JPH09170055A - 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 - Google Patents
希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法Info
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- JPH09170055A JPH09170055A JP7348844A JP34884495A JPH09170055A JP H09170055 A JPH09170055 A JP H09170055A JP 7348844 A JP7348844 A JP 7348844A JP 34884495 A JP34884495 A JP 34884495A JP H09170055 A JPH09170055 A JP H09170055A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 最大磁力積・（ＢＨ）MAX が４５ＭＧＯｅ級
の高性能希土類焼結磁石を得るのに最適な、主相合金用
原料合金を得る。 【解決手段】 特定組成の希土類合金をストリップキャ
スト法で鋳造して、鋳造後８００〜６００℃の冷却速度
を１０℃／秒以下に制御し、主相の平均粒径が２０〜１
００μｍ、主相の体積率が９３％以上、Ｒリッチ相の間
隔が１５μｍ以下に微細分散した組織を有する合金とす
る。この主相合金とＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が３０％以下
である粒界相合金を使用し、２合金法により永久磁石と
する。
の高性能希土類焼結磁石を得るのに最適な、主相合金用
原料合金を得る。 【解決手段】 特定組成の希土類合金をストリップキャ
スト法で鋳造して、鋳造後８００〜６００℃の冷却速度
を１０℃／秒以下に制御し、主相の平均粒径が２０〜１
００μｍ、主相の体積率が９３％以上、Ｒリッチ相の間
隔が１５μｍ以下に微細分散した組織を有する合金とす
る。この主相合金とＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が３０％以下
である粒界相合金を使用し、２合金法により永久磁石と
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は希土類元素を含む永久磁
石の原料用合金と原料合金の製造方法及びその合金を用
いた永久磁石の製造方法に関する。
石の原料用合金と原料合金の製造方法及びその合金を用
いた永久磁石の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】希土類磁石は電子機器の小型高性能化に
伴い、生産量は増加の一途をたどっている。特にＮｄＦ
ｅＢ系材料はＳｍＣｏを凌ぐ高特性と原料面での優位性
から、生産量は増加し続けており、その中でも磁気特性
をさらに向上させた磁石へのニーズが高まりつつある。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石では磁性を担う強磁性相Ｒ2 Ｔ14Ｂ相
の他に、非磁性でＮｄ等の希土類元素の濃度の高い相
（Ｒリッチ相と呼ぶ）が存在し、次の様な重要な役割を
果たしている。 融点が低く、磁石化工程の焼結時に液相となり、磁石
の高密度化、したがって磁化の向上に寄与する。 粒界の凹凸をなくし、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。 Ｒリッチ相は非磁性であり主相を磁気的に絶縁するこ
とから、保磁力を高める。 したがって、Ｒリッチ相の分散状態が悪いためにＲリッ
チ相に覆われていない界面が存在すれば、その部分では
局所的な保磁力低下によって角型性が悪化するととも
に、焼結不良によって磁化も低下するため最大磁気エネ
ルギー積の低下をもたらすことが知られている。
伴い、生産量は増加の一途をたどっている。特にＮｄＦ
ｅＢ系材料はＳｍＣｏを凌ぐ高特性と原料面での優位性
から、生産量は増加し続けており、その中でも磁気特性
をさらに向上させた磁石へのニーズが高まりつつある。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石では磁性を担う強磁性相Ｒ2 Ｔ14Ｂ相
の他に、非磁性でＮｄ等の希土類元素の濃度の高い相
（Ｒリッチ相と呼ぶ）が存在し、次の様な重要な役割を
果たしている。 融点が低く、磁石化工程の焼結時に液相となり、磁石
の高密度化、したがって磁化の向上に寄与する。 粒界の凹凸をなくし、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。 Ｒリッチ相は非磁性であり主相を磁気的に絶縁するこ
とから、保磁力を高める。 したがって、Ｒリッチ相の分散状態が悪いためにＲリッ
チ相に覆われていない界面が存在すれば、その部分では
局所的な保磁力低下によって角型性が悪化するととも
に、焼結不良によって磁化も低下するため最大磁気エネ
ルギー積の低下をもたらすことが知られている。
【０００３】ところが、高特性磁石になるほど強磁性相
であるＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を高める必要があるため、
必然的にＲリッチ相の体積率が減少し、部分的なＲリッ
チ相不足を生じ、十分な特性が得られない場合が多い。
そこで高特性材においてＲリッチ相不足による特性低下
の防止方法に関する多くの研究が報告されており、それ
らは大きく２つのグループに分けられる。
であるＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を高める必要があるため、
必然的にＲリッチ相の体積率が減少し、部分的なＲリッ
チ相不足を生じ、十分な特性が得られない場合が多い。
そこで高特性材においてＲリッチ相不足による特性低下
の防止方法に関する多くの研究が報告されており、それ
らは大きく２つのグループに分けられる。
【０００４】１つは主相Ｒ2 Ｔ14Ｂ相とＲリッチ相を別
々の合金から供給するものであり、一般に２合金法と呼
ばれている。２合金法は最終的な磁石組成は似通ったも
のでも、２つの合金の組成の選択幅が広いこと、Ｒリッ
チ相を供給する合金の組成、製法にも自由度が高いこと
から幾つか興味深い結果が報告されている。
々の合金から供給するものであり、一般に２合金法と呼
ばれている。２合金法は最終的な磁石組成は似通ったも
のでも、２つの合金の組成の選択幅が広いこと、Ｒリッ
チ相を供給する合金の組成、製法にも自由度が高いこと
から幾つか興味深い結果が報告されている。
【０００５】例えば、粒界相合金として焼結温度におい
て液相となる組成の非晶質合金を使用すれば、不平衡状
態がもたらされているための通常のＲリッチ相組成より
もＦｅの含有量が多いため、同じ組成の磁石を作製する
のに従来のＲリッチ相合金を混合するよりも主相を生成
する合金との混合比率を高くでき、結果として焼結時に
生成するＲリッチ相の分散性が良好となり、磁気特性向
上に成功している。また、非晶質合金の使用による粉末
酸化の抑制も非常に有効に機能している（E.Otsuki,T.O
tsuka and T.Imai,11th International Workshop on Ra
re Earth magnets and their Applications,vol.1,p328
(1990)）。その他、Ｒリッチ相を供給する合金を高Ｃo
組成として粉末酸化の抑制に成功した研究も報告されて
いる（M.Honshima and K.Ohashi,Journal of Materials
Engineering and Performance P218-222 vol3(2) Apri
l 1994）。
て液相となる組成の非晶質合金を使用すれば、不平衡状
態がもたらされているための通常のＲリッチ相組成より
もＦｅの含有量が多いため、同じ組成の磁石を作製する
のに従来のＲリッチ相合金を混合するよりも主相を生成
する合金との混合比率を高くでき、結果として焼結時に
生成するＲリッチ相の分散性が良好となり、磁気特性向
上に成功している。また、非晶質合金の使用による粉末
酸化の抑制も非常に有効に機能している（E.Otsuki,T.O
tsuka and T.Imai,11th International Workshop on Ra
re Earth magnets and their Applications,vol.1,p328
(1990)）。その他、Ｒリッチ相を供給する合金を高Ｃo
組成として粉末酸化の抑制に成功した研究も報告されて
いる（M.Honshima and K.Ohashi,Journal of Materials
Engineering and Performance P218-222 vol3(2) Apri
l 1994）。
【０００６】もう一つはストリップキャスティング法に
より、従来の金型鋳造法よりも早い冷却速度で凝固させ
ることで組織を微細化し、Ｒリッチ相が微細に分散した
組織を有する合金を生成させるものである。合金内のＲ
リッチ相が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、磁気特性向上に成功し
ている（特開平5-222488、特開平5-295490）。また、高
特性材の組成はＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を高めるため、Ｒ
2 Ｔ14Ｂの化学量論組成に近づく。Ｒ2 Ｔ14Ｂ相は初晶
α−Ｆｅと液相との包晶反応で生成するため、Ｒ含有量
が低下するとα−Ｆｅが生成しやすくなる。α−Ｆｅは
磁石製造時の粉砕効率の悪化を招き、焼結後の磁石に残
存すれば特性の低下をもたらす。そこで、通常の金型鋳
造法で溶製したインゴットの場合、高温で長時間にわた
る均質化熱処理によるα−Ｆｅの消去が必要となる。し
かし、ストリップキャスティング法により凝固速度を増
加させ、包晶反応温度以下に過冷却できれば、α−Ｆｅ
析出の抑制が可能となる。
より、従来の金型鋳造法よりも早い冷却速度で凝固させ
ることで組織を微細化し、Ｒリッチ相が微細に分散した
組織を有する合金を生成させるものである。合金内のＲ
リッチ相が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、磁気特性向上に成功し
ている（特開平5-222488、特開平5-295490）。また、高
特性材の組成はＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を高めるため、Ｒ
2 Ｔ14Ｂの化学量論組成に近づく。Ｒ2 Ｔ14Ｂ相は初晶
α−Ｆｅと液相との包晶反応で生成するため、Ｒ含有量
が低下するとα−Ｆｅが生成しやすくなる。α−Ｆｅは
磁石製造時の粉砕効率の悪化を招き、焼結後の磁石に残
存すれば特性の低下をもたらす。そこで、通常の金型鋳
造法で溶製したインゴットの場合、高温で長時間にわた
る均質化熱処理によるα−Ｆｅの消去が必要となる。し
かし、ストリップキャスティング法により凝固速度を増
加させ、包晶反応温度以下に過冷却できれば、α−Ｆｅ
析出の抑制が可能となる。
【０００７】最近、２合金法に用いるＲ2 Ｔ14Ｂ化学量
論組成に近い合金、すなわち主相系合金をストリップキ
ャスティング法で作製し、磁石製造時の粉砕性向上、磁
気特性の向上に成功した研究が報告されている。例え
ば、ストリップキャスティング法で溶製された主相系合
金ではα−Ｆｅ生成の抑制と共に、平均結晶粒径が３〜
５０μｍと細かく、Ｒリッチ相の分散が良好となり、焼
結後の磁石内での分散も良好となって高保磁力を達成
し、磁石作製時の粉砕性、粒度分布も改善されている。
粒界相合金に於ても、粉砕性の向上に有効と報告されて
いる（特開平7-176414）。また、粒界相合金のＲ含有量
を比較的少なくして、主にＲ2 Ｔ17相からなる組織を生
成する場合でも、α−Ｆｅ生成抑制、粉砕性向上が認め
られている。この際、主相系合金は前例よりもＲ含有量
が増加するため、従来の鋳造法でもα−Ｆｅの生成量は
少ないものと考えられるが、ストリップキャスティング
法によりＲリッチ相の分散性が非常に良好な組織を生成
し、粉砕性、粒度分布の向上がもたらされている（特開
平7-45413 ）。
論組成に近い合金、すなわち主相系合金をストリップキ
ャスティング法で作製し、磁石製造時の粉砕性向上、磁
気特性の向上に成功した研究が報告されている。例え
ば、ストリップキャスティング法で溶製された主相系合
金ではα−Ｆｅ生成の抑制と共に、平均結晶粒径が３〜
５０μｍと細かく、Ｒリッチ相の分散が良好となり、焼
結後の磁石内での分散も良好となって高保磁力を達成
し、磁石作製時の粉砕性、粒度分布も改善されている。
粒界相合金に於ても、粉砕性の向上に有効と報告されて
いる（特開平7-176414）。また、粒界相合金のＲ含有量
を比較的少なくして、主にＲ2 Ｔ17相からなる組織を生
成する場合でも、α−Ｆｅ生成抑制、粉砕性向上が認め
られている。この際、主相系合金は前例よりもＲ含有量
が増加するため、従来の鋳造法でもα−Ｆｅの生成量は
少ないものと考えられるが、ストリップキャスティング
法によりＲリッチ相の分散性が非常に良好な組織を生成
し、粉砕性、粒度分布の向上がもたらされている（特開
平7-45413 ）。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】以上のように２合金法
とストリップキャスティング法、又はこれらの併用によ
って焼結後のＲリッチ相の良好な分散がもたらされ、磁
気特性の向上がなされたが、まだ充分に要求特性が満た
されていない。本発明では、それら従来法にさらに改良
を加える事で、残留磁化（Ｂｒ）が高い高磁気特性を安
定して発現することを目的とする。
とストリップキャスティング法、又はこれらの併用によ
って焼結後のＲリッチ相の良好な分散がもたらされ、磁
気特性の向上がなされたが、まだ充分に要求特性が満た
されていない。本発明では、それら従来法にさらに改良
を加える事で、残留磁化（Ｂｒ）が高い高磁気特性を安
定して発現することを目的とする。
【０００９】本発明者は２合金法での主相系合金の組織
と磁気特性の関連について検討した結果、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相
の体積率と残留磁化の関係に注目した。２合金法の主相
系合金は主相であるＲ2 Ｔ14Ｂ相を供給するために、一
般的にＲ2 Ｔ14Ｂ化学量論組成に近く、組成的にはＲ2
Ｔ14Ｂ相の体積比が多くなりうる合金組成となってい
る。しかし、そのような合金は凝固冷却時にα−Ｆｅが
生成しやすく、それを避けるためストリップキャスティ
ング法で製造すると、平衡状態図における高温での平衡
状態に近い組織が室温まで持ち越されており、Ｒリッチ
相が増え、主相の体積比が減少している。
と磁気特性の関連について検討した結果、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相
の体積率と残留磁化の関係に注目した。２合金法の主相
系合金は主相であるＲ2 Ｔ14Ｂ相を供給するために、一
般的にＲ2 Ｔ14Ｂ化学量論組成に近く、組成的にはＲ2
Ｔ14Ｂ相の体積比が多くなりうる合金組成となってい
る。しかし、そのような合金は凝固冷却時にα−Ｆｅが
生成しやすく、それを避けるためストリップキャスティ
ング法で製造すると、平衡状態図における高温での平衡
状態に近い組織が室温まで持ち越されており、Ｒリッチ
相が増え、主相の体積比が減少している。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者は、ストリップ
キャスティング時の冷却条件を制御することにより、Ｒ
リッチ相の体積率を減少させＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が大
きくなるようにすることによって、残留磁化が大きくな
ることを見出した。あるいはまた、同一条件で生成した
インゴットを用いる場合には、鋳造後の熱処理にＲ2 Ｔ
14Ｂ相の体積率が大きくなるようにすることによって、
磁石化して評価した際に、残留磁化が大きくなる事実を
見出した。さらに、希土類磁石用合金としてＮｄ系磁石
合金のインゴットの組織を詳細に調べ、組織が磁気特性
に及ぼす影響を調べた結果、従来の解析結果と大きく異
なる事実を見出した。すなわち、従来ストリップキャス
ト材も含めて、Ｎｄ系磁石合金インゴットの粒界にはＮ
ｄリッチ相が存在し、Ｎｄリッチ相の均一微細分布のた
めには結晶粒径を小さく、すなわちＮｄリッチ相の間隔
を小さくすることが重要であるとされてきた。しかし、
Ｎｄリッチ相と結晶粒界とは必ずしも対応していないこ
と。また、良好な磁気特性を得るためには結晶粒径は大
きく、かつＮｄリッチ相の間隔は細かいことが必要であ
ることを見出した。そして、鋳造時のインゴットの冷却
条件を制御することによって、Ｎｄリッチ相の間隔を細
かくする一方で結晶粒径を大きめにすることが可能であ
ることを見出した。このことはＮｄに限らず、他の希土
類磁石においても同様である。
キャスティング時の冷却条件を制御することにより、Ｒ
リッチ相の体積率を減少させＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が大
きくなるようにすることによって、残留磁化が大きくな
ることを見出した。あるいはまた、同一条件で生成した
インゴットを用いる場合には、鋳造後の熱処理にＲ2 Ｔ
14Ｂ相の体積率が大きくなるようにすることによって、
磁石化して評価した際に、残留磁化が大きくなる事実を
見出した。さらに、希土類磁石用合金としてＮｄ系磁石
合金のインゴットの組織を詳細に調べ、組織が磁気特性
に及ぼす影響を調べた結果、従来の解析結果と大きく異
なる事実を見出した。すなわち、従来ストリップキャス
ト材も含めて、Ｎｄ系磁石合金インゴットの粒界にはＮ
ｄリッチ相が存在し、Ｎｄリッチ相の均一微細分布のた
めには結晶粒径を小さく、すなわちＮｄリッチ相の間隔
を小さくすることが重要であるとされてきた。しかし、
Ｎｄリッチ相と結晶粒界とは必ずしも対応していないこ
と。また、良好な磁気特性を得るためには結晶粒径は大
きく、かつＮｄリッチ相の間隔は細かいことが必要であ
ることを見出した。そして、鋳造時のインゴットの冷却
条件を制御することによって、Ｎｄリッチ相の間隔を細
かくする一方で結晶粒径を大きめにすることが可能であ
ることを見出した。このことはＮｄに限らず、他の希土
類磁石においても同様である。
【００１１】すなわち本発明は２合金法による、Ｒ（Ｙ
を含む希土類元素のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆｅを
必須とする遷移金属）及びＢを基本成分とする永久磁石
の原料用合金と原料用合金の製造方法に於て、Ｒ2 Ｔ14
Ｂ相を供給する主相系合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を
凝固速度の制御により、あるいは凝固後の熱処理によっ
て増加させること、さらにＲ2 Ｔ14Ｂ相結晶粒径とＲリ
ッチ相の間隔を制御することによって、残留磁化の増加
をもたらすものである。また、粒界相系合金については
合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率より減少させることによ
り、磁石化後の残留磁化の増加をもたらすようにしたも
のである。
を含む希土類元素のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆｅを
必須とする遷移金属）及びＢを基本成分とする永久磁石
の原料用合金と原料用合金の製造方法に於て、Ｒ2 Ｔ14
Ｂ相を供給する主相系合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を
凝固速度の制御により、あるいは凝固後の熱処理によっ
て増加させること、さらにＲ2 Ｔ14Ｂ相結晶粒径とＲリ
ッチ相の間隔を制御することによって、残留磁化の増加
をもたらすものである。また、粒界相系合金については
合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率より減少させることによ
り、磁石化後の残留磁化の増加をもたらすようにしたも
のである。
【００１２】ここで、本発明の構成を詳細に記す前にＲ
2 Ｔ14Ｂ化学量論組成よりも若干Ｒリッチである一般的
な主相系合金の凝固、熱処理による組織変化に関してＮ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ３元系を例に説明する。通常の鋳型を使用
した凝固の場合、特に冷却速度が遅くなるインゴットの
厚さ方向の中央部近傍では、まず初晶α−Ｆｅが生成
し、液相との２相共存状態となる。次に1155℃の包晶反
応によって、α−Ｆｅと液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相を生
成するが、反応速度が冷却速度と比較して遅いため、α
−ＦｅはＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相内部に残存する。その後、温
度低下に従い液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が排出され、液
相は体積率が減少すると共に、組成もＮｄリッチ側に変
化し、最終的に液相は665 ℃の３元共晶反応でＮｄ2 Ｆ
ｅ14Ｂ相、Ｎｄリッチ相、Ｂリッチ相の３相に凝固す
る。
2 Ｔ14Ｂ化学量論組成よりも若干Ｒリッチである一般的
な主相系合金の凝固、熱処理による組織変化に関してＮ
ｄ−Ｆｅ−Ｂ３元系を例に説明する。通常の鋳型を使用
した凝固の場合、特に冷却速度が遅くなるインゴットの
厚さ方向の中央部近傍では、まず初晶α−Ｆｅが生成
し、液相との２相共存状態となる。次に1155℃の包晶反
応によって、α−Ｆｅと液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相を生
成するが、反応速度が冷却速度と比較して遅いため、α
−ＦｅはＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相内部に残存する。その後、温
度低下に従い液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が排出され、液
相は体積率が減少すると共に、組成もＮｄリッチ側に変
化し、最終的に液相は665 ℃の３元共晶反応でＮｄ2 Ｆ
ｅ14Ｂ相、Ｎｄリッチ相、Ｂリッチ相の３相に凝固す
る。
【００１３】しかし、ストリップキャスティング法等に
より凝固速度を増加した際には、先に触れたように合金
溶湯を包晶反応温度以下まで過冷却可能となるため、α
−Ｆｅの生成を抑制し、液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相を直
接生成可能となる。また、その後の冷却も速く、液相か
らＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が十分生成される以前に凝固するた
め、平衡状態図で予想されるよりもＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の
体積率は少なく、高温域での液相に相当するＮd リッチ
相のＮｄの濃度は低く、Ｎｄリッチ相の体積率は増加す
る。以上、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ３元系を例に説明したが、一
般のＲ−Ｔ−Ｂ系に拡張しても反応温度等の多少の相違
は存在するものの同様に変化することが知られている。
より凝固速度を増加した際には、先に触れたように合金
溶湯を包晶反応温度以下まで過冷却可能となるため、α
−Ｆｅの生成を抑制し、液相からＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相を直
接生成可能となる。また、その後の冷却も速く、液相か
らＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が十分生成される以前に凝固するた
め、平衡状態図で予想されるよりもＮｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の
体積率は少なく、高温域での液相に相当するＮd リッチ
相のＮｄの濃度は低く、Ｎｄリッチ相の体積率は増加す
る。以上、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ３元系を例に説明したが、一
般のＲ−Ｔ−Ｂ系に拡張しても反応温度等の多少の相違
は存在するものの同様に変化することが知られている。
【００１４】次に本発明の構成を以下に詳細に記す。な
お、特に断らない限り以下の説明は全て主相系合金に関
する内容である。 (1) 主相の体積率 主相、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が９３％以上であることを
特徴とする。２合金法の主相系合金は主相であるＲ2 Ｔ
14Ｂ相を供給するために、一般的にＲ2 Ｔ14Ｂ化学量論
組成に近く、組成的にはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積比が多くな
りうる合金組成となっている。しかし、そのような合金
は凝固冷却時にα−Ｆｅが生成しやすく、従来急冷法に
よって製造されているため、非平衡状態の組織となって
おり、そのためＲリッチ相が増え、主相の体積比が減少
している。本発明の合金ではストリップキャスティング
法を採用しさらに鍛造後の冷却条件を最適化することに
より、α−Ｆｅの生成を防止し、かつＲリッチ相等の非
磁性相の体積比を減少させ、主相の体積比を増加させる
と同時に、微細なＲリッチ相が分布した組織としている
ことを特徴とする。
お、特に断らない限り以下の説明は全て主相系合金に関
する内容である。 (1) 主相の体積率 主相、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が９３％以上であることを
特徴とする。２合金法の主相系合金は主相であるＲ2 Ｔ
14Ｂ相を供給するために、一般的にＲ2 Ｔ14Ｂ化学量論
組成に近く、組成的にはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積比が多くな
りうる合金組成となっている。しかし、そのような合金
は凝固冷却時にα−Ｆｅが生成しやすく、従来急冷法に
よって製造されているため、非平衡状態の組織となって
おり、そのためＲリッチ相が増え、主相の体積比が減少
している。本発明の合金ではストリップキャスティング
法を採用しさらに鍛造後の冷却条件を最適化することに
より、α−Ｆｅの生成を防止し、かつＲリッチ相等の非
磁性相の体積比を減少させ、主相の体積比を増加させる
と同時に、微細なＲリッチ相が分布した組織としている
ことを特徴とする。
【００１５】また、主相系の合金の別の製造法として、
通常の鋳造法で製造したインゴットで生成したα−Ｆｅ
を消去するため、熱処理を行う方法を挙げることができ
る。しかし、通常のインゴットの場合、α−Ｆｅを消去
するためには高温長時間の熱処理が必要となり、主相の
体積比は増加するものの、Ｒリッチ相は粗大化してしま
い、焼結性が劣化する欠点がある。また磁石にした後の
保磁力も低下してしまう欠点がある。
通常の鋳造法で製造したインゴットで生成したα−Ｆｅ
を消去するため、熱処理を行う方法を挙げることができ
る。しかし、通常のインゴットの場合、α−Ｆｅを消去
するためには高温長時間の熱処理が必要となり、主相の
体積比は増加するものの、Ｒリッチ相は粗大化してしま
い、焼結性が劣化する欠点がある。また磁石にした後の
保磁力も低下してしまう欠点がある。
【００１６】本発明は原料合金のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率
が磁石の残留磁化向上に寄与する点に着目した。主相系
合金についてはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が大きいほど、磁
石の残留磁化は増加する。その長所を活かすためには、
Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率は９３％以上であることが好まし
い。より好ましくは９５％以上である。先に従来の技術
で取り上げた特開平7-176414では主相系合金のＲリッチ
相の減少は、焼結性の低下や残留磁化の低下をもたらす
としているため、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率増加には限界が
あるとしているが、本発明者らによる実験結果では次項
に記すように、Ｒリッチ相の分散状態が異なるためかそ
のような現象は認められていない。
が磁石の残留磁化向上に寄与する点に着目した。主相系
合金についてはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が大きいほど、磁
石の残留磁化は増加する。その長所を活かすためには、
Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率は９３％以上であることが好まし
い。より好ましくは９５％以上である。先に従来の技術
で取り上げた特開平7-176414では主相系合金のＲリッチ
相の減少は、焼結性の低下や残留磁化の低下をもたらす
としているため、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率増加には限界が
あるとしているが、本発明者らによる実験結果では次項
に記すように、Ｒリッチ相の分散状態が異なるためかそ
のような現象は認められていない。
【００１７】(2) Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の平均結晶粒径 Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の短軸方向の平均結晶粒径が２０〜１００
μｍであり、Ｒリッチ相の間隔が１５μｍ以下であるこ
とを特徴とする。主相の結晶粒径が２０μｍ以下である
と、磁場成形用の粉末粒径３〜５μｍに微粉砕したとき
粉砕粒径の中に結晶粒界が存在する粉末粒子の割合が多
くなる。したがって、そのような粉末粒子には方位の異
なる２つ以上の主相が存在することになり、配向性を低
下させ残留磁化の低下を招く。そのため、平均結晶粒径
は大きい方が都合が良い。一方、１００μｍ以上ではス
トリップキャスティング法の高冷却速度の効果が薄れ、
α−Ｆｅ析出等の弊害を招く。
μｍであり、Ｒリッチ相の間隔が１５μｍ以下であるこ
とを特徴とする。主相の結晶粒径が２０μｍ以下である
と、磁場成形用の粉末粒径３〜５μｍに微粉砕したとき
粉砕粒径の中に結晶粒界が存在する粉末粒子の割合が多
くなる。したがって、そのような粉末粒子には方位の異
なる２つ以上の主相が存在することになり、配向性を低
下させ残留磁化の低下を招く。そのため、平均結晶粒径
は大きい方が都合が良い。一方、１００μｍ以上ではス
トリップキャスティング法の高冷却速度の効果が薄れ、
α−Ｆｅ析出等の弊害を招く。
【００１８】主相の各結晶粒は合金をエメリー紙で研磨
した後、アルミナ、ダイヤモンド等を使用してバフ研磨
した面を偏光顕微鏡で観察することにより容易に識別可
能である。偏光顕微鏡では磁気Ｋｅｒｒ効果により、入
射した偏光が強磁性体表面の磁化方向に応じた偏光面の
回転を生じて反射するため、各結晶粒から反射する偏光
面の相違が明暗として観察される。
した後、アルミナ、ダイヤモンド等を使用してバフ研磨
した面を偏光顕微鏡で観察することにより容易に識別可
能である。偏光顕微鏡では磁気Ｋｅｒｒ効果により、入
射した偏光が強磁性体表面の磁化方向に応じた偏光面の
回転を生じて反射するため、各結晶粒から反射する偏光
面の相違が明暗として観察される。
【００１９】(3) 主相系合金の製造方法 第１は、ストリップキャスト法で作製したことを特徴と
する。特に、ストリップキャスト後、８００〜６００℃
での冷却速度を１０℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以
下とすることを特徴とする。ストリップキャスティング
法によれば、α−Ｆｅの存在しない薄片状合金の作製が
可能であり、最近、装置の改良も進み生産性も向上して
きた。ストリップキャスティング法では冷却速度が数百
〜数千℃/ 秒と速いため、先に説明したように結晶粒径
が細かく、Ｒリッチ相の体積率が平衡状態図で予想され
るよりも高い組織が得られ、従来はそのような組織は好
ましいものとして受入れられてきた。しかし、本発明で
は主相の体積率を高めるため、８００〜６００℃の冷却
速度を１０℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以下として
液相からのＲ2Ｔ14Ｂ相の生成を促進することとした。
する。特に、ストリップキャスト後、８００〜６００℃
での冷却速度を１０℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以
下とすることを特徴とする。ストリップキャスティング
法によれば、α−Ｆｅの存在しない薄片状合金の作製が
可能であり、最近、装置の改良も進み生産性も向上して
きた。ストリップキャスティング法では冷却速度が数百
〜数千℃/ 秒と速いため、先に説明したように結晶粒径
が細かく、Ｒリッチ相の体積率が平衡状態図で予想され
るよりも高い組織が得られ、従来はそのような組織は好
ましいものとして受入れられてきた。しかし、本発明で
は主相の体積率を高めるため、８００〜６００℃の冷却
速度を１０℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以下として
液相からのＲ2Ｔ14Ｂ相の生成を促進することとした。
【００２０】結晶粒径とα−Ｆｅの生成有無に影響する
のは、凝固速度や包晶温度近傍までの高温域での冷却速
度と考えられる。結晶粒径を大きくするためにはこれら
の冷却速度が遅い方が望ましく、一方α−Ｆｅの生成を
防止するためには速い方が望ましい。また、Ｒリッチ相
の間隔はこれら高温域での冷却速度とさらに共晶温度域
に近いより低温域までの冷却速度に依存し、これらの冷
却速度が速いほどより小さく、微細に分布することにな
る。以上から最適な組織を得るためには、最適な冷却条
件が存在することになる。広範囲の実験を行った結果、
融点から１０００℃までの平均冷却速度は３００〜１０
００℃／秒すれば良いことが知られた。３００℃／秒以
下ではα−Ｆｅが生成し、またＲリッチ相の間隔も広
く、微細な組織とならない。一方、１０００℃／秒以上
では結晶粒径が２０μｍ以下となり、またロール上での
冷却が強まり、落下時に６００℃以下となってしまい、
その後の冷却の制御が不可能となる。ロ−ルから離脱す
る前のストリップの冷却速度に最も大きく影響する要因
としてストリップ厚さが挙げられる。融点から１０００
℃までの平均冷却速度を３００℃／秒〜１０００℃／秒
とし、かつ最適な結晶粒径とＲリッチ相の間隔を有した
組織とするためには、ストリップ厚さは０. ２〜０. ６
ｍｍとするのが良い。より好ましくは０. ２５〜０. ４
ｍｍである。
のは、凝固速度や包晶温度近傍までの高温域での冷却速
度と考えられる。結晶粒径を大きくするためにはこれら
の冷却速度が遅い方が望ましく、一方α−Ｆｅの生成を
防止するためには速い方が望ましい。また、Ｒリッチ相
の間隔はこれら高温域での冷却速度とさらに共晶温度域
に近いより低温域までの冷却速度に依存し、これらの冷
却速度が速いほどより小さく、微細に分布することにな
る。以上から最適な組織を得るためには、最適な冷却条
件が存在することになる。広範囲の実験を行った結果、
融点から１０００℃までの平均冷却速度は３００〜１０
００℃／秒すれば良いことが知られた。３００℃／秒以
下ではα−Ｆｅが生成し、またＲリッチ相の間隔も広
く、微細な組織とならない。一方、１０００℃／秒以上
では結晶粒径が２０μｍ以下となり、またロール上での
冷却が強まり、落下時に６００℃以下となってしまい、
その後の冷却の制御が不可能となる。ロ−ルから離脱す
る前のストリップの冷却速度に最も大きく影響する要因
としてストリップ厚さが挙げられる。融点から１０００
℃までの平均冷却速度を３００℃／秒〜１０００℃／秒
とし、かつ最適な結晶粒径とＲリッチ相の間隔を有した
組織とするためには、ストリップ厚さは０. ２〜０. ６
ｍｍとするのが良い。より好ましくは０. ２５〜０. ４
ｍｍである。
【００２１】本発明ではロ−ルから落下する際の温度を
７００℃以上として、その後に適度に保温可能な工程を
有することで８００〜６００℃での冷却速度の制御が可
能となる。１０００〜８００℃の冷却速度はこの間での
液相の体積率が大きいため遅くする効果は少なく＜特に
限定する必要性はない。しかし、この温度領域での冷却
速度を遅くし過ぎるとＲリッチ相が粗大化したり、スト
リップ同士の融着、生産性低下等の弊害を招く可能性が
あるため、１０℃／秒以上とすることが好ましい。
７００℃以上として、その後に適度に保温可能な工程を
有することで８００〜６００℃での冷却速度の制御が可
能となる。１０００〜８００℃の冷却速度はこの間での
液相の体積率が大きいため遅くする効果は少なく＜特に
限定する必要性はない。しかし、この温度領域での冷却
速度を遅くし過ぎるとＲリッチ相が粗大化したり、スト
リップ同士の融着、生産性低下等の弊害を招く可能性が
あるため、１０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００２２】本発明では主相の体積率を高めるため、８
００〜６００℃の冷却速度を１０℃／秒以下、好ましく
は５℃／秒以下として液相からのＲ2 Ｔ14Ｂ相の生成を
促進する工程、又は鋳造冷却後に８００〜６００℃で熱
処理する工程を有する。８００〜６００℃の冷却速度が
１０℃／秒を越えると、液相のＲリッチ相からＲ2 Ｔ14
Ｂ相が十分に生成しきらない内に凝固してしまい、結果
としてＲリッチ相等の非磁性相の体積比が多く、Ｒ2 Ｔ
14Ｂ相の体積比が小さくなるため、本発明の主旨から外
れる。
００〜６００℃の冷却速度を１０℃／秒以下、好ましく
は５℃／秒以下として液相からのＲ2 Ｔ14Ｂ相の生成を
促進する工程、又は鋳造冷却後に８００〜６００℃で熱
処理する工程を有する。８００〜６００℃の冷却速度が
１０℃／秒を越えると、液相のＲリッチ相からＲ2 Ｔ14
Ｂ相が十分に生成しきらない内に凝固してしまい、結果
としてＲリッチ相等の非磁性相の体積比が多く、Ｒ2 Ｔ
14Ｂ相の体積比が小さくなるため、本発明の主旨から外
れる。
【００２３】また、本発明の主相用合金を得る第２の方
法として、ストリップキャスティング法により鋳造冷却
した後に、８００〜６００℃で熱処理することによって
も同様の効果が得られる。この熱処理はα−Ｆｅ消去を
目的とした均質化熱処理よりも低温短時間であるため、
装置的、生産効率面での弊害は少ない。鋳造片が薄いた
め熱処理時間は通常１時間以上あれば良く、３時間を超
える必要はない。熱処理雰囲気は酸化を防止するため、
真空又は不活性雰囲気とする必要がある。熱処理後の冷
却は６００℃程度までを徐冷とするのが好ましい。
法として、ストリップキャスティング法により鋳造冷却
した後に、８００〜６００℃で熱処理することによって
も同様の効果が得られる。この熱処理はα−Ｆｅ消去を
目的とした均質化熱処理よりも低温短時間であるため、
装置的、生産効率面での弊害は少ない。鋳造片が薄いた
め熱処理時間は通常１時間以上あれば良く、３時間を超
える必要はない。熱処理雰囲気は酸化を防止するため、
真空又は不活性雰囲気とする必要がある。熱処理後の冷
却は６００℃程度までを徐冷とするのが好ましい。
【００２４】(4)粒界相系合金の組織 Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が３０％以下であることを特徴と
する。本発明が採用される２合金法では、主相系合金は
その体積率の９３％以上がＲ2 Ｔ14Ｂ相であるため、磁
石のＲリッチ相のほとんどは粒界相系合金から供給する
ことなる。この際、磁石の組成を固定すれば、粒界相系
合金の組成、若しくは組織中に含まれるＲ2 Ｔ14Ｂ相の
量によって、主相系合金との混合比率の調整が可能とな
る。本発明者によれば、ここで粒界相系合金中のＲ2 Ｔ
14Ｂ相体積率が少ない程、磁石の残留磁化が高くなる傾
向が得られた。したがって、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相体積率は少な
い程好ましく、３０％以下であることが好ましい。より
好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下で
ある。このような組織を得るための好ましい合金組成の
一例を挙げればＲ：４６％、Ｂ：０．５％、Ｃｏ：２０
％、Ｃｕ：０．７％、Ａｌ：０．３％、Ｆｅ：残部の近
傍である。
する。本発明が採用される２合金法では、主相系合金は
その体積率の９３％以上がＲ2 Ｔ14Ｂ相であるため、磁
石のＲリッチ相のほとんどは粒界相系合金から供給する
ことなる。この際、磁石の組成を固定すれば、粒界相系
合金の組成、若しくは組織中に含まれるＲ2 Ｔ14Ｂ相の
量によって、主相系合金との混合比率の調整が可能とな
る。本発明者によれば、ここで粒界相系合金中のＲ2 Ｔ
14Ｂ相体積率が少ない程、磁石の残留磁化が高くなる傾
向が得られた。したがって、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相体積率は少な
い程好ましく、３０％以下であることが好ましい。より
好ましくは２０％以下、さらに好ましくは１０％以下で
ある。このような組織を得るための好ましい合金組成の
一例を挙げればＲ：４６％、Ｂ：０．５％、Ｃｏ：２０
％、Ｃｕ：０．７％、Ａｌ：０．３％、Ｆｅ：残部の近
傍である。
【００２５】
【作用】本発明は２合金法による、Ｒ（Ｙを含む希土類
元素のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷
移金属）及びＢを基本成分とする永久磁石用の原料用合
金と原料用合金の製造方法に於て、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相を供給
する主相系合金中のＲ2Ｔ14Ｂ相の体積率を凝固速度、
または凝固後の熱処理によって増加すること、またＲ2
Ｔ14Ｂ相結晶粒径の制御によって、さらに粒界相系合金
中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を減少することにより、焼結
磁石化後の残留磁化の増加をもたらしたものである。こ
こで各合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が、磁石の残留磁
化に影響を及ぼす原因について考察する。上記した本発
明者による実験結果より、主相合金については微粉砕後
にＲ2 Ｔ14Ｂ相からなる微粉中に他の相が共存する割合
が、磁石の配向度に影響するものと推定した。つまり、
Ｒ2 Ｔ14Ｂ相を含む微粉への非磁性相の量が増加する
と、微粉全体としての磁化が低下するため、磁場配向の
トルクが減少する。しかし、粒径自体に変化はなく、プ
レスによって受ける配向方向からずらそうとするトルク
に変化がないため、結果として配向方向からずれた粉の
割合が増加して、磁石化後の配向率が低下したものと推
定できる。一方粒界相合金についてはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体
積比が大きくなると、個々の微粉中にＲ2 Ｔ14Ｂ相が含
まれる確率が増え、また微粉中に含まれるＲ2 Ｔ14Ｂ相
の体積比も増加する。そのような粉末は配向度が悪い上
に、中途半端にＲ2 Ｔ14Ｂ相が大きいため、それが焼結
時に消失せず、かえって成長核となり粗大化する可能性
が高まり、磁石全体の配向度を乱す原因となる。
元素のうち少なくとも１種）、Ｔ（Ｆｅを必須とする遷
移金属）及びＢを基本成分とする永久磁石用の原料用合
金と原料用合金の製造方法に於て、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相を供給
する主相系合金中のＲ2Ｔ14Ｂ相の体積率を凝固速度、
または凝固後の熱処理によって増加すること、またＲ2
Ｔ14Ｂ相結晶粒径の制御によって、さらに粒界相系合金
中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率を減少することにより、焼結
磁石化後の残留磁化の増加をもたらしたものである。こ
こで各合金中のＲ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が、磁石の残留磁
化に影響を及ぼす原因について考察する。上記した本発
明者による実験結果より、主相合金については微粉砕後
にＲ2 Ｔ14Ｂ相からなる微粉中に他の相が共存する割合
が、磁石の配向度に影響するものと推定した。つまり、
Ｒ2 Ｔ14Ｂ相を含む微粉への非磁性相の量が増加する
と、微粉全体としての磁化が低下するため、磁場配向の
トルクが減少する。しかし、粒径自体に変化はなく、プ
レスによって受ける配向方向からずらそうとするトルク
に変化がないため、結果として配向方向からずれた粉の
割合が増加して、磁石化後の配向率が低下したものと推
定できる。一方粒界相合金についてはＲ2 Ｔ14Ｂ相の体
積比が大きくなると、個々の微粉中にＲ2 Ｔ14Ｂ相が含
まれる確率が増え、また微粉中に含まれるＲ2 Ｔ14Ｂ相
の体積比も増加する。そのような粉末は配向度が悪い上
に、中途半端にＲ2 Ｔ14Ｂ相が大きいため、それが焼結
時に消失せず、かえって成長核となり粗大化する可能性
が高まり、磁石全体の配向度を乱す原因となる。
【００２６】
【実施例】以下、実施例により本発明を更に詳細に説明
する。 （実施例１）主相系合金は組成が、Ｎｄ：２８．０重量
％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重量％、残部鉄
になるように、鉄ネオジム合金、フェロボロン、アルミ
ニウム、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、ストリップ
キャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍのストリ
ップを生成した。この際、キャスティングロールから離
脱した高温のストリップを保温効果の大きい、断熱材で
作製した箱の中に１時間保持した後、水冷構造を有する
箱の中に入れて常温まで急冷した。断熱箱中でのストリ
ップの温度変化を箱に設置した熱電対で測定した結果、
断熱箱に落下した時の温度は７５０℃であった。その
後、６００℃に到達するまでに１０分が経過した。した
がって、８００℃から７５０℃までの冷却に要する時間
を無視しても、８００〜６００℃の平均冷却速度は毎秒
０．３３℃であり、実際にはこれより低くなる。一方、
融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落下する
までに要する時間より、毎秒４００℃以上であった。得
られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察した結
果を図１に示す。図中多角形に析出しているのが一つの
主相結晶粒である。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒
径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察
した結果を図２に示す。Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒
内に粒状となって線状に点在し、その間隔は約８μｍと
微細に分散していた。その他、結晶粒界にＢリッチ相が
若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画
像処理装置を用いて測定した結果、９４％であった。
する。 （実施例１）主相系合金は組成が、Ｎｄ：２８．０重量
％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重量％、残部鉄
になるように、鉄ネオジム合金、フェロボロン、アルミ
ニウム、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、ストリップ
キャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍのストリ
ップを生成した。この際、キャスティングロールから離
脱した高温のストリップを保温効果の大きい、断熱材で
作製した箱の中に１時間保持した後、水冷構造を有する
箱の中に入れて常温まで急冷した。断熱箱中でのストリ
ップの温度変化を箱に設置した熱電対で測定した結果、
断熱箱に落下した時の温度は７５０℃であった。その
後、６００℃に到達するまでに１０分が経過した。した
がって、８００℃から７５０℃までの冷却に要する時間
を無視しても、８００〜６００℃の平均冷却速度は毎秒
０．３３℃であり、実際にはこれより低くなる。一方、
融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落下する
までに要する時間より、毎秒４００℃以上であった。得
られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察した結
果を図１に示す。図中多角形に析出しているのが一つの
主相結晶粒である。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒
径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察
した結果を図２に示す。Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒
内に粒状となって線状に点在し、その間隔は約８μｍと
微細に分散していた。その他、結晶粒界にＢリッチ相が
若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画
像処理装置を用いて測定した結果、９４％であった。
【００２７】一方、粒界相系合金は組成が、Ｎｄ：３
８．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：０．５重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、
金属ディスプロシウム、フェロボロン、コバルト、銅、
アルミニウム、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、遠心
鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成し
た。なお、その断面の組織の反射電子顕微鏡の観察とＸ
ＲＤ測定より、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が若干量確認された
が、その体積率は１０％以下であった。次に主相系合金
８５重量％と粒界相系合金１５重量％を混合し、室温に
て水素を吸蔵させ、６００℃にて水素を放出させた。こ
の混合粉をブラウンミルで粗粉砕し、粒径０．５ｍｍ以
下の合金粉末を得、次にジェットミルで微粉砕し、３．
５μｍの平均粒径からなる磁石粉を得た。得られた微粉
末を１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧
力で成形した。得られた成形体を真空中１０６０℃で４
時間焼結した後、１段目の熱処理を８５０℃で１時間、
２段目の熱処理を５２０℃で１時間行なった。得られた
磁石の磁気特性を表１に示す。表１より残留磁気（Ｂ
ｒ）は５％程度向上し、これに伴い４５ＭＧＯｅ級の最
大磁力積・（ＢＨ）MAX が達成される。
８．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：０．５重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、
金属ディスプロシウム、フェロボロン、コバルト、銅、
アルミニウム、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、遠心
鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成し
た。なお、その断面の組織の反射電子顕微鏡の観察とＸ
ＲＤ測定より、Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相が若干量確認された
が、その体積率は１０％以下であった。次に主相系合金
８５重量％と粒界相系合金１５重量％を混合し、室温に
て水素を吸蔵させ、６００℃にて水素を放出させた。こ
の混合粉をブラウンミルで粗粉砕し、粒径０．５ｍｍ以
下の合金粉末を得、次にジェットミルで微粉砕し、３．
５μｍの平均粒径からなる磁石粉を得た。得られた微粉
末を１５ｋＯｅの磁場中にて１．５ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧
力で成形した。得られた成形体を真空中１０６０℃で４
時間焼結した後、１段目の熱処理を８５０℃で１時間、
２段目の熱処理を５２０℃で１時間行なった。得られた
磁石の磁気特性を表１に示す。表１より残留磁気（Ｂ
ｒ）は５％程度向上し、これに伴い４５ＭＧＯｅ級の最
大磁力積・（ＢＨ）MAX が達成される。
【００２８】
【表１】
【００２９】（比較例１）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、厚さ約０．３５ｍｍの主相系合金のストリップを
生成した。この際、キャスティングロールから離脱した
高温のストリップを直接、水冷構造を有する箱の中に入
れて常温まで急冷した。箱中でのストリップの温度変化
を箱に設置した熱電対で測定した結果、箱に落下した時
の温度は７５０℃であった。その後、６００℃に到達す
るまでに要した時間は１５秒であった。一方、８００℃
から７５０℃の冷却に要した時間は、ストリップが箱に
落下するまでに要した時間よりも短くなるため、最大で
も２秒程度である。したがって、それを加えても８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒１２℃であり、実際に
はこれよりも大きくなる。一方、融点から８００℃まで
の冷却速度は、実施例１と相違ない。その断面の組織を
偏光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平
均結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微
鏡で観察した結果を図３に示す。図３のとおりＲリッチ
相は結晶粒界と主相粒内に筋状となって存在し、その間
隔は約３μｍであり、分散が不充分であった。その他、
結晶粒界にＢリッチ相が黒点となって若干量確認でき
た。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用
いて測定した結果、８２％であった。次にこの主相系合
金と実施例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例
１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表
１に示す。
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、厚さ約０．３５ｍｍの主相系合金のストリップを
生成した。この際、キャスティングロールから離脱した
高温のストリップを直接、水冷構造を有する箱の中に入
れて常温まで急冷した。箱中でのストリップの温度変化
を箱に設置した熱電対で測定した結果、箱に落下した時
の温度は７５０℃であった。その後、６００℃に到達す
るまでに要した時間は１５秒であった。一方、８００℃
から７５０℃の冷却に要した時間は、ストリップが箱に
落下するまでに要した時間よりも短くなるため、最大で
も２秒程度である。したがって、それを加えても８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒１２℃であり、実際に
はこれよりも大きくなる。一方、融点から８００℃まで
の冷却速度は、実施例１と相違ない。その断面の組織を
偏光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平
均結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微
鏡で観察した結果を図３に示す。図３のとおりＲリッチ
相は結晶粒界と主相粒内に筋状となって存在し、その間
隔は約３μｍであり、分散が不充分であった。その他、
結晶粒界にＢリッチ相が黒点となって若干量確認でき
た。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用
いて測定した結果、８２％であった。次にこの主相系合
金と実施例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例
１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表
１に示す。
【００３０】（比較例２）実施例１と同じ組成となるよ
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、主相系合金のストリップを生成した。この際、注
湯速度を減少させたため、ストリップの厚さは約０．２
２ｍｍであった。ロールから離脱したストリップは実施
例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間保持した
後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで急冷し
た。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設置した
熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温度は６
８０℃であった。その後、６００℃に到達するまでに要
した時間は７分であった。したがって、８００〜６００
℃の平均冷却速度は毎秒０．４８℃以下である。一方、
融点から８００℃までの冷却速度は、毎秒５００℃以上
であった。その断面の組織を偏光顕微鏡で観察した結果
を図４に示す。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は
約１８μｍと実施例１に比較して小さかった。また、反
射電子顕微鏡で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と
主相粒内に数μｍ程度の粒状となって点在し、その間隔
は約６μｍであった。その他、結晶粒界にＢリッチ相が
若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画
像処理装置を用いて測定した結果９０％であった。次に
この主相系合金と実施例１で作製した粒界相系合金を用
いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その
磁気特性を表１に示す。
うに、実施例１と同様にストリップキャスティング法に
より、主相系合金のストリップを生成した。この際、注
湯速度を減少させたため、ストリップの厚さは約０．２
２ｍｍであった。ロールから離脱したストリップは実施
例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間保持した
後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで急冷し
た。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設置した
熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温度は６
８０℃であった。その後、６００℃に到達するまでに要
した時間は７分であった。したがって、８００〜６００
℃の平均冷却速度は毎秒０．４８℃以下である。一方、
融点から８００℃までの冷却速度は、毎秒５００℃以上
であった。その断面の組織を偏光顕微鏡で観察した結果
を図４に示す。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は
約１８μｍと実施例１に比較して小さかった。また、反
射電子顕微鏡で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と
主相粒内に数μｍ程度の粒状となって点在し、その間隔
は約６μｍであった。その他、結晶粒界にＢリッチ相が
若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画
像処理装置を用いて測定した結果９０％であった。次に
この主相系合金と実施例１で作製した粒界相系合金を用
いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、その
磁気特性を表１に示す。
【００３１】（比較例３）実施例１と同じ組成となるよ
うに、水冷機構を有する鉄製鋳型を用いて、厚さ２５ｍ
ｍの主相系のインゴットを作製した。その断面の組織を
偏光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平
均結晶粒径は約１５０μｍであった。しかし、反射電子
顕微鏡で観察した結果、インゴット全体に多量のα−Ｆ
ｅが存在していたため、磁石は作製しなかった。
うに、水冷機構を有する鉄製鋳型を用いて、厚さ２５ｍ
ｍの主相系のインゴットを作製した。その断面の組織を
偏光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平
均結晶粒径は約１５０μｍであった。しかし、反射電子
顕微鏡で観察した結果、インゴット全体に多量のα−Ｆ
ｅが存在していたため、磁石は作製しなかった。
【００３２】（実施例２）比較例１で作製した主相系合
金のストリップをアルゴン雰囲気中、７００℃で２時間
熱処理し、常温までガス急冷した。その断面の組織を偏
光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均
結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡
で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒
状となって点在し、その間隔は約１０μｍであった。そ
の他、結晶粒界にＢリッチ相が若干量確認できた。主相
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定
した結果、９５％であった。次にこの主相系合金と実施
例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表１に示
す。
金のストリップをアルゴン雰囲気中、７００℃で２時間
熱処理し、常温までガス急冷した。その断面の組織を偏
光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均
結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡
で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒
状となって点在し、その間隔は約１０μｍであった。そ
の他、結晶粒界にＢリッチ相が若干量確認できた。主相
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定
した結果、９５％であった。次にこの主相系合金と実施
例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表１に示
す。
【００３３】（比較例４）比較例１で作製した主相系合
金のストリップをアルゴン雰囲気中、９００℃で２時間
熱処理し、常温までガス急冷した。その断面の組織を偏
光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均
結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡
で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒
状となって点在し、その間隔は約１６μｍであった。そ
の他、結晶粒界にＢリッチ相が若干量確認できた。主相
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定
した結果、８９％であった。次にこの主相系合金と実施
例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表１に示
す。
金のストリップをアルゴン雰囲気中、９００℃で２時間
熱処理し、常温までガス急冷した。その断面の組織を偏
光顕微鏡で観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均
結晶粒径は約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡
で観察した結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒
状となって点在し、その間隔は約１６μｍであった。そ
の他、結晶粒界にＢリッチ相が若干量確認できた。主相
Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定
した結果、８９％であった。次にこの主相系合金と実施
例１で作製した粒界相系合金を用いて、実施例１と同様
の方法で焼結磁石を作製し、その磁気特性を表１に示
す。
【００３４】（比較例５）主相系合金は組成が、Ｎｄ：
２８．０重量％、Ｂ：１. ０重量％、Ａｌ：０.３重量
％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボロ
ン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にスト
リップキャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍの
ストリップを生成した。ロールから離脱したストリップ
は実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間保
持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで急
冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設置
した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温度
は７４０℃であった。その後、６００℃に到達するまで
に要した時間は１０分であった。したがって、８００〜
６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３３℃以下である。
一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落
下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上であっ
た。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察
した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は約３
７μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した結
果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒状となって点
在し、その間隔は約８μｍであった。その他、Ｂリッチ
相が結晶粒界に若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ
相の体積率を画像処理装置を用いて測定した結果、９３
％であった。
２８．０重量％、Ｂ：１. ０重量％、Ａｌ：０.３重量
％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボロ
ン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にスト
リップキャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍの
ストリップを生成した。ロールから離脱したストリップ
は実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間保
持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで急
冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設置
した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温度
は７４０℃であった。その後、６００℃に到達するまで
に要した時間は１０分であった。したがって、８００〜
６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３３℃以下である。
一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落
下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上であっ
た。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察
した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は約３
７μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した結
果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒状となって点
在し、その間隔は約８μｍであった。その他、Ｂリッチ
相が結晶粒界に若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ
相の体積率を画像処理装置を用いて測定した結果、９３
％であった。
【００３５】一方、粒界相系合金は組成が、Ｎｄ：３
８．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：１．０重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、実施例１と同様に
遠心鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成
した。その断面を 反射電子顕微鏡観察とＸＲＤ測定よ
りＲ2 Ｔ14Ｂ相が確認され、その体積率を画像処理装置
を用いて測定した結果、３５％であった。次にここで作
製した主相系合金８５重量％と粒界相系合金１５重量％
を用いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、
その磁気特性を表１に示す。なお、本比較例での磁石化
後の組成は、他の実施例及び比較例と同一である。本比
較例では主相系合金は本発明に合致しているものの、粒
界相系合金が不適当であったため、所望の磁石特性を得
ることができなかった。
８．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：１．０重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、実施例１と同様に
遠心鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成
した。その断面を 反射電子顕微鏡観察とＸＲＤ測定よ
りＲ2 Ｔ14Ｂ相が確認され、その体積率を画像処理装置
を用いて測定した結果、３５％であった。次にここで作
製した主相系合金８５重量％と粒界相系合金１５重量％
を用いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、
その磁気特性を表１に示す。なお、本比較例での磁石化
後の組成は、他の実施例及び比較例と同一である。本比
較例では主相系合金は本発明に合致しているものの、粒
界相系合金が不適当であったため、所望の磁石特性を得
ることができなかった。
【００３６】（比較例６）主相系合金は組成が、Ｎｄ：
２６．０重量％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重
量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボ
ロン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にス
トリップキャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍ
のストリップを生成した。ロールから離脱したストリッ
プは実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間
保持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで
急冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設
置した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温
度は７８０℃であった。その後、６００℃に到達するま
でに要した時間は１１分であった。したがって、８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３℃以下である。
一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落
下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上であっ
た。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察
した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は約２
３μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した結
果、主相粒内にα−Ｆｅが存在しており、Ｒリッチ相は
結晶粒界と主相粒内に粒状となって点在し、その間隔は
約５μｍであった。その他、Ｂリッチ相が結晶粒界に若
干量確認できた。なお、この合金は他の実施例、及び比
較例で磁石を作製した主相系合金と比較して、粉砕性が
明らかに劣っていたため、磁石は作製していない。
２６．０重量％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重
量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボ
ロン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にス
トリップキャスティング法により、厚さ約０．３５ｍｍ
のストリップを生成した。ロールから離脱したストリッ
プは実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間
保持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで
急冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設
置した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温
度は７８０℃であった。その後、６００℃に到達するま
でに要した時間は１１分であった。したがって、８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３℃以下である。
一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱に落
下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上であっ
た。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で観察
した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は約２
３μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した結
果、主相粒内にα−Ｆｅが存在しており、Ｒリッチ相は
結晶粒界と主相粒内に粒状となって点在し、その間隔は
約５μｍであった。その他、Ｂリッチ相が結晶粒界に若
干量確認できた。なお、この合金は他の実施例、及び比
較例で磁石を作製した主相系合金と比較して、粉砕性が
明らかに劣っていたため、磁石は作製していない。
【００３７】（比較例７）主相系合金は組成が、Ｎｄ：
３１．０重量％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重
量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボ
ロン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にス
トリップキャスティング法により、厚さ約０．３７ｍｍ
のストリップを生成した。ロールから離脱したストリッ
プは実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間
保持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで
急冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設
置した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温
度は７５０℃であった。その後、６００℃に到達するま
でに要した時間は１０分であった。したがって、８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３３℃以下であ
る。一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱
に落下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上で
あった。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で
観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は
約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した
結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒状となって
点在し、その間隔は約９μｍであった。その他、Ｂリッ
チ相が結晶粒界に若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14
Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定した結果、９
０％であった。
３１．０重量％、Ｂ：１. ０９重量％、Ａｌ：０. ３重
量％、残部鉄になるように、鉄ネオジム合金、フェロボ
ロン、アルミニウム、鉄を配合し、実施例１と同様にス
トリップキャスティング法により、厚さ約０．３７ｍｍ
のストリップを生成した。ロールから離脱したストリッ
プは実施例１と同様に断熱材で作製した箱の中に１時間
保持した後、水冷構造を有する箱の中に入れて常温まで
急冷した。断熱箱中でのストリップの温度変化を箱に設
置した熱電対で測定した結果、断熱箱に落下した時の温
度は７５０℃であった。その後、６００℃に到達するま
でに要した時間は１０分であった。したがって、８００
〜６００℃の平均冷却速度は毎秒０．３３℃以下であ
る。一方、融点から８００℃までの冷却速度は、断熱箱
に落下するまでに要する時間より、毎秒４００℃以上で
あった。得られたストリップの断面組織を偏光顕微鏡で
観察した結果、主相Ｎｄ2 Ｆｅ14Ｂ相の平均結晶粒径は
約３５μｍであった。また、反射電子顕微鏡で観察した
結果、Ｒリッチ相は結晶粒界と主相粒内に粒状となって
点在し、その間隔は約９μｍであった。その他、Ｂリッ
チ相が結晶粒界に若干量確認できた。主相Ｎｄ2 Ｆｅ14
Ｂ相の体積率を画像処理装置を用いて測定した結果、９
０％であった。
【００３８】一方、粒界相系合金は組成が、Ｎｄ：２
１．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：０．５重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、実施例１と同様に
遠心鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成
した。その断面を 反射電子顕微鏡観察とＸＲＤ測定よ
りＲ2 Ｔ14Ｂ相が確認され、その体積率を画像処理装置
を用いて測定した結果、４５％であった。次にここで作
製した主相系合金８５重量％と粒界相系合金１５重量％
を用いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、
その磁気特性を表１に示す。なお、本比較例での磁石化
後の組成は、他の実施例及び比較例と同一である。
１．０重量％、Ｄｙ：８．０重量％、Ｂ：０．５重量
％、Ｃｏ：２０重量％、Ｃｕ：０．６７重量％、Ａｌ：
０．３重量％、残部鉄になるように、実施例１と同様に
遠心鋳造法により、厚さ約１０ｍｍのインゴットを生成
した。その断面を 反射電子顕微鏡観察とＸＲＤ測定よ
りＲ2 Ｔ14Ｂ相が確認され、その体積率を画像処理装置
を用いて測定した結果、４５％であった。次にここで作
製した主相系合金８５重量％と粒界相系合金１５重量％
を用いて、実施例１と同様の方法で焼結磁石を作製し、
その磁気特性を表１に示す。なお、本比較例での磁石化
後の組成は、他の実施例及び比較例と同一である。
【００３９】
【発明の効果】本発明によれば、最大磁力積・（ＢＨ）
MAX が４５ＭＧＯｅ級の強力な永久磁石を容易に得るこ
とが可能となる。
MAX が４５ＭＧＯｅ級の強力な永久磁石を容易に得るこ
とが可能となる。
【図１】実施例１の主相用合金の結晶粒径を示す偏光顕
微鏡組織写真である（倍率２００倍）。
微鏡組織写真である（倍率２００倍）。
【図２】実施例１の主相用合金のＲリッチ相の分散状態
を示す反射電子顕微鏡組織写真である（倍率２５０
倍）。
を示す反射電子顕微鏡組織写真である（倍率２５０
倍）。
【図３】比較例１の主相用合金のＲリッチ相の分散状態
を示す反射電子顕微鏡組織写真である（倍率２５０
倍）。
を示す反射電子顕微鏡組織写真である（倍率２５０
倍）。
【図４】比較例２の主相用合金の結晶粒径を示す偏光顕
微鏡組織写真である（倍率２００倍）。
微鏡組織写真である（倍率２００倍）。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/053 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｇ 41/02 1/04 Ｈ
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）を２７〜３０ｗｔ％、Ｂを１．０〜１．３ｗｔ
％含み、残部がＴ（Ｆｅを必須とする遷移金属）からな
る組成を有し、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が９３％以上で平
均結晶粒径が２０〜１００μｍ、Ｒリッチ相の間隔が１
５μｍ以下であることを特徴とする２合金法に使用する
ための希土類磁石用合金。 - 【請求項２】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）を２７〜３０ｗｔ％、Ｂを１．０〜１．３ｗｔ
％含み、残部がＴ（Ｆｅを必須とする遷移金属）からな
る組成を有する合金溶湯をストリップキャスト法で鋳造
し、該合金の融点から８００℃迄の平均冷却速度を３０
０℃／秒以上とし、８００〜６００℃間の平均冷却速度
を１０℃／秒以下とすることを特徴とする２合金法に使
用するための希土類磁石用合金の製造方法。 - 【請求項３】 Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なくと
も１種）を２７〜３０ｗｔ％、Ｂを１．０〜１．３ｗｔ
％含み、残部がＴ（Ｆｅを必須とする遷移金属）からな
る組成を有する合金溶湯をストリップキャスト法で鋳造
した後、８００〜６００℃間の温度で熱処理することを
特徴とする２合金法に使用するための希土類磁石用合金
の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１に記載の希土類磁石用合金７０
〜９５重量部と、Ｒ（Ｙを含む希土類元素のうち少なく
とも１種）、Ｂ及びＴ（Ｆｅを必須成分とする遷移金
属）からなる組成を有し、Ｒ2 Ｔ14Ｂ相の体積率が３０
％以下である希土類磁石用合金５〜３０重量部とを、組
成がＲ：２８〜３２ｗｔ％、Ｂ：０．９〜１ｗｔ％、残
部がＴ（Ｆｅを必須成分とする遷移金属）となるように
混合し、不活性雰囲気中で微粉砕した後、磁場成形する
ことを特徴とする永久磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34884495A JP3267133B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34884495A JP3267133B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09170055A true JPH09170055A (ja) | 1997-06-30 |
| JP3267133B2 JP3267133B2 (ja) | 2002-03-18 |
Family
ID=18399767
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34884495A Expired - Lifetime JP3267133B2 (ja) | 1995-12-18 | 1995-12-18 | 希土類磁石用合金及びその製造方法並びに永久磁石の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3267133B2 (ja) |
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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