JP4276541B2 - Ｓｍ−Ｃｏ系磁石用合金、その製造方法、焼結磁石及びボンド磁石 - Google Patents

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石用合金、その製造方法、焼結磁石及びボンド磁石 Download PDF

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Description

本発明は、Sm-Co系磁石用合金、その製造方法、Sm-Co系磁石用合金を用いた焼結磁石及びボンド磁石に関する。
現在実用化されているSm-Co系磁石用合金の製法としては、拡散還元法(RD法)が知られている。このRD法は、希土類酸化物及び他成分である金属と、金属カルシウム、水素化カルシウム等の還元剤とを不活性雰囲気中において加熱することにより、希土類酸化物を金属に還元し、同時に生成した希土類金属を他成分の金属中に拡散させる。得られた反応生成物を室温まで冷却した後、水中に投入し、還元生成物であるCaO、CaO・2CaCl2及びCa(OH)2あるいは未反応で残存する金属カルシウム等を溶出させて除去する。更に場合によっては酸処理等を行う製法である。
また実用化されている別の方法として、合金を構成する希土類金属及び他成分である金属、あるいはそれらの成分金属からなる母合金を所定の組成に調合し、高周波溶解し、得られる合金の厚さが50〜100ｍｍ程度になるように合金溶湯を鋳型に鋳込む鋳造法が知られている。また以前から検討されている製法として、上述の鋳型による鋳造法の場合と同様、合金を構成する希土類金属及び他成分である金属、あるいはそれらの成分金属からなる母合金を所定の組成に調合し、高周波溶解し、単ロール、双ロール又は円板等を用いるストリップキャスティング法により連続的に急冷凝固させる方法が提案されている。
前記RD法により得られるSm-Co系磁石用合金は、CaO、CaO・2CaCl2及びCa(OH)2あるいは未反応で残存した金属カルシウム等の吸着物及び凝集物が完全に除去されずに50〜2000ppm程度混入するため、耐食性低下の問題が生じる。またRD法においては水等と接触させる為、得られるSm-Co系磁石用合金の酸素濃度が1000〜2500ppmと高くなり、非磁性相の増加を招き磁力特性低下の問題が生じる。
一方、鋳型による鋳造法では、RD法における前記耐食性の問題は改善されるが、インゴットを粉砕した場合、粉砕粒に粗粒を含み、これが磁力特性低下を生じるため、磁力特性はRD法で得られるものと同等に過ぎない。
従来提案されているストリップキャスティング法によりSm-Co系磁石用合金を調製した場合は、RM5相より磁気モーメントの小さいR2M7相やRM3相等が多くなるため、磁力特性が上述のRD法や鋳型による鋳造法で得られるものより劣る。
本発明の目的は、高磁気特性を有する焼結磁石及びボンド磁石等の磁石製造のための原材料として極めて有用なSm-Co系磁石用合金及びその製造方法を提供することにある。
本発明の別の目的は、耐食性に優れ、高保磁力、良好な角型性等の高磁気特性を示すSm-Co系焼結磁石及びボンド磁石を提供することにある。
本発明によれば、式RMで示される合金からなり、Rが32.5〜35.5質量％、残部がMであり、RM5相の(1 1 1)面のＸ線回折強度(A)と、R2M7相の(1 1 9)面のＸ線回折強度(B)との比(B/A)が0.1以下であるSm-Co系磁石用合金(以下、合金(a)という場合がある)が提供される。
(式中、RはSm単独、若しくはSmと、Pr及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、MはCo単独、若しくはCoと、Fe及びCuの少なくとも1種とからなる。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。)
また本発明によれば、32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、該合金の融点から800℃までの冷却を0.5〜20秒で、800℃から200℃までの冷却を600秒以上で実施する冷却工程を含む合金(a)の製造方法が提供される。
(R及びＭは上記と同様である。)
更に本発明によれば、32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御したストリップキャスティング法により鋳造する工程を含む合金(a)の製造方法が提供される。
(R及びＭは上記と同様である。)
更にまた本発明によれば、32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御した鋳型に、得られる合金の厚さが1〜10mmとなるように鋳込み冷却する工程を含む合金(a)の製造方法が提供される。
(R及びMは上記と同様である。)
また本発明によれば、合金の粉体混合物を磁界中において加圧成形し、焼結して得た焼結磁石であって、該粉体混合物が、合金(a)の粉体と、式(R1)(M1)で示される合金からなり、(R1)が質量％で35.5＜(R1)≦45.0、残部が(M1)であるSm-Co系磁石用調整合金(以下、調整合金(b)という場合がある)の粉体とを含むSm-Co系焼結磁石が提供される。
(式中、(R1)はSm単独、若しくはSmと、Pr及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、(M1)はCo単独、若しくはCoと、Fe及びCuの少なくとも1種とからなる。但し、(R1)及び(M1)は不可避不純物を含んでいても良い。)
更に本発明によれば、前記合金(a)を溶体化熱処理した後、粉砕、時効熱処理して得た合金粉体(a-1)と樹脂材料とを含む樹脂含有混合物を、磁界中において加圧成形し、焼成して得たSm-Co系ボンド磁石が提供される。
以下本発明を更に詳細に説明する。
本発明の合金(a)は、式RMで示される特定結晶相を有する合金からなる。前記Rは、Sm単独、若しくはSmと、Pr及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、R中のSmの含有割合は、好ましくは85〜100質量％である。また前記Mは、Co単独、若しくはCoと、Fe及びCuの少なくとも1種とからなり、M中のCoの含有割合は、75〜100質量％が好ましい。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。
前記R及びMの組成範囲は、Rが32.5〜35.5質量％、残部がMであり、好ましくはRが33.0〜33.85質量％、残部がMである。Rが32.5質量％未満では磁石製造工程での粉砕性が低下し、磁気特性が向上しない。一方、35.5質量％を超えるとRM5相の析出が少なくなり、R2M7相及びRM3相の比率が増加し、磁気特性が向上しない。
本発明の合金(a)は、RM5相の(1 1 1)面のＸ線回折強度(A)と、R2M7相の(1 1 9)面のＸ線回折強度(B)との比(B/A)が0.1以下、好ましくは0.08以下となる結晶相を有する。(B/A)が0.1を超える場合には、R2M7相が多く存在し、得られる磁石の磁気特性が低下する。
前記(A)及び(B)のＸ線回折強度とは、合金(a)を粉末Ｘ線回折法で測定し、その結果を、横軸に回折角(2θ)、縦軸に回折線強度(％)でプロットして表したRM5相の(1 1 1)面及びR2M7相の(1 1 9)面のそれぞれの相対的なピーク高さを意味する。
結晶相の体積率は、粉末X線回折におけるそれぞれの結晶相に由来する最大の回折ピークのX線回折強度を全て加えて基準値として、それぞれの結晶相に由来する最大の回折ピークのX線回折強度を基準値と比較した際の比率とした。
本発明の合金(a)は、結晶相としてRM5相を好ましくは85体積％以上、更に好ましくは88〜100体積％含む。RM5相が85体積％未満では、合金(a)中のR2M7相及びRM3相の比率が増加し、前記(B/A)比が0.1を超え、得られる磁石の磁気特性が向上しない場合があり好ましくない。
本発明の合金(a)は、合金中の酸素濃度が800ppm以下であることが好ましい。更に好ましくは500ppm以下である。酸素濃度が800ppmを越えると非磁性相が増加し、磁力特性が低下する。
本発明の合金(a)は、合金中のカルシウム濃度が40ppm以下であることが好ましい。更に好ましくは、カルシウム濃度が10ppm以下である。通常、ICPプラズマ発光分析による合金成分の定量分析において、カルシウムの検出下限はせいぜい1ppm程度であり、ICPプラズマ発光分析による合金成分の定量分析において検出しないことがさらに好ましい。カルシウム濃度が40ppm以下である場合、耐食性に優れる。
本発明の合金(a)を調製するには、例えば、以下に示す本発明の製造方法等により得ることができる。
本発明の製造方法は、前記RMの組成となるように、前記R原料金属とM原料金属との合金溶融物を、該合金の融点から800℃までの冷却を0.5〜20秒で、800℃から200℃までの冷却を600秒以上で実施する冷却工程を含む製造方法(以下、方法(1)という)、前記R原料金属と前記M原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御したストリップキャスティング法により鋳造する工程を含む製造方法(以下、方法(2)という)、若しくは前記R原料金属とM原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御した鋳型に、得られる合金の厚さが1〜10mmとなるように鋳込み冷却する工程を含む製造方法(以下、方法(3)という)である。また、前記方法(1)〜(3)をまとめて本発明の製造方法という場合がある。
本発明の製造方法において、R原料金属とM原料金属との合金溶融物の調製は、所定の比率に調整したR原料金属及びM原料金属を、例えば、不活性ガス雰囲気下、真空溶融法、高周波溶融法等により溶融することによって行うことができる。
前記方法(1)においては、まず、前記合金溶融物の融点から800℃までの冷却を0.5〜20秒、好ましくは1〜5秒で行う。この際、冷却時間が0.5秒未満では、結晶が組織成長せず(デンドライドが形成されない)、細かい等軸的な微細組織(チル)が形成され、結晶配向されずBrが向上しない。また冷却時間が20秒を超えるとR2M7相が析出し、Brの低下を招く。結晶配向させ、R2M7相を析出させないために合金溶融物の融点から800℃までの冷却は0.5〜20秒が望ましい。
続いて方法(1)では、合金溶融物の800℃から200℃までの冷却を600秒以上で行う。この際、冷却時間が600秒未満の場合、結晶が十分に成長せず、粉砕後の粉末が単軸化されずBrの低下を招く。上限は特に限定されないが、1時間以内で行うことが生産効率、エネルギー効率上好ましい。
方法(1)において合金溶融物の温度は、例えば、鋳型を用いた鋳造法による冷却の場合、該鋳型に鋳込んだ合金溶融物の略中心部、即ち、鋳型に鋳込んだ合金溶融物の上面の略中心から該合金溶融物の厚さ方向の略半分の高さに位置する箇所に熱電対を挿入して測定した温度を意味し、また、ストリップキャスト法により合金の鋳片を調製する場合の合金溶融物の温度は、赤外線熱画像計測装置を用いて測定した合金溶融物及び鋳片の表面温度を意味する。
このような方法(1)における合金溶融物の冷却速度を制御する方法は、特に限定されず、例えば、前記方法(2)又は(3)により実施することができる。
前記方法(2)において、ストリップキャスティング法としては、単ロール、双ロール又はディスク等を用いる公知の冷却手段を用いた連続的な凝固法が挙げられる。前記方法(2)では、例えば、ロール面の温度又はディスク面の温度を、鋳造開始から終了まで200〜600℃、好ましくは300〜500℃に制御して前記合金溶融物を鋳造する。
冷却面の温度制御は、例えば、鋳造開始前に予めヒーター等で加熱し、前記制御温度内にしておき、鋳造中は溶湯の温度、ロール又はディスクの回転速度、溶湯の鋳込み速度、循環冷却溶媒の温度等を調節することにより前記制御温度内に保つことができる。前記冷却面温度が200℃未満の場合、得られる合金中のR2M7相及びRM3相の比率が増加し、前記(B/A)比が0.1より大きくなって得られる磁石の磁気特性が向上しない。一方、前記冷却面温度が600℃より高い場合は、凝固していない状態で鋳片が冷却面から離れ、鋳片が溶着する恐れがある。ここで、ストリップキャスティング法により得られる合金鋳片の厚さは、0.1〜1.0mmとなるように条件を制御することが好ましい。
前記方法(2)において、前記合金溶融物を冷却する際の冷却速度は、ストリップキャスティング法における冷却速度から本発明の合金(a)の結晶組織が得られるように適宜選択することができる。
前記方法(3)では、合金溶融物を鋳型に鋳込み冷却する方法であって、鋳型冷却面の温度を200〜600℃、好ましくは550〜600℃に制御する。該冷却面の温度制御は、例えば、鋳造開始前に鋳型を予めヒーター等で加熱し、鋳造開始前に200〜600℃としておくことが好ましい。また、鋳型の素材、鋳型の厚さ等を調整することにより行うことができる。前記合金溶融物の鋳込みは、得られる合金厚さが1〜10ｍｍ、好ましくは2〜5mmとなるように実施する。合金の厚さを1〜10mmとすることにより、合金溶融物の融点から800℃までの冷却を0.5〜20秒に制御することができる。
本発明のSm-Co系焼結磁石は、本発明の合金(a)の粉体と、特定組成の式(R1)(M1)で示される合金からなる調整合金(b)の粉体とを含む合金の粉体混合物を原料とする。
前記調整合金(b)において、(R1)は、Sm単独、若しくはSmと、Pr及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、(R1)中のSmの含有割合は、好ましくは85〜100質量％である。また前記(M1)は、Co単独、若しくはCoと、Fe及びCuの少なくとも1種とからなり、(M1)中のCoの含有割合は、75〜100質量％が好ましい。但し、(R1)及び(M1)は不可避不純物を含んでいても良い。
前記(R1)及び(M1)の組成範囲は、質量％で35.5＜(R1)≦45.0、残部が(M1)であり、好ましくは37.0≦(R1)≦44.0、残部が(M1)である。(R1)が45.0質量％を超えると焼結磁石の焼結性に問題が生じ、35.5質量％以下では得られる焼結磁石の磁力特性の低下をもたらす。
前記調整合金(b)の結晶相は、(R1)(M1)5相が50体積％以下、特に44体積％以下で、(R1)(M1)3相が10〜40体積％、特に15〜35体積％、(R1)(M1)2相が2〜30体積％、特に2〜25体積％が好ましい。(R1)(M1)5相が50体積％を超えると粉砕性が悪く、粉砕後の粉末に粗粒を含み、得られる焼結磁石の磁力の低下が生じる場合があり好ましくない。また、前記調整合金(b)は、R及びMの共晶組織を有していても良い。
前記粉体混合物において、合金(a)の粉体及び調整合金(b)の粉体の配合割合は、得られる粉体混合物中のSmを含む希土類金属の含有割合が、通常35.0〜36.0質量％の範囲となるように選択することが好ましい。
合金(a)の粉体及び調整合金(b)の粉体の粒径は、得られる焼結磁石の焼結性を良好とするために、平均粒径2〜6μmの範囲が好ましい。このような粒径にするには、例えば、各合金を粗粉砕後、ジェットミル等により微粉砕する方法が挙げられる。
本発明のSm-Co系焼結磁石は、前記粉体混合物を、磁界中において加圧成形し、焼結して得られる。磁界中における加圧成形は、通常、10〜30kOe/cm2の磁界中で公知の方法等により加圧成形することにより行なうことができる。また焼結は、通常、アルゴン雰囲気中、1050〜1150℃、通常1100℃程度で1〜2時間の条件で行うことができる。焼結後、好ましくは800〜900℃の範囲で2〜4時間熱処理を行う。また、必要に応じて寸法精度を出すために研削加工を行い、着磁し、所望の保磁力が大きく、角型性に優れた焼結磁石が得られる。
本発明のSm-Co系ボンド磁石は、前記合金(a)を溶体化熱処理した後、粉砕、時効熱処理して得た合金粉体(a-1)と樹脂材料とを含む樹脂含有混合物を原料とする。
合金(a)を溶体化熱処理するには、例えば、アルゴン雰囲気中、1150〜1250℃、通常1120℃程度に保持して溶体化する方法等により実施できる。
前記溶体化熱処理により得られた鋳塊を粉砕、時効熱処理して合金粉体(a-1)を調製するには、例えば、得られた鋳塊を、クラッシャー、ディスクミル等で通常20〜70μmに粉砕した後、好ましくは800〜900℃の範囲で時効熱処理することにより得られる。
前記樹脂含有混合物は、前記合金粉体(a-1)に、エポキシ樹脂、ナイロン樹脂等のボンド磁石に用いる樹脂材料を、通常1〜3体積％混合、混練することにより得られる。
本発明のSm-Co系ボンド磁石は、前記原料である樹脂含有混合物を、磁界中において加圧成形し、焼成して得られる。磁界中における加圧成形は、通常、10〜30kOe/cm2の磁界中で1〜5t/cm2のプレス圧等で圧縮成形又は射出成形等により行なうことができる。また焼成は、通常、アルゴン雰囲気中、100〜150℃、で1〜2時間の条件で行うことができる。
以下、実施例及び比較例により本発明を更に詳細に説明するが本発明はこれらに限定されない。
実施例1
(Sm-Co系磁石用合金の調製)
Sｍ32.6質量％及びCo67.4質量％の組成の金属混合物を、真空高周波誘導溶解炉にてアルゴン雰囲気中で溶融後、水冷式の銅製単ロール鋳造装置を用いて鋳造し、試料(1)を得た。尚、鋳造開始前にロール冷却面をヒーターにより予め350℃に加熱した。鋳造中はロール冷却面温度を、赤外線熱画像計測装置を用いてモニタリングしながら200〜600℃になるよう制御した。
試料(1)を粉砕後、Ｘ線回折装置(理学電機製、RINT2500)にてＸ線回折強度を測定した。得られたＸ線回折データよりSmCo5相の(1 1 1)面のＸ線回折強度(A)とSm2Co7相の(1 1 9)面のＸ線回折強度(B)の比(B/A)は0.044であり、SmCo5相は95体積％であった。また、酸素・窒素分析計(堀場製作所製、EMGA-550FA)、ICPプラズマ発光分析装置(セイコー電子製、SPS-1700HVR)を用いて、試料(1)の酸素及びカルシウム濃度を測定した。試料(1)の酸素濃度は130ppmであり、カルシウムは検出されなかった。結果を表1に示す。
(Sm-Co系磁石調整用合金の調製)
Sm37.5質量％及びCo62.5質量％の組成の金属混合物を、真空高周波誘導溶解炉にてアルゴン雰囲気中で溶融し、水冷式の銅製金型鋳造装置を用いて鋳造し、厚さ60mmの試料(1a)を得た。試料(1a)を粉砕後、上記と同様にＸ線回折を行ったところ、得られた試料(1a)は、SmCo5相を44体積％、SmCo3相を18体積％、SmCo2相を2体積％含んでいることが判った。これらの結果を表２に示す。
(Sm-Co系焼結磁石の調製)
上記で調製した試料(1)と試料(1a)とを、Sm含有割合が35.8質量％となるよう配合し、粗粉砕後、ジェットミルにより平均粒径2〜6μm程度に微粉砕した。次に、得られた粉体混合物を30kOeの磁場中で5t/cm2にて加圧成形し、1100℃で1時間焼結を行った。その後、900℃にて4時間熱処理を行いSm-Co系焼結磁石を得た。
得られたSm-Co系焼結磁石の磁気特性及び耐食性を測定した。結果を表3に示す。なお、耐食性の評価は、得られたSm-Co系焼結磁石を、温度80℃、湿度80％の環境に24時間放置後の錆の発生した面積率を測定して行った。従って、面積率の数値が低いほど耐食性に優れることになる。
実施例2〜10、比較例1〜6
Smの割合を表1に示す割合に代えた以外は実施例1の試料(1)の調製と同様に試料(2)〜(5)を調製し、各測定を行った。また、Smの割合を表1に示す割合に代え、鋳造開始前にロールをヒーターで加熱せずに、鋳造開始前のロール冷却面の温度が20℃の状態で鋳造を行い、鋳造中もロール冷却面の温度制御はしなかった以外は実施例1の試料(1)の調製と同様に試料(6)を調製し、各測定を行った。更に、Smの割合を表1に示す割合に代え、水冷式の銅製単ロール鋳造装置に代えて水冷式の銅製金型鋳造装置を用いて鋳造を行った以外は実施例1の試料1(a)と同様に60mm厚の試料(7)を調製し、各測定を行った。更にまた、Smの割合を表1に示す割合に代え、水冷式の銅製金型鋳造装置を用いて、鋳造開始前に金型をヒーターで加熱し、鋳造開始時から金型面を550℃に保持して鋳造を行い、5mm厚の試料(8)を調製して、各測定を行った。これらの結果を表1に示す。
Smの割合を表2に示す割合に代えた以外は実施例1の試料(1a)の調製と同様に試料(2a)〜(3a)を調製し、各測定を行った。また、Smの割合を表2に示す割合に代え、水冷式の銅製金型鋳造装置に換えて水冷式の銅製単ロール鋳造装置を用いた以外は実施例1の試料(1a)と同様に試料(4a)を調製し、各測定を行った。これらの結果を表2に示す。
表3に示す合金試料の組合せとした以外は、実施例1と同様にSm-Co系焼結磁石を調製し、磁気特性及び耐食性を測定した。また。比較例6として、拡散還元法によりSmが35.8質量％のSm-Co系磁石材料を調製し、実施例1と同様に磁気特性及び耐食性を測定した。これらの結果を表3に示す。また、実施例1と同様に比較例6で得られたSm-Co系磁石材料の酸素及びカルシウム濃度を測定したところ、酸素濃度は1500ppm、カルシウム濃度は50ppmであった。
Figure 0004276541
Figure 0004276541
Figure 0004276541
実施例11及び12
表1に示す試料(2)又は試料(8)の合金粉末を、1120℃で1時間溶体化熱処理を行った後、ディスクミルにより平均粒径20〜60μmに粉砕し、900℃にて4時間時効熱処理を行った。次いで、エポキシ樹脂2体積％を混練し、樹脂含有混合物を調製した。得られた樹脂含有混合物を、30kOeの磁場中で5t/cm2にて加圧成形し、150℃で2時間焼成を行いボンド磁石を作製した。得られたボンド磁石について、実施例1と同様に磁気特性を測定した。結果を表4に示す。
比較例7
試料(2)又は試料(8)の代わりに、試料(7)を用いた以外は実施例9と同様にボンド磁石を作製し、各測定を行った。結果を表4に示す。
Figure 0004276541
本発明のSm-Co系磁石用合金は、特定の組成及び結晶組織を有するので、高磁気特性を有する焼結磁石及びボンド磁石等の磁石製造のための原材料として極めて有用であり、本発明の製造方法では、このような合金を効率良く得ることができる。
また、本発明のSm-Co系焼結磁石及びボンド磁石は、本発明のSm-Co系磁石用合金を用いるので、耐食性に優れ、高磁気特性(高保磁力、良好な角型性)を示す。

Claims (10)

  1. 式RMで示される合金からなり、Rが32.5〜35.5質量％、残部がMであり、RM5相の(1 1 1)面のＸ線回折強度(A)と、R2M7相の(1 1 9)面のＸ線回折強度(B)との比(B/A)が0.1以下であるSm-Co系磁石用合金。
    (式中、RはSm単独、若しくはSmと、 Pr 及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、MはCo単独、若しくはCoと、Fe 及び Cuの少なくとも1種とからなる。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。)
  2. 合金中のRM5相が85体積％以上である請求項1の合金。
  3. 合金中の酸素濃度が800ppm以下である請求項1の合金。
  4. 合金中のカルシウム濃度が40ppm以下である請求項1の合金。
  5. 32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、該合金の融点から800℃までの冷却を0.5〜20秒で、800℃から200℃までの冷却を600秒以上で実施する冷却工程を含む請求項1の磁石用合金の製造方法。
    (RはSm単独、若しくはSmと、 Pr 及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、MはCo単独、若しくはCoと、Fe 及び Cuの少なくとも1種とからなる。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。)
  6. 32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御したストリップキャスティング法により鋳造する工程を含む請求項1の磁石用合金の製造方法。
    (RはSm単独、若しくはSmと、 Pr 及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、MはCo単独、若しくはCoと、Fe 及び Cuの少なくとも1種とからなる。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。)
  7. 32.5〜35.5質量％のR原料金属と残部のM原料金属との合金溶融物を、冷却面温度を200〜600℃に制御した鋳型に、得られる合金の厚さが1〜10mmとなるように鋳込み冷却する工程を含む請求項1の磁石用合金の製造方法。
    (RはSm単独、若しくはSmと、 Pr 及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、MはCo単独、若しくはCoと、Fe 及び Cuの少なくとも1種とからなる。但し、R及びMは不可避不純物を含んでいても良い。)
  8. 合金の粉体混合物を磁界中において加圧成形し、焼結して得た焼結磁石であって、該粉体混合物が、請求項1の磁石用合金の粉体と、式(R1)(M1)で示される合金からなり、(R1)が質量％で35.5＜(R1)≦45.0、残部が(M1)であるSm-Co系磁石用調整合金の粉体とを含むSm-Co系焼結磁石。
    (式中、(R1)はSm単独、若しくはSmと、 Pr 及びGdからなる群より選ばれる少なくとも1種の希土類金属とからなり、(M1)はCo単独、若しくはCoと、Fe 及び Cuの少なくとも1種とからなる。但し、(R1)及び(M1)は不可避不純物を含んでいても良い。)
  9. 磁石用調整合金の粉体中の(R1)(M1)5相が50体積％以下、(R1)(M1)3相が10〜40体積％、(R1)(M1)2相が2〜30体積％である請求項8の焼結磁石。
  10. 請求項1の磁石用合金を溶体化熱処理した後、粉砕、時効熱処理して得た磁石用合金粉体と樹脂材料とを含む樹脂含有混合物を、磁界中において加圧成形し、焼成して得たSm-Co系ボンド磁石。
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