JPH0920954A - 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 - Google Patents
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
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- JPH0920954A JPH0920954A JP7188419A JP18841995A JPH0920954A JP H0920954 A JPH0920954 A JP H0920954A JP 7188419 A JP7188419 A JP 7188419A JP 18841995 A JP18841995 A JP 18841995A JP H0920954 A JPH0920954 A JP H0920954A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 鋳片組織と磁気特性の関係を明確にしたＲ−
Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金鋳片とその製造方法の提供。 【構成】 Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａ
ｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ％）の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短軸結晶粒径
分布を有するＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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、耐食性に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。
Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金鋳片とその製造方法の提供。 【構成】 Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａ
ｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ％）の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短軸結晶粒径
分布を有するＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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、耐食性に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。
Description
【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。
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。
−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１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。
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１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、Ｂ量は２ａｔ％
以下であることと多量のＣを含有することを特徴として
いる。すなわち、Ｂの一部をＣにて置換すると、主相の
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ正方晶はＢの一部がＣにて置換されたＲ2Ｆ
ｅ14（Ｂ1-xＣx）正方晶になるが、結晶構造は同じであ
り、また粒界相はＲリッチ相から耐食性の良好なるＲリ
ッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ相）に変化し、Ｆｅの一部をＣｏ
で置換したＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石では、主相は
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ正方晶と同一結晶構造のＲ2（Ｆｅ1-xＣ
ｏx）14（Ｂ1-yＣy）正方晶になり、また粒界相はＲリ
ッチ相から耐食性の良好なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｃ相）に変化するが、磁石中に多量のＣを含有する
とＣはＲ（希土類元素）と反応して、Ｒ−Ｃ（希土類炭
化物）が形成しやすく、原料合金中や焼結磁石中にＲ−
Ｃが生成される。
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、Ｂ量は２ａｔ％
以下であることと多量のＣを含有することを特徴として
いる。すなわち、Ｂの一部をＣにて置換すると、主相の
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ正方晶はＢの一部がＣにて置換されたＲ2Ｆ
ｅ14（Ｂ1-xＣx）正方晶になるが、結晶構造は同じであ
り、また粒界相はＲリッチ相から耐食性の良好なるＲリ
ッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ相）に変化し、Ｆｅの一部をＣｏ
で置換したＲ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系磁石では、主相は
Ｒ2Ｆｅ14Ｂ正方晶と同一結晶構造のＲ2（Ｆｅ1-xＣ
ｏx）14（Ｂ1-yＣy）正方晶になり、また粒界相はＲリ
ッチ相から耐食性の良好なるＲリッチ相（Ｒ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ−Ｃ相）に変化するが、磁石中に多量のＣを含有する
とＣはＲ（希土類元素）と反応して、Ｒ−Ｃ（希土類炭
化物）が形成しやすく、原料合金中や焼結磁石中にＲ−
Ｃが生成される。
【０００５】要するに、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石
は、ＲがＣと反応してＲ−Ｃとなり、Ｒが消費されるた
め所要の磁気特性を得るためにはＲ−Ｆｅ−Ｂ系よりも
多量のＲを必要とする。そのため、磁気特性に寄与しな
いＲ−Ｃが多いため、主相の存在量が低下してＲ−Ｆｅ
−Ｂ系よりもＢｒが低下し、また高価なＲを多量に必要
とするため、コストアップを招来すると共に、含有酸素
量の増加にともなって磁気特性の劣化、バラツキを招来
する問題があった。また、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、粉末化、成型、焼結、時効処理する粉末冶金法に
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。さらに、
前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、減磁曲線の角型性が極
めて悪く、同一寸法形状のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石と比較す
ると、温度や逆磁界に対して減磁しやすい問題があっ
た。
は、ＲがＣと反応してＲ−Ｃとなり、Ｒが消費されるた
め所要の磁気特性を得るためにはＲ−Ｆｅ−Ｂ系よりも
多量のＲを必要とする。そのため、磁気特性に寄与しな
いＲ−Ｃが多いため、主相の存在量が低下してＲ−Ｆｅ
−Ｂ系よりもＢｒが低下し、また高価なＲを多量に必要
とするため、コストアップを招来すると共に、含有酸素
量の増加にともなって磁気特性の劣化、バラツキを招来
する問題があった。また、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、粉末化、成型、焼結、時効処理する粉末冶金法に
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。さらに、
前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石は、減磁曲線の角型性が極
めて悪く、同一寸法形状のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石と比較す
ると、温度や逆磁界に対して減磁しやすい問題があっ
た。
【０００６】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。
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。
【０００７】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。
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。
【０００８】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。
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。
【０００９】
【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）ｍａ
ｘ４０ＭＧＯｅ以上の高性能化の要求は強く、減磁曲線
の角型性にすぐれ、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。
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）ｍａ
ｘ４０ＭＧＯｅ以上の高性能化の要求は強く、減磁曲線
の角型性にすぐれ、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。
【００１０】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
るコストダウンと磁気特性の高性能等について、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、減磁曲
線の角型性ならびに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。
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
るコストダウンと磁気特性の高性能等について、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、減磁曲
線の角型性ならびに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。
【００１１】
【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
ｅxＣｏ1-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。
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
ｅxＣｏ1-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。
【００１２】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
とを知見した。さらに、合金組成と減磁曲線の角型性を
種々検討した結果、Ｂ量とＣ量を最適化することによ
り、前記角型性を大幅に改善できることを見出しこの発
明を完成した。
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
とを知見した。さらに、合金組成と減磁曲線の角型性を
種々検討した結果、Ｂ量とＣ量を最適化することによ
り、前記角型性を大幅に改善できることを見出しこの発
明を完成した。
【００１３】すなわち、この発明は、Ｒ１２〜１８ａｔ
％、Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、
Ｃ：４〜８ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣ
ｏ、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-xＣx）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
徴とする耐食性ならびに磁石特性、特に減磁曲線の角型
性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片であ
る。
％、Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、
Ｃ：４〜８ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣ
ｏ、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-xＣx）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
徴とする耐食性ならびに磁石特性、特に減磁曲線の角型
性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片であ
る。
【００１４】また、この発明は、Ｒ１２〜１８ａｔ％、
Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：
４〜８ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣｏ、Ｎ
ｉの１種または２種にて置換できる）を主成分とする磁
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２×１０3
℃／ｓｅｃ〜７×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度にて
鋳片温度７００℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱後
に前記鋳片を合金の固相線温度（凝固完了温度）以下に
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〜１５μ
ｍ、且つ短軸結晶粒度分布が０．０１μｍ〜４０μｍの
Ｒ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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
なる磁石合金用鋳片を得ることを特徴とする耐食性なら
びに磁石特性、特に減磁曲線の角型性のすぐれたＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法である。
Ｂ＋Ｃ＝６〜１０ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：
４〜８ａｔ％）、残部Ｆｅ（但しＦｅの１部をＣｏ、Ｎ
ｉの１種または２種にて置換できる）を主成分とする磁
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２×１０3
℃／ｓｅｃ〜７×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度にて
鋳片温度７００℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱後
に前記鋳片を合金の固相線温度（凝固完了温度）以下に
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〜１５μ
ｍ、且つ短軸結晶粒度分布が０．０１μｍ〜４０μｍの
Ｒ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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
なる磁石合金用鋳片を得ることを特徴とする耐食性なら
びに磁石特性、特に減磁曲線の角型性のすぐれたＲ−Ｆ
ｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片の製造方法である。
【００１５】
【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（Ｂ1-xＣx）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（Ｂ1-xＣx）化合物はＲ2Ｆｅ
14Ｂ化合物のＢの１部がＣで置換されたもので、Ｒ2Ｆ
ｅ14Ｂ化合物と同じ正方晶構造を有する。
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（Ｂ1-xＣx）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（Ｂ1-xＣx）化合物はＲ2Ｆｅ
14Ｂ化合物のＢの１部がＣで置換されたもので、Ｒ2Ｆ
ｅ14Ｂ化合物と同じ正方晶構造を有する。
【００１６】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。
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。
【００１７】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。
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。
【００１８】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。
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。
【００１９】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。
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。
【００２０】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。
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。
【００２１】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。
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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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、量産的に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。
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、量産的に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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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（Ｂ1-xＣx）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、保磁力が低下するとともに減磁
曲線の角型性が低下するため、好ましくない。
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（Ｂ1-xＣx）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、保磁力が低下するとともに減磁
曲線の角型性が低下するため、好ましくない。
【００２６】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
保磁力が低下するとともに減磁曲線の角型性が低下する
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、１
０％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。
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
保磁力が低下するとともに減磁曲線の角型性が低下する
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、１
０％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。
【００２７】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（Ｂ1-xＣx）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（Ｂ1-xＣx）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−２．５Ｂ−
４．５Ｃａｔ％磁石の場合は、固相線温度は６６０℃で
ある。
た均質組織における、Ｒ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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（Ｂ1-xＣx）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−２．５Ｂ−
４．５Ｃａｔ％磁石の場合は、固相線温度は６６０℃で
ある。
【００２８】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。
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。
【００２９】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、１２原子％未満では
高磁気特性、特に高保磁力が得られず、１８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１２原子％〜１
８原子％の範囲とする。好ましくはＲは１３原子％〜１
７原子％である。
する合金鋳片の必須元素であって、１２原子％未満では
高磁気特性、特に高保磁力が得られず、１８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１２原子％〜１
８原子％の範囲とする。好ましくはＲは１３原子％〜１
７原子％である。
【００３０】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６原子
％未満では高い保磁力（ｉＨｃ）が得られず、１０原子
％を超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ず、また、Ｂが２ａｔ％未満で
は残留磁束密度が低下するとともに減磁曲線の角型性が
劣化し、Ｂが６ａｔ％を越えると耐食性が低下するので
好ましくない。また、Ｃが４ａｔ％未満では耐食性が低
下するので好ましくなく、Ｃが８ａｔ％を越えるとＲ−
Ｃ量が増加し、残留磁束密度が低下するとともに減磁曲
線の角型性が劣化するため好ましくない。よって、Ｂ＋
Ｃは６原子％〜１０原子％（但し、Ｂ２〜６ａｔ％、Ｃ
４〜８ａｔ％）の範囲とする。好ましいＢ＋Ｃの範囲は
６〜８ａｔ％である。
を製造する合金鋳片の必須元素であってＢ＋Ｃが６原子
％未満では高い保磁力（ｉＨｃ）が得られず、１０原子
％を超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ず、また、Ｂが２ａｔ％未満で
は残留磁束密度が低下するとともに減磁曲線の角型性が
劣化し、Ｂが６ａｔ％を越えると耐食性が低下するので
好ましくない。また、Ｃが４ａｔ％未満では耐食性が低
下するので好ましくなく、Ｃが８ａｔ％を越えるとＲ−
Ｃ量が増加し、残留磁束密度が低下するとともに減磁曲
線の角型性が劣化するため好ましくない。よって、Ｂ＋
Ｃは６原子％〜１０原子％（但し、Ｂ２〜６ａｔ％、Ｃ
４〜８ａｔ％）の範囲とする。好ましいＢ＋Ｃの範囲は
６〜８ａｔ％である。
【００３１】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、７２原子％未満で
は残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８２％原子を超える
と高い保磁力が得られないので、Ｆｅは７２原子％〜８
２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。
造する合金鋳片の必須元素であって、７２原子％未満で
は残留磁束密度（Ｂｒ）が低下し、８２％原子を超える
と高い保磁力が得られないので、Ｆｅは７２原子％〜８
２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。
【００３２】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ならびにすぐれた減磁曲線の角
型性、高耐食性を共に有するすぐれた永久磁石を得るた
めには、Ｒ１３原子％〜１７原子％、Ｂ＋Ｃ６原子％〜
８原子％、但し、Ｂ２〜４ａｔ％、Ｃ４〜６ａｔ％、Ｆ
ｅ７５原子％〜８１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、Ｃ
ａ、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。
留磁束密度と高い保磁力ならびにすぐれた減磁曲線の角
型性、高耐食性を共に有するすぐれた永久磁石を得るた
めには、Ｒ１３原子％〜１７原子％、Ｂ＋Ｃ６原子％〜
８原子％、但し、Ｂ２〜４ａｔ％、Ｃ４〜６ａｔ％、Ｆ
ｅ７５原子％〜８１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、Ｃ
ａ、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。
【００３３】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。
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。
【００３４】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〜１．０ｍｍ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１．０ｍｍ
を越えると、冷却速度が遅くなり、α−ＦｅやＦｅ1■x
Ｃｏx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、特に保磁力ならび
に減磁曲線の角型性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０．０５ｍｍ〜０．８ｍｍで
ある。
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〜１．０ｍｍ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１．０ｍｍ
を越えると、冷却速度が遅くなり、α−ＦｅやＦｅ1■x
Ｃｏx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、特に保磁力ならび
に減磁曲線の角型性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０．０５ｍｍ〜０．８ｍｍで
ある。
【００３５】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（Ｂ1-xＣx）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。
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（Ｂ1-xＣx）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。
【００３６】
実施例１ Ａｒ減圧６００ｔｏｒｒ雰囲気で溶湯温度１３００℃の
第１表に示した組成（液相線温度１１７５℃）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８ｍ）で鋳片の上下
から圧力５ｋｇ／ｃｍ2、流量５００ｌ／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６５０℃）まで２００℃／
ｍｉｎの２次冷却速度にてガス冷却して組成１では厚み
０．４０ｍｍの鋳片、組成２では厚み０．３８ｍｍの鋳
片を得た。
第１表に示した組成（液相線温度１１７５℃）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８ｍ）で鋳片の上下
から圧力５ｋｇ／ｃｍ2、流量５００ｌ／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６５０℃）まで２００℃／
ｍｉｎの２次冷却速度にてガス冷却して組成１では厚み
０．４０ｍｍの鋳片、組成２では厚み０．３８ｍｍの鋳
片を得た。
【００３７】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、組成１では表
２のごとく短軸結晶粒径が１．０μｍ以下の微細結晶を
３．７％含有の平均短軸結晶粒径４．５μｍで短軸結晶
粒径分布が０．３μｍ〜１２．０μｍの正方晶構造のＲ
2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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、組成２で
は短軸結晶粒径が１．０μｍ以下の微細結晶を４．３％
含有の平均短軸結晶粒径４．３μｍで短軸結晶粒径分布
が０．３μｍ〜１１．６μｍの正方晶Ｒ2Ｆｅ14（Ｂ1-x
Ｃx）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それぞれ平均
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３に示す。耐食性試
験は８０℃×９０％ＲＨ×５００時間の条件で単位面積
当たりの酸化増量で表す。なお、表３において、Ｈｋは
減磁曲線上でＩが０．９×Ｂｒになるときの逆磁界の強
さである。
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、組成１では表
２のごとく短軸結晶粒径が１．０μｍ以下の微細結晶を
３．７％含有の平均短軸結晶粒径４．５μｍで短軸結晶
粒径分布が０．３μｍ〜１２．０μｍの正方晶構造のＲ
2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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、組成２で
は短軸結晶粒径が１．０μｍ以下の微細結晶を４．３％
含有の平均短軸結晶粒径４．３μｍで短軸結晶粒径分布
が０．３μｍ〜１１．６μｍの正方晶Ｒ2Ｆｅ14（Ｂ1-x
Ｃx）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それぞれ平均
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３に示す。耐食性試
験は８０℃×９０％ＲＨ×５００時間の条件で単位面積
当たりの酸化増量で表す。なお、表３において、Ｈｋは
減磁曲線上でＩが０．９×Ｂｒになるときの逆磁界の強
さである。
【００３８】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正方晶構造のＲ2Ｆｅ14（Ｂ
1-xＣx）型樹枝状結晶と１０μｍ以下のＲリッチ相が微
細に分散した均一組織を有する鋳片を得た。得られた鋳
片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定
した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ平均粉
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３に示す。
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正方晶構造のＲ2Ｆｅ14（Ｂ
1-xＣx）型樹枝状結晶と１０μｍ以下のＲリッチ相が微
細に分散した均一組織を有する鋳片を得た。得られた鋳
片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定
した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ平均粉
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３に示す。
【００３９】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を得た。得られた鋳片の厚み
と実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定した結果
を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ平均粉末粒径
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３に示す。
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を得た。得られた鋳片の厚み
と実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径を測定した結果
を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ平均粉末粒径
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３に示す。
【００４０】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を得た。得
られた鋳片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞ
れ平均粉末粒径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３に示
す。
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を得た。得
られた鋳片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒
径を測定した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞ
れ平均粉末粒径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３に示
す。
【００４１】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を得た。得ら
れた鋳片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径
を測定した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ
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
３に示す。
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を得た。得ら
れた鋳片の厚みと実施例１と同一方法にて短軸結晶粒径
を測定した結果を表２に示す。得られた鋳片をそれぞれ
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
３に示す。
【００４２】比較例５ １２．８Ｎｄ−１．５Ｄｙ−１０Ｃｏ−１．０Ｂ−６．
４Ｃ−６８．３Ｆｅ組成の合金溶湯を寸法３０ｍｍ×１
００ｍｍ×２００ｍｍの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を
５０ｍｍ角以下に破断して、不活性ガス雰囲気で９００
℃×１０時間の溶体化処理をした。溶体化処理後の鋳塊
の結晶粒径を測定した結果を表２に示す。Ｒリッチ相は
局部的に７０μｍの大きさで点在していた。前記破断片
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。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３に示
す。
４Ｃ−６８．３Ｆｅ組成の合金溶湯を寸法３０ｍｍ×１
００ｍｍ×２００ｍｍの鋳型に鋳込んで得られた鋳塊を
５０ｍｍ角以下に破断して、不活性ガス雰囲気で９００
℃×１０時間の溶体化処理をした。溶体化処理後の鋳塊
の結晶粒径を測定した結果を表２に示す。Ｒリッチ相は
局部的に７０μｍの大きさで点在していた。前記破断片
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。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３に示
す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【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（Ｂ1-xＣx）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。
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（Ｂ1-xＣx）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 (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｈ // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ 38/00 ３０３Ｄ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｒ１２〜１８ａｔ％、Ｂ＋Ｃ＝６〜１０
ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ％）、
残部Ｆｅ（但し、Ｆｅの１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
１．０μｍ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、且つ短軸結晶粒径分布が
０．０１μｍ〜４０μｍのＲ2Ｆｅ14（Ｂ1-xＣx）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。 - 【請求項２】 Ｒ１２〜１８ａｔ％、Ｂ＋Ｃ＝６〜１０
ａｔ％（但しＢ：２〜６ａｔ％、Ｃ：４〜８ａｔ％）、
残部Ｆｅ（但し、Ｆｅの１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２×１０3℃／ｓｅｃ〜７
×１０3℃／ｓｅｃの１次冷却速度にて鋳片温度７００
℃〜１０００℃に冷却後、ロール離脱後に前記鋳片を合
金の固相線温度（凝固完了温度）以下に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-xＣx）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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18841995A JP3479168B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18841995A JP3479168B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 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 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001309701A Division JP3953768B2 (ja) | 2001-10-05 | 2001-10-05 | 耐食性のすぐれたＲ−Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系磁石合金用鋳片 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0920954A true JPH0920954A (ja) | 1997-01-21 |
| JP3479168B2 JP3479168B2 (ja) | 2003-12-15 |
Family
ID=16223341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18841995A Expired - Lifetime JP3479168B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | 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 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3479168B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006210377A (ja) * | 2005-01-25 | 2006-08-10 | Tdk Corp | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びその製造方法 |
| US8157927B2 (en) | 2005-01-25 | 2012-04-17 | Tdk Corporation | Raw material alloy for R-T-B system sintered magnet, R-T-B system sintered magnet and production method thereof |
| JP2013094811A (ja) * | 2011-10-31 | 2013-05-20 | Toyota Motor Corp | 磁石薄帯の製造方法および製造装置 |
| JP6005257B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2016-10-12 | 和歌山レアアース株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系磁石用原料合金およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-06-30 JP JP18841995A patent/JP3479168B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006210377A (ja) * | 2005-01-25 | 2006-08-10 | Tdk Corp | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石及びその製造方法 |
| JP4543940B2 (ja) * | 2005-01-25 | 2010-09-15 | Ｔｄｋ株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法 |
| US8157927B2 (en) | 2005-01-25 | 2012-04-17 | Tdk Corporation | Raw material alloy for R-T-B system sintered magnet, R-T-B system sintered magnet and production method thereof |
| JP2013094811A (ja) * | 2011-10-31 | 2013-05-20 | Toyota Motor Corp | 磁石薄帯の製造方法および製造装置 |
| JP6005257B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2016-10-12 | 和歌山レアアース株式会社 | Ｒ−ｔ−ｂ系磁石用原料合金およびその製造方法 |
| US10262779B2 (en) | 2013-03-29 | 2019-04-16 | Santoku Corporation | R-T-B-based magnet material alloy and method for producing the same |
| US11145443B2 (en) | 2013-03-29 | 2021-10-12 | Santoku Corporation | R-T-B-based magnet material alloy and method for producing the same |
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| Publication number | Publication date |
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