JP2003183787A

JP2003183787A - 希土類磁石用主相系合金、その製造方法、希土類焼結磁石用混合粉末および希土類磁石

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Publication number: JP2003183787A
Application number: JP2001385544A
Authority: JP
Inventors: Shiro Sasaki; 史郎佐々木
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2001-12-19
Filing date: 2001-12-19
Publication date: 2003-07-03

Abstract

(57)【要約】【課題】Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金からなる２合金法に使用する
ための希土類磁石用主相系合金において、コスト的に有
利で異方性磁界を向上させるＰｒによりＮｄを置換し
た、α−Ｆｅの生成量の少ない主相系合金を提供する。【解決手段】ＳＣ法により希土類磁石用主相系合金を鋳
造する際の鋳造条件、特に鋳造用回転ロールの表面状態
を変更することで、合金溶湯とロールとの熱伝達を改善
し、α‐Ｆｅの析出を大きく抑制し、ＴＲＥの少ない２
合金法用の主相系合金でＮｄを大幅にＰｒに置換する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Prを含む２合金法
に使用するための希土類磁石用主相系合金、その製造方
法、Prを含む希土類磁石用主相系合金と粒界相系合金と
を混合して作製した希土類焼結磁石用混合粉末および希
土類磁石に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、希土類磁石用合金としてＮｄ−Ｆ
ｅ−Ｂ系合金がその高特性から急激に生産量を伸ばして
おり、ＨＤ（ハードディスク）用、ＭＲＩ（磁気共鳴映
像法）用あるいは、各種モーター用等に使用されてい
る。通常は、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ等他の希土類元素
で置換したものや、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等他の遷移
元素で置換したものが一般的であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系
合金を含め、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金と総称されている。ここ
で、ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種であ
る。また、ＴはＦｅを必須とする遷移金属であり、Ｆｅ
の一部をＣｏあるいはＮｉで置換することができ、添加
元素としてＣｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆなどを１種ま
たは複数組み合わせて添加してもよい。Ｂは硼素であ
り、一部をＣまたはＮで置換できる。

【０００３】Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁化作用に寄与する
強磁性相Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相と、非磁性で希土類元素の濃縮し
た低融点のＲ−リッチ相からなり、活性な金属であるこ
とから一般に真空又は不活性ガス中にて溶解、鋳造され
る。鋳造は、従来は金型鋳造で行なわれていたが、最近
ではストリップキャスト法、遠心鋳造法のような急冷凝
固法も普及している。この鋳造により製造された合金塊
から粉末冶金法によって焼結磁石を作製するには、３μ
ｍ（ＦＳＳＳ：フィッシャーサブシーブサイザーでの測
定）程度に合金を粉砕した後、磁場中でプレス成形さ
れ、焼結炉で約１０００〜１１００℃の高温にて焼結さ
れ、その後必要に応じ熱処理、機械加工され、耐食のた
めのメッキをされ磁石化されるのが普通である。

【０００４】焼結磁石において、Ｒ−リッチ相は、以下
のような重要な役割を担っている。１）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度
化、従って磁化の向上に寄与する。２）粒界の凹凸を無くし、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。３）主相を磁気的に絶縁し保磁力を増加する。従ってＲ−リッチ相の分散状態が悪いと局部的な焼結不
良、磁性の低下をまねくため、Ｒ−リッチ相は均一であ
ることが重要となる。

【０００５】最終的な磁石としてのＲ―リッチ相の分布
は、鋳造後の合金塊の組織に大きく影響される。すなわ
ち、例えば金型にて鋳造された合金塊の場合、鋳造後の
冷却速度が遅いため、往々にしてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の結晶粒
が大きくなると同時に、Ｒ−リッチ相も凝集し大きなプ
ールを形成し偏在するようになる。この結果、合金塊を
粉砕した時の粒径は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相の結晶粒径あるいは
Ｒ−リッチ相の分散状態よりはるかに細かくなり、Ｒ−
リッチ相を含まない主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相）のみの粒とＲ
−リッチ相のみの粒とが別々に存在するようになる。こ
の結果、主相とＲ−リッチ相とが均一に混合しにくくな
る。

【０００６】金型鋳造でのもう一つの問題は、冷却速度
が遅いため初晶としてγ―Ｆｅが生成しやすくなること
である。γ―Ｆｅは約９１０℃以下では、α―Ｆｅに変
態する。この変態したα―Ｆｅは、焼結磁石製造時の粉
砕効率の悪化をもたらし、焼結後も残存すれば磁気特性
の低下をもたらす。そこで金型にて鋳造したインゴット
の場合は、高温で長時間にわたる均質化処理によるα―
Ｆｅの消去が必要となってくる。

【０００７】以上のＲリッチ相の偏在やα‐Ｆｅの析出
を解決するため、金型鋳造法より速い冷却速度でＲ−Ｔ
−Ｂ系合金を鋳造する方法として、ストリップキャスト
法（ＳＣ法と略す）や遠心鋳造法（ＣＣ法と略す）が開
発され、実際の工程にて使用されている。ＳＣ法は内部
が水冷された銅の鋳造用回転ロール上に溶湯を流し、
０．１〜１ｍｍ程度の薄帯を鋳造することにより、合金
を急冷凝固させるものである。この鋳造方法は、金型鋳
造方法で見られたα‐Ｆｅの析出を抑え、結晶組織を微
細化させ、Ｒ−リッチ相が微細に分散した組織を有する
合金を生成することが可能である。このように、この方
法で鋳造された合金塊中のＲ−リッチ相は微細に分散し
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、製造された磁石の磁気特性は優れたものとな
る（特開平５−２２２４８８号公報、特開平５−２９５
４９０号公報）。

【０００８】一方、ＣＣ法は円筒状の回転する鋳型の内
部に溶湯を供給し、溶湯を堆積させながら凝固させるも
ので、金型鋳造とＳＣ法の中間的な凝固速度を得る事が
できる（特許第２８１７６２４号公報）。この特異な凝
固条件は、２合金法用の粒界相合金の製造に有効である
ことが確認されている（特許第３２３４７４１号公
報）。

【０００９】またＳＣ法、ＣＣ法は、金型鋳造法と比較
すると、組織の均質性も優れている。組織の均質性と
は、α-Ｆｅの析出の有無以外にも、結晶粒径、Ｒリッ
チ相の分散状態で比較することが出来る。金型鋳造法で
鋳造された合金塊では、急冷される鋳型近傍部の組織は
チル晶と呼ばれる微細な等軸結晶粒からなるものであ
り、Ｒリッチ相の分散も比較的微細である。しかし、最
後に凝固する合金塊の中央部では、凝固速度が非常に遅
いため、結晶粒径は非常に大きく、Ｒリッチ相も部分的
に凝集したプール状となる。

【００１０】一方ＳＣ法で鋳造された合金薄片は、鋳造
用回転ロール側（以降、鋳型面側とする）にチル晶が発
生することもあるが、全体として急冷凝固でもたらされ
る適度に微細で均質な組織を得ることが出来る。α-Ｆ
ｅの生成も抑制されているため、焼結磁石では最終的な
磁石のＲリッチ相の均質性が高まり、α-Ｆｅによる粉
砕、磁性への弊害を防止することができる。

【００１１】ＣＣ法で鋳造された合金でも、溶湯が徐々
に堆積し、薄い凝固層を積み上げていくため、鋳型面近
傍でチル晶を生成する以外は、その厚さにもかかわら
ず、自由面までほぼ均一な組織を生成することができ
る。しかし、従来のＣＣ法（例えば特許２８１７６２４
号公報）では、溶湯供給速度が比較的大きいため、実質
的な凝固速度がＳＣ法よりも遅くなり、α‐Ｆｅ析出抑
制効果も、金型鋳造とＳＣ法の中間的なものであった。

【００１２】近年、希土類磁石用のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に
おいて、ＰｒによるＮｄの置換が広く普及してきてい
る。ＮｄをＰｒで置換しても特性変化が少なく、Ｐｒが
Ｎｄよりも安価であり、コストダウンが可能なためであ
る。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物でＲがＮｄである場合とＲがＰ
ｒである場合を比較すると、室温での飽和磁化はＮｄの
方が４％程度高いが、逆に異方性磁界はＰｒの方が５％
程度高いことが知られている。また、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合
物でＲがＮｄである場合とＲがＰｒである場合とでは、
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物近傍の相関係は殆ど同一であり、Ｒ₂
Ｆｅ₁₄ＢのＮｄをＰｒで置換しても、構成相には大きな
変化が無く、組織面からも磁性を低下させる要因が少な
い。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】コストダウン、資源の
有効利用の面から、希土類磁石用のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に
おいて、Ｒ成分のＮｄからＰｒへの置換は広く普及して
いるが、Ｒ中のＰｒの比率は１０質量％程度までに留ま
っている。その原因は、ＰｒがＮｄと比較して化学的に
活性であるため、磁石の製造工程中、或いは磁石化後の
酸化が問題となるためである。

【００１４】また、高特性磁石の製法として普及してい
る２合金法では、Ｐｒの添加量の制限が１合金法よりも
さらに大きい。２合金法では、主に主相であるＲ₂Ｆｅ
₁₄Ｂ相を供給し、組成もＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂに近い主相系合金
と、粒界相であるＲリッチ相を主に供給し、主相系合金
よりもＴＲＥ（ＴｏｔａｌＲａｒｅＥａｒｔｈｃ
ｏｎｔｅｎｔ）が多い粒界相系合金の２種類の原料合金
を使用する。

【００１５】２合金法では、主相系合金にＰｒを添加し
た方が都合が良い。元々酸化しやすいＲリッチ相を多く
含んでいる粒界相合金にＰｒを添加すると、ますます活
性となる。そのため、磁石化工程での粉砕中および粉砕
後の微粉の酸化が顕著となり、磁石の酸素濃度増加によ
る特性低下、或いは酸化防止の対策を強化する必要が生
じる。その結果、工程、設備が複雑となり、コストアッ
プの原因となる。しかし、主相系合金にＰｒを添加する
と、主に元々耐食性の問題がないＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相にＰｒ
が入り込むため、酸化の問題を軽減することが出来る。
また、ＰｒでＮｄを置換するとＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の異方性
磁界が若干増加するため、磁場配向時に微粉が配向しや
すくなり、磁石の配向率増加、磁化の上昇をもたらすこ
とも可能である。

【００１６】以上のように、Ｐｒは主相系合金に添加し
た方が、都合が良い。しかし、ＴＲＥが低い主相系合金
のＮｄをＰｒで置換していくと、α‐Ｆｅが析出しやす
くなる。この原因は、高温相であるγ‐Ｆｅの生成が始
まる液相線とＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の生成が始まる包晶温度の
差が、Ｐｒ置換によって拡大するためと考えられる。α
‐Ｆｅは粉砕されにくいため、磁石化工程での粉砕効率
低下による生産性の低下や粉砕機中に粉砕されずに残存
することによる微粉の組成変動をもたらすと共に、磁石
に残存すれば特性の著しい低下を招くこととなる。

【００１７】ＳＣ法では高冷却速度によって、溶湯をＲ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が生成する包晶温度以下まで過冷却するこ
とが可能なため、α‐Ｆｅの析出を抑制できる。しか
し、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂの３元系からなる主相系合金で、Ｎ
ｄが２８．５質量％程度以下になると、十分な過冷度を
得ることが困難になるため、α‐Ｆｅが析出するように
なる。さらにＰｒでＮｄを置換すると、α‐Ｆｅがます
ます析出しやすくなるため、α‐Ｆｅの析出を防止する
には、主相系合金のＴＲＥを増加する必要があった。一
方２合金法では、粒界相系合金の混合比率を高めるため
に、主相系合金のＴＲＥは出来るだけ低くした方が都合
が良い。

【００１８】また、Ｂ濃度の増加は、α‐Ｆｅの析出を
抑制するのに大変有効であることが知られている。しか
し、主相系合金のＢ濃度を増加させた場合、最終的な磁
石のＢ濃度を一定にするために、粒界相系合金のＢ濃度
を下げなければならない。また、Ｃｏや重希土類元素の
主相系合金への添加も、α‐Ｆｅの析出の抑制には有効
であるが、これらの組成調整による方法では、磁石用合
金の組成設計の自由度が減少し、２合金法によっても最
適な組成の組合せが達成できなくなる可能性が大きい。

【００１９】また、Ｃｏは耐食性改善効果に優れるた
め、粒界相系合金に添加された方が都合が良い（Ｋｕｓ
ｕｎｏｋｉｅｔａｌ．Ｔ．ＩＥＥＥＪａｐａｎ，
Ｖｏｌ．１１３−Ａ，Ｎｏ．１２，１９９３，８４９−
８５３）。また、重希土類元素も粒界相系合金に添加し
た方が、保磁力増加の効果に優れることが確認されてい
る（伊藤他、日本金属学会誌、第５９巻第１号（１９
９５）１０３−１０７）。

【００２０】そこで本発明の課題は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金
からなる２合金法に使用するための希土類磁石用主相系
合金において、α‐Ｆｅの析出を防止するために主相系
合金のＴＲＥを増加することなく、またＢやＣｏ等の添
加による組成調整を行うことなく、コスト的に有利で異
方性磁界を向上させるＰｒによりＮｄを置換した、α−
Ｆｅの生成量の少ない主相系合金を提供することにあ
る。

【００２１】

【課題を解決するための手段】すなわち本発明は、（１）Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素のうちの少なくとも
１種）を２６〜３０質量％含み、Ｂを０．９〜１．１質
量％含み、残部がＴ（ＴはＦｅを必須とする遷移金属）
からなる２合金法に使用するための希土類磁石用主相系
合金において、Ｒ中にはＰｒをＲ中の比率にして５質量
％以上を含み、該主相系合金の組織のうちα−Ｆｅを含
む領域の体積率が５％以下であることを特徴とする希土
類磁石用主相系合金。（２）Ｒ中のＰｒの比率が１５質量％以上であることを
特徴とする上記（１）に記載の希土類磁石用主相系合
金。（３）Ｒ中のＰｒの比率が３０質量％以上であることを
特徴とする上記（２）に記載の希土類磁石用主相系合
金。（４）前記主相系合金の少なくとも片側の表面の表面粗
さが、十点平均粗さ(Ｒｚ)で５μｍ以上５０μｍ以下と
することを特徴とする上記（１）乃至（３）に記載の希
土類磁石用主相系合金。（５）前記主相系合金の少なくとも片側の表面の表面粗
さが、十点平均粗さ(Ｒｚ)で７μｍ以上２５μｍ以下と
することを特徴とする上記（４）に記載の希土類磁石用
主相系合金。（６）ストリップキャスト法により製造することを特徴
とする上記（１）乃至（５）に記載の希土類磁石用主相
系合金の製造方法。（７）鋳造用回転ロールの鋳造面の表面粗さを十点平均
粗さ(Ｒｚ)で５μｍ以上１００μｍ以下とすることを特
徴とする上記（６）に記載の希土類磁石用主相系合金の
製造方法。（８）鋳造用回転ロールの鋳造面の表面粗さを十点平均
粗さ(Ｒｚ)で１０μｍ以上５０μｍ以下とすることを特
徴とする上記（６）に記載の希土類磁石用主相系合金の
製造方法。（９）溶湯を回転する円筒状鋳型の内面に堆積凝固させ
る遠心鋳造法により製造することを特徴とする上記
（１）乃至（３）に記載の希土類磁石用主相系合金の製
造方法。（１０）上記（１）乃至（３）に記載の希土類磁石用主
相系合金と、Ｒの比率が前記主相系合金よりも高く、Ｒ
中のＰｒの比率が前記主相系合金よりも低い粒界相系合
金とを混合して作製した希土類焼結磁石用混合粉末。（１１）粒界相系合金には、実質的にＰｒが含まれてい
ないことを特徴とする上記（１０）に記載の希土類焼結
磁石用混合粉末。（１２）上記（１０）または（１１）に記載の希土類焼
結磁石用混合粉末から粉末冶金法で製造された希土類磁
石。である。

【００２２】

【発明の実施の形態】前記のように、２合金法によりＲ
−Ｔ−Ｂ系合金からなる希土類磁石を作製する場合、Ｒ
にＰｒを添加するには、主相系合金にＰｒを添加するの
が好ましい。しかし、ＮｄをＰｒで置換するとα‐Ｆｅ
が生成し易くなるため、従来は主相系合金に別の元素を
添加したり、あるいは主相系合金の組成を修正すること
を余儀なくされてきた。これは、２合金法の長所である
合金設計の自由度を大きく制限するもので、２合金法に
よる希土類磁石の作製におけるＰｒの有効利用の障害と
なっていた。

【００２３】本発明者らは、ＳＣ法により希土類磁石用
主相系合金を鋳造する際の鋳造条件、特に鋳造用回転ロ
ールの表面状態を変更することで、合金溶湯とロールと
の熱伝達を改善し、α‐Ｆｅの析出を大きく抑制できる
ことを見出し、ＴＲＥの少ない２合金法用の主相系合金
でＮｄを大幅にＰｒに置換することに成功した。

【００２４】また本発明者らは、溶湯を回転する円筒状
鋳型の内面で堆積凝固させる遠心鋳造法で製造した希土
類磁石用主相系合金において、堆積速度を低下させる
と、従来のＳＣ法よりもα‐Ｆｅが析出しにくいことを
確認した。そして、その遠心鋳造法を用いて、α‐Ｆｅ
の生成を大幅に抑制した、ＴＲＥが少なくＰｒの比率の
高い２合金法用主相系合金の作製に成功した。ここで、
遠心鋳造法は、溶湯を回転体に注ぎ、該回転体の回転に
よって溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を回転する円
筒状鋳型の内面で堆積凝固させる方法（以降、遠心力溶
湯飛散型遠心鋳造法と呼ぶ）が特に好ましいことを、本
発明者らは見出した。

【００２５】また本発明者らは、最終製品である希土類
磁石におけるＰｒの添加量が等しい場合、本発明による
Ｐｒを主に主相系合金に添加した２合金法により製造し
た希土類磁石の方が、一般的な１合金法により製造した
希土類磁石よりも磁石化工程での酸化が抑制され、プロ
セスのコストダウンおよび希土類磁石の酸素濃度低下や
特性向上が可能であることも確認した。

【００２６】従来のＳＣ法で作製したＴＲＥが２８．５
質量％（但し、Ｒ中のＮｄとＰｒの割合が半分ずつ）、
Ｂが１質量％、残部Ｆｅの希土類磁石用主相系合金薄片
の断面をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）にて観察した時の反
射電子像の一例を図１に示す。図１で左が鋳型面側、右
が自由面側である。なお、この合金薄片の鋳型面側表面
の表面粗さは十点平均粗さ(Ｒｚ)で３．４μｍであっ
た。図１で、白い部分がＲ−リッチ相で、厚さ方向にラ
メラー状に伸びるか、ラメラーが分断したような方向性
を持った形の小さなプールを形成している。

【００２７】ＳＣ法による主相系合金の鋳造では、雰囲
気の酸素濃度が高くなると、溶湯中の希土類成分と反応
して酸化物を生成する。この酸化物がα‐Ｆｅの核生成
サイトとなって、α‐Ｆｅの析出を助長する。また、溶
湯温度が降下して、液相線近くまで冷えると、溶湯中に
α‐Ｆｅが発生する。また、鋳片が厚くなると特に自由
面側の凝固速度が低下するため、α‐Ｆｅが生成しやす
くなる。このため、上記のＳＣ法による鋳造では、鋳造
時の酸素濃度、溶湯の温度管理を徹底し、さらに合金薄
片をやや薄めの０．２ｍｍ程度に鋳造する事によって、
α‐Ｆｅの生成防止を試みた。しかしそれにもかかわら
ず、従来のＳＣ法で鋳造した希土類磁石用主相系合金で
は、図１に示すように自由面側に部分的にα‐Ｆｅが析
出している。α‐Ｆｅは図１に示す反射電子線像では、
主相のＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相よりも色が濃く写り、図１では黒
い点状に観察されている。

【００２８】次に本発明による改良したＳＣ法で作製し
た、図１と同じ組成の合金薄片の反射電子線像を図２に
示す。図２で左が鋳型面側、右が自由面側である。本発
明のＳＣ法による特徴は、合金薄片の鋳型面側の表面粗
さを制御することによって、合金中のα‐Ｆｅの生成を
抑制することである。本発明による改良したＳＣ法で作
製した合金薄片内には、図２に示すようにα‐Ｆｅは存
在せず、鋳型面から自由面に渡ってＲリッチ相の分散状
態の均質性も良好である。

【００２９】なお従来のＳＣ法でも、図２に示すような
α‐Ｆｅの存在しない均質な組織を有する薄片は、ある
程度含まれていたが、図１に示すようなα‐Ｆｅを含ん
だ薄片も同時に生成されてしまった。そのため、主相系
合金の組織のうちα−Ｆｅを含む領域の体積率を５％以
下とすることが出来なかった。従来のＳＣ法で生成する
部分的な組織の相違は、微妙なロール表面状態、溶湯の
供給状態、雰囲気など、ロール表面と溶湯、合金薄片と
の接触状態の変化に起因するものと考えられる。

【００３０】主相系合金の組織のうちα‐Ｆｅを含む領
域の体積率は、次のような方法で測定可能である。図３
は、図１と同じ視野の反射電子線像であるが、α‐Ｆｅ
を含む領域を線で囲んだものである。α‐Ｆｅは粒状或
いはデンドライト状に析出するが、どちらの場合も数十
μｍ程度以上の比較的広い範囲で存在し、その部分の境
界は容易に判断できるため、画像解析装置を用いてその
視野のα‐Ｆｅを含む領域の面積率を計算することが出
来る。断面での面積率は、合金中での体積率に対応す
る。上記したように、α‐Ｆｅを含む領域の体積率は、
合金組成の他、鋳造用回転ロールと溶湯、合金薄片との
接触程度に影響される。しかし、鋳造用回転ロールの表
面状態は完全に均一ではなく、注湯量の微妙な変化も鋳
造用回転ロールと溶湯との接触程度に影響する。そのた
め、同じ条件で作製された合金薄片であっても、α‐Ｆ
ｅを含む領域の体積率の変化は、薄片間同士や同じ薄片
内でも大きい。そのため、１００−２００倍程度の低倍
率で観察視野を広げた上で、ランダムに５−１０枚程度
の合金薄片を観察することで、その合金全体のα‐Ｆｅ
を含む領域の体積率を計算することが出来る。

【００３１】ＳＣ法で製造された合金薄片の鋳型面側表
面の表面粗さとα‐Ｆｅの析出抑制効果の関係は以下の
ように説明できる。合金薄片の鋳型面側表面が平滑であ
るためは、鋳造用回転ロールの表面が平滑で、合金溶湯
との濡れ性が良好である必要がある。このような状態で
は、溶湯から鋳型への熱伝達が極めて良好（熱伝達係数
が大きい）であり、合金の鋳型面側が急冷される。この
ため急速な凝固収縮が生じて、合金が鋳造用回転ロール
表面から剥がれて部分的に浮き上がる。その浮き上がっ
た部分は、ロールへの熱伝達率が極端に低下し、その後
の冷却は逆に非常に緩慢となる。このような凝固速度の
大きな低下によって、自由面側でα‐Ｆｅが析出するも
のと推定できる。このような現象は、鋳造用回転ロール
の表面粗さが５μｍより小さいと生じ易い。

【００３２】本発明のＳＣ法による希土類磁石用主相系
合金の製造方法では、鋳造用回転ロール表面の表面粗さ
を十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以上１００μｍ以下、
好ましくは１０μｍ以上５０μｍ以下とする。鋳造用回
転ロール表面の表面粗さを上記の大きさにすると、合金
の溶湯は粘性のため鋳造用回転ロール表面の細かな凸凹
に完全には入り込めず、未接触の部分を生じ、熱伝達係
数が低下する。熱伝達が過度に低下するとα‐Ｆｅ析出
の原因となるが、表面粗さを上記の大きさにすることに
より、α‐Ｆｅが析出することはなく熱伝達係数の大き
さを適度に制御することができる。

【００３３】鋳造用回転ロール表面に上記の大きさの表
面粗さを設けたことにより、溶湯の凝固の初期における
過度の熱伝達が抑制でき、その結果合金薄片の急激な凝
固による収縮を防ぐことができる。また、鋳造用回転ロ
ールの表面と合金薄片の凸凹が噛み合って、これも凝固
収縮に伴うロールからの合金の部分的な剥離を防ぐのに
有効に働く。その結果、溶湯の凝固が始まる鋳型面側か
ら、凝固が終了する自由面側まで、凝固速度の変化が少
なくなり、合金内でのα‐Ｆｅの生成を抑制できたもの
と考えられる。

【００３４】また、鋳造用回転ロール表面の表面粗さを
大きくすると、合金薄片の鋳型面側に多少なりともその
凸凹が転写されるため、合金薄片の鋳型面側表面の表面
粗さも当然大きくなる。本発明では、鋳造用回転ロール
表面の表面粗さを十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μｍ以上１
００μｍ以下、好ましくは１０μｍ以上５０μｍ以下と
する。その結果、鋳造された合金の少なくとも片側の表
面の表面粗さは、５μｍ以上５０μｍ以下、好ましくは
７μｍ以上２５μｍ以下となる。

【００３５】鋳造用回転ロールの表面の表面粗さが１０
０μｍより大きくなると、溶湯が逆にその凸凹に入り込
めるようになり、熱伝達係数が再び大きくなると同時
に、生成した合金薄片の鋳型面側の表面粗さがさらに大
きくなる。このような場合、大きな凸凹によって、合金
薄片の浮き上がりは抑制出来ても、Ｒリッチ相の分散が
不均一になってしまうため、好ましくない。

【００３６】本発明の別の希土類磁石用主相系合金の製
造方法として、遠心鋳造法を用い、例えば回転タンディ
ッシュ等を利用して溶湯を飛散させ、溶湯供給速度を極
端に小さくすれば、低ＴＲＥの合金でも主相をエピタキ
シャル成長させることによって、α-Ｆｅの生成を抑制
できる。上記の遠心鋳造法で作製した図１、２と同じ組
成の合金の断面の反射電子線像を図４に示す。図４で上
の写真は鋳型面から０．５μｍの位置、中央の写真は中
央部の位置、下の写真は自由面から０．５μｍの位置の
組織を示している。図４より上記の遠心鋳造法で作製し
た図１、２と同じ組成の主相系合金が、鋳型面側から自
由面側まで、α‐Ｆｅが全く存在しない、Ｒリッチ相の
分散も非常に均一な組織であることがわかる。

【００３７】次に本発明の構成を以下に詳細に記す。希土類磁石用主相系合金中のＴＲＥ本発明においては、希土類磁石用主相系合金中のＴＲＥ
を２６−３０質量％とすることを特徴とする。２合金法
による焼結磁石の作製の際に、粒界相系合金の混合比を
高め、主相系合金と粒界相合金の混合を容易にするため
に、２合金法用の主相系合金のＴＲＥは、なるべく低い
方が都合が良い。一般的にＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた高
性能磁石のＴＲＥが約３２質量％以下であることを考慮
すれば、主相系合金のＴＲＥは３０質量％以下とすべき
であり、好ましくは２９質量％以下である。一方、下限
は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂの化学量論組成では、Ｎｄは２６．
７質量％であり、これ以下では必然的にα‐Ｆｅの析出
が発生するため、これよりも大幅にＴＲＥを下げること
は不可能であり、下限は２６質量％、好ましくは２７質
量％以上である。

【００３８】Ｒ中のＰｒ比率本発明では、希土類磁石用主相系合金のＲ中のＰｒの比
率を、少なくとも５％以上とすることを特徴とする。従
来、ＴＲＥが低い２合金法用主相系合金におけるＲのＮ
ｄからＰｒへの置換は、α-Ｆｅ析出の弊害を招いてい
た。或いは、Ｂ濃度増加やＣｏ添加などにより他の成分
の濃度を調整し、α-Ｆｅの生成傾向を低下させた上
で、主相系合金にＰｒを添加していた。しかし、本発明
の改良されたＳＣ法、或いは遠心力にて溶湯を飛散させ
るような低速での溶湯供給が可能な遠心鋳造法では、α
-Ｆｅの析出抑制効果に優れ、Ｐｒを添加してもα-Ｆｅ
が析出しにくいため、そのような成分調整を行わなくて
もＲ中のＰｒの比率を少なくとも５％以上とすることが
できる。さらに本発明の希土類磁石用主相系合金は、Ｂ
濃度やＣｏ添加などの他の成分の濃度の調整を行ってい
ないため、合金組成設計の自由度が大きい。本発明の特
徴を活かし、Ｐｒの添加効果を高めるには、Ｒ中のＰｒ
の比率はより好ましくは１５質量％以上、さらに好まし
くは３０質量％以上とする。

【００３９】α-Ｆｅを含む領域の体積率本発明においては、主相系合金の組織のうち、α−Ｆｅ
を含む領域の体積率が５％以下であることを特徴とす
る。α-Ｆｅは、主相系合金の粉砕性の低下や組成変動
の原因となり、磁石中に残存すると磁性が低下する。α
-Ｆｅを含む領域の体積率が５％より多くなると、これ
らの弊害が無視できなくなる。本発明の希土類磁石用主
相系合金は、上記の本発明のＳＣ法や遠心鋳造法で製造
することにより、Ｒ中のＰｒの比率を５質量％以上、よ
り好ましくは１５質量％以上、さらに好ましくは３０質
量％以上としても、該主相系合金の組織のうちα−Ｆｅ
を含む領域の体積率を５％以下とすることができる。

【００４０】ＳＣ法で作製した合金薄片の鋳型面側の表
面粗さ本発明では、ストリップキャスト法より製造された主相
系合金薄片の表面粗さを、十点平均粗さ（Ｒｚ）で５μ
ｍ以上５０μｍ以下とする。上記した通り表面粗さが５
μｍ以下では、鋳造ロールと合金薄片の間の熱伝達の変
化が凝固の過程で大きくなり、溶湯の凝固速度が不均一
となって、部分的なα-Ｆｅの析出が発生する。一方、
表面粗さが５０μｍ以上では、α-Ｆｅは析出しなくて
もＲリッチ相の分散が不均一となるため好ましくない。
合金薄片の鋳型面側表面の表面粗さは、７μｍ以上２５
μｍ以下とするのがより好ましい。

【００４１】ここで表面粗さとは、ＪＩＳＢ０６０
１「表面粗さの定義と表示」に示される条件で測定したも
ので、十点平均粗さ（Ｒｚ）もその中に定義されてい
る。具体的にはまず、測定面に直角な平面で切断したと
きの切り口（断面曲線）から、所定の波長より長い表面
うねり成分を位相補償型高域フィルタ等で除去した曲線
（粗さ曲線）を求める。その粗さ曲線から、その平均線
の方向に基準長さだけ抜き取り、この抜き取り部分の平
均線から、最も高い山頂から５番目までの山頂の標高
（Ｙｐ）の絶対値の平均値と、最も低い谷底から５番目
までの谷底の標高（Ｙｖ）の絶対値の平均値との和を十
点平均粗さ（Ｒｚ）と呼ぶ。基準長さ等の測定パラメー
タは、表面粗さに対して標準値が上記ＪＩＳで指定され
ている。合金薄片の鋳型面側の表面粗さは、変動が大き
い場合もあり、少なくとも５枚の薄片について測定し、
その平均値を使用すべきである。

【００４２】（５）ストリップキャスト（ＳＣ）法ここで希土類磁石用のＲ−Ｔ−Ｂ系合金のストリップキ
ャスト法による製造方法について図５に示す装置図を用
いて説明する。通常、希土類合金は、その活性な性質な
ため真空または不活性ガス雰囲気中で、耐火物ルツボ１
を用いて溶解される。合金溶湯は１３５０-１５００℃
で所定の時間保持された後、必要に応じて整流機構、ス
ラグ除去機構を設けたタンディッシュ２を介して、内部
を水冷された鋳造用回転ロール３に供給される。溶湯の
供給速度とロールの回転数は、求める合金の厚さに応じ
て適当に変化させる。一般にロールの回転数は、周速度
にして１〜３ｍ／ｓ程度である。鋳造用回転ロールは、
高い熱伝導性と入手のしやすさから銅、或いは銅合金が
適当である。合金種、ロールの表面状態によっては、鋳
造ロール表面にメタルが付着しやすいため、必要に応じ
て清掃装置を設置すると、合金の品質が安定する。ロー
ル上で凝固した合金４はタンディッシュの反対側でロー
ルから離脱し、捕集コンテナ５で回収される。この捕集
コンテナに加熱、冷却機構を設けることでＲリッチ相の
状態を制御することができる（特開平０９−１７００５
５、特開平１０−３６９４９）。

【００４３】（６）遠心鋳造法本発明の遠心鋳造法は、従来の遠心鋳造法と同様に、円
筒状の回転する鋳型の内部に溶湯を供給し、溶湯を堆積
させながら凝固させるものである。しかし、従来のタン
ディッシュの穴から単純に重力で落下させる方法では、
溶湯の堆積速度を小さくすることが困難であり、合金中
にα‐Ｆｅが析出する可能性が大きい。したがって、本
発明に適する方法は、回転体に溶湯を供給し、そこから
遠心力で溶湯を小滴にして飛散して、鋳型内壁に合金を
堆積させるもので、堆積速度の大幅な低下、凝固速度の
増加が可能となり、従来のＳＣ法よりも、α-Ｆｅの析
出を抑制する効果が大きい（特願２０００−２６２６０
５）。

【００４４】図６に遠心力で溶湯を飛散し、鋳型内壁に
堆積させる遠心鋳造法の装置図を示す。通常、希土類合
金は、その活性な性質なため真空または不活性ガス雰囲
気中で、耐火物ルツボ６を用いて溶解される。合金溶湯
は１３５０〜１５００℃で所定の時間保持された後、湯
道７を介して回転体８に供給される。該回転体８の回転
によって溶湯を円筒状の鋳型９の内壁に飛散させ、注湯
速度を制御することによって、所望の堆積速度で合金１
０を作製することができる。なお回転体８の軸と鋳型９
の軸の間にある角度をもたせることにより合金の堆積面
を鋳型の長手方向全体に広げることができ、それによっ
ても溶湯の堆積速度を制御することができる。

【００４５】（７）粒界相系合金のＴＲＥとＰｒ濃度本発明にて製造した２合金法に使用する希土類磁石用主
相系合金は、別途作製した２合金法に使用する希土類磁
石用の粒界相系合金と混合し、その後、粉砕、成型、焼
結することにより、高特性の異方性磁石を製造すること
ができる。粒界相系合金は、主相Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相よりも、
主にＲリッチな粒界相を供給するため、そのＴＲＥは主
相系合金よりも高い。また本発明では、粒界相系合金の
Ｒ中のＰｒの比率は、主相系合金よりも低いことを特徴
とする。先に説明したように、耐食性、磁場配向性か
ら、Ｐｒは主相系合金により多く添加し、粒界相系合金
への添加量は極力低くする方が好ましい。より好ましく
は、粒界相系合金には、原料に不純物として含まれるも
のを除き、実質的にＰｒが含まれていないのが好まし
い。

【００４６】（８）希土類焼結磁石用混合粉末および希
土類磁石の製造方法本発明に係る希土類磁石用の主相系合金および粒界相系
合金の粉砕は、通常、水素解砕、微粉砕の順で行なわ
れ、３μｍ（ＦＳＳＳ）程度の粉体にされる。ここで、
水素解砕は、前工程の水素吸蔵工程と後工程の脱水素工
程に分けられる。水素吸蔵工程では、２６６ｈＰａ〜
０．３ＭＰａ・Ｇの圧力の水素ガス雰囲気で、主に合金
塊のＲ−リッチ相に水素を吸蔵させ、この時に生成され
るＲ−水素化物によりＲ−リッチ相が体積膨張すること
を利用して、合金塊自体を微細に割るかまたは無数の微
細な割れ目を生じさせる。この水素吸蔵は常温〜６００
℃程度の範囲で実施されるが、Ｒ−リッチ相の体積膨張
を大きくして効率良く割るためには、圧力を高くすると
共に、常温〜１００℃程度の範囲で実施することが好ま
しい。好ましい処理時間は１時間以上である。この水素
吸蔵工程により生成したＲ−水素化物は、大気中では不
安定であり酸化され易いため、水素吸蔵工程の後、２０
０〜６００℃程度で１．３３ｈＰａ以下真空中に保持す
る脱水素処理を行なうことが好ましい。この処理によ
り、大気中で安定なＲ-水素化物に変化させることがで
きる。好ましい処理時間は３０分以上である。水素吸蔵
後から焼結までの各工程で酸化防止のための雰囲気管理
がなされている場合は、脱水素処理を省くこともでき
る。

【００４７】微粉砕とは、３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで
粉砕することである。このための粉砕機としては、生産
性が良く、狭い粒度分布を得られることから、ジェット
ミル装置が最適である。この場合、粉砕時の雰囲気はア
ルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気とする。
これらの不活性ガス中に２質量％以下、好ましくは１質
量％以下の酸素を混入させてもよい。このことにより粉
砕効率が向上するとともに、粉砕後の粉体の酸素濃度が
１０００〜１００００ｐｐｍとなり耐酸化性が向上す
る。また、焼結時の異常粒成長を抑制することもでき
る。

【００４８】主相系合金と粒界相系合金は所望の比率で
配合、混合するが、その混合は水素解砕前、微粉砕前、
微粉砕後のどの工程でも可能である。二つの合金の粉砕
性が極端に異なる場合は、微粉砕後に混合した方が良
い。しかし,粉砕性の差が少なければ、水素解砕前に混
合しても構わない。

【００４９】希土類磁石の磁場成型時には、粉体と金型
内壁との摩擦を低減し、また粉体どうしの摩擦も低減さ
せて配向性を向上させるため、粉体にはステアリン酸亜
鉛等の潤滑剤を添加することが好ましい。好ましい添加
量は０．０１〜１質量％である。添加は微粉砕前でも後
でもよいが、磁場中成形前に、アルゴンガスや窒素ガス
などの不活性ガス雰囲気中でＶ型ブレンダー等を用いて
十分に混合することが好ましい。

【００５０】３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで粉砕された粉
体は、磁場中成型機でプレス成型される。金型は、キャ
ビティ内の磁界方向を考慮して、磁性材と非磁性材を組
み合わせて作製される。成型圧力は０．５〜２ｔ／ｃｍ
²が好ましい。成型時のキャビティ内の磁界は５〜２０
ｋＯｅが好ましい。また、成型時の雰囲気はアルゴンガ
スや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気が好ましいが、上
述の耐酸化処理した粉体の場合、大気中でも可能であ
る。成形は冷間静水圧プレス（ＣＩＰ：ＣｏｌｄＩｓｏ
ｓｔａｔｉｃＰｒｅｓｓ）或いはゴム型を利用した擬
似静水圧プレス（ＲＩＰ：ＲｕｂｂｅｒＩｓｏｓｔａ
ｔｉｃＰｒｅｓｓ）でも可能である。ＣＩＰ或いはＲ
ＩＰでは、静水圧的に圧縮されるため、成形時の配向の
乱れが少なく、金型成形よりも配向率の増加が可能であ
り、最大磁気エネルギー積を増加することができる。

【００５１】成型された希土類磁石の焼結は、１０００
〜１１００℃で行なわれる。焼結温度に到達する前に潤
滑剤と、微粉中の水素はできるだけ除去しておく必要が
ある。潤滑剤の好ましい除去条件は、１．３３×１０^-2
ｈＰａの真空中またはＡｒ減圧フロー雰囲気中、３００
〜５００℃で３０分以上保持することである。また、水
素の好ましい除去条件は、１．３３×１０^-2ｈＰａ以下
の真空中、７００〜９００℃で３０分以上保持すること
である。焼結時の雰囲気はアルゴンガス雰囲気または
１．３３×１０^-2ｈＰａ以下の真空雰囲気が好ましい。
保持時間は１時間以上が好ましい。

【００５２】焼結後、保磁力向上のため、必要に応じて
５００〜６５０℃で熱処理することができる。好ましい
雰囲気はアルゴンガス雰囲気または真空雰囲気である。
好ましい保持時間は３０分以上である。

【００５３】本発明のＰｒを含有した主相系合金を用い
て、２合金法により製造した希土類磁石が、同程度のＰ
ｒを添加した原料合金から１合金法により製造した希土
類磁石に対して優れている点は、以下の点であると考え
られる。

【００５４】１合金法を使用する場合、希土類磁石の原
料合金の組成は、最終の希土類磁石の組成とほぼ同じ
で、工程中の微妙な組成変動分だけ異なっており、ＴＲ
Ｅは３１−３３質量％程度である。原料合金の粉末中に
は、５〜１０％程度のＲリッチ相が存在する。ＲがＮｄ
ベースの場合、ＰｒはＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相よりもＲリッチ相を
形成する傾向が強く、全体での添加比率よりもＲリッチ
相内でのＰｒ濃度は高くなる。そのため、活性なＲリッ
チ相がさらに活性になり、粉砕工程中あるいは粉砕後に
酸化しやすくなる。ここで生じる過度の酸素濃度増加
は、磁石特性を低下させる。そのため、Ｐｒ濃度の増加
に際しては、工程中の酸化防止策をさらに徹底する必要
があり、コストアップ、生産効率の低下を招く。また、
焼結磁石を形成した後も、Ｒリッチ相中のＰｒ濃度が高
いと合金や微粉と同様にＲリッチ相が活性なため、磁石
の耐食性が低下する。

【００５５】しかし、本発明の２合金法により製造した
希土類磁石は、Ｐｒが主相系合金から供給され、元々Ｒ
₂Ｔ₁₄Ｂ相中に高濃度に含まれ、Ｒリッチ相内での濃度
は低い。焼結中の拡散で、ＰｒがＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相からＲリ
ッチ相に拡散し、Ｒリッチ相のＰｒ濃度は多少増加する
場合もある。それでも、元の合金のＲリッチ相のＰｒ濃
度が高い１合金法の磁石よりも、Ｒリッチ相のＰｒ濃度
の増加を抑制でき、耐蝕性の改善が可能である。また、
原料合金中でＰｒが主相系合金に高濃度で含まれること
で、そのＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の異方性磁界が増加し、磁場配向
性も改善され、磁石の配向率、磁化の増加をもたらすこ
とも可能である。

【００５６】

【実施例】（実施例１）合金組成が、ＴＲＥ：２８．５
質量％（但し、Ｒ中のＮｄとＰｒの割合が半分ずつ）、
Ｂ：１．００質量％、Ａｌ：０．３０質量％、残部鉄に
なるように、金属ネオジウム、金属プラセオジウム、フ
ェロボロン、アルミニウム、鉄を配合し、アルミナ坩堝
を使用して、アルゴンガス1気圧雰囲気中で、高周波溶
解炉で溶解し、溶湯をストリップキャスト法にて合金薄
片を作製した。鋳造ロールの直径は３００ｍｍ、材質は
純銅で、内部は水冷されており、鋳造面の表面粗さは十
点平均粗さ（Ｒｚ）で２０μｍに調整した。鋳造時のロ
ールの周速度は０．９ｍ／ｓで、平均厚さ０．２６ｍｍ
の合金薄片を生成した。

【００５７】得られた合金薄片の鋳型面側表面の表面粗
さは、十点平均粗さ（Ｒｚ）で９μｍであった。合金薄
片を１０枚埋め込み、研摩した後、走査型電子顕微鏡
（ＳＥＭ）で反射電子線像（ＢＥＩ）を各合金薄片につ
いて倍率２００倍で撮影した。撮影した写真を画像解析
装置に取り込んで測定したところ、α-Ｆｅを含む領域
の体積率は１％以下であった。

【００５８】（実施例２）実施例１と同様の組成の合金
を配合し、アルゴンガス雰囲気中でアルミナるつぼを使
用して高周波誘導溶解し、回転タンディッシュを利用し
た遠心鋳造装置で鋳造を行った。鋳型内壁への平均堆積
速度は０．０１ｃｍ／秒とした。この時の鋳型回転数
は、遠心力が３Ｇとなるように設定し、回転タンディッ
シュ内の溶湯に約２０Ｇの遠心力を加えて、溶湯を飛散
させた。

【００５９】得られた合金片の厚さは７〜１０ｍｍであ
った。厚さが７ｍｍ、８．５ｍｍ、１０ｍｍの各部分の
合金を採取して埋め込み、研摩した後、走査型電子顕微
鏡（ＳＥＭ）で反射電子線像（ＢＥＩ）を倍率２００倍
で撮影した。その際、各合金片について、鋳型面側から
自由面側にかけて均等に4箇所ずつ撮影した写真を画像
解析装置に取り込んで測定したところ、α-Ｆｅを含む
領域の体積率は１％以下であった。

【００６０】（比較例１）実施例１と同様の組成の合金
を配合し、実施例１と同様に溶解鋳造を実施した。但
し、鋳造ロール表面の表面粗さは十点平均粗さ（Ｒｚ）
で３．０μｍであった。得られた合金薄片を実施例１と
同様に評価した結果、鋳型面側表面の表面粗さは十点平
均粗さ（Ｒｚ）で３．４μｍであり、α-Ｆｅを含む領
域の体積率は、８％であった。

【００６１】次に希土類磁石を作製した例について説明
する。（実施例３）実施例１で得られた主相系合金薄片
をまず水素解砕した。水素解砕工程の前工程である水素
吸蔵工程の条件は、１００％水素雰囲気、２気圧で１時
間保持とした。水素吸蔵反応開始時の金属片の温度は２
５℃であった。また後工程である脱水素工程の条件は、
０．１３３ｈＰａの真空中で５００℃で１時間保持とし
た。水素開催で作製した粉体に、ステアリン酸亜鉛粉末
を０．０７質量％添加し、１００％窒素雰囲気中でＶ型
ブレンダーで十分混合した後、ジェットミル装置で微粉
砕した。粉砕時の雰囲気は、４０００ｐｐｍの酸素を混
合した窒素雰囲気中とした。その後、再度１００％窒素
雰囲気中でＶ型ブレンダーで十分混合した。得られた粉
体の酸素濃度は１８００ｐｐｍで、粉体の炭素濃度の分
析から、粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は
０．０５質量％であると計算された。

【００６２】粒界相系合金は、Ｎｄ：３５．０質量％、
Ｄｙ：２０質量％、Ｂ：０．７０質量％、Ａｌ：０．３
０質量％、Ｃｏ：２５．０質量％、Ｃｕ：１．００質量
％、残部鉄になるように、金属ネオジウム、金属ジスプ
ロシウム、フェロボロン、アルミニウム、コバルト、
銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使用して、アルゴンガ
ス１気圧の雰囲気中で、高周波溶解炉で溶解し、遠心鋳
造法にて合金を作製した。鋳型内壁への平均堆積速度は
０．０３ｃｍ／秒とした。この時の鋳型回転数は、遠心
力が２０Ｇとなるように設定した。得られた合金片の厚
さは８〜１１ｍｍであった。

【００６３】該粒界相系合金を主相系合金同様の方法
で、水素解砕、微粉砕、混合した。得られた粉体の酸素
濃度は３０００ｐｐｍで、粉体の炭素濃度の分析から、
粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は０．０５
質量％であると計算された。

【００６４】上記主相系合金と粒界相系合金を重量比で
９：１に計り取って、Ｖ型ブレンダーで十分に混合し
た。次に、得られた混合粉体を１００％窒素雰囲気中で
横磁場中成型機でプレス成型した。成型圧は１．２ｔ/
ｃｍ²であり、金型のキャビティ内の磁界は１５ｋＯｅ
とした。得られた成型体を、１．３３×１０^-5ｈＰａの
真空中、５００℃で１時間保持し、次いで１．３３×１
０^-5ｈＰａの真空中、８００℃で２時間保持した後、
１．３３×１０^-5ｈＰａの真空中、１０８０℃で２時間
保持して焼結させた。焼結密度は７．５ｇ／ｃｍ³以上
であり十分な大きさの密度となった。さらに、この焼結
体をアルゴン雰囲気中、５３０℃で１時間熱処理した。

【００６５】以上のようにして作製した希土類磁石につ
いて、直流ＢＨカーブトレーサーで磁石特性を測定した
結果を表１に示す。また、主相系微粉と磁石の酸素濃度
も表１に合わせて示す。

【００６６】（実施例４）実施例２で得られた主相系合
金鋳片を、実施例３と同様の方法で粉砕して粉体を得
た。この粉体と実施例３で作製したのと同じ粒界相系合
金の微粉とを実施例３と同様の方法で混合し、希土類磁
石を作製した。本実施例４で作製した希土類磁石の磁石
特性と主相系微粉と磁石の酸素濃度を表１に合わせて示
す。

【００６７】（比較例２）比較例１で作製した主相系合
金薄片を、実施例３と同様の方法で粉砕して微粉を得
た。この際、ジェットミルでの粉砕速度が、実施例１で
作製した主相系合金薄片と比較して、平均で１０％低下
した。この粉体と実施例３で作製した粒界相系合金微粉
を実施例３と同様の方法で混合し、希土類磁石を作製し
た。本比較例２で作製した希土類磁石の磁石特性と主相
系微粉と磁石の酸素濃度を表１に合わせて示す。

【００６８】

【表１】

【００６９】表１に示されるように、比較例２の希土類
磁石は、実施例３、４と比較して残留磁化が小さいこと
が判る。この原因は、ジェットミルの際、α-Ｆｅが粉
砕されずにジェットミル装置内に残存したため、微粉の
ＴＲＥが若干増加したことによると推定できる。

【００７０】（比較例３）実施例３で作製した磁石と同
じ組成の希土類磁石を１合金法で作製した。原料合金
は、組成がＴＲＥ：３１．１５質量％（この原料合金の
Ｒのうち、Ｎｄが５２．４質量％、Ｐｒ４１．２質量
％、Ｄｙ６．４質量％である）、Ｂ：０．９７質量％、
Ａｌ：０．３０質量％、Ｃｏ：２．５０質量％、Ｃｕ：
０．１０質量％、残部鉄になるように、実施例１と同様
のＳＣ法で合金薄片を作製した。

【００７１】該薄片を実施例３と同様の方法で粉砕して
微粉を得、この微粉単体で実施例３と同様の方法で磁石
を作製した。作製した磁石の酸素濃度と磁石特性を表１
に合わせて示す。なお、本比較例３で作製した磁石を分
析した結果、実施例３で作製した磁石との組成の相違
は、分析誤差の範囲内であった。

【００７２】表１に示されるように、比較例３の希土類
磁石は、実施例３、４と比較して酸素濃度が高く、残留
磁化が小さいことが判る。この原因は、磁石製造工程中
での微粉の酸化、磁場配向時の配向性の相違に起因する
ものと推定できる。

【００７３】

【発明の効果】本発明は、コスト、特性の両面で有利で
あるＰｒによりＮｄを置換しても、α−Ｆｅの発生しな
い希土類磁石用合金を提供するもので、低ＴＲＥの２合
金法主相系合金として用いると、磁石特性の優れた希土
類磁石の原料として極めて有効である。

【００７４】また、本発明のＰｒを含む希土類磁石用主
相系合金とＰｒの含有量の少ない粒界相系合金とから希
土類磁石を作製すると、Ｐｒを主相系合金から供給する
ことによって、高Ｐｒ添加希土類磁石の欠点であった工
程中の酸化、磁石の耐食性を改善し、磁場配向性も改善
した磁石が作製できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来のＳＣ法で作製した希土類磁石用主相系合
金薄片の断面の電子顕微鏡写真である。

【図２】本発明のＳＣ法で作製した希土類磁石用主相系
合金薄片の断面の電子顕微鏡写真である。

【図３】図１の断面写真でα−Ｆｅを含む領域を点線で
囲んだものである。

【図４】本発明の遠心鋳造法で作製した希土類磁石用主
相系合金薄片の断面の電子顕微鏡写真である。

【図５】ストリップキャスト法（ＳＣ）法の鋳造装置を
示す図である。

【図６】遠心力で溶湯を飛散し、鋳型内壁に堆積させる
遠心鋳造法の装置を示す図である。

【符号の説明】

１耐火物ルツボ２タンディッシュ３鋳造用回転ロール４合金５捕集コンテナ６耐火物ルツボ７湯道８回転体９鋳型１０合金

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ｂ 1/06 1/04 Ｈ 1/08 1/06 Ａ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｒ（ＲはＹを含む希土類元素のうちの少な
くとも１種）を２６〜３０質量％含み、Ｂを０．９〜
１．１質量％含み、残部がＴ（ＴはＦｅを必須とする遷
移金属）からなる２合金法に使用するための希土類磁石
用主相系合金において、Ｒ中にはＰｒをＲ中の比率にし
て５質量％以上を含み、該主相系合金の組織のうちα−
Ｆｅを含む領域の体積率が５％以下であることを特徴と
する希土類磁石用主相系合金。
【請求項２】Ｒ中のＰｒの比率が１５質量％以上である
ことを特徴とする請求項１に記載の希土類磁石用主相系
合金。
【請求項３】Ｒ中のＰｒの比率が３０質量％以上である
ことを特徴とする請求項２に記載の希土類磁石用主相系
合金。
【請求項４】前記主相系合金の少なくとも片側の表面の
表面粗さが、十点平均粗さ(Ｒｚ)で５μｍ以上５０μｍ
以下とすることを特徴とする請求項１乃至３に記載の希
土類磁石用主相系合金。
【請求項５】前記主相系合金の少なくとも片側の表面の
表面粗さが、十点平均粗さ(Ｒｚ)で７μｍ以上２５μｍ
以下とすることを特徴とする請求項４に記載の希土類磁
石用主相系合金。
【請求項６】ストリップキャスト法により製造すること
を特徴とする請求項１乃至５に記載の希土類磁石用主相
系合金の製造方法。
【請求項７】鋳造用回転ロールの鋳造面の表面粗さを十
点平均粗さ(Ｒｚ)で５μｍ以上１００μｍ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主相系合
金の製造方法。
【請求項８】鋳造用回転ロールの鋳造面の表面粗さを十
点平均粗さ(Ｒｚ)で１０μｍ以上５０μｍ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主相系合
金の製造方法。
【請求項９】溶湯を回転する円筒状鋳型の内面に堆積凝
固させる遠心鋳造法により製造することを特徴とする請
求項１乃至３に記載の希土類磁石用主相系合金の製造方
法。
【請求項１０】請求項１乃至３に記載の希土類磁石用主
相系合金と、Ｒの比率が前記主相系合金よりも高く、Ｒ
中のＰｒの比率が前記主相系合金よりも低い粒界相系合
金とを混合して作製した希土類焼結磁石用混合粉末。
【請求項１１】粒界相系合金には、実質的にＰｒが含ま
れていないことを特徴とする請求項１０に記載の希土類
焼結磁石用混合粉末。
【請求項１２】請求項１０または１１に記載の希土類焼
結磁石用混合粉末から粉末冶金法で製造された希土類磁
石。