この発明において、樹枝状あるいは柱状結
晶とＲ−リッチ相とが微細に分散した均質組織を有する
磁石合金鋳片の板厚を０．０１ｍｍ〜１０ｍｍに限定し
た理由は、０．０１ｍｍ未満では急冷効果が大となり、
平均短軸結晶粒径が３μｍより小となり、粉末化した際
に酸化しやすくなるため、磁気特性の劣化を招来すると
ともに、微粉砕後の粒子が多結晶となり配向度が低下し
Ｂｒが低下するので好ましくなく、また１０ｍｍを越え
ると、冷却速度が遅くなり、α−ＦｅやＦｅ₁ _■xＣｏ_x
が晶出しやすく、結晶粒径が大となり、Ｎｄリッチ相の
偏在も生じるため、磁気特性、特に保磁力が低下するの
で好ましくないことによる。より好ましくは板厚０．０
５ｍｍ〜０．８ｍｍである。

【００３４】この発明のストリップキャスティング法に
より得られた特定組成のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金の断面
組織は、主相のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）結晶が従来の鋳
型に鋳造して得られた鋳塊のものに比べて、約１／１０
以上も微細であるが、前述のごとく短軸結晶粒径が１．
０μｍ未満の微細結晶を１０％以下含有する平均短軸結
晶粒径が３μｍ〜１５μｍである。

【００３５】

【実施例】

実施例１Ａｒ減圧６００Ｔｏｒｒ雰囲気で溶湯温度１３００℃の
１２．８Ｎｄ−１．５Ｄｙ−１０Ｃｏ−１．５Ｂ−５．
５Ｃ−６８．７Ｆｅ（ａｔ％）組成（液相線温度１１７
５℃）の合金溶湯を、ノズルより回転数１２０ｒｐｍの
外径３００μｍの水冷Ｃｕ片ロール表面に、１次冷却速
度５×１０³℃／ｓｅｃにて鋳片温度８００℃に冷却
後、ロール離脱後に急冷ロールと鋳片収容箱間（距離８
ｍ）で鋳片の上下から圧力５ｋｇ／ｃｍ²、流量５００
ｌ／ｍｉｎのＡｒガスを吹きつけ、さらに鋳片収容箱内
にて圧力５ｋｇ／ｃｍ²、流量５００ｌ／ｍｉｎのＡｒ
ガスを吹きつけ、鋳片を６１０℃（固相線温度６００
℃）まで２００℃／ｍｉｎの２次冷却速度にてガス冷却
して厚み０．４０ｍｍの鋳片を得た。

【００３６】得られた鋳片の断面を鏡面研摩して光学顕
微鏡（倍率４００倍）で観察し、結晶５００個について
短軸結晶粒径を線分法にて測定した結果、短軸結晶粒径
が１．０μｍ以下の微細結晶を４％含有の平均短軸結晶
粒径４．８μｍで短軸結晶粒径分布が０．３μｍ〜１
２．３μｍの正方晶構造のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹
枝状結晶と１０μｍ以下のＲ−リッチ相が微細に分散し
た均質組織を有していた。得られた鋳片を粗粉砕後、ジ
ェットミル粉砕にて微粉砕して平均粉末粒径３．０μｍ
の微粉末を得た。前記粉末を磁場強度１５ｋＯｅにてプ
レス圧１ｔｏｎ／ｃｍ²にて成型後、真空にて１０４０
℃に４時間焼結後、９００℃に１時間の時効処理を行
い、得られた試験片の磁気特性及び平均結晶粒径と耐食
性試験結果を表１に示す。耐食性試験は８０℃×９０％
ＲＨ×５００時間後の単位面積当たりの酸化増量で表
す。

【００３７】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
ロールを使用し、１次冷却速度７５００℃／ｓｅｃにて
冷却し、ロール離脱時の鋳片温度は６４０℃であった。
さらに、ロール離脱後の鋳片を２００℃／ｍｉｎの２次
冷却速度にてガス冷却して鋳片厚０．３２ｍｍの鋳片を
得た。得られた鋳片の実施例１と同一方法にて短軸結晶
粒径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結
晶を２１％含有の平均短軸結晶粒径３．０μｍ、且つ短
軸結晶粒径分布が０．１μｍ〜７．８μｍの正方晶構造
のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状結晶を得た。得られ
た鋳片を平均粉末粒径２．８μｍに微粉砕する以外は実
施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。磁気特性及び平
均結晶粒径の測定結果と耐食性試験結果を表１に示す。

【００３８】比較例２実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
ロールを使用し、１次冷却速度１６００℃／ｓｅｃで冷
却し、鋳片温度は１１２０℃であった。さらに、ロール
離脱後の鋳片を６００℃まで１００℃／ｍｉｎの２次冷
却速度でガス冷却して鋳片厚０．４５ｍｍの鋳片を得
た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定した結
果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は０％であった
が、平均短軸結晶粒径は３７μｍ、且つ短軸結晶粒径分
布が１２μｍ〜６６μｍであった。得られた鋳片を平均
粉末粒径３．２μｍに微粉砕する以外は実施例１と同一
条件にて焼結磁石を得た。磁気特性及び平均結晶粒径の
測定結果と耐食性試験結果を表１に示す。

【００３９】比較例３実施例１と同一組成の合金溶湯を用い、実施例１と同一
のロールを使用し、２次冷却速度を２０℃／ｍｉｎにす
る以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３７
ｍｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶
は０．３％であったが、平均短軸結晶粒径２４μｍ、且
つ短軸結晶粒径分布が０．５μｍ〜５８μｍであった。
得られた鋳片を平均粉末粒径３．４μｍに微粉砕する以
外は実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。焼結磁石
の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果と耐食性試験結
果を表１に示す。

【００４０】比較例４実施例１と同一組成の合金溶湯、及び同一のロールを使
用し、２次冷却速度２５０℃／ｍｉｎで７５０℃までガ
ス冷却した後、６００℃まで２０℃／ｍｉｎで冷却する
以外は実施例１と同一の製造条件にて鋳片厚０．３９ｍ
ｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径
を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶は
１．０％であったが、平均短軸粒径は１９μｍ、且つ短
軸結晶粒径分布が０．５μｍ〜４１μｍであった。得ら
れた鋳片を平均粉末粒径３．３μｍに微粉砕する以外は
実施例１と同一条件にて焼結磁石を得た。得られた焼結
磁石の磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果と耐食性試
験結果を表１に示す。

【００４１】比較例５溶湯温度１３２０℃の１２．８Ｎｄ−１．５Ｄｙ−７Ｂ
−７８．５Ｆｅ（ａｔ％）（液相線温度１１７０℃）の
合金溶湯を実施例１と同一条件で１次冷却速度５×１０
³℃／ｓｅｃにて鋳片温度８２０℃に冷却後、ロール離
脱後に実施例１と同一条件で２次冷却して、厚み０．４
ｍｍの鋳片を得た。実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果、短軸結晶粒径１μｍ以下の微細結晶
は３％で、平均短軸粒径は４．３μｍ且つ短軸結晶粒径
分布が０．３μｍ〜１４．１μｍであった。得られた鋳
片を平均粉末粒径３．１μｍに微粉砕する以外は実施例
１と同一条件にて焼結磁石を得た。得られた焼結磁石の
磁気特性及び平均結晶粒径の測定結果と耐食性試験結果
を表１に示す。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【発明の効果】この発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系合金溶
湯を真空溶解炉にて溶解した後、タンディシュ先端部の
ノズルより急冷ロールに注湯し、溶湯を急冷ロールにて
特定の冷却速度にて１次冷却後、ロールより離脱した鋳
片を固相線温度以下に特定の冷却速度にて２次冷却する
ことにより、特定寸法の短軸結晶粒径且つ結晶粒径分布
を有する正方晶構造のＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状
結晶あるいは柱状結晶と特定のＲリッチ相とが微細に分
散した均質組織からなる特定厚の急冷鋳片を得るもの
で、配向度の低下及び磁石化の際の粉砕時の微粉化、粉
末の酸化を防止でき、耐食性のすぐれ磁気特性の優れた
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金鋳片が得られる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平７−66022（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) H01F 1/032 - 1/08 C22C 38/00 303

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ１０〜３０ａｔ％、Ｂ＋Ｃ＝４〜１５
ａｔ％（但し、Ｂは２ａｔ％未満）、Ｆｅ５５〜８６ａ
ｔ％（但し、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種
にて置換できる）を主成分とし、短軸結晶粒径が１．０
μｍ未満の微細結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶
粒径３μｍ〜１５μｍ、且つ短軸結晶粒径分布が０．０
１μｍ〜４０μｍのＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状あ
るいは柱状結晶と、１０μｍ以下のＲ−リッチ相とが、
微細に分散した均質組織からなり、鋳片厚みが０．０１
ｍｍ〜１．０ｍｍからなる耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−
Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片。
【請求項２】Ｒ１０〜３０ａｔ％、Ｂ＋Ｃ＝４〜１５
ａｔ％（但し、Ｂは２ａｔ％未満）、Ｆｅ５５〜８６ａ
ｔ％（但し、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉの１種または２種
にて置換できる）を主成分とするＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁
石合金溶湯を、合金の液相線温度（凝固開始温度）＋５
℃〜＋３００℃の温度より、急冷ロールにて１次冷却し
て７００℃〜１０００℃に冷却された鋳片を得た後、ロ
ール離脱後の前記鋳片を合金の固相線温度（凝固完了温
度）以下に２次冷却し、短軸結晶粒径が１．０μｍ未満
の微細結晶を１０％以下含有する平均短軸結晶粒径３μ
ｍ〜１５μｍ、且つ短軸結晶粒度分布が０．０１μｍ〜
４０μｍのＲ₂Ｆｅ₁₄（Ｂ_1-xＣ_x）型樹枝状あるいは柱
状結晶と、１０μｍ以下のＲリッチ相とが、微細に分散
した均質組織からなる磁石合金用鋳片を得る耐食性のす
ぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法。
【請求項３】１次冷却速度が２×１０³℃／ｓｅｃ〜
７×１０³℃／ｓｅｃである請求項２に記載のＲ−Ｆｅ
−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法。
【請求項４】２次冷却速度が５０℃／ｍｉｎ〜２×１
０³℃／ｍｉｎである請求項２に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ−
Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法。
【請求項５】鋳片厚みが０．０１ｍｍ〜１．０ｍｍで
ある請求項２に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳
片の製造方法。