JPH0483830A - 永久磁石用希土類合金の磁気特性向上方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 Ａ８発明の目的 （１）産業上の利用分野 本発明は永久磁石用希土類合金、特に、希土類元素と、
ＦｅおよびＣｏの少な（とも一方を主成分とする遷移元
素と、Ｂとを含む永久磁石用希土類合金の磁気特性向上
方法に関する。

（２）従来の技術 従来、この種方法としては、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金粉末
を用いて永久磁石用希土類合金を製造する際に、室温下
で行われる圧粉成形工程で前記合金粉末に外部磁場を作
用させる、といった方法が知られている（例えば、特開
昭６３−２２７７０１号公報参照）。

（３）発明が解決しようとする課題 しかしながら、前記のように室温状態にて外部磁場を加
えても、希土類合金の結晶磁気異方性の増大程度が低く
、したがって永久磁石の最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍ
ａ　ｘを十分に向上させることができない、という問題
がある。

本発明は前記に鑑み、比較的簡単な手段を採用すること
により、希土類合金の結晶磁気異方性を増大させること
のできる前記方法を提供することを目的とする。

Ｂ０発明の構成 （１）課題を解決するための手段 本発明は、希土類元素と、ＦｅおよびＣｏの少なくとも
一方を主成分とする遷移元素と、Ｂとを含む永久磁石用
希土類合金の磁気特性を向上させるに当り、前記希土類
合金の温度が溶融温度からキュリー点に降下するまでの
間に、前記希土類合金に強さ０．１　ｋ　Ｏｃ以上の外
部磁場を作用させて、その希土類合金の結晶磁気異方性
を増大させることを特徴とする特 （２）作　用 前記のような温度条件下において、希土類合金に対して
特定強さの外部磁場を作用させると、磁化容易軸を磁場
方向に配向させて希土類合金の結晶磁気異方性を増大さ
せることができ、これにより永久磁石の最大磁気エネル
ギ積（ＢＨ）ｍａｘを向上させることが可能である。

た〜゛し、外部磁場の強さが０．１　ｋ　Ｏｅ未満では
、希土類合金の結晶磁気異方性の増大程度が低（なる。

（３）実施例 第１図は、永久磁石用希土類合金の鋳造過程で結晶磁気
異方性の増大を図る一例を示す。

鋳型１は、両開口端面を上下方向に向けた横断面正四角
形の筒状本体２と、その筒状本体２の下部開口を閉鎖す
る水冷式底壁部材３とよりなる。

筒状本体２は、セラミックス等の低熱伝導性材料より構
成され、また底壁部材３は銅等の高熱伝導性材料より構
成される。

筒状本体２を挟んでその両側にそれぞれコア４３，４□
およびコイル５．．５ｔよりなる電磁石６＋、ＳＺが配
設され、それらの対向面はＮおよびＳ極に励磁される。

希土類合金の鋳造に当っては次の工程が実施された。

（ａ）　　合金組成がＰｒ１ＳＦｅ７．Ｂ、（数値は原
子％）となるように原材料２００ｇを秤量した。

（ト））原材料を、アルゴンガス雰囲気下で高周波溶解
して希土類合金Ａ１を調製した。

（Ｃ）　　合金温度１５００°Ｃにて傾注方式を採用す
ることにより鋳型１に注湯した。

（ｄ）　　各電磁石６．．６ｇのコイル５＋、５ｇに直
流を通電して、注湯時から合金温度が２００°Ｃに降下
するまでの間、希土類合金Ａ、に強さ６ｋＯｅの外部磁
場を作用させた。

この場合、希土類合金Ａ、は底壁部材３により下部から
冷却されるため、第２図に示すように柱状晶Ｃが下方か
ら上方に向けて成長し、したがって柱状晶Ｃの結晶成長
方向ａと略直交するように磁場方向すが設定されたこと
になる。こ＼で、「略直交」とは直交およびそれに近い
状態をいう。

以下同じである。

このように特定強さの外部磁場を用いると、その磁場方
向すに沿って希土類合金Ａ１の磁化容易軸が配向し、こ
れによりその合金Ａ１の結晶磁気異方性を増大させるこ
とができる。

鋳造後の希土類合金Ａ、に、２　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ
、９５０″Ｃ１３時間の条件下で熱処理を施し、次いで
所定の機械加工を行い、その後パルス着磁機を用い、磁
場の強さ４０ｋＯｅの条件下で着磁を行うことにより永
久磁石を得た。

第３図は、永久磁石における鋳造時の外部磁場の強さと
、最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘとの関係を示す、
この場合、外部磁場の強さとは、第１図に示すように外
部磁場中心０の強さを意味し、以下、この種グラフにお
いて同じである。

第３図から明らかなように、外部磁場の強さがゼロ、し
たがって外部磁場を作用させなかった場合は最大磁気エ
ネルギ積（ＢＨ）ｍａ　ｘは２．５ＭＧＯｅ程度である
が、外部磁場の強さが増すに従って最大磁気エネルギ積
（ＢＨ）ｍａ　ｘが向上し、外部磁場の強さ１０ｋＯｅ
以上にて最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａ　ｘは約２０
ＭＧＯｅとなって略一定になる。

第４図は、注湯後における前記希土類合金Ａ。

の温度と、外部磁場作用タイミングとの関係を示す、こ
の場合、外部磁場の強さは２ｋＯｅに設定された。

第（１）例〜第（■）例において、外部磁場作用タイミ
ングは次の通りである。

第（１）例：溶融温度（１５００°Ｃ）から液相温度（
１２００℃）まで。

第（ＩＩ）例：液相温度（１２００℃）から固相温度（
６３０°Ｃ）まで。

第（ＩＩＩ）例：固相温度（６３０℃）からキュＩＪ−
点（３００°Ｃ）まで。

第（ＩＶ）例：溶融温度（１５００°Ｃ）から固相温度
（６３０℃）まで。

第（Ｖ）例：液相温度（１２００°Ｃ）からキュリー点
（３００°Ｃ）まで。

第（Ｖｌ）例：溶融温度（１５００°Ｃ）からキュリー
点（３００°Ｃ）まで。

第（■）例：溶融温度（１５００°Ｃ）から室温まで。

第（Ｉ）例〜第（■）例を適用して得られた永久磁石の
最大磁気エネルギａ（ＢＨ）ｍａｘは表■の通りである
。

表 表Ｉから明らかなように、第（１）例〜第（■）例によ
れば、外部磁場無しの場合に比べて最大磁気エネルギ積
（ＢＨ）ｍａｘを大幅に向上させることができる。

また第（ＶＩ）例と第（■）例との最大磁気エネルギ積
（ＢＨ）ｍａｘは同一であり、したがって、外部磁場に
よる磁気特性向上効果は、その外部磁場を、希土類合金
の温度が溶融温度（１５００”Ｃ）からキュリー点（３
００°Ｃ）に降下するまでの間に作用させることによっ
て得られることが判る。特に、第（ｎ）例、第（ＩＶ）
例〜第（■）例を見ると、希土類合金の温度が液相線（
１２００℃）と固相線（６３０℃）との間に存するとき
に外部磁場を加えることが有効である、と言える。

第５図は、永久磁石用希土類合金の鋳造過程で結晶磁気
異方性の増大を図る他側を示す。

鋳型１は、両開口端面を上下方向に向けた横断面円形の
水冷式筒状本体２と、その筒状本体２の下部開口を閉鎖
する底壁部材３とよりなる。筒状本体２は、銅等の高熱
伝導性材料より構成され、また底壁部材３はセラミック
ス等の低熱伝導性材料より構成される。

筒状本体２の上方および底壁部材３の下方にそれぞれコ
ア４＋、４ｇおよびコイル５．．５！よりなる電磁石６
８，６□が配設され、それらの対向面はＮおよびＳ極に
励磁される。

この場合、希土類合金Ａ２は筒状本体２により外周部か
ら冷却されるため、第６図に示すように柱状晶Ｃは外周
部から中心部に向けて略水平に成長し、したがって柱状
晶Ｃの結晶成長方向ａと略直交するように磁場方向すが
設定され、その磁場方向すに沿って希土類台金Ａ２の磁
化容品軸が配向することになる。

次に、前記柱状晶組織を持つ希土類合金における結晶の
平均粒径と永久磁石の磁気特性との関係について考察す
る。

前記のように鋳造過程で希土類合金に外部磁場を作用さ
せると、結晶核が磁場の影響を受けて均−に分布し、ま
た結晶の成長速度が略等しくなるため結晶の平均粒径の
ばらつき幅が、外部磁場無しの場合に比べて小さくなり
、したがって希土類合金の平均粒径の制御が容易となる
。

第１例として、Ｐ　ｒ　＋ｓＦ　ｅｆｆ、Ｂ１１　　（
数値は原子％）の組成を有する希土類合金の鋳造過程に
おいて、第４同第（■）例に準し６ｋＯｅの外部磁場を
作用させて得られた合金Ａ、に関し、結晶の平均粒径の
分布等を求め、また外部磁場無しで得られた合金Ａ４に
関し結晶の平均粒径の分布等を求めたところ、表■の結
果が得られた。この場合、希土類合金Ａ３　、Ａａの溶
融温度は１５００°Ｃである。

表 ■ 表■より、外部磁場を作用させた希土類合金Ａ、におい
ては、その平均粒径のばらつき幅が小さく、また平均粒
径２０μｍ以下のもの一体積分率Ｖｆも高いことが判る
。

第２例として、前記同様にＰｒ＋５ＦｅｙｔＢｓの組成
を有する希土類合金Ａ、〜Ａ７を、第５図の鋳型ｌを用
い、また第４同第（■）例に準じ６ｋＯｅの外部磁場を
作用させて鋳造した。

その際、溶融温度、筒状本体２の水量等を制御し、これ
により希土類合金Ａ　ｓ　”−Ａ　ｑにおける結晶の平
均粒径を種々変化させた。

鋳造後、各希土類合金Ａ５〜Ａ７に、９５０°Ｃ１３時
間の条件下でアニーリング処理を施し、次いで切断、研
摩を行った後、希土類合金Ａ、〜Ａ７における結晶の平
均粒径およびその希土類合金Ａ、〜Ａ、から得られた永
久磁石の磁気特性を調べたところ表■の結果を得た。

表　　　　　　　■ 表■から明らかなように、希土類合金Ａ、において、そ
の結晶の平均粒径を２０〜３０μｍに設定することによ
って、その希土類合金Ａ、から得られた永久磁石の磁気
特性を他の希土類合金Ａ。

、Ａ、から得られた永久磁石の磁気特性に比べて大幅に
向上させることができる。

さらに、種々の実験を行った結果、それらに基づき、前
記希土類合金において、その結晶の平均粒径は０．３μ
ｍ以上、１０ｕｍ以下に設定され、また前記結晶におけ
る平均粒径２０μｍ以下のもの一体積分率Ｖｆは４０％
以上に設定される。

このように設定することによって、希土類合金における
逆磁区核の発生を困難にして保磁力を高くすると共にそ
の安定化を図る等永久磁石の磁気特性を向上させること
ができる。

たりし、平均粒径が０．３μｍ未満では、磁性相の単磁
区が０．３μｍ未満となるので高保磁力が得られず、一
方、７０μｍを鰯えると、結晶内が多磁区となって磁化
反転し易くなるため保磁力が低下する。また平均粒径２
０ＩＩｍ以下の結晶の体積分率Ｖｆが４０％未満では、
最適粒径に対するばらつきが大きくなるため高保磁力が
得られない。

次に、前記柱状晶組織を持つ希土類合金の鋳造時におけ
る冷却速度と永久磁石の磁気特性との関係について考察
する。

Ｐ　ｒ　ＩＳＦ　ｅｔｔＢｓ　　（数値は原子％）の組
成を有する希土類合金を、第１図の鋳型１を用い、また
第４図第（■）例に準じ６ｋＯｅの外部磁場を作用させ
て鋳造した。

その際、筒状本体２の水量等を変えて希土類合金の冷却
速度を制御し、溶融温度１５００°Ｃから固相温度６３
０°Ｃまでの範囲における冷却速度を測定した。温度測
定は、ＷＲｅ製熱電対を溶融状態の希土類合金に差込ん
で行われた。

そして、鋳造後の各希土類合金に４５０〜１０００℃、
本実施例では９５０°Ｃ１３時間の条件下で熱処理を施
した。

第７図は、各希土類合金鋳造時における冷却速度とその
希土類合金から得られた永久磁石における最大磁気エネ
ルギ積（ＢＨ）ｍａ　ｘとの関係を示す。

この場合、フェライトの最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍ
ａ　ｘ約３　Ｍ　Ｇ　Ｏｅを基準にして、その値よりも
大きいものを「良」とすると、希土類合金の溶融状態か
らの冷却速度は１０−２°（／ｓｅｃ以上、１０”°Ｃ
／Ｓｅｃ以下である、と言える。

冷却速度が１０４℃／ｓｅｃ未満では、結晶が十分に成
長せず、一方、１０２°Ｃ／ｓｅｅを超えると、結晶が
粗大化し、その結果、何れの場合にも希土類合金の結晶
磁気異方性の増大、したがって永久磁石の磁気特性の向
上が認められない。

次に、前記柱状晶組織を持つ希土類合金の鋳造時におけ
る外部磁場用電流と永久磁石の磁気特性との関係につい
て考察する。

Ｐ　ｒ　＋ｓＦ　ｅｔ、Ｂｓ　　（数値は原子％）　１
７）＆ｌｌ成ヲ有する希土類合金を、第１図の鋳型ｌを
用い、また第４図第（■）例に準じて交流による外部磁
場を作用させ、さらに冷却速度を１０″Ｃ／ｓｅｃに設
定して鋳造した。

第８図は、交流の周波数と、前記希土類合金から得られ
た永久磁石における最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａ　
ｘとの関係を示す。

この場合、フェライトの最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍ
ａｘ約３　Ｍ　Ｇ　Ｏｅを基準にして、その値よりも大
きいものを「良」とすると、交流の周波数は０．１　Ｈ
ｚ以上、５００）ｆｚ以下である、と言える。

また直流により外部磁場を加えた場合、その外部磁場が
、溶湯の対流中に生じるＢイオンの流れに力を与えるた
め、Ｂの偏析を生じ易く、その偏析の程度によっては希
土類合金の結晶磁気異方性に悪影響を与えるおそれがあ
る。

一方、交流により外部磁場を加えると、前記偏析の発生
を極力回避することができる。

第９図は鋳造後の希土類合金の各部位におけるＢの濃度
を示し、線Ｘが交流磁場を作用させた場合に、また線ｙ
が直流磁場を作用させた場合にそれぞれ該当する。鋳造
時の冷却速度は１０−”Ｃ／ｓｅｃに設定された。

第９図線Ｘから明らかなように、交流により外部磁場を
形成すると、希土類合金の各部位においてＢの濃度を略
一定にすることができる。

第１０図は、１ｍｓ　ｅ　ｃ以上のパルス電流により外
部磁場を形成した場合における外部磁場の強さと、永久
磁石、の最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘとの関係を
示す。

パルス電流によれば、通常のコイルにより形成される外
部磁場に比べて大きな強さを有する外部磁場を得ること
ができる。

第１０図において、フェライトの最大磁気エネルギ積（
ＢＨ）ｍａ　ｘ約３ＭＧＯｅを基準にして、その値より
も大きいものを「良」とすると、パルス電流による外部
磁場の強さは１ｋＯｅ以上である、と言える。

次に混在組織の希土類合金から得られた永久磁石の磁気
特性について考察する。

Ｐ　ｒ　１５Ｆ　ｅ７ｄ３ｍ　　（数値は原子％）の組
成を有する希土類合金を、第５図の形態を有する鋳型を
用い、また第４図第（■）例に準じ２０ｋＯｅの外部磁
場を作用させて鋳造した。この場合、筒状本体２は横断
面正四角形をなし、また銅等の高熱伝導性材料より水冷
式に構成され、底壁部材３はセラミックス等の低熱伝導
性材料より構成されている。

このような鋳型を用いることによって、希土類合金Ａ、
の１次組織は、第１１図に示すように、筒状本体２の周
壁に沿う薄い急冷組織部Ｓ１と、その急冷組織部Ｓ１の
各辺より中心に向って成長する４ブロツクからなる柱状
晶組織部Ｓ２と、各柱状晶組織部Ｓ２に囲まれて希土類
合金Ａｓの中心部に存する立方晶組織部Ｓ３とよりなる
混在組織に形成される。この混在組織における柱状晶組
織部Ｓ２の体積分率Ｖｆは８０％である。

鋳造後、希土類合金Ａ８に９５０°Ｃ１２時間の条件下
でアニーリング処理を施し、次いで切断、研摩を行った
後、その希土類合金Ａ、から得られた永久磁石の磁気特
性を調べたところ、表■の結果を得た。

表　　　　　　　■ 表■から明らかなように、前記混在組織を有する希土類
合金Ａｓから得られた永久磁石も外部磁場の作用で優れ
た磁気特性を有することが判る。

この場合、混在組織における柱状晶組織部Ｓ２の体積分
率Ｖｆが永久磁石の磁気特性に影響を与えるもので、そ
の柱状晶組織部Ｓ２の体積分率Ｖｆは２０％以上である
ことが望ましい。

第１２図は、永久磁石用希土類合金の溶製に当り、一方
向凝固法を適用する例を示す。

その実施装置は、軸線を上下方向に向けた筒状るつぼ７
と、そのるつぼ７の溶解部８外周面に巻装された高周波
コイル９と、るっぽ７の溶解部８を挟んで対向するコア
１０．．１０．およびコイル１１１．ｌｌｚよりなる一
対の電磁石１２Ｉ。

１２□とを備えている。

前記同様にＰ　ｒ＋ｓＦ　ｅ７７Ｂｓの組成および一方
向凝固組織（柱状晶組織）を有する希土類合金Ａ、を、
前記装置を用い、最高溶融温度１５００　’Ｃ１引下げ
速度１　ｗｔａ　／　ｈの条件下で溶製した。第１２図
において、ｍは溶融部を、またＵは一方向凝固部をそれ
ぞれ示す。また溶製時、各電磁石１２１２！のコイル１
１．．１１□に直流を通電して第４図第（■）例に準じ
て１０ｋＯｅの外部磁場を希土類合金Ａ、に作用させた
。このように外部磁場を作用させると、希土類合金Ａ９
の磁化容易軸が磁場方向すに沿って配向し、その結晶磁
気異方性が増大する。

溶製後、希土類合金Ａ、に、アルゴンガス雰囲気中、５
００°Ｃ１２時間の条件下で熱処理を施した。

前記同様に一方向凝固法を適用して、外部磁場の無い状
態にて希土類合金Ａ１゜を溶製し、それら希土類合金Ａ
？、ＡＩ。より得られた永久磁石の磁気特性を調べたと
ころ表Ｖの結果を得た。

表　　　　　　　■ 表Ｖから明らかなように、外部磁場作用下で溶製された
希土類合金Ａ９から得られた永久磁石は、外部磁場無し
の状態で溶製された希土類合金Ａ１゜から得られた永久
磁石に比べて磁気特性が大幅に向上していることが判る
。

第１３図は、永久磁石における溶製時の外部磁場の強さ
と最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａ　ｘとの関係を示す
。

第１３図から明らかなように、外部磁場の強さがゼロ、
したがって外部磁場を加えなかった場合は最大磁気エネ
ルギ積（ＢＨ）ｍａ　ｘは４ＭＧＯｅ程度であるが、外
部磁場の強さが増すに従って最大磁気エネルギ積（ＢＨ
）ｍａ　ｘが向上し、外部磁場の強さ１０ｋＯｅ以上に
て最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘは２２ＭＣ０ｅと
なって略−定となる。

第１４図は、鋳造後の永久磁石用希土類合金に帯溶融法
を適用する例を示す。

その実施装置は、軸線を上下方向に向けた短筒状赤外線
式溶解炉１３と、その溶解炉１３を挟んで対向するコア
１４．．１４□およびコイル１５、．１５．よりなる一
対の電磁石１６１，１６２とを備えている。

前記同様にＰ　ｒ＋ｓＦ　ｅｔ７Ｂｇの組成および立方
晶組織を有する希土類合金Ａ　Ｉ　＋を鋳造し、その希
土類台金Ａ、に、前記装置を用い、溶融温度１５００°
Ｃ１引下げ速度１〜３　ｍｍ　／　ｈの条件下で帯溶融
法を施した。第１４図において、Ｓ３は立方晶組織部を
、ｍは溶融部を、Ｓ２は柱状晶組織部をそれぞれ示す。

また帯溶融法適用時、各電磁石１６、．１６□のコイル
１５Ｉ、１５ｇに直流を通電して第４同第（■）例に準
じ１０ｋＯｅの外部磁場を、希土類合金Ａ　１１に柱状
晶Ｃの結晶成長方向ａと略直交する方向に作用させた。

この様に外部磁場を作用させると、希土類合金Ａ　１１
の磁化容易軸が磁場方向すに沿って配向し、その結晶磁
気異方性が増大する。

前記処理後、希土類合金Ａ　１１にアルゴンガス雰囲気
中、９００°Ｃ１３時間の条件下で熱処理を施した。

前記希土類合金Ａ　１１から得られた永久磁石の磁気特
性を調べたところ表■の結果を得た。

表　　　　　　　■ 表■から明らかなように、帯溶融法の適用により、柱状
晶を均一に成長させると共に不純物を除去し、また外部
磁場の作用を得て優れた磁気特性を有する永久磁石を得
ることができる。

前記各実施例において、電磁石に変えて永久磁石を用い
ることも可能である。

第１５図は、永久磁石用希土類合金の鋳造段階で、その
合金を複数の被磁石化領域に区画すると共に各被磁石化
領域の結晶磁気異方性の増大を図る−例を示す。

鋳型１７は、両開口端面を上下方向に向けた横断面正四
角形の筒状本体１８と、その筒状本体１８の下部開口を
閉鎖する水冷式底壁部材１９とよりなる。筒状本体１Ｂ
は、セラミックス等の低熱伝導性材料より構成され、ま
た底壁部材１９は銅等の高熱伝導性材料より構成される
。

筒状本体１８の対向両側壁外面にそれぞれ第１゜第２永
久磁石２０．．２０ｔが接合される。

第１．第２永久磁石２０．，２０□は、上下方向２等分
位置に在って、磁力線が相互に打消し合う等力比領域ｒ
１により、上部磁石部２０ａと下部磁石部２０ｂとに区
画される。

第１．第２永久磁石２０．，２０！の対向面において、
第１永久磁石２０．の上部磁石部２０ａはＮ極に、また
第２永久磁石２σ２の上部磁石部２０ａはＳ極にそれぞ
れ着磁され、また第１．第２Ｍ１石２０．．２０．の下
部磁石部２０ｂは上部磁石部２０ａと逆の関係にそれぞ
れ着磁されている。

したがって第１．第２永久磁石２０．，２０□による外
部磁場において、それらの両上部磁石部２Ｏａ間には左
向きの磁力線り、が存在し、一方、両下部磁石部２０ｂ
間には右向きの磁力ＭＬ、が存在する。

第１６図は、前記鋳型１７を用いて得られた希土類合金
Ａ　１　ｚを示し、その合金Ａｌｚにおいては、柱状晶
Ｃが下方から上方に向って成長し、またその結晶成長方
向ａと略直交するように磁場方向すが設定され、しかも
上、下半部に作用した磁力線Ｌ＋、Ｌｘの方向が異なる
ことから、それら両半部間に前記同様の等力比領域ｒ２
が形成されると共にその等力比領域ｒ２を挟んで上部被
磁石化領域Ｒ，と下部被磁石化領域Ｒ２とに区画される
。

そしてそれら領域Ｒ，，Ｒ，の結晶磁気異方性は、外部
磁場により増大されている。

このような希土類合金Ａ１□を着磁すれば、２つの磁石
部を持つ１つの永久磁石が得られ、したがって第１．第
２永久磁石２０＋、２０ｇの着磁状態を種々変更するこ
とによって、永久磁石の各種使用目的に対応することが
可能である。

第１７．第１８図は、円筒形永久磁石用希土類合金の鋳
造段階で、その合金を円周方向に沿って複数の被磁石化
領域に区画すると共に各被磁石化領域の結晶磁気異方性
の増大を図る一例を示す。

鋳型２１は、両開口端面を上下方向に向けた筒状本体２
２と、その筒状本体２２内においてその本体２１と同軸
上に存するコア２３と、筒状本体２２およびコア２３間
の環状下部開口を閉鎖する水冷式底壁部材２４とよりな
る。

筒状本体２２は、永久磁石よりなる外筒体２５と、その
外筒体２５の内周面に接合されたセラミックス等の低熱
伝導性材料製内筒体２６とより構成される。コア２３は
永久磁石よりなる心棒２７と、その心棒２７の外周面に
接合されたセラミックス等の低熱伝導性材料製筒体２８
とより構成される。底壁部材２４は銅等の高熱伝導性材
料より構成される。

外筒体２５は、その円周方向４等分位置に存する前記同
様の等力比領域ｒ３により４つの磁石部２５ａ〜２５ｄ
に区画され、また心棒２７は各等力比領域ｒ３と同一直
線上に存する等力比領域ｒ４により４つの磁石部２７ａ
〜２７ｄに区画されている。

外筒体２５の各磁石部２５ａ〜２５ｄにおいて、それら
の心棒２７との対向面側は、Ｎ極とＳ極とが交互に配置
されるように着磁され、また心棒２７の各磁石部２７ａ
〜２７ｄにおいて、外筒体２５との対向面側は、外筒体
２５の各磁極と逆関係に着磁されている。

したがって外筒体２５および心棒２７による外部磁場に
おいて、それらの対向磁石部２５ａ、２７ａ等の間には
半径方向内方および外方へ向かう磁力線が交互に存在す
る。

第１９図は、前記鋳型２１を用いて得られた円筒形希土
類合金Ａ　１３を示し、その合金Ａ　１３においては、
柱状晶Ｃが下方から上方に向って成長し、またその結晶
成長方向ａと略直交するように磁場方向すが設定され、
しかも相隣る磁力線の方向が異なることから、円周方向
４等分位置に前記同様の等力比領域ｒ、が形成されると
共に各等力比領域ｒ、により４つの被磁石化領域Ｒ２〜
Ｒ６に区画される。そして、それら領域Ｒ３〜Ｒ６の結
晶磁気異方性は外部磁場により増大されている。

このような希土類合金ＡＩ３の各被磁石化領域Ｒ１〜Ｒ
１を、それらの磁極が交互に逆関係になるように着磁す
れば、４つの磁石部を持ち、しかもそれらの磁極が交互
に逆関係である円筒形永久磁石が得られ、これは、例え
ば発電機のロータに適用される。

なお、本発明を通用される希土類合金としては、前記の
もの＼外、Ｐ　ｒ　１４Ｆ　ｅｑｑＢｂ、、Ｃｕｏ、ｓ
、Ｐ　ｒ　１４Ｆ　ｅ７ｔ、ｓＢ＋＋　Ｃｕｏ、５、Ｐ
　ｒ　１ａＦ　ｅ７ＪｓＣｕ＋　　（数値は原子％）等
を挙げることができる。

またＦｅと共にＣｏを用いて合金のキュリー点を上げる
ことが可能である。この場合、Ｃｏの含有量は１０原子
％以下、好ましくは５〜７原子％であり、Ｃｏの含有量
に応じてＦｅの含有量が減じられる。この種希土類合金
としては、Ｐｒ＋５Ｆｅ７７Ｂｌｌに対応するＰ　ｒ　
１ＳＦｅ　７１）Ｃｏ？　Ｂｅ　　（数値は原子％）を
挙げることができる。

Ｃ８発明の効果 本発明によれば、特定温度状態にある永久磁石用希土類
合金に、特定強さの外部磁場を加える、といった比較的
簡単な手段を採用することによって、その希土類合金の
結晶磁気異方性を増大させることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋳造装置の第１例を示す断面図、第２図は希土
類合金の第１例を示す斜視図、第３図は外部磁場の強さ
と最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘとの関係を示すグ
ラフ、第４図は希土類合金の温度と外部磁場作用タイミ
ングとの関係を示す説明図、第５図は鋳造装置の第２例
を示す断面図、第６図は希土類合金の第２例を示す斜視
図、第７図は冷却速度と最大磁気エネルギ積（ＢＨ）ｍ
ａＸとの関係を示すグラフ、第８図は周波数と最大磁気
エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘとの関係を示すグラフ、第９
図は希土類合金の各部位とＢの濃度との関係を示すグラ
フ、第１０図は外部磁場の強さと最大磁気エネルギ積（
ＢＨ）ｍａｘとの関係を示すグラフ、第１１図は希土類
合金の第３例を示す平面図、第１２図は一方向凝固法の
実施を示す説明図、第１３図は外部磁場の強さと最大磁
気エネルギ積（ＢＨ）ｍａｘとの関係を示すグラフ、第
１４図は帯溶融法の実施を示す説明図、第１５図は鋳造
装置の第３例を示す断面図、第１６図は希土類合金の第
４例を示す斜視図、第１７図は鋳造装置の第４例を示す
平面図、第１８図は第１７図Ｘ■−Ｘ■線断面図、第１
９図は希土類合金の第５例を示す斜視図である。 Ａ＋　、Ａｔ　、Ａｓ　、Ａｔ　、Ａｚ〜Ａ＋３・・・
希土類合金、Ｃ・・・柱状晶、ＳＩ・・・急冷組織部、
Ｓ２・・・柱状晶組織部、Ｓ、・・・立方晶組織部、ａ
・・・結晶成長方向、ｂ・・・磁場方向、６．．６２，
１２．．１２ｔ、１６．．１６□・・・電磁石 第１図 Ｊ 第２図 第４図 希土類合金の温度 外部磁場作用タイミング ｆａ３図 外部磁場の強さ （ｋｏｅ） １１５図 第６図 第７図 冷 却 温 度 （℃／５ｅｃ） 第１０図 第１１図 第９図 希 土 類 ノに 金 第１２図 第１３図 外部磁場の強さ （ｋｏｅ） 第１４図 第１７図 第１８図 第１５図 す 第１６図 第１９図

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. （１）希土類元素と、ＦｅおよびＣｏの少なくとも一方
   を主成分とする遷移元素と、Ｂとを含む永久磁石用希土
   類合金の磁気特性を向上させるに当り、前記希土類合金
   の温度が溶融温度からキュリー点に降下するまでの間に
   、前記希土類合金に強さ０．１ｋＯｅ以上の外部磁場を
   作用させて、その希土類合金の結晶磁気異方性を増大さ
   せることを特徴とする永久磁石用希土類合金の磁気特性
   向上方法。
2. （２）希土類元素と、ＦｅおよびＣｏの少なくとも一方
   を主成分とする遷移元素と、Ｂとを含む永久磁石用希土
   類合金の磁気特性を向上させるに当り、前記希土類合金
   の結晶を一方向に成長させると共にその希土類合金の温
   度が溶融温度からキュリー点に降下するまでの間に、前
   記希土類合金に、磁場方向が結晶成長方向と略直交し、
   且つ強さが０．１ｋＯｅ以上である外部磁場を作用させ
   て、その希土類合金の結晶磁気異方性を増大させること
   を特徴とする永久磁石用希土類合金の磁気特性向上方法
   。
3. （３）結晶の平均粒径を０．３μｍ以上、７０μｍ以下
   に設定し、前記結晶における平均粒径２０μｍ以下のも
   のゝ体積分率Ｖｆを４０％以上に設定した、第（１）ま
   たは第（２）項記載の永久磁石用希土類合金の磁気特性
   向上方法。
4. （４）前記希土類合金の溶融状態からの冷却速度を１０
   ＾−＾２℃／ｓｅｃ以上、１０＾２℃／ｓｅｃ以下に設
   定した、第（１），第（２）または第（３）項記載の永
   久磁石用希土類合金の磁気特性向上方法。
5. （５）前記外部磁場を５００Ｈｚ以下の交流により形成
   する、第（１），第（２），第（３）または第（４）項
   記載の永久磁石用希土類合金の磁気特性向上方法。
6. （６）０．１ｍｓｅｃ以上のパルス電流により、強さ１
   ｋＯｅ以上の外部磁場を形成する、第（１），第（２）
   ，第（３）または第（４）項記載の永久磁石用希土類合
   金の磁気特性向上方法。
7. （７）前記外部磁場を直流により形成する、第（１），
   第（２），第（３）または第（４）項記載の永久磁石用
   希土類合金の磁気特性向上方法。
8. （８）前記希土類合金の溶製に当り、一方向凝固法を適
   用する、第（１），第（２），第（３），第（４），第
   （５），第（６）または第（７）項記載の永久磁石用希
   土類合金の磁気特性向上方法。
9. （９）前記希土類合金に帯溶融法を適用する、第（１）
   ，第（２），第（３），第（４），第（５），第（６）
   または第（７）項記載の永久磁石用希土類合金の磁気特
   性向上方法。
10. （１０）前記希土類合金の溶製に当り、鋳造法を適用す
    る、第（１），第（２），第（３），第（４），第（５
    ），第（６）または第（７）項記載記載の永久磁石用希
    土類合金の磁気特性向上方法。
11. （１１）希土類元素と、ＦｅおよびＣｏの少なくとも一
    方を主成分とする遷移元素と、Ｂとを含む永久磁石用希
    土類合金の磁気特性を向上させるに当り、前記希土類合
    金の１次組織を、柱状晶組織部、立方晶組織部および急
    冷組織部より構成され、且つ柱状晶組織部の体積分率Ｖ
    ｆが２０％以上である混在組織にすると共にその希土類
    合金の温度が溶融温度からキュリー点に降下するまでの
    間に、前記希土類合金に強さ０．１ｋＯｅ以上の外部磁
    場を作用させて、その希土類合金の結晶磁気異方性を増
    大させることを特徴とする永久磁石用希土類合金の磁気
    特性向上方法。