JP4723741B2

JP4723741B2 - Rare earth magnet alloy ingot quality determination method, manufacturing method, rare earth magnet alloy ingot and rare earth magnet alloy

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Publication number: JP4723741B2
Application number: JP2001075166A
Authority: JP
Inventors: 宇礼武細野
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2001-03-16
Filing date: 2001-03-16
Publication date: 2011-07-13
Anticipated expiration: 2021-03-16
Also published as: CN1737181A; JP2002275598A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ希土類磁石合金（ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金）塊の良否判定方法、製造方法、希土類磁石合金塊および希土類磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
今日、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金は、パソコン向けハードディスク用のボイスコイルモーター（ＶＣＭ）、医療用磁気共鳴画像装置（ＭＲＩ）に加えて、モーター用途にも需要が伸びつつあり、また、高性能化、小型化に伴い、磁石そのものにも磁気特性のさらなる向上が求められている。
【０００３】
ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金を用いた焼結磁石は、以下のようにして作られる。まず、ＲＥの原料として希土類メタルあるいはＲＥＦｅ（ＲＥとＦｅの２元系合金）などの母合金、硼素（Ｂ）の原料として固体ホウ素あるいはフェロボロン、ＴＭの原料として純鉄あるいはアトミロン、およびその他添加元素を適宜用いる。それらを、アルミナ坩堝にて真空中あるいは不活性ガス雰囲気で溶解して鋳造し、合金塊とする。得られた合金塊を、窒素ガスあるいは不活性ガス雰囲気中にて粉砕し、粒径数μｍ程度の粉末とする。液体あるいは粉末状固体の潤滑剤を、粉砕の途中あるいは粉砕後に添加する。得られた合金粉末を磁場中で成型し、その成型体を真空中あるいは不活性ガス中にて焼結させることで焼結体が得られる。得られた焼結体の形状を整え、防錆、腐食の防止のために表面をニッケルあるいはアルミメッキで被覆して、最終的に焼結磁石が得られる。
【０００４】
焼結磁石の磁気特性の中で、残留磁化、保磁力、角型性は特に重要である。
残留磁化を高めるには、粉末の配向度が高く、焼結体の密度が大きい方が好ましい。また、保磁力を高めるためには、粉砕粒度を小さくする必要がある。さらに、角型性を改善するためには、粉末の粒度分布を揃える必要がある。つまり、焼結磁石の磁気特性は、その材料である合金粉末に大きく左右される。
【０００５】
合金粉末は次のように製造される。すなわち鋳造された合金塊を好ましくは数ｃｍ程度に粗砕（本明細書では、合金塊を０．１〜１０ｃｍ程度に分割することを粗砕という）し、それを密閉容器にて真空引きした後、水素を導入して水素雰囲気下に置き、合金が水素を吸って膨張して自ら割れを生じる性質を利用して割れを生じさせる。この操作は水素解砕と呼ばれている。
水素解砕は、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金中の主相と、主相の間に点在しているＲＥを多く含む相（以下、ＲＥリッチ相と称する）とでは、ＲＥリッチ相の方が水素化しやすい、ということを利用して、水素化に伴う膨張から、割れを生じさせ、その現象が、合金の表面から連鎖して起こることで割れていくようにする工程である。
【０００６】
水素解砕の工程を経た合金は、その後さらに、例えばブラウンミルなどで数百μｍに粗粉砕され、さらに、例えばジェットミルなどによって数μｍ程度まで微粉砕される。
【０００７】
合金粉末に求められている特性として、次の条件の全てに適合することが望ましいとされている。
１）１つの粉末粒子の中に複数の結晶がないこと。これは、粉末に磁場をかけた時、１方向に配向させるためには重要である。一つの粒子の中に、異なった結晶方向を持つ結晶が複数存在すると、磁場をかけた際、その粒子は、複数の結晶方向のベクトル和の方向に配向してしまい、高配向が得られなくなる。
【０００８】
２）ＲＥリッチ相が各々の粉末粒子の表面に存在していること。また、ＲＥリッチ相だけが独立して粒子となっていないこと。この条件は、ＲＥリッチ相が液相焼結の際に液相として重要な役割を果たすという点で非常に重要となる。つまり、液相焼結が均一に進行し、合金粉末を高密度の焼結体とするためには、液相が成型体中で均一に分布していることが望ましい。ＲＥリッチ相が各々の粉末粒子の表面のみにあるようにすれば、液相をおおよそ均一に分布させることができる。ＲＥリッチ相が粒内にあると、液相焼結に寄与しないＲＥリッチ相が生じてしまい、ＲＥリッチ相を有効に使えなくなる。また、ＲＥリッチ相だけが独立して粒子になっていると、ＲＥリッチ相の分布がまばらになったり、混合が不足するなどによって、ＲＥリッチ相の分布の均一性が低下する。
【０００９】
３）粉末の粒度が、フィッシャーサブシーブサイザーによる測定値でおよそ３〜４μｍ程度であり、且つ、粒度分布が狭いこと。粉末粒度は、その後の成型、焼結によって得られる焼結体に影響する。粒度分布が広い場合、微粉によって、粉末がより活性になり、磁石の酸素濃度が上がってしまうなどの弊害が生じる。また、粉末の中に粒度の大きい粒子が入っていたり、粒度全体が５μｍ以上になると、作製された磁石の磁気特性、特に保磁力が劣化してしまう。
【００１０】
機械粉砕の前に水素解砕を行うと、予め合金中において粒界、粒内に存在するＲＥリッチ相に沿って細かい割れを生じさせることができる。また、得られる粉末の粒度は、合金の組織によって決まってくる。従って、合金組織が適切な希土類磁石合金塊に水素解砕を施して粉砕することによって、上記の１）〜３）の全ての条件を満たす合金粉末を得ることができる。
【００１１】
好ましい粒度分布を持つ合金粉末を得るのに適した合金の鋳造方法として適当なものの一つに、ストリップキャスティング法（以下、ＳＣ法と称する）が挙げられる。ＳＣ法では、溶湯を銅ロール上に流し込んで、合金を薄片状にして鋳造する。得られた合金は、薄片を回収するための容器に入り、さらに冷却速度を制御されることとなる。その際の、合金の冷却速度については、特開平０９−１７００５５号公報に示すように、融点から８００℃の間における冷却速度は３００℃／秒以上、且つ、８００〜６００℃の間の冷却速度は１０℃／秒以下とするのが好ましい。
【００１２】
これに対して従来のＢｏｏｋＭｏｌｄ法により得られた合金では、粉砕によって、ＲＥリッチ相だけが独立して粉末粒子になってしまう傾向が強く、良好な粉末を得ることができなくなる。
【００１３】
しかしＳＣ法であっても、上述の冷却速度の条件から逸脱するのは好ましくない。その理由を以下に述べる。
まず、８００〜６００℃の間の冷却速度が１０℃／秒を超えると、ＲＥリッチ相はより微細に分布するようになる。このようなＳＣ材に水素解砕を施すと、ＲＥリッチ相の水素化による膨張が小さくなってしまうことで、ＳＣ材に割れが入る速度が遅くなる。これによって、以下のような弊害が生じる。
【００１４】
ａ）好ましい条件で鋳造されたＳＣ材の場合よりも、水素解砕工程の時間をさらに長く取らないと、割れが生じない部分が残ってしまい、その後の粉砕工程を経て得られた粉末では、表面でなく、内部にＲＥリッチ相が存在する傾向が現れてしまう。
ｂ）水素解砕工程にさらに時間をかけて割れを生じさせたとしても、ＲＥリッチ相に沿って形成される割れが過剰に細かくなってしまい、粉砕粒度が細かくなりすぎてしまう。このことによって、合金粉末が酸化しやすくなってしまい、また、粉体の流動性が著しく低下してしまう傾向が強くなる。
【００１５】
また、８００〜６００℃の間の冷却速度が０．５℃／秒以下になると、ＲＥリッチ相はよりまばらになり、且つ、ＲＥリッチ相も凝集気味となる。これによって、以下のような弊害が生じる。
【００１６】
ｃ）ＲＥリッチ相の水素解砕工程は非常に短時間で済むようになるものの、水素解砕によって生じる割れの入り方は非常に粗くなる。これによって、粉砕粒径がより大きくなってしまう。また、機械粉砕で粒径を整えたとしても、粉末の周囲に存在するＲＥリッチ相の均一性が低下し、また、ＲＥリッチ相のみが独立して粉末となる危険性が増大する。
このように希土類磁石合金塊の組織構造により、水素解砕後の合金粉末の粒度分布は変化し、また合金の水素吸蔵挙動も変化する。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
上記のようにＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金の鋳造合金塊から、磁気特性に優れる焼結磁石を形成するために好適な粒度分布を有する合金粉末を製造するためには、機械粉砕の前に行う水素解砕が、重要な要素となる。
しかし従来、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金塊の水素解砕の程度を定量的に評価し、それを磁気特性と関連付けるための明確な希土類磁石合金塊の良否判定方法が存在していなかった。
【００１８】
例えば、特開平０８−２６９６４３号公報のように、１次冷却速度、２次冷却速度と合金組織との関係が記載されているものや、特開平０９−１７００５５号公報のように、８００〜６００℃における冷却挙動と、合金組織との関係に関する記載がなされているものが既に存在するが、水素解砕の挙動の違いが如何に合金粉末の特性に影響を及ぼすか、さらに、如何に磁石の磁気特性に影響を及ぼすか、という点が示されていない。
【００１９】
希土類磁石合金塊の水素解砕では、合金中のＲＥリッチ相が破壊挙動を支配していることになり、ＲＥリッチ相の分布状態は非常に重要となってくるが、従来の希土類磁石合金塊のＲＥリッチ相の分布状態の評価方法からは、水素解砕後の合金粉末の粒度分布やさらにその後の焼結磁石の磁気特性を予想することは非常に困難であった。そのため、実際に磁石にしてみるまで希土類磁石合金の鋳造合金塊の良し悪しが分からないという問題があった。
【００２０】
これに対して本発明者は、適切な水素吸蔵挙動を示すような希土類合金の鋳造合金塊を製造することができれば、水素解砕により好ましい粒度分布を持つ合金粉末を製造することができ、磁気特性に優れた燒結磁石を製造することができることを見出した。
【００２１】
すなわち本発明は、良好な磁気特性の焼結磁石が得られる合金粉末を得ることが出来るＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金塊を判別する希土類磁石合金塊の良否判定方法と、その良否判定方法を用いた希土類磁石合金塊の製造方法、および良好な磁気特性の焼結磁石が得られる希土類磁石合金塊、さらにその合金塊を粉砕して得られた粉末から作られた希土類磁石を提供することを目的とする。
【００２２】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明は
（１）ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ希土類磁石合金塊を、減圧雰囲気に保持し、その後水素雰囲気下に置いて、水素雰囲気下に置いた際の希土類磁石合金塊が水素を吸蔵する挙動を測定する希土類磁石合金塊の良否判定方法である。
特に本発明は、
（２）希土類磁石合金塊を、減圧雰囲気に保持し、その後水素雰囲気下に置いて、水素雰囲気下に置いた瞬間からの希土類磁石合金塊の水素吸蔵量の時間変化を測定する（１）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法である
【００２３】
（３）（１）または（２）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊は、粗砕した後減圧雰囲気に保持しても良い。
【００２４】
（４）（１）ないし（３）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊を減圧雰囲気に保持する際の圧力は８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａであることが好ましい。
【００２５】
（５）（１）ないし（４）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置く際の温度は２７３〜３７３Ｋであることが好ましい。
【００２６】
（６）（１）ないし（５）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置く際の圧力は１０１〜１６０ｋＰａであることが好ましい。
【００２７】
（７）（１）ないし（６）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊は急冷鋳造法によって製造されたものであることが好ましい。
【００２８】
（８）（７）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、急冷鋳造法はストリップキャスティング法であることが好ましい。
【００２９】
また、本発明は、
（９）（１）ないし（８）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法において、希土類磁石合金塊を減圧雰囲気に保持し、その後水素雰囲気下に置いて、水素雰囲気下に置いた瞬間から希土類磁石合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔および希土類磁石合金塊の水素吸蔵速度の最大値を測定することを特徴とする。
【００３０】
また、本発明は、
（１０）（１）ないし（９）に記載の希土類磁石合金塊の良否判定方法を用いて希土類磁石合金塊の良否を判定し、不良の希土類磁石合金塊を磁石の製造工程から取り除く希土類磁石合金塊の製造方法である。
【００３１】
また、本発明は、
（１１）ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ希土類磁石合金塊を、８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａの減圧雰囲気に保持し、その後１０１〜１６０ｋＰａの水素雰囲気下に置いて２８３〜３１３Ｋの温度範囲に保持し、その際の希土類磁石合金塊が水素を吸蔵する挙動が、水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔が２００〜２４００秒であり、且つ、該合金の水素吸蔵速度の最大値が１．０×１０^-4〜１．２×１０^-3質量％／秒である希土類磁石合金塊である。
【００３２】
（１２）（１１）に記載の希土類磁石合金塊は、粗砕された後減圧雰囲気に保持されたものでも良い。
【００３３】
（１３）（１１）または（１２）に記載の希土類磁石合金塊は、急冷鋳造法によって製造されたものであるのが好ましい。
【００３４】
（１４）（１３）に記載の急冷鋳造法はストリップキャスティング法であるのが好ましい。
【００３５】
また、本発明は、
（１５）（１１）ないし（１４）に記載の希土類磁石合金塊から製造された希土類磁石である。
【００３６】
また、本発明は、
（１６）ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％（但し、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｙｂ、Ｌｕの合計が１質量％未満とする。）、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ希土類磁石合金塊を、８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａの減圧雰囲気に保持し、その後１０１〜１６０ｋＰａの水素雰囲気下に置いて２８３〜３１３Ｋの温度範囲に保持し、その際の希土類磁石合金塊が水素を吸蔵する挙動が、水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔が１００〜１８００秒であり、且つ、該合金の水素吸蔵速度の最大値が１．２×１０^-4〜１．５×１０^-3質量％／秒である希土類磁石合金塊である。
【００３７】
（１７）（１６）に記載の希土類磁石合金塊は、粗砕された後減圧雰囲気に保持されたものでも良い。
【００３８】
（１８）（１６）または（１７）に記載の希土類磁石合金塊は、急冷鋳造法によって製造されたものであるのが好ましい。
【００３９】
（１９）（１８）に記載の急冷鋳造法は、ストリップキャスティング法であることが好ましい。
【００４０】
また、本発明は、
（２０）（１６）ないし（１９）に記載の希土類磁石合金塊から製造された希土類磁石である。
【００４１】
【発明の実施の形態】
本発明者は、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金塊の水素吸蔵挙動について観察を行い、磁気特性に優れた焼結磁石を得ることができる合金粉末を製造するために望ましい希土類磁石合金塊が示す水素吸蔵挙動の特徴を見出した。すなわち、合金塊内でＲＥリッチ相が適度な分布状態であり、且つ、水素解砕によって、ＲＥリッチ相に沿って好適な割れが入るような希土類磁石合金塊かどうかは、下記のような条件で水素吸蔵挙動を測定することにより判定することができる。
【００４２】
すなわち、ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ、好ましくは急冷鋳造法によって得られた合金について、密閉容器内において好ましくは８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａの減圧雰囲気に置いた後、好ましくは２７３〜３７３Ｋの温度において、好ましくは１０１〜１６０ｋＰａの水素雰囲気下に置き、その際の水素を吸蔵する挙動の違いを測定することにより、希土類磁石合金塊の良否を判定することができる。
【００４３】
また、上記の希土類磁石合金塊の良否判定方法から磁気特性の優れた焼結磁石が得られる希土類磁石合金塊が示す特性を見出した。すなわち、磁気特性に優れた焼結磁石が得られる希土類磁石合金塊の水素吸蔵挙動は、上記の希土類磁石合金塊を８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａの減圧雰囲気に置いた後、２８３〜３１３Ｋの範囲内のある一定温度に保持された状態で１０１〜１６０ｋＰａの水素を導入すると、水素雰囲気下に置いた瞬間から合金が水素吸蔵可能量の１％まで水素を吸蔵した時点までの時間間隔が２００〜２４００秒であり、且つ、水素吸蔵速度の最大値が１．０×１０^-4〜１．２×１０^-3質量％／秒の範囲に入る特性を示す。
【００４４】
また、ＲＥ（ＲＥはＹを含むランタノイド（Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ）のうち少なくとも1種からなる金属である。）が２７〜３４質量％、（但し、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの合計が１質量％未満）、Ｂ（硼素）が０．７〜１．４質量％、ＴＭ（ＴＭはＦｅを必須の元素として含む遷移元素からなる金属である。）が残部を占める組成を持つ、好ましくは急冷鋳造法によって得られた希土類磁石合金塊については、磁気特性に優れた焼結磁石が得られる希土類磁石合金塊の水素吸蔵挙動は、希土類磁石合金を８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａの減圧雰囲気に置いた後、２８３〜３１３Ｋの範囲内のある一定温度に保持された状態で１０１〜１６０ｋＰａの水素を導入すると、水素雰囲気下に置いた瞬間から合金が水素吸蔵可能量の１％まで水素を吸蔵した時点までの時間間隔が１００〜１８００秒であり、且つ、水素吸蔵速度の最大値が１．２×１０^-4〜１．５×１０^-3質量％／秒の範囲に入る特性を示す。
【００４５】
従って、本発明の希土類磁石合金塊の製造方法では、本発明の希土類磁石合金塊の良否判定方法により合金塊の段階で製品として製造される希土類磁石合金の良否を予測し、不良の合金塊を磁石の製造工程から取り除くことにより、効率良く良好な希土類磁石合金塊を製造することができる。
【００４６】
上記の希土類磁石合金塊の製造方法としては、ＲＥ−ＴＭ−Ｂ系磁石合金を急冷鋳造法によって鋳造し、上記の水素吸蔵挙動の条件を満たすような合金組織にするのが好ましい。
急冷鋳造法としては、ガスアトマイズ法、スプレーフォーミング法、ストリップキャスティング法などが挙げられるが、特に好ましくは、ストリップキャスティング法（以下、ＳＣ法と称す）が適用される。
【００４７】
急冷鋳造における鋳造条件としては、溶湯温度（例えば１４００℃）〜１０００℃の範囲における平均冷却速度が３００℃／秒以上、且つ、８００〜６００℃における平均冷却速度が０．５〜１０℃／秒とする。さらに望ましくは、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度が５００℃／秒以上、且つ、８００〜６００℃における平均冷却速度が０．５〜５．０℃／秒とする。
【００４８】
急冷鋳造における平均冷却速度の測定方法としては、例えば、ＳＣ法においては、ロール上において合金中の主相が凝固するため、ロールに乗る直前の溶湯温度を浸漬熱電対で測定して得られる値と、ロール上に乗って主相が凝固しつつある溶湯の温度を２色温度計で測定して得られる値とを時間で割り返すことで、溶湯温度〜１０００℃（合金中の主相が完全に凝固している温度）との間における平均冷却速度とする。また、製品回収部分では、合金の組成にもよるが、７００〜９００℃の間が初期温度で、そこから次第に冷えていくため、製品回収部分における温度の時間変化を測定して、その平均値を８００〜６００℃における平均冷却速度とする。
【００４９】
本発明において好ましい希土類磁石合金塊の鋳造方法について以下に記す。
まずＲＥが２７〜３４質量％、Ｂが０．７〜１．４質量％、ＴＭが残部となるように合金原料を配合し、真空チャンバー内にて加熱、真空雰囲気または不活性ガス雰囲気において溶湯を作る。
【００５０】
次に、急冷鋳造法として、ＳＣ法を例に挙げて説明する。
ＳＣ装置については、銅ロールに溶湯を接触させるためのタンディッシュ、溶湯を急冷させるための急冷ロール、凝固した合金を回収するためのコンテナから成り、真空チャンバーの中に納まっている。
溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷ロール上で冷やされるように溶湯を流し込んで鋳造する。溶湯温度（例えば１４００℃）〜１０００℃の範囲における冷却速度は、急冷ロール上における冷却速度に相当する。この急冷ロール上における冷却速度は、急冷ロールの周速度によって調整可能である。例えば、急冷ロールの周速度を遅くして、合金の厚さを厚めにすれば、それだけ冷却速度は遅くなる。凝固した合金は、コンテナの中に蓄積され、保温あるいは不活性ガスを吹き込むなどによって、８００〜６００℃の間の冷却速度を制御する。ＳＣ法などの急冷法による合金鋳造では、従来、溶湯から合金凝固の間における冷却速度しか考慮されていなかったが、今回、８００〜６００℃の間における冷却速度を制御することで、適切な水素吸蔵挙動を示すような急冷合金を得ることが可能となった。
【００５１】
次に、本発明において好ましい希土類磁石合金の合金組成について述べる。
まず、希土類元素については、Ｓｍ、Ｅｒ、Ｔｍは含んでいない方が好ましい。これらの元素は、ＲＥ₂ＴＭ₁₄Ｂの化合物になった場合、面内異方性を示し、磁気異方性の障害となる。
【００５２】
Ａｌについては、鋳造に用いるルツボによって不可避的に入ってくるため、０．０５質量％以下とするのは難しい。Ａｌは保磁力向上の効果があるが、あまり大量に添加されると残留磁化の低下を招くので、３質量％以下とするのが好ましい。
Ｃｕについては、保磁力向上の効果があるので、添加した方がよい。但し、あまり大量に添加すると、残留磁化の低下を招くので、３質量％以下とするのが好ましい。
【００５３】
酸素については、原料中あるいは鋳造時に不可避的に入ってくるため、０．０２質量％以下にするのは難しい。また、多すぎると磁気特性に悪影響を及ぼすので、１質量％以下とするのが好ましい。
炭素については、原料中あるいは鋳造時に不可避的に入ってくるため、０．００５質量％以下にするのは難しい。また、あまり多すぎると磁気特性に悪影響を及ぼすので、０．２質量％以下にするのが好ましい。
【００５４】
また、本発明において水素吸蔵挙動を測定するのに好ましい水素解砕の方法について以下に記す。
【００５５】
水素吸蔵挙動を測定するための水素解砕に用いる装置は、温度保持が可能で、油回転ポンプ、油拡散ポンプによる真空引きが出来、かつ、２００ｋＰａ程度の内部加圧に耐えられるものが好ましい。用いる合金試料は、表面の若干の酸化皮膜などの影響を除くために好ましくは１〜３ｍｍ程度に軽く破砕して新しい破面を露出させた後、水素吸蔵に伴う発熱による測定温度の変動を抑えるためにＳＣ材同士の重なりが１〜２枚程度になるくらいに薄く広げた状態にして試料容器に入れ、その試料容器を装置にセットし、密閉状態とする。この内部を８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａ程度の減圧雰囲気にして一定時間（例えば３時間程度）保持した後、装置内部を２７３〜３７３Ｋ、好ましくは２８３〜３１３Ｋの温度範囲内におけるある一定温度に保った上で、水素を導入し、１０１〜１６０ｋＰａ、好ましくは１０１〜１４０ｋＰａの圧力の水素雰囲気下においた時点を初期時間として、その後の装置内における圧力の時間変化を測定する。
【００５６】
その際、温度については、周辺の環境によって、２８３〜３１３Ｋの範囲内である方が望ましい。２８３Ｋ、特に２７３Ｋ以下の温度では、合金の水素吸蔵挙動が遅くなるため、水素吸蔵にかかる時間が非常に長くなってしまい、効率的でない。また３１３Ｋ、特に３７３Ｋ以上の温度では、合金の水素吸蔵反応が速くなってしまい、良否評価が困難になる。また、合金の水素吸蔵挙動を比較するためには、水素解砕における温度は同一である必要がある。
【００５７】
減圧雰囲気の条件としては、１×１０^-2Ｐａ以上の減圧では合金塊の表面に付着した水分やガス分子などを引き剥がすことができず、水素吸蔵挙動が全体的に遅くなってしまう。また、８×１０^-4Ｐａ以下の減圧にするには、油拡散ポンプの能力でも非常に時間がかかってしまい、測定の効率の面から好ましくない。したがって、減圧雰囲気の条件は８×１０^-4〜１×１０^-2Ｐａであるのが好ましい。
【００５８】
また、水素雰囲気の条件としては、１６０ｋＰａ以上になると、合金塊の水素吸蔵反応が速くなってしまい、良否判定が困難になる。また、１０１ｋＰａ以下では、水素吸蔵反応が遅くなることで測定に時間がかかってしまうことと、装置の内圧が外気より低くなることで、装置トラブルなどによって空気が装置内に入り込み、爆鳴気となる恐れがあることから、好ましくない。したがって、１０１〜１６０ｋＰａであるのが好ましい。
【００５９】
上記の水素解砕の際の装置内圧力の時間変化から、希土類磁石合金塊の水素吸蔵量の時間変化（水素吸蔵挙動）を計算し、グラフにプロットすることで曲線を得る。その模式図を図１に示す。この曲線において、水素吸蔵量が飽和して安定した量を水素吸蔵可能量とし、水素が導入された瞬間の時間から、希土類磁石合金塊の水素吸蔵可能量の１％の水素吸蔵量になるまでの時間間隔Ｔを計算する。また、図１の曲線において、その接線の傾きを求め、その時間経過をグラフにプロットし、合金の水素吸蔵速度の時間変化のグラフとする。その模式図を図２に示す。この曲線は、ほとんどの場合、あるピークを持った曲線で描かれるので、曲線のピークの高さを読み取ることで、水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘが計算できる。そして、得られた２つの指標Ｔ、ｒｍａｘの値から、希土類合金の状態を評価し、焼結磁石として好ましい磁気特性が得られるかどうかを判断する。
なお本明細書では、希土類磁石合金塊の水素吸蔵量は、希土類磁石合金塊の質量に対するその合金塊に吸蔵される水素の質量の割合の百分率によって表す。従って、水素吸蔵量の単位は質量％となる。また本発明者は、実験的には水素吸蔵可能量を、水素吸蔵量が飽和して安定し水素吸蔵速度がおよそ５×１０^-6質量％／秒以下に低下するまでの量として求めている。
【００６０】
その実例を、図３、図４に示す。図３は、合金の水素吸蔵量の時間変化、図４は、合金の水素吸蔵速度の時間変化を表すグラフである。図３および図４中の（１）、（２）、（３）は、希土類磁石合金の急冷鋳造の際の８００〜６００℃における冷却速度がそれぞれ異なる合金を表している。その冷却速度の関係は、
（３）＞（２）＞（１）
となっている。これらの図から、８００〜６００℃における冷却速度が遅いほど、Ｔが小さく、且つ、ｒｍａｘが大きくなる傾向が伺える。この傾向は、どの合金組成でも同様に見られることが判明した。
また、これらの合金を粉砕し、磁石としてその磁気特性を調べたところ、実際に磁気特性に違いが見られ、Ｔとｒｍａｘとが適切な範囲に収まっていなければ磁気特性が低下してしまうことが確認された。
【００６１】
但し、合金を比較する際、それらの合金組成、特にＲＥの比率が同じ合金で比較する必要がある。また、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの合計が１質量％以上になると、ＲＥリッチ相が水素化物となり膨張する挙動自体が変化するため、Ｔが長くなり、且つ、ｒｍａｘが小さくなる。従って、良好な磁気特性が得られるようなＴとｒｍａｘの適切な範囲も変わってくるので注意すべきである。
【００６２】
【作用】
本発明によれば、水素解砕における水素吸蔵挙動を希土類磁石合金塊の良否判定手段として利用し、希土類磁石合金塊を減圧雰囲気に保持した後の水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔと、該合金の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘを測定することにより、希土類磁石合金塊の水素解砕の程度を定量的に評価し、焼結磁石の磁気特性を予測することが可能となった。これは、上記の時間間隔Ｔと最大値ｒｍａｘが希土類磁石合金塊中のＲＥリッチ相の分布状態によって変化し、ＲＥリッチ相の分布状態を精度良く予測するための指標となるためと考えられる。
【００６３】
【実施例】
（実施例１）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝３０．０質量％、Ｂ＝０．９８質量％、Ａｌ＝０．３質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ａと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。このときの溶湯温度（約１４００℃）〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、タンディッシュにおける溶湯温度を浸漬熱電対で測定された温度と、ロールが６０度回転した位置における合金温度を２色温度計で測定して得られた値との差を、ロールが６０度回転する時間で割り返して計算した。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。８００〜６００℃の間の冷却速度については、このコンテナ内における温度の時間変化を測定し、その８００〜６００℃に温度が変化する時間で割り返して、平均の冷却速度とした。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【００６４】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。装置の内容積は０．０１０ｍ³、合金は１〜３ｍｍに破砕したものを挿入し、密閉状態とした。この内部を１×１０^-3Ｐａ雰囲気として３時間保持した後、温度を３０３Ｋの一定温度とした上で、１４０ｋＰａの水素雰囲気とし、装置内における圧力変化を測定した。得られたデータから、合金の水素吸蔵量の時間変化をグラフにプロットし、水素加圧開始時点と合金の水素吸蔵可能量の１％吸蔵した時点との時間間隔（以下、Ｔと略す）、さらに、水素吸蔵速度の最大値（以下、ｒｍａｘと略す）を計算したところ、得られた結果は、Ｔ＝１３２０秒、さらに、ｒｍａｘ＝４．６×１０^-4質量％／秒となった。
【００６５】
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、残留磁束密度（以下、Ｂｒと略す）＝１．３７Ｔ、保磁力（以下、ｉＨｃと略す）＝８１２ｋＡ／ｍ、磁気エネルギー積（以下、ＢＨｍａｘと略す）＝３７５ｋＪ／ｍ³となった。
【００６６】
（実施例２）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【００６７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１５８０秒、さらにｒｍａｘ＝３．３×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕してフィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３５Ｔ、ｉＨｃ＝７８８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３５５ｋＪ／ｍ³となった。
【００６８】
（実施例３）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【００６９】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１０９０秒、さらにｒｍａｘ＝５．４×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３８Ｔ、ｉＨｃ＝８２８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３７６ｋＪ／ｍ³となった。
【００７０】
（実施例４）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【００７１】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１３２０秒、さらにｒｍａｘ＝４．０×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３６Ｔ、ｉＨｃ＝７８８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３６０ｋＪ／ｍ³となった。
【００７２】
（比較例１）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【００７３】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝２５４０秒、さらにｒｍａｘ＝７．６×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３２Ｔ、ｉＨｃ＝７１６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３４７ｋＪ／ｍ³となった。
【００７４】
（比較例２）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【００７５】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１７０秒、さらにｒｍａｘ＝１．９×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３０Ｔ、ｉＨｃ＝６７６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３３７ｋＪ／ｍ³となった。
【００７６】
（比較例３）
実施例１と同様に合金Ａの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した（ＢｏｏｋＭｏｌｄ法）。合金が溶湯温度から１０００℃になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【００７７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝６０秒、さらにｒｍａｘ＝２．５×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２５Ｔ、ｉＨｃ＝６２９ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３１１ｋＪ／ｍ³となった。
【００７８】
上記の実施例１〜４と比較例１〜３に記載した合金Ａについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図５（ａ）（ｂ）に示す。図５（ａ）（ｂ）で●は実施例１〜４の結果を示し、□は比較例１〜３の結果を示す。この図５（ａ）（ｂ）から、Ｔが１００〜１８００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．２×１０ ^-4 〜１．５×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【００７９】
（実施例５）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝３３．４質量％、Ｂ＝１．１質量％、Ａｌ＝０．４質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ｂと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。平均冷却速度の測定は、実施例１と同様に行った。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【００８０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝３８０秒、さらに、ｒｍａｘ＝６．７×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２７Ｔ、ｉＨｃ＝８３６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３２１ｋＪ／ｍ³となった。
【００８１】
（実施例６）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【００８２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝５７０秒、さらにｒｍａｘ＝４．５×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２５Ｔ、ｉＨｃ＝８０４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３１１ｋＪ／ｍ³となった。
【００８３】
（実施例７）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【００８４】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝２８０秒、さらにｒｍａｘ＝８．３×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２９Ｔ、ｉＨｃ＝８６７ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３３１ｋＪ／ｍ³となった。
【００８５】
（実施例８）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【００８６】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝４７０秒、さらにｒｍａｘ＝５．６×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２６Ｔ、ｉＨｃ＝７９６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３１６ｋＪ／ｍ³となった。
【００８７】
（比較例４）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【００８８】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝９６０秒、さらにｒｍａｘ＝１．３×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２３Ｔ、ｉＨｃ＝７８８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３０１ｋＪ／ｍ³となった。
【００８９】
（比較例５）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【００９０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝９０秒、さらにｒｍａｘ＝２．３×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２１Ｔ、ｉＨｃ＝７９６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２８６ｋＪ／ｍ³となった。
【００９１】
（比較例６）
実施例５と同様に合金Ｂの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した。合金が溶湯温度から１０００℃付近になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【００９２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝４０秒、さらにｒｍａｘ＝３．１×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２０Ｔ、ｉＨｃ＝７１６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２８６ｋＪ／ｍ³となった。
【００９３】
上記の実施例５〜８と比較例４〜６に記載した合金Ｂについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図６（ａ）（ｂ）に示す。図６（ａ）（ｂ）で●は実施例５〜８の結果を示し、□は比較例４〜６の結果を示す。この図６（ａ）（ｂ）から、Ｔが１００〜１８００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．２×１０ ^-4 〜１．５×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【００９４】
（実施例９）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝２９．２質量％、Ｂ＝０．９７質量％、Ａｌ＝０．４質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ｃと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。平均冷却速度の測定は、実施例１と同様の方法で行った。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【００９５】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１４１０秒、さらに、ｒｍａｘ＝３．８×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３８Ｔ、ｉＨｃ＝８０４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３７９ｋＪ／ｍ³となった。
【００９６】
（実施例１０）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【００９７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１６９０秒、さらにｒｍａｘ＝２．２×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３５Ｔ、ｉＨｃ＝７６４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３６３ｋＪ／ｍ³となった。
【００９８】
（実施例１１）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【００９９】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１２００秒、さらにｒｍａｘ＝４．７×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３９Ｔ、ｉＨｃ＝８２０ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３８４ｋＪ／ｍ³となった。
【０１００】
（実施例１２）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１０１】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１５５０秒、さらにｒｍａｘ＝３．０×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３７Ｔ、ｉＨｃ＝７７２ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３７３ｋＪ／ｍ³となった。
【０１０２】
（比較例７）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１０３】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝３０４０秒、さらにｒｍａｘ＝８．８×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３３Ｔ、ｉＨｃ＝６２１ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３５２ｋＪ／ｍ³となった。
【０１０４】
（比較例８）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【０１０５】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１５０秒、さらにｒｍａｘ＝１．６×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３０Ｔ、ｉＨｃ＝６３７ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３３７ｋＪ／ｍ³となった。
【０１０６】
（比較例９）
実施例９と同様に合金Ｃの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した。合金が溶湯温度から１０００℃付近になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【０１０７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝９０秒、さらにｒｍａｘ＝２．２×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２４Ｔ、ｉＨｃ＝５７３ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３０６ｋＪ／ｍ³となった。
【０１０８】
上記の実施例９〜１２と比較例７〜９に記載した合金Ｃについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図７（ａ）（ｂ）に示す。図７（ａ）（ｂ）で●は実施例９〜１２の結果を示し、□は比較例７〜９の結果を示す。この図７（ａ）（ｂ）から、Ｔが１００〜１８００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．２×１０ ^-4 〜１．５×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【０１０９】
（実施例１３）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝２７．５質量％、Ｄｙ＝２．５質量％、Ｂ＝０．９８質量％、Ａｌ＝０．３質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ｄと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。平均冷却速度の測定は、実施例１と同様の方法で行った。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【０１１０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１６１０秒、さらに、ｒｍａｘ＝４．１×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３２Ｔ、ｉＨｃ＝１２８９ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３２８ｋＪ／ｍ³となった。
【０１１１】
（実施例１４）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１１２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１９００秒、さらにｒｍａｘ＝２．８×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３０Ｔ、ｉＨｃ＝１２６５ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３１８ｋＪ／ｍ³となった。
【０１１３】
（実施例１５）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１１４】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１３９０秒、さらにｒｍａｘ＝４．９×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３３Ｔ、ｉＨｃ＝１３０５ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３３３ｋＪ／ｍ³となった。
【０１１５】
（実施例１６）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１１６】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１６３０秒、さらにｒｍａｘ＝３．５×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３１Ｔ、ｉＨｃ＝１２７３ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３２３ｋＪ／ｍ³となった。
【０１１７】
（比較例１０）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１１８】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝３０３０秒、さらにｒｍａｘ＝６．４×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２７Ｔ、ｉＨｃ＝１２１８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３０４ｋＪ／ｍ³となった。
【０１１９】
（比較例１１）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【０１２０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１８０秒、さらにｒｍａｘ＝１．４×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２５Ｔ、ｉＨｃ＝１２０２ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２９５ｋＪ／ｍ³となった。
【０１２１】
（比較例１２）
実施例１３と同様に合金Ｄの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した。合金が溶湯温度から１０００℃付近になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【０１２２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝８０秒、さらにｒｍａｘ＝２．１×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２０Ｔ、ｉＨｃ＝１１６２ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２７３ｋＪ／ｍ³となった。
【０１２３】
上記の実施例１３〜１６と比較例１０〜１２に記載した合金Ｄについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図８（ａ）（ｂ）に示す。図８（ａ）（ｂ）で●は実施例１３〜１６の結果を示し、□は比較例１０〜１２の結果を示す。この図８（ａ）（ｂ）から、Ｔが２００〜２４００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．０×１０ ^-4 〜１．２×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【０１２４】
（実施例１７）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝３１．９質量％、Ｄｙ＝１．５質量％，Ｂ＝１．１質量％、Ａｌ＝０．４質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ｅと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。平均冷却速度の測定は、実施例１と同様の方法で行った。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【０１２５】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝７００秒、さらに、ｒｍａｘ＝６．２×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２５Ｔ、ｉＨｃ＝１０７４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２９２ｋＪ／ｍ³となった。
【０１２６】
（実施例１８）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１２７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝８８０秒、さらにｒｍａｘ＝４．２×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２２Ｔ、ｉＨｃ＝１０５８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２７９ｋＪ／ｍ³となった。
【０１２８】
（実施例１９）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１２９】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝５９０秒、さらにｒｍａｘ＝８．０×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２７Ｔ、ｉＨｃ＝１１１４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３０２ｋＪ／ｍ³となった。
【０１３０】
（実施例２０）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１３１】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝８１０秒、さらにｒｍａｘ＝５．３×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２３Ｔ、ｉＨｃ＝１０７４ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２８３ｋＪ／ｍ³となった。
【０１３２】
（比較例１３）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１３３】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１４３０秒、さらにｒｍａｘ＝１．１×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２０Ｔ、ｉＨｃ＝１０３５ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２７０ｋＪ／ｍ³となった。
【０１３４】
（比較例１４）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【０１３５】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１５０秒、さらにｒｍａｘ＝２．０×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．１８Ｔ、ｉＨｃ＝１０４２ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２６１ｋＪ／ｍ³となった。
【０１３６】
（比較例１５）
実施例１７と同様に合金Ｅの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した。合金が溶湯温度から１０００℃付近になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【０１３７】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝５０秒、さらにｒｍａｘ＝２．９×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．１６Ｔ、ｉＨｃ＝９５５ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２５２ｋＪ／ｍ³となった。
【０１３８】
上記の実施例１７〜２０と比較例１３〜１５に記載した合金Ｅについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図９（ａ）（ｂ）に示す。図９（ａ）（ｂ）で●は実施例１７〜２０の結果を示し、□は比較例１３〜１５の結果を示す。この図９（ａ）（ｂ）から、Ｔが２００〜２４００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．０×１０ ^-4 〜１．２×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【０１３９】
（実施例２１）
合金原料を準備し、Ｎｄ＝２５．２質量％、Ｄｙ＝４．０質量％、Ｂ＝０．９７質量％、Ａｌ＝０．３質量％、Ｃｕ＝０．０３質量％、残部＝鉄となるような配合とした。（以下、この組成の合金を合金Ｆと称す）合金原料をアルミナルツボ内にセットし、真空チャンバー内にて加熱、途中で真空雰囲気からアルゴンガス雰囲気として溶湯を作り出した。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュに流し込み、タンディッシュからさらに急冷銅ロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は、１．２ｍ／秒とした。平均冷却速度の測定は、実施例１と同様の方法で行った。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は、８００℃／秒であった。出来上がった合金は、合金を回収するコンテナの中に蓄積させた。その結果、平均冷却速度は、０．５℃／秒であった。得られた合金の平均厚さは、０．２３ｍｍとなった。
【０１４０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１７５０秒、さらに、ｒｍａｘ＝３．２×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３０Ｔ、ｉＨｃ＝１５６０ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３２５ｋＪ／ｍ³となった。
【０１４１】
（実施例２２）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１４２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１９９０秒、さらにｒｍａｘ＝１．７×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２７Ｔ、ｉＨｃ＝１５２０ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３０５ｋＪ／ｍ³となった。
【０１４３】
（実施例２３）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ。ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１４４】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１５５０秒、さらにｒｍａｘ＝４．１×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．３１Ｔ、ｉＨｃ＝１５７６ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３２５ｋＪ／ｍ³となった。
【０１４５】
（実施例２４）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．８ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は４００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にアルゴンガスを流し、やや速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．３５ｍｍとなった。
【０１４６】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１７８０秒、さらにｒｍａｘ＝２．８×１０^-4質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２８Ｔ、ｉＨｃ＝１５２８ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝３１０ｋＪ／ｍ³となった。
【０１４７】
（比較例１６）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は１．２ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は８００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ内にヘリウムガスを流し、非常に速く冷えるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は１５℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．２３ｍｍとなった。
【０１４８】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝３３６０秒、さらにｒｍａｘ＝７．６×１０^-5質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２５Ｔ、ｉＨｃ＝１３９３ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２９４ｋＪ／ｍ³となった。
【０１４９】
（比較例１７）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、鋳造を行った。鋳造の際、この溶湯をタンディッシュからさらにロール上に溶湯を流し込んだ、ロールの周速度は０．７ｍ／秒とした。その結果、溶湯温度〜１０００℃の範囲における平均冷却速度は３００℃／秒であった。出来あがった合金は、製品コンテナの中に蓄積させた。その際、コンテナ付近を減圧として、冷却速度が遅くなるようにした。その結果、８００〜６００℃の間の平均冷却速度は０．２℃／秒となった。得られた合金の平均厚さは０．４０ｍｍとなった。
【０１５０】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１８０秒、さらにｒｍａｘ＝１．３×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．２２Ｔ、ｉＨｃ＝１３７７ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２８０ｋＪ／ｍ³となった。
【０１５１】
（比較例１８）
実施例２１と同様に合金Ｆの溶湯を作り、この溶湯を厚さ２０ｍｍの箱鋳型に流し込んで鋳造した。合金が溶湯温度から１０００℃付近になるまで冷却するのに要した時間を測定し、平均冷却速度を計算したところ、８℃／秒であった。また、８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度を測定したところ、０．１℃／秒であった。
【０１５２】
その後、得られた合金について、水素解砕を行った。その際、装置、実施条件は実施例１と同じとした。得られた結果は、Ｔ＝１２０秒、さらにｒｍａｘ＝１．８×１０^-3質量％／秒となった。
この合金をさらに粉砕して、フィッシャーサブシーブサイザーによる平均粒径３．２μｍの粉末とし、磁場中成型、さらに焼結して焼結磁石を得た。磁気特性を調べたところ、Ｂｒ＝１．１６Ｔ、ｉＨｃ＝１３３７ｋＡ／ｍ、ＢＨｍａｘ＝２５２ｋＪ／ｍ³となった。
【０１５３】
上記の実施例２１〜２４と比較例１６〜１８に記載した合金Ｆについて、希土類磁石合金塊を水素雰囲気下に置いた瞬間から該合金塊が水素吸蔵可能量の１％を吸蔵する時点までの時間間隔Ｔ、該合金塊の水素吸蔵速度の最大値ｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフをそれぞれ図１０（ａ）（ｂ）に示す。図１０（ａ）（ｂ）で●は実施例２１〜２４の結果を示し、□は比較例１６〜１８の結果を示す。この図１０（ａ）（ｂ）から、Ｔが２００〜２４００秒の範囲内にあり、且つ、ｒｍａｘが１．０×１０ ^-4 〜１．２×１０ ^-3質量％／秒の範囲内にある合金塊から製造された磁石の特性が、範囲外の合金塊から製造された磁石よりもより高特性を示していることが分かる。
【０１５４】
上記の実施例１〜２４、比較例１〜１８で使用した希土類磁石合金の組成を表１に示す
【０１５５】
【表１】

【０１５６】
また、上記の合金Ａ、Ｂ、Ｃに関する実施例１〜１２、比較例１〜９の各特性の一覧表を表２に示す。
【０１５７】
【表２】

【０１５８】
また、上記の合金Ｄ、Ｅ、Ｆに関する実施例１３〜２４、比較例１０〜１８の各特性の一覧表を表３に示す。
【０１５９】
【表３】

【０１６０】
【発明の効果】
本発明は、希土類磁石合金塊の顕微鏡写真のＲリッチ相の間隔を測定したり、画像処理を施すなどの、断面写真のみから合金の組織を評価するという従来の方法とは異なり、水素吸蔵特性から希土類磁石合金塊の組織を評価するという新たな方法を採用することによって、従来と比較して多量の合金塊を良否判定に用いることができるようになり、且つ、合金の一部ではなく全体を評価することができるようになった。その結果、希土類磁石合金塊の状態で、水素解砕後の合金粉末の粒度分布やさらにその後の焼結磁石の磁気特性を精度よく予想し、その良否を判定することが可能となった。
【０１６１】
本発明の希土類磁石合金塊の良否判定方法は、好ましい合金粉末が得られ、より高特性の磁石を作ることができる希土類磁石合金塊の水素吸蔵挙動の条件を明らかにし、従来の断面写真だけでＲＥリッチ相の分布状態評価する方法よりも、精度良く希土類磁石合金塊から希土類磁石合金粉末の状態やさらに磁気特性を予測することができるようにしたため、希土類磁石合金塊の状態でその良否を判定することができる。その結果、従来では最終の焼結磁石まで製造しないと評価できなかった希土類磁石合金塊の良否が、合金塊の状態で判定できるため、希土類磁石合金塊の製造工程に必要な時間が短縮でき、コストを低減することができる。
【０１６２】
また、本発明の希土類磁石合金塊の良否判定方法に合格する希土類磁石合金から製造された希土類磁石は、優れた磁気特性を示す。
【図面の簡単な説明】
【図１】希土類合金塊の水素吸蔵量の時間変化を表したグラフの模式図。
【図２】希土類合金塊の水素吸蔵速度の時間変化を表したグラフの模式図。
【図３】希土類合金塊による水素吸蔵量の時間変化の違いを比較した図。
【図４】希土類合金塊による水素吸蔵速度の時間変化の違いを比較した図。
【図５】（ａ）合金ＡにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＡにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【図６】（ａ）合金ＢにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＢにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【図７】（ａ）合金ＣにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＣにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【図８】（ａ）合金ＤにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＤにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【図９】（ａ）合金ＥにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＥにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【図１０】（ａ）合金ＦにおけるＴとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
（ｂ）合金ＦにおけるｒｍａｘとＢＨｍａｘとの関係を示したグラフ。
【符号の説明】
Ｔ：水素が導入された瞬間の時間から、希土類磁石合金塊の水素吸蔵可能量の１％の水素吸蔵量になるまでの時間間隔
ｒｍａｘ：水素吸蔵速度の最大値
（１）、（２）、（３）：８００℃〜６００℃における冷却速度がそれぞれ異なる合金[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention comprises at least one of RE (RE is a lanthanoid containing Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)) 27 to 34% by mass of B), 0.7 to 1.4% by mass of B (boron), and TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element). The present invention relates to a quality determination method, a manufacturing method, a rare earth magnet alloy ingot, and a rare earth magnet for a rare earth magnet alloy (RE-TM-B magnet alloy) ingot having an occupied composition.
[0002]
[Prior art]
Today, the demand for RE-TM-B-based magnet alloys is growing for motor applications in addition to voice coil motors (VCM) and hard magnetic resonance imaging devices (MRI) for hard disks for personal computers. As performance and size are reduced, the magnet itself is required to have further improved magnetic properties.
[0003]
A sintered magnet using a RE-TM-B magnet alloy is produced as follows. First, a mother alloy such as rare earth metal or REFe (binary alloy of RE and Fe) as a raw material of RE, solid boron or ferroboron as a raw material of boron (B), pure iron or atomon as a raw material of TM, and other additive elements Is used as appropriate. They are melted and cast in an alumina crucible in a vacuum or in an inert gas atmosphere to form an alloy lump. The obtained alloy lump is pulverized in a nitrogen gas or inert gas atmosphere to obtain a powder having a particle size of about several μm. A liquid or powdered solid lubricant is added during or after pulverization. The obtained alloy powder is molded in a magnetic field, and the molded body is sintered in a vacuum or an inert gas to obtain a sintered body. The shape of the obtained sintered body is adjusted, and the surface is coated with nickel or aluminum plating to prevent rust and corrosion, and finally a sintered magnet is obtained.
[0004]
Among the magnetic properties of sintered magnets, residual magnetization, coercive force, and squareness are particularly important.
In order to increase the residual magnetization, it is preferable that the degree of orientation of the powder is high and the density of the sintered body is large. In order to increase the coercive force, it is necessary to reduce the pulverization particle size. Furthermore, in order to improve the squareness, it is necessary to make the particle size distribution of the powder uniform. That is, the magnetic properties of the sintered magnet are greatly influenced by the alloy powder that is the material.
[0005]
The alloy powder is manufactured as follows. That is, the cast alloy lump is preferably roughly crushed to several centimeters (in this specification, dividing the alloy lumps into approximately 0.1 to 10 cm is referred to as crushing), and vacuumed in a sealed container. Thereafter, hydrogen is introduced and placed in a hydrogen atmosphere, and cracks are generated by utilizing the property that the alloy absorbs hydrogen and expands to crack itself. This operation is called hydrogen cracking.
Hydrogen crushing is based on a RE-TM-B-based magnet alloy and a phase containing a large amount of RE interspersed between the main phases (hereinafter referred to as RE-rich phase). This is a process in which cracks are generated from expansion associated with hydrogenation, and the phenomenon is caused by chaining from the surface of the alloy.
[0006]
The alloy that has undergone the hydrogen cracking step is further coarsely pulverized to, for example, several hundred μm by, for example, a brown mill, and further finely pulverized to, for example, several μm by a jet mill.
[0007]
As the characteristics required for the alloy powder, it is desirable to satisfy all of the following conditions.
1) There are no plural crystals in one powder particle. This is important for orientation in one direction when a magnetic field is applied to the powder. When there are multiple crystals with different crystal directions in one particle, when the magnetic field is applied, the particles are oriented in the direction of the vector sum of the multiple crystal directions, and high orientation cannot be obtained. .
[0008]
2) The RE-rich phase is present on the surface of each powder particle. Also, only the RE-rich phase is not independent particles. This condition is very important in that the RE-rich phase plays an important role as a liquid phase during liquid phase sintering. In other words, it is desirable that the liquid phase is uniformly distributed in the molded body in order for the liquid phase sintering to proceed uniformly and the alloy powder to be a high-density sintered body. If the RE rich phase is present only on the surface of each powder particle, the liquid phase can be distributed approximately uniformly. If the RE-rich phase is present in the grains, an RE-rich phase that does not contribute to liquid phase sintering occurs, and the RE-rich phase cannot be used effectively. In addition, when only the RE-rich phase is formed into particles independently, the distribution of the RE-rich phase is reduced due to the sparse distribution of the RE-rich phase or insufficient mixing.
[0009]
3) The particle size of the powder is about 3 to 4 μm as measured by a Fischer sub-sieve sizer, and the particle size distribution is narrow. The powder particle size affects the sintered body obtained by subsequent molding and sintering. When the particle size distribution is wide, fine powder causes problems such as the powder becoming more active and the oxygen concentration of the magnet being increased. In addition, if the powder has large particle size or the entire particle size is 5 μm or more, the magnetic properties, particularly the coercive force, of the produced magnet will deteriorate.
[0010]
If hydrogen cracking is performed before mechanical grinding, fine cracks can be generated in advance along the RE rich phase existing in the grain boundaries and grains in the alloy. Further, the particle size of the obtained powder is determined by the structure of the alloy. Therefore, an alloy powder satisfying all the above 1) to 3) can be obtained by subjecting a rare earth magnet alloy ingot having an appropriate alloy structure to hydrogen crushing and crushing.
[0011]
One suitable method for casting an alloy suitable for obtaining an alloy powder having a preferred particle size distribution is a strip casting method (hereinafter referred to as the SC method). In the SC method, the molten metal is poured onto a copper roll to cast the alloy into a thin piece. The obtained alloy enters a container for collecting flakes, and the cooling rate is controlled. As for the cooling rate of the alloy at that time, as shown in JP 09-170055 A, the cooling rate between the melting point and 800 ° C. is 300 ° C./second or more, and the cooling rate between 800 to 600 ° C. Is preferably 10 ° C./second or less.
[0012]
In contrast, an alloy obtained by the conventional Book Mold method has a strong tendency to pulverize only the RE-rich phase independently into powder particles, and a good powder cannot be obtained.
[0013]
However, even with the SC method, it is not preferable to deviate from the above cooling rate condition. The reason is described below.
First, when the cooling rate between 800 and 600 ° C. exceeds 10 ° C./second, the RE-rich phase becomes more finely distributed. When such an SC material is subjected to hydrogen crushing, the expansion due to hydrogenation of the RE-rich phase is reduced, so that the speed at which the SC material cracks is reduced. This causes the following adverse effects.
[0014]
a) If the time of the hydrogen crushing process is not taken longer than in the case of the SC material cast under preferable conditions, a portion where cracking does not occur remains, and in the powder obtained through the subsequent crushing process, There is a tendency for the RE-rich phase to exist inside, not on the surface.
b) Even if cracks are generated over time in the hydrogen cracking step, the cracks formed along the RE-rich phase become excessively fine and the pulverized particle size becomes too fine. As a result, the alloy powder is likely to be oxidized, and the tendency for the fluidity of the powder to be remarkably reduced is increased.
[0015]
Moreover, if the cooling rate between 800-600 degreeC will be 0.5 degrees C / sec or less, RE rich phase will become sparser and RE rich phase will also become cohesive. This causes the following adverse effects.
[0016]
c) Although the RE-cracked hydrogen crushing process can be completed in a very short time, the cracking caused by hydrogen crushing becomes very rough. As a result, the pulverized particle size becomes larger. Further, even if the particle size is adjusted by mechanical pulverization, the uniformity of the RE-rich phase existing around the powder is reduced, and the risk that only the RE-rich phase becomes powder independently increases.
As described above, the grain size distribution of the alloy powder after hydrogen cracking changes and the hydrogen storage behavior of the alloy also changes depending on the structure of the rare earth magnet alloy block.
[0017]
[Problems to be solved by the invention]
In order to produce an alloy powder having a particle size distribution suitable for forming a sintered magnet having excellent magnetic properties from a cast alloy mass of RE-TM-B magnet alloy as described above, before mechanical grinding, The hydrogen cracking performed is an important factor.
However, heretofore, there has been no clear pass / fail judgment method for the rare earth magnet alloy ingot for quantitatively evaluating the degree of hydrogen cracking of the RE-TM-B magnet alloy ingot and relating it to the magnetic properties.
[0018]
For example, as described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 08-269643, the relationship between the primary cooling rate, the secondary cooling rate and the alloy structure is described, or as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 09-170055. There is already a description of the relationship between the cooling behavior at ℃ and the alloy structure, but how the difference in hydrogen cracking behavior affects the properties of the alloy powder, and how There is no indication of whether it affects the magnetic properties.
[0019]
In the hydrogen crushing of rare earth magnet alloy ingots, the RE rich phase in the alloy dominates the fracture behavior, and the distribution state of the RE rich phase becomes very important. From the evaluation method of the distribution state of the RE-rich phase, it was very difficult to predict the particle size distribution of the alloy powder after hydrogen cracking and the magnetic characteristics of the sintered magnet thereafter. Therefore, there is a problem that the quality of the cast alloy ingot of the rare earth magnet alloy is not known until it is actually made into a magnet.
[0020]
On the other hand, if the inventor can produce a cast alloy ingot of a rare earth alloy exhibiting an appropriate hydrogen storage behavior, it can produce an alloy powder having a preferable particle size distribution by hydrogen crushing, and magnetic It has been found that a sintered magnet having excellent characteristics can be produced.
[0021]
That is, the present invention relates to a rare earth magnet alloy ingot quality determination method for determining an RE-TM-B magnet alloy ingot capable of obtaining an alloy powder from which a sintered magnet having good magnetic properties can be obtained, and a quality determination method thereof. The present invention provides a method for producing a rare earth magnet alloy lump used, a rare earth magnet alloy lump capable of obtaining a sintered magnet having good magnetic properties, and a rare earth magnet made from powder obtained by pulverizing the alloy lump. Objective.
[0022]
[Means for Solving the Problems]
That is, the present invention
(1) A metal composed of at least one of RE (RE is a lanthanoid containing Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)) 27-34 mass%, B (boron) is 0.7-1.4 mass%, and TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element) occupies the balance. A rare earth magnet alloy ingot that measures the behavior of the rare earth magnet alloy ingot that absorbs hydrogen when the rare earth magnet alloy ingot having a composition is maintained in a reduced-pressure atmosphere and then placed in a hydrogen atmosphere. This is a determination method.
In particular, the present invention
(2) Hold the rare earth magnet alloy ingot in a reduced-pressure atmosphere, then place it in a hydrogen atmosphere, and measure the change over time in the hydrogen storage amount of the rare earth magnet alloy ingot from the moment it is placed in the hydrogen atmosphere. It is a quality determination method of the rare earth magnet alloy ingot described
[0023]
(3) In the quality determination method for a rare earth magnet alloy ingot described in (1) or (2), the rare earth magnet alloy ingot may be held in a reduced-pressure atmosphere after being roughly crushed.
[0024]
(4) In the method for judging acceptability of rare earth magnet alloy ingots according to (1) to (3), the pressure when holding the rare earth magnet alloy ingot in a reduced pressure atmosphere is 8 × 10^-Four~ 1x10^-2Pa is preferred.
[0025]
(5) In the quality determination method for rare earth magnet alloy ingots according to (1) to (4), the temperature at which the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere is preferably 273 to 373K.
[0026]
(6) In the method for judging quality of rare earth magnet alloy ingots according to (1) to (5), the pressure when placing the rare earth magnet alloy ingot in a hydrogen atmosphere is preferably 101 to 160 kPa.
[0027]
(7) In the quality determination method for rare earth magnet alloy ingots according to (1) to (6), the rare earth magnet alloy ingot is preferably manufactured by a rapid casting method.
[0028]
(8) In the rare earth magnet alloy ingot quality determination method described in (7), it is preferable that the rapid casting method is a strip casting method.
[0029]
The present invention also provides:
(9) In the method for judging the quality of the rare earth magnet alloy ingots according to (1) to (8), the rare earth magnet alloy ingot is held in a reduced pressure atmosphere, and then placed in a hydrogen atmosphere, from the moment when it is placed in a hydrogen atmosphere. It is characterized in that a time interval until the rare earth magnet alloy ingot absorbs 1% of the hydrogen storage capacity and a maximum value of the hydrogen storage rate of the rare earth magnet alloy ingot are measured.
[0030]
The present invention also provides:
(10) A rare earth magnet alloy that judges the quality of a rare earth magnet alloy ingot using the method for judging quality of a rare earth magnet alloy ingot described in (1) to (9), and removes the defective rare earth magnet alloy ingot from the magnet manufacturing process. It is a manufacturing method of a lump.
[0031]
The present invention also provides:
(11) A metal comprising at least one of RE (RE is a lanthanoid containing Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)) 27-34 mass%, B (boron) is 0.7-1.4 mass%, and TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element) occupies the balance. A rare earth magnet alloy block having a composition of 8 × 10^-Four~ 1x10^-2It was kept in a reduced pressure atmosphere of Pa, and then placed in a hydrogen atmosphere of 101 to 160 kPa and kept in a temperature range of 283 to 313 K, and the behavior in which the rare earth magnet alloy block occludes hydrogen was placed in a hydrogen atmosphere. The time interval from the moment when the alloy occludes 1% of the hydrogen storage capacity is 200 to 2400 seconds, and the maximum value of the hydrogen storage rate of the alloy is 1.0 × 10^-Four~ 1.2 × 10^-3It is a rare earth magnet alloy ingot of mass% / second.
[0032]
(12) The rare earth magnet alloy ingot described in (11) may be one that is maintained in a reduced pressure atmosphere after being roughly crushed.
[0033]
(13) The rare earth magnet alloy ingot described in (11) or (12) is preferably manufactured by a rapid casting method.
[0034]
(14) The quench casting method described in (13) is preferably a strip casting method.
[0035]
The present invention also provides:
(15) A rare earth magnet manufactured from the rare earth magnet alloy ingot according to (11) to (14).
[0036]
The present invention also provides:
(16) A metal composed of at least one of RE (RE is a lanthanoid containing Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu)) 27 to 34% by mass (provided that the total of Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Yb, and Lu is less than 1% by mass) and B (boron) is 0.7 to 1.4. 8 × 10% of a rare earth magnet alloy ingot having a composition in which the remainder is composed of mass%, TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element).^-Four~ 1x10^-2It was kept in a reduced pressure atmosphere of Pa, and then placed in a hydrogen atmosphere of 101 to 160 kPa and kept in a temperature range of 283 to 313 K, and the behavior in which the rare earth magnet alloy block occludes hydrogen was placed in a hydrogen atmosphere. The time interval from the moment when the alloy occludes 1% of the hydrogen storable amount is 100 to 1800 seconds, and the maximum value of the hydrogen occlusion rate of the alloy is 1.2 × 10^-Four~ 1.5 × 10^-3It is a rare earth magnet alloy ingot of mass% / second.
[0037]
(17) The rare earth magnet alloy ingot described in (16) may be one that is maintained in a reduced pressure atmosphere after being roughly crushed.
[0038]
(18) The rare earth magnet alloy ingot described in (16) or (17) is preferably manufactured by a rapid casting method.
[0039]
(19) The quench casting method described in (18) is preferably a strip casting method.
[0040]
The present invention also provides:
(20) A rare earth magnet manufactured from the rare earth magnet alloy ingot according to (16) to (19).
[0041]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventor observes the hydrogen storage behavior of RE-TM-B based magnet alloy ingots, and shows rare earth magnet alloy ingots desirable for producing alloy powders that can obtain sintered magnets with excellent magnetic properties. The characteristics of hydrogen storage behavior were found. That is, whether or not the rare earth magnet alloy ingot is such that the RE-rich phase is in an appropriate distribution state in the alloy ingot and a suitable crack is generated along the RE-rich phase by hydrogen cracking, as described below. This can be determined by measuring the hydrogen storage behavior.
[0042]
That is, RE is a metal composed of at least one of lanthanoids including Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu). 27) to 34 mass%, B (boron) is 0.7 to 1.4 mass%, and TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element) accounts for the balance. Preferably 8 × 10 5 in an airtight container, preferably for an alloy obtained by quench casting.^-Four~ 1x10^-2After placing in a reduced pressure atmosphere of Pa, it is preferably placed in a hydrogen atmosphere of 101 to 160 kPa at a temperature of 273 to 373 K, and by measuring the difference in the behavior of occluding hydrogen at that time, the rare earth magnet alloy ingot Can be judged.
[0043]
Moreover, the characteristic which the rare earth magnet alloy ingot from which the sintered magnet excellent in the magnetic characteristic was obtained from the quality determination method of said rare earth magnet alloy ingot was shown. That is, the hydrogen storage behavior of the rare earth magnet alloy ingot from which a sintered magnet having excellent magnetic properties is obtained is 8 × 10^-Four~ 1x10^-2When 101 to 160 kPa of hydrogen is introduced in a state of being maintained at a certain temperature within a range of 283 to 313 K after being placed in a reduced pressure atmosphere of Pa, the alloy has a hydrogen storage capacity of 1 from the moment it is placed in the hydrogen atmosphere. %, The time interval until the point of occlusion of hydrogen is 200 to 2400 seconds, and the maximum value of the hydrogen occlusion rate is 1.0 × 10^-Four~ 1.2 × 10^-3The characteristic which falls in the mass% / second range is shown.
[0044]
Further, RE is a metal composed of at least one of lanthanoids including Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu). 27 to 34% by mass (provided that Eu, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu are less than 1% by mass) and B (boron) is 0.7 to 1.4% by mass. %, TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element) has a composition occupying the balance, preferably a rare earth magnet alloy ingot obtained by a rapid casting method has excellent magnetic properties The hydrogen storage behavior of the rare earth magnet alloy ingot from which the sintered magnet was obtained was 8 × 10^-Four~ 1x10^-2When 101 to 160 kPa of hydrogen is introduced in a state of being maintained at a certain temperature within a range of 283 to 313 K after being placed in a reduced pressure atmosphere of Pa, the alloy has a hydrogen storage capacity of 1 from the moment it is placed in the hydrogen atmosphere. The time interval until the time when the hydrogen is occluded to 100% is 100 to 1800 seconds, and the maximum value of the hydrogen occlusion rate is 1.2 × 10^-Four~ 1.5 × 10^-3The characteristic which falls in the mass% / second range is shown.
[0045]
Therefore, in the method for producing a rare earth magnet alloy ingot of the present invention, the quality of the rare earth magnet alloy produced as a product is predicted at the stage of the alloy ingot by the method for judging the quality of the rare earth magnet alloy ingot of the present invention. By removing from the magnet manufacturing process, a good rare earth magnet alloy ingot can be efficiently manufactured.
[0046]
As a method for producing the rare earth magnet alloy ingot, it is preferable to cast an RE-TM-B magnet alloy by a rapid casting method so as to have an alloy structure that satisfies the above-described hydrogen storage behavior.
Examples of the rapid casting method include a gas atomizing method, a spray forming method, a strip casting method, and the like, and a strip casting method (hereinafter referred to as an SC method) is particularly preferably applied.
[0047]
Casting conditions in the rapid casting include an average cooling rate in the range of molten metal temperature (for example, 1400 ° C.) to 1000 ° C. of 300 ° C./second or more and an average cooling rate in the range of 800-600 ° C. of 0.5-10 ° C./second. And More desirably, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. is 500 ° C./second or more, and the average cooling rate in the range of 800 to 600 ° C. is 0.5 to 5.0 ° C./second.
[0048]
As a method for measuring the average cooling rate in the rapid casting, for example, in the SC method, since the main phase in the alloy is solidified on the roll, the value obtained by measuring the molten metal temperature just before getting on the roll with an immersion thermocouple And by dividing the time obtained by measuring the temperature of the molten metal on the roll, which is solidifying the main phase with a two-color thermometer, the molten metal temperature to 1000 ° C. (the main phase in the alloy is The cooling rate is the average cooling rate between the temperature and the solidified temperature. In the product recovery part, although it depends on the composition of the alloy, the initial temperature is between 700 and 900 ° C., and it gradually cools from there. Is the average cooling rate at 800-600 ° C.
[0049]
A preferred rare earth magnet alloy ingot casting method in the present invention will be described below.
First, alloy raw materials are blended so that RE is 27 to 34% by mass, B is 0.7 to 1.4% by mass, and TM is the balance, and heated in a vacuum chamber, molten metal in a vacuum atmosphere or an inert gas atmosphere make.
[0050]
Next, the SC method will be described as an example of the rapid casting method.
The SC device is composed of a tundish for bringing the molten metal into contact with a copper roll, a quenching roll for rapidly cooling the molten metal, and a container for recovering the solidified alloy, and is contained in a vacuum chamber.
The molten metal is poured into the tundish, and the molten metal is poured from the tundish so as to be cooled on a quenching roll and cast. The cooling rate in the range of the molten metal temperature (for example, 1400 ° C.) to 1000 ° C. corresponds to the cooling rate on the quenching roll. The cooling rate on the quenching roll can be adjusted by the peripheral speed of the quenching roll. For example, if the peripheral speed of the quenching roll is decreased to increase the thickness of the alloy, the cooling speed is decreased accordingly. The solidified alloy is accumulated in the container, and the cooling rate between 800-600 ° C. is controlled by keeping warm or blowing an inert gas. Conventionally, in the alloy casting by the rapid cooling method such as the SC method, only the cooling rate between the molten metal and the solidification of the alloy has been considered, but this time, by controlling the cooling rate between 800 to 600 ° C., an appropriate hydrogen can be obtained. It has become possible to obtain a quenched alloy that exhibits occlusion behavior.
[0051]
Next, the alloy composition of the rare earth magnet alloy preferable in the present invention will be described.
First, it is preferable that rare earth elements do not contain Sm, Er, and Tm. These elements are RE₂TM₁₄When it is a compound of B, it exhibits in-plane anisotropy and becomes an obstacle to magnetic anisotropy.
[0052]
Since Al is inevitably contained by the crucible used for casting, it is difficult to make it 0.05% by mass or less. Al has an effect of improving the coercive force, but if it is added in a large amount, the residual magnetization is lowered, so that it is preferably 3% by mass or less.
Since Cu has the effect of improving the coercive force, it is better to add Cu. However, if it is added in a large amount, the residual magnetization is lowered, so that the content is preferably 3% by mass or less.
[0053]
Oxygen is inevitably contained in the raw material or at the time of casting, so it is difficult to make it 0.02% by mass or less. Moreover, since it will have a bad influence on a magnetic characteristic when too much, it is preferable to set it as 1 mass% or less.
Carbon is unavoidably contained in the raw material or at the time of casting, so it is difficult to make it 0.005% by mass or less. Moreover, since too much will have a bad influence on a magnetic characteristic, it is preferable to make it 0.2 mass% or less.
[0054]
In the present invention, a preferable hydrogen crushing method for measuring the hydrogen storage behavior is described below.
[0055]
The apparatus used for hydrogen cracking for measuring the hydrogen storage behavior is preferably one that can maintain temperature, can be evacuated by an oil rotary pump or an oil diffusion pump, and can withstand internal pressurization of about 200 kPa. The alloy sample to be used is preferably lightly crushed to about 1 to 3 mm to remove the influence of a slight oxide film on the surface to expose a new fracture surface, and then the variation in measurement temperature due to heat generation due to hydrogen occlusion is suppressed. For this purpose, the SC material is spread so as to be thin enough so that the overlap between the SC materials is about 1 to 2 sheets, and is placed in the sample container, and the sample container is set in the apparatus and sealed. This inside is 8 × 10^-Four~ 1x10^-2After maintaining a reduced pressure atmosphere of about Pa for a certain time (for example, about 3 hours), the inside of the apparatus is maintained at a certain temperature within a temperature range of 273 to 373 K, preferably 283 to 313 K, and then hydrogen is introduced, The time change of the pressure in the apparatus thereafter is measured by setting the initial time as the time point in a hydrogen atmosphere at a pressure of 101 to 160 kPa, preferably 101 to 140 kPa.
[0056]
At that time, the temperature is preferably within the range of 283 to 313K depending on the surrounding environment. At a temperature of 283 K, particularly 273 K or less, the hydrogen storage behavior of the alloy is slow, so the time required for hydrogen storage becomes very long and is not efficient. Further, at a temperature of 313K, particularly 373K or higher, the hydrogen storage reaction of the alloy becomes faster, and the quality evaluation becomes difficult. Further, in order to compare the hydrogen storage behavior of the alloys, the temperature in the hydrogen cracking needs to be the same.
[0057]
As a condition of the reduced pressure atmosphere, 1 × 10^-2When the pressure is lower than Pa, moisture and gas molecules attached to the surface of the alloy lump cannot be peeled off, and the hydrogen storage behavior is slowed as a whole. Also 8 × 10^-FourIt takes much time to reduce the pressure to Pa or less even with the capability of the oil diffusion pump, which is not preferable from the viewpoint of measurement efficiency. Therefore, the conditions of the reduced pressure atmosphere are 8 × 10^-Four~ 1x10^-2Pa is preferred.
[0058]
In addition, when the hydrogen atmosphere condition is 160 kPa or more, the hydrogen occlusion reaction of the alloy lump is accelerated, and it is difficult to determine whether it is good or bad. In addition, at 101 kPa or less, the hydrogen storage reaction slows down, and the measurement takes time, and the internal pressure of the device is lower than the outside air. It is not preferable because there is a risk of becoming. Therefore, it is preferably 101 to 160 kPa.
[0059]
The time change (hydrogen storage behavior) of the hydrogen storage amount of the rare earth magnet alloy ingot is calculated from the time change of the pressure in the apparatus at the time of the above hydrogen cracking, and a curve is obtained by plotting it in a graph. The schematic diagram is shown in FIG. In this curve, the hydrogen storage capacity is saturated and stable, and the hydrogen storage capacity is defined as the hydrogen storage capacity. From the time when hydrogen is introduced, the hydrogen storage capacity is 1% of the hydrogen storage capacity of the rare earth magnet alloy ingot. The time interval T is calculated. Moreover, in the curve of FIG. 1, the inclination of the tangent is calculated | required, the time passage is plotted on a graph, and it is set as the graph of the time change of the hydrogen occlusion rate of an alloy. The schematic diagram is shown in FIG. Since this curve is drawn in a curve having a certain peak in most cases, the maximum value rmax of the hydrogen storage rate can be calculated by reading the height of the peak of the curve. Then, the state of the rare earth alloy is evaluated from the values of the obtained two indices T and rmax, and it is determined whether or not magnetic characteristics preferable as a sintered magnet can be obtained.
In the present specification, the hydrogen storage amount of the rare earth magnet alloy ingot is represented by a percentage of the ratio of the mass of hydrogen stored in the alloy ingot to the mass of the rare earth magnet alloy ingot. Therefore, the unit of the hydrogen storage amount is mass%. In addition, the inventor has experimentally determined that the hydrogen storage capacity is stable when the hydrogen storage capacity is saturated and the hydrogen storage speed is about 5 × 10.^-6It is determined as an amount until the mass is reduced to less than mass% / second.
[0060]
The actual example is shown in FIGS. FIG. 3 is a graph showing the change over time of the hydrogen storage amount of the alloy, and FIG. 4 is a graph showing the change over time of the hydrogen storage rate of the alloy. (1), (2), and (3) in FIG. 3 and FIG. 4 represent alloys having different cooling rates at 800 to 600 ° C. during rapid casting of the rare earth magnet alloy. The relationship between the cooling rates is
(3)> (2)> (1)
It has become. From these figures, it can be seen that the slower the cooling rate at 800 to 600 ° C., the smaller T and the larger rmax. This trend was found to be similar for any alloy composition.
In addition, when these alloys were pulverized and their magnetic properties were examined as magnets, there was actually a difference in magnetic properties, and unless T and rmax were within the appropriate range, the magnetic properties would be degraded. Was confirmed.
[0061]
However, when comparing the alloys, it is necessary to compare the alloys having the same alloy composition, particularly the RE ratio. Further, when the total of Eu, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu is 1% by mass or more, the behavior of the RE-rich phase becoming a hydride and expanding itself changes, so that T becomes long, and rmax decreases. Accordingly, it should be noted that an appropriate range of T and rmax that can provide good magnetic characteristics also changes.
[0062]
[Action]
According to the present invention, the hydrogen occlusion behavior in hydrogen cracking is used as means for determining the quality of a rare earth magnet alloy lump, and the alloy is hydrogenated from the moment it is placed in a hydrogen atmosphere after the rare earth magnet alloy lump is held in a reduced pressure atmosphere. By measuring the time interval T until the point of occlusion of 1% of the storable amount and the maximum value rmax of the hydrogen storage rate of the alloy, the degree of hydrogen cracking of the rare earth magnet alloy ingot is quantitatively evaluated, It has become possible to predict the magnetic properties of sintered magnets. This is presumably because the time interval T and the maximum value rmax change depending on the distribution state of the RE rich phase in the rare earth magnet alloy ingot and serve as an index for accurately predicting the distribution state of the RE rich phase.
[0063]
【Example】
Example 1
An alloy raw material was prepared and blended so that Nd = 30.0 mass%, B = 0.98 mass%, Al = 0.3 mass%, Cu = 0.03 mass%, and the balance = iron. (Hereinafter, an alloy having this composition is referred to as Alloy A) An alloy raw material was set in an alumina crucible, heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate in the range of the molten metal temperature (about 1400 ° C.) to 1000 ° C. at this time is the temperature measured by the immersion thermocouple for the molten metal temperature in the tundish, and the alloy temperature at the position where the roll is rotated by 60 degrees. The difference from the value obtained by measuring with a thermometer was calculated by repeating the time for the roll to rotate 60 degrees. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. About the cooling rate between 800-600 degreeC, the time change of the temperature in this container was measured, and it divided by the time when the temperature changed to 800-600 degreeC, and made it the average cooling rate. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0064]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. The internal volume of the device is 0.010m^ThreeThe alloy was crushed to 1 to 3 mm and sealed. This interior is 1 × 10^-3After maintaining as a Pa atmosphere for 3 hours, the temperature was set to a constant temperature of 303 K, a hydrogen atmosphere of 140 kPa was used, and the pressure change in the apparatus was measured. From the obtained data, the time change of the hydrogen storage amount of the alloy is plotted on a graph, and the time interval between the start of hydrogen pressurization and the time of storage of 1% of the hydrogen storage capacity of the alloy (hereinafter abbreviated as T), Further, when the maximum value of the hydrogen storage rate (hereinafter abbreviated as rmax) was calculated, the obtained result was T = 1320 seconds, and rmax = 4.6 × 10.^-FourIt became mass% / second.
[0065]
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, residual magnetic flux density (hereinafter abbreviated as Br) = 1.37 T, coercive force (hereinafter abbreviated as iHc) = 812 kA / m, magnetic energy product (hereinafter abbreviated as BHmax) = 375 kJ / m.^ThreeIt became.
[0066]
(Example 2)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy A was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0067]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1580 seconds and rmax = 3.3 × 10.^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieve sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.35T, iHc = 788 kA / m, BHmax = 355 kJ / m^ThreeIt became.
[0068]
Example 3
In the same manner as in Example 1, a molten alloy A was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0069]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The result obtained is T = 1090 seconds, and rmax = 5.4 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.38T, iHc = 828 kA / m, BHmax = 376 kJ / m^ThreeIt became.
[0070]
(Example 4)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy A was made and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0071]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1320 seconds and rmax = 4.0 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.36T, iHc = 788 kA / m, BHmax = 360 kJ / m^ThreeIt became.
[0072]
(Comparative Example 1)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy A was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0073]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 2540 seconds, and rmax = 7.6 × 10.^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.32T, iHc = 716 kA / m, BHmax = 347 kJ / m^ThreeIt became.
[0074]
(Comparative Example 2)
In the same manner as in Example 1, a molten alloy A was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0075]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 170 seconds and rmax = 1.9 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.30T, iHc = 676 kA / m, BHmax = 337 kJ / m^ThreeIt became.
[0076]
(Comparative Example 3)
A molten alloy A was prepared in the same manner as in Example 1, and this molten metal was cast into a 20 mm thick box mold (Book Mold method). The time required for cooling the alloy from the molten metal temperature to 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0077]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 60 seconds and rmax = 2.5 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.25T, iHc = 629 kA / m, BHmax = 311 kJ / m^ThreeIt became.
[0078]
About the alloy A described in Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 3 above, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere to the time when the alloy ingot stores 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 5A and 5B are graphs showing the relationship between the time interval T and the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump and BHmax, respectively. In FIGS. 5A and 5B, ● represents the results of Examples 1 to 4, and □ represents the results of Comparative Examples 1 to 3. 5 (a) and 5 (b), T is in the range of 100 to 1800 seconds, and rmax is1.2 × 10 ^-Four ~ 1.5 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0079]
(Example 5)
An alloy raw material was prepared and blended so that Nd = 33.4% by mass, B = 1.1% by mass, Al = 0.4% by mass, Cu = 0.03% by mass, and the balance = iron. An alloy raw material was set in an alumina crucible (hereinafter referred to as an alloy B), heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate was measured in the same manner as in Example 1. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0080]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 380 seconds, rmax = 6.7 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.27T, iHc = 836 kA / m, BHmax = 321 kJ / m^ThreeIt became.
[0081]
(Example 6)
In the same manner as in Example 5, a molten alloy B was prepared and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0082]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 570 seconds, and rmax = 4.5 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.25T, iHc = 804 kA / m, BHmax = 311 kJ / m^ThreeIt became.
[0083]
(Example 7)
In the same manner as in Example 5, a molten alloy B was prepared and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0084]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 280 seconds, and rmax = 8.3 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.29T, iHc = 867 kA / m, BHmax = 331 kJ / m^ThreeIt became.
[0085]
(Example 8)
In the same manner as in Example 5, a molten alloy B was prepared and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0086]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 470 seconds, and rmax = 5.6 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.26T, iHc = 796 kA / m, BHmax = 316 kJ / m^ThreeIt became.
[0087]
(Comparative Example 4)
In the same manner as in Example 5, a molten alloy B was prepared and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0088]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 960 seconds, and rmax = 1.3 × 10^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.23T, iHc = 788 kA / m, BHmax = 301 kJ / m^ThreeIt became.
[0089]
(Comparative Example 5)
In the same manner as in Example 5, a molten alloy B was prepared and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0090]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 90 seconds and rmax = 2.3 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.21T, iHc = 796 kA / m, BHmax = 286 kJ / m^ThreeIt became.
[0091]
(Comparative Example 6)
A molten alloy B was prepared in the same manner as in Example 5, and the molten metal was cast into a 20 mm thick box mold. The time required for the alloy to cool from the molten metal temperature to around 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0092]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 40 seconds, and rmax = 3.1 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.20T, iHc = 716 kA / m, BHmax = 286 kJ / m^ThreeIt became.
[0093]
About the alloy B described in Examples 5 to 8 and Comparative Examples 4 to 6, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere until the time when the alloy ingot stores 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 6A and 6B are graphs showing the relationship between the time interval T and the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump and BHmax, respectively. 6A and 6B, ● represents the results of Examples 5 to 8, and □ represents the results of Comparative Examples 4 to 6. 6 (a) and 6 (b), T is in the range of 100 to 1800 seconds, and rmax is1.2 × 10 ^-Four ~ 1.5 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0094]
Example 9
An alloy raw material was prepared and blended so that Nd = 29.2 mass%, B = 0.97 mass%, Al = 0.4 mass%, Cu = 0.03 mass%, and the balance = iron. An alloy raw material was set in an alumina crucible (hereinafter referred to as an alloy C) and heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate was measured by the same method as in Example 1. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0095]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 1410 seconds and rmax = 3.8 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.38T, iHc = 804 kA / m, BHmax = 379 kJ / m^ThreeIt became.
[0096]
(Example 10)
In the same manner as in Example 9, a molten alloy C was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0097]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 1690 seconds and rmax = 2.2 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.35T, iHc = 764 kA / m, BHmax = 363 kJ / m^ThreeIt became.
[0098]
(Example 11)
In the same manner as in Example 9, a molten alloy C was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0099]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The result obtained is T = 1200 seconds, and rmax = 4.7 × 10.^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.39T, iHc = 820 kA / m, BHmax = 384 kJ / m^ThreeIt became.
[0100]
(Example 12)
In the same manner as in Example 9, a molten alloy C was made and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0101]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1550 seconds, and rmax = 3.0 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.37T, iHc = 772 kA / m, BHmax = 373 kJ / m^ThreeIt became.
[0102]
(Comparative Example 7)
In the same manner as in Example 9, a molten alloy C was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0103]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 3040 seconds, and rmax = 8.8 × 10^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.33T, iHc = 621 kA / m, BHmax = 352 kJ / m^ThreeIt became.
[0104]
(Comparative Example 8)
In the same manner as in Example 9, a molten alloy C was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0105]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 150 seconds and rmax = 1.6 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.30T, iHc = 637 kA / m, BHmax = 337 kJ / m^ThreeIt became.
[0106]
(Comparative Example 9)
A molten alloy C was prepared in the same manner as in Example 9, and the molten metal was cast into a 20 mm thick box mold. The time required for the alloy to cool from the molten metal temperature to around 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0107]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 90 seconds and rmax = 2.2 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.24T, iHc = 573 kA / m, BHmax = 306 kJ / m^ThreeIt became.
[0108]
About the alloy C described in Examples 9-12 and Comparative Examples 7-9 above, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere to the time when the alloy ingot stores 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 7A and 7B are graphs showing the relationship between the time interval T and the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump and BHmax, respectively. In FIGS. 7A and 7B, ● represents the results of Examples 9-12, and □ represents the results of Comparative Examples 7-9. 7 (a) and 7 (b), T is in the range of 100 to 1800 seconds, and rmax is1.2 × 10 ^-Four ~ 1.5 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0109]
(Example 13)
Prepare alloy raw materials, Nd = 27.5% by mass, Dy = 2.5% by mass, B = 0.98% by mass, Al = 0.3% by mass, Cu = 0.03% by mass, balance = iron The formulation was as follows. An alloy raw material was set in an alumina crucible (hereinafter referred to as an alloy D) and heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate was measured by the same method as in Example 1. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0110]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 1610 seconds and rmax = 4.1 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.32T, iHc = 1289 kA / m, BHmax = 328 kJ / m^ThreeIt became.
[0111]
(Example 14)
In the same manner as in Example 13, a molten alloy D was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0112]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1900 seconds, and rmax = 2.8 × 10.^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.30T, iHc = 1265 kA / m, BHmax = 318 kJ / m^ThreeIt became.
[0113]
(Example 15)
In the same manner as in Example 13, a molten alloy D was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0114]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 1390 seconds, and rmax = 4.9 × 10.^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.33T, iHc = 1305 kA / m, BHmax = 333 kJ / m^ThreeIt became.
[0115]
(Example 16)
In the same manner as in Example 13, a molten alloy D was made and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0116]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 1630 seconds, rmax = 3.5 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.31T, iHc = 1273 kA / m, BHmax = 323 kJ / m^ThreeIt became.
[0117]
(Comparative Example 10)
In the same manner as in Example 13, a molten alloy D was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0118]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 3030 seconds, and rmax = 6.4 × 10^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.27T, iHc = 1218 kA / m, BHmax = 304 kJ / m^ThreeIt became.
[0119]
(Comparative Example 11)
In the same manner as in Example 13, a molten alloy D was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0120]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 180 seconds, and rmax = 1.4 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.25T, iHc = 1202 kA / m, BHmax = 295 kJ / m^ThreeIt became.
[0121]
(Comparative Example 12)
A molten alloy D was made in the same manner as in Example 13, and this molten metal was cast into a 20 mm thick box mold. The time required for the alloy to cool from the molten metal temperature to around 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0122]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 80 seconds, and rmax = 2.1 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.20T, iHc = 1116 kA / m, BHmax = 273 kJ / m^ThreeIt became.
[0123]
About the alloy D described in Examples 13 to 16 and Comparative Examples 10 to 12, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot was placed in a hydrogen atmosphere, until the time when the alloy ingot occludes 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 8A and 8B are graphs showing the relationship between the time interval T, the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump, and BHmax, respectively. In FIGS. 8A and 8B, ● represents the results of Examples 13 to 16, and □ represents the results of Comparative Examples 10 to 12. 8A and 8B, T is in the range of 200 to 2400 seconds, and rmax is1.0 × 10 ^-Four ~ 1.2 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0124]
(Example 17)
An alloy raw material was prepared, Nd = 31.9% by mass, Dy = 1.5% by mass, B = 1.1% by mass, Al = 0.4% by mass, Cu = 0.03% by mass, and the balance = iron. The formulation was as follows. An alloy raw material was set in an alumina crucible (hereinafter referred to as an alloy E) and heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate was measured by the same method as in Example 1. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0125]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 700 seconds and rmax = 6.2 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.25T, iHc = 1074 kA / m, BHmax = 292 kJ / m^ThreeIt became.
[0126]
(Example 18)
In the same manner as in Example 17, a molten alloy E was prepared and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0127]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 880 seconds, and rmax = 4.2 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.22T, iHc = 1058 kA / m, BHmax = 279 kJ / m^ThreeIt became.
[0128]
Example 19
In the same manner as in Example 17, a molten alloy E was prepared and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0129]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 590 seconds, and rmax = 8.0 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.27T, iHc = 1114 kA / m, BHmax = 302 kJ / m^ThreeIt became.
[0130]
(Example 20)
In the same manner as in Example 17, a molten alloy E was prepared and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0131]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 810 seconds, and rmax = 5.3 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.23T, iHc = 1074 kA / m, BHmax = 283 kJ / m^ThreeIt became.
[0132]
(Comparative Example 13)
In the same manner as in Example 17, a molten alloy E was prepared and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0133]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1430 seconds, and rmax = 1.1 × 10^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.20T, iHc = 1035 kA / m, BHmax = 270 kJ / m^ThreeIt became.
[0134]
(Comparative Example 14)
In the same manner as in Example 17, a molten alloy E was prepared and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0135]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 150 seconds and rmax = 2.0 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.18T, iHc = 1042 kA / m, BHmax = 261 kJ / m^ThreeIt became.
[0136]
(Comparative Example 15)
A molten alloy E was prepared in the same manner as in Example 17, and this molten metal was cast into a 20 mm thick box mold. The time required for the alloy to cool from the molten metal temperature to around 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0137]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 50 seconds and rmax = 2.9 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.16T, iHc = 955 kA / m, BHmax = 252 kJ / m^ThreeIt became.
[0138]
About the alloy E described in Examples 17 to 20 and Comparative Examples 13 to 15 above, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere to the time when the alloy ingot stores 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 9A and 9B are graphs showing the relationship between the time interval T and the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump and BHmax, respectively. 9A and 9B, ● represents the results of Examples 17 to 20, and □ represents the results of Comparative Examples 13 to 15. 9 (a) and 9 (b), T is in the range of 200 to 2400 seconds, and rmax is1.0 × 10 ^-Four ~ 1.2 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0139]
(Example 21)
An alloy raw material was prepared, Nd = 25.2% by mass, Dy = 4.0% by mass, B = 0.97% by mass, Al = 0.3% by mass, Cu = 0.03% by mass, and the balance = iron. The formulation was as follows. An alloy raw material was set in an alumina crucible (hereinafter referred to as an alloy F), heated in a vacuum chamber, and a molten metal was created from a vacuum atmosphere to an argon gas atmosphere. During casting, this molten metal was poured into a tundish, and then the molten metal was poured onto the quenched copper roll from the tundish. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. The average cooling rate was measured by the same method as in Example 1. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was stored in a container for collecting the alloy. As a result, the average cooling rate was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0140]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1750 seconds, and rmax = 3.2 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.30T, iHc = 1560 kA / m, BHmax = 325 kJ / m^ThreeIt became.
[0141]
(Example 22)
In the same manner as in Example 21, a molten alloy F was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 1.2 m / sec. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0142]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 1990 seconds, and rmax = 1.7 × 10.^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.27T, iHc = 1520 kA / m, BHmax = 305 kJ / m^ThreeIt became.
[0143]
(Example 23)
In the same manner as in Example 21, a molten alloy F was made and cast. During casting, this molten metal was poured from the tundish onto the roll. The peripheral speed of the roll was 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.5 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0144]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 1550 seconds, and rmax = 4.1 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.31T, iHc = 1576 kA / m, BHmax = 325 kJ / m^ThreeIt became.
[0145]
(Example 24)
In the same manner as in Example 21, a molten alloy F was made and cast. At the time of casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 0.8 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 400 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, argon gas was allowed to flow into the container so that it cooled slightly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 1.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.35 mm.
[0146]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 1780 seconds, rmax = 2.8 × 10^-FourIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.28T, iHc = 1528 kA / m, BHmax = 310 kJ / m^ThreeIt became.
[0147]
(Comparative Example 16)
In the same manner as in Example 21, a molten alloy F was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was set to 1.2 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of the molten metal temperature to 1000 ° C. was 800 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, helium gas was flowed into the container so that it cooled very quickly. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 15 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.23 mm.
[0148]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are: T = 3360 seconds and rmax = 7.6 × 10^-FiveIt became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.25T, iHc = 1393 kA / m, BHmax = 294 kJ / m^ThreeIt became.
[0149]
(Comparative Example 17)
In the same manner as in Example 21, a molten alloy F was made and cast. During casting, the molten metal was further poured onto the roll from the tundish, and the peripheral speed of the roll was 0.7 m / second. As a result, the average cooling rate in the range of molten metal temperature to 1000 ° C. was 300 ° C./second. The finished alloy was accumulated in the product container. At that time, the vicinity of the container was depressurized so that the cooling rate was slow. As a result, the average cooling rate between 800 and 600 ° C. was 0.2 ° C./second. The average thickness of the obtained alloy was 0.40 mm.
[0150]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained were T = 180 seconds, and rmax = 1.3 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.22T, iHc = 1377 kA / m, BHmax = 280 kJ / m.^ThreeIt became.
[0151]
(Comparative Example 18)
A molten alloy F was prepared in the same manner as in Example 21, and this molten metal was cast into a 20 mm thick box mold. The time required for the alloy to cool from the molten metal temperature to around 1000 ° C. was measured, and the average cooling rate was calculated to be 8 ° C./second. Moreover, it was 0.1 degree-C / sec when the average cooling rate in the range of 800-600 degreeC was measured.
[0152]
Then, hydrogen crushing was performed about the obtained alloy. At that time, the apparatus and the implementation conditions were the same as those in Example 1. The results obtained are T = 120 seconds and rmax = 1.8 × 10^-3It became mass% / second.
This alloy was further pulverized into a powder having an average particle size of 3.2 μm by a Fischer sub-sieving sizer, molded in a magnetic field, and further sintered to obtain a sintered magnet. When the magnetic characteristics were examined, Br = 1.16T, iHc = 1337 kA / m, BHmax = 252 kJ / m^ThreeIt became.
[0153]
About the alloy F described in Examples 21 to 24 and Comparative Examples 16 to 18 above, from the moment when the rare earth magnet alloy ingot is placed in a hydrogen atmosphere to the time when the alloy ingot stores 1% of the hydrogen storage capacity. FIGS. 10A and 10B are graphs showing the relationship between the time interval T and the maximum value rmax of the hydrogen occlusion rate of the alloy lump and BHmax, respectively. 10A and 10B, ● represents the results of Examples 21 to 24, and □ represents the results of Comparative Examples 16 to 18. 10 (a) and 10 (b), T is in the range of 200 to 2400 seconds, and rmax is1.0 × 10 ^-Four ~ 1.2 × 10 ^-3It can be seen that the properties of magnets manufactured from alloy ingots in the mass% / second range show higher properties than magnets manufactured from alloy ingots outside the range.
[0154]
Table 1 shows the compositions of the rare earth magnet alloys used in Examples 1-24 and Comparative Examples 1-18.
[0155]
[Table 1]

[0156]
Table 2 shows a list of characteristics of Examples 1 to 12 and Comparative Examples 1 to 9 regarding the alloys A, B, and C.
[0157]
[Table 2]

[0158]
Table 3 shows a list of characteristics of Examples 13 to 24 and Comparative Examples 10 to 18 relating to the alloys D, E, and F described above.
[0159]
[Table 3]

[0160]
【The invention's effect】
The present invention is different from the conventional method in which the microstructure of an alloy is evaluated only from a cross-sectional photograph, such as measuring the interval between R-rich phases in a micrograph of a rare earth magnet alloy ingot or performing image processing. By adopting a new method of evaluating the structure of rare earth magnet alloy lumps, it becomes possible to use a larger amount of alloy lumps for quality determination than in the past, and not a part of the alloy as a whole Can now be evaluated. As a result, it was possible to accurately predict the particle size distribution of the alloy powder after hydrogen cracking and the magnetic characteristics of the sintered magnet after that in the state of the rare earth magnet alloy lump, and to judge the quality.
[0161]
The method for determining the quality of the rare earth magnet alloy ingot of the present invention reveals the conditions of the hydrogen storage behavior of the rare earth magnet alloy ingot, which can obtain a preferable alloy powder and can make a magnet with higher characteristics, and only by a conventional cross-sectional photograph. The state of rare earth magnet alloy powder and further magnetic properties can be predicted from the rare earth magnet alloy lump with higher accuracy than the method of evaluating the distribution state of the RE rich phase, so the quality of the rare earth magnet alloy lump is judged. can do. As a result, the quality of the rare earth magnet alloy ingot, which could not be evaluated until the final sintered magnet was manufactured conventionally, can be determined by the state of the alloy ingot, so the time required for the manufacturing process of the rare earth magnet alloy ingot can be shortened, Cost can be reduced.
[0162]
Moreover, the rare earth magnet manufactured from the rare earth magnet alloy that passes the method of judging the quality of the rare earth magnet alloy ingot of the present invention exhibits excellent magnetic properties.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram of a graph showing a temporal change in the hydrogen storage amount of a rare earth alloy ingot.
FIG. 2 is a schematic diagram of a graph showing a temporal change in the hydrogen storage rate of a rare earth alloy ingot.
FIG. 3 is a diagram comparing the difference in temporal change in the amount of hydrogen stored by rare earth alloy ingots.
FIG. 4 is a diagram comparing differences in temporal change in hydrogen storage rate due to rare earth alloy ingots.
5A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy A. FIG.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy A.
6A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy B. FIG.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy B.
7A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy C. FIG.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy C.
8A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy D. FIG.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy D.
9A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy E. FIG.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy E.
FIG. 10A is a graph showing the relationship between T and BHmax in Alloy F.
(B) A graph showing the relationship between rmax and BHmax in Alloy F.
[Explanation of symbols]
T: Time interval from the moment when hydrogen is introduced to the hydrogen storage amount of 1% of the hydrogen storage capacity of the rare earth magnet alloy ingot
rmax: Maximum value of the hydrogen storage rate
(1), (2), (3): Alloys having different cooling rates at 800 ° C. to 600 ° C.

Claims

RE (RE is a metal composed of at least one of lanthanoids including Y (Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu). ) Is 27 to 34% by mass, B (boron) is 0.7 to 1.4% by mass, and TM (TM is a metal composed of a transition element containing Fe as an essential element) occupies the balance. The rare earth magnet alloy ingot is kept in a reduced pressure atmosphere of 8 × 10 ⁻⁴ to 1 × 10 ⁻² Pa, and then placed in a hydrogen atmosphere of 101 to 160 kPa and kept in a temperature range of 283 to 313 K. The behavior of the magnet alloy block storing hydrogen is that the time interval from the moment when it is placed in a hydrogen atmosphere to the time when the alloy stores 1% of the hydrogen storage capacity is 200 to 2400 seconds, and the alloy The maximum value of the hydrogen storage rate is 1.0 × 1 Quality determination method of a rare earth magnet alloy ingot, characterized in that to determine the rare earth magnet alloy ingot is ^-4 ~ 1.5 × 10 ^-3 wt% / sec as good.

The time interval until the point of storing 1% of the hydrogen storage capacity is 100 to 1800 seconds, and the maximum value of the hydrogen storage rate is 1.0 × 10 ^{−4 to} 1.2 × 10 ⁻³ mass% / second. The method for determining pass / fail of a rare earth magnet alloy ingot according to claim 1.

3. The method for judging acceptability of a rare earth magnet alloy lump according to claim 1 or 2, wherein the rare earth magnet alloy lump is maintained in a reduced pressure atmosphere after being roughly crushed.

4. The method for judging acceptability of a rare earth magnet alloy ingot according to claim 1, wherein the rare earth magnet alloy ingot is manufactured by a rapid casting method. 5.

5. The method for judging acceptability of a rare earth magnet alloy ingot according to claim 4, wherein the rapid casting method is a strip casting method.

5. A method for manufacturing a rare earth magnet, comprising using a rare earth magnet alloy ingot determined to be a non-defective product by the quality determination method according to claim 1.