[go: up one dir, main page]

WO2007018123A1 - 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法 - Google Patents

希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2007018123A1
WO2007018123A1 PCT/JP2006/315409 JP2006315409W WO2007018123A1 WO 2007018123 A1 WO2007018123 A1 WO 2007018123A1 JP 2006315409 W JP2006315409 W JP 2006315409W WO 2007018123 A1 WO2007018123 A1 WO 2007018123A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
magnet
powder
rare earth
alloy
binderless
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2006/315409
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hirokazu Kanekiyo
Toshio Miyoshi
Katsunori Bekki
Ikuo Uemoto
Kazuo Ishikawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Kagaku Yakin Co Ltd
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Nippon Kagaku Yakin Co Ltd
Neomax Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd, Nippon Kagaku Yakin Co Ltd, Neomax Co Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Priority to JP2007529533A priority Critical patent/JP4732459B2/ja
Priority to KR1020087003213A priority patent/KR101247796B1/ko
Priority to EP06782269A priority patent/EP1947657A1/en
Priority to CN200680029141XA priority patent/CN101238530B/zh
Priority to US12/063,150 priority patent/US7938915B2/en
Publication of WO2007018123A1 publication Critical patent/WO2007018123A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/06—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder
    • H01F1/08—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder pressed, sintered, or bound together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0266—Moulding; Pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/07—Metallic powder characterised by particles having a nanoscale microstructure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0576—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together pressed, e.g. hot working
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F7/00—Magnets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/03—Press-moulding apparatus therefor
    • B22F2003/033—Press-moulding apparatus therefor with multiple punches working in the same direction
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F2003/145—Both compacting and sintering simultaneously by warm compacting, below debindering temperature
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0579—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B with exchange spin coupling between hard and soft nanophases, e.g. nanocomposite spring magnets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/058—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IVa elements, e.g. Gd2Fe14C

Definitions

  • the present invention relates to a rare earth alloy binderless magnet and a method for producing the same, and relates to a magnet produced by compression molding rare earth quenched alloy magnet powder under ultra high pressure.
  • Bond magnets obtained by adding a binder made of a resin to a rare-earth quenched alloy magnet powder are excellent in dimensional accuracy and flexibility in shape, and are widely used in applications such as electronic equipment and electrical components.
  • the heat resistance temperature of such a bonded magnet is limited by the heat resistance temperature of the resin binder used for bonding the magnet powder in addition to the magnetic heat resistance temperature of the magnet powder used.
  • the upper limit temperature at which the magnet can be used regularly is as low as about 100 ° C because the heat-resistant temperature of thermosetting epoxy resin is low.
  • the bonded magnet contains an insulating resin binder, it is difficult to perform surface treatment such as electroplating or metal deposition coating.
  • a normal bonded magnet includes a resin binder
  • the volume ratio of the magnet powder cannot be increased to more than 83%. Since the resin binder does not contribute to the development of magnet properties, the magnetic properties of bonded magnets must be lower than sintered magnets.
  • ultra-small ring magnets having a diameter of 10 mm or less are used for small spindle motors, stepping motors, and various small sensors.
  • the realization of permanent magnets with excellent formability and improved magnetic properties is strongly desired.
  • the magnetic properties of bond magnets are becoming insufficient.
  • Fludence magnets are known as magnets having a higher volume ratio of magnet powder than bonded magnets.
  • Patent Document 1 describes a full-density magnet manufactured by a nanocomposite quenched alloy. Disclosure. A full-density magnet is manufactured by compressing a rapidly cooled alloy magnet powder without using a resin binder to increase the density.
  • Patent Document 2 describes a nanocomposite magnet powder at a temperature of 550 ° C or higher and 720 ° C or lower.
  • compression molding is performed by applying a pressure of 20 MPa or more and 80 MPa or less.
  • the density of the thus produced full-density magnet achieves 92% or more of the true magnet density.
  • Patent Document 3 discloses a binderless magnet having a magnetic powder purity of 99% surrounded by a wrapping material
  • Patent Document 4 discloses a powder magnetic core manufactured from nanocrystalline magnetic powder.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-14906
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-348919
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 10-270236
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-349585
  • such a full-density magnet has a high volume ratio of the magnet powder, and therefore uses a hot press technology such as hot press, which is expected to have higher characteristics than a bonded magnet. Therefore, the press cycle is long and the mass productivity is inferior. As a result, the manufacturing cost of the magnet increases significantly, making it difficult to put it to practical use.
  • Patent Document 2 The magnet disclosed in Patent Document 2 is manufactured by compressing a magnet powder while heating it to a high temperature by a discharge plasma sintering method or the like. This technology is also inferior in mass production due to the long press site as in hot press.
  • Patent Document 3 does not disclose a specific manufacturing method, and it is unclear how a high magnetic powder volume ratio is realized.
  • magnet powder particles are bonded together by glass.
  • the volume ratio of glass is considered to be comparable to the volume ratio of the resin binder in conventional bonded magnets.
  • the conventional technique for forming magnet powder without using a resin binder is low in mass productivity or has a magnetic powder volume ratio equivalent to that of a bonded magnet.
  • a high temperature sintering process of 200 ° C is essential. During the sintering process, a liquid phase is formed and the rare earth A grain boundary phase containing a kind-rich phase occurs. The grain boundary phase plays an important role for the development of coercive force.
  • the green powder compact is greatly shrunk in the sintering process, so the shape change after the pressing process is large. It is far inferior to bonded magnets in terms of degree.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and its main purpose is to provide a magnetic material that is excellent in dimensional accuracy and freedom of shape, and has better heat resistance and magnetic properties than a bonded magnet. To provide stones.
  • the rare earth alloy binderless magnet of the present invention is a magnet in which particles of a rare earth quenching alloy magnet powder are bonded without a resin binder, and the volume ratio of the rare earth quenching alloy magnet powder occupying the whole Is 70% or more and 95% or less.
  • the particles of the quenched alloy magnet powder are bonded by precipitates from the quenched alloy magnet powder particles.
  • the particles of the quenched alloy magnet powder are formed of an iron-based rare earth alloy containing boron, and the precipitate is a group catalyst made of iron, rare earth, and boron. It consists of at least one selected elemental element.
  • cracks are formed in the particles of the quenched alloy magnet powder, and at least a part of the precipitates are present in the cracks.
  • the volume ratio of the rare earth-based quenched alloy magnet powder in the whole is more than 70% and less than 92%.
  • the particles of the rare earth-based quenched alloy magnet powder are bonded to each other by solid phase sintering.
  • the particles of the rare earth-based quenched alloy magnet powder contain one or more ferromagnetic crystal phases, and the average crystal grain size is in the range of lOnm or more and 300nm or less. .
  • the particles of the rare earth-based quenched alloy magnet powder have a nanocomposite magnet structure containing a hard magnetic phase and a soft magnetic phase.
  • the density is 5. 5gZcm 3 ⁇ 7. OgZcm 3.
  • TQRM (T is Fe, or Co and N
  • a transition metal element including Fe and one or more elements selected for the group force, Q is a group force of B and C forces, at least one element selected for R, and R is substantially composed of La and Ce.
  • At least one rare earth element not contained, M is Ti, Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, And at least one metal element selected from the group consisting of Pb), and the composition ratios x, y, and z are 10 ⁇ x ⁇ 35 atomic%, 2 ⁇ y ⁇ 10 atomic%, And has a composition satisfying 0 ⁇ z ⁇ 10 atomic%.
  • a transition metal element including Fe and one or more elements selected for the group force, Q is a group force of B and C forces, at least one element selected for R, and R is substantially composed of La and Ce.
  • At least one rare earth element not contained, M is Ti, Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, And at least one metal element selected from the group consisting of Pb), and the composition ratios x, y, and z are 4 ⁇ x ⁇ 10 atomic% and 6 ⁇ y ⁇ 12 atomic%, respectively. And a composition satisfying 0 ⁇ z ⁇ 10 atomic%.
  • a method for producing a rare earth alloy binderless magnet according to the present invention includes a step (A) of preparing a rare earth quenching alloy magnet powder, and cooling the rare earth quenching alloy magnet powder without using a resin binder.
  • the quenched alloy magnet powder for the rare earth-based quenched magnet is compressed at a pressure of 500 MPa to 2500 MPa.
  • the heat treatment of the step (C) is the pressure run in the following inert gas atmosphere 1 X 10- 2 Pa.
  • the heat treatment in the step (C) is performed in an inert gas atmosphere having a dew point of 40 ° C. or less.
  • a magnetic circuit component of the present invention includes any of the rare earth alloy binderless magnets described above and a non-greased dust core in which a soft magnetic material powder is bonded without a resin binder. An indareless magnet and the non-greasy dust core are integrated.
  • the particles of the soft magnetic powder in the non-greased powder magnetic core are bonded to each other by sintering.
  • the binderless magnet and the non-greased dust core are bonded to each other by sintering.
  • a method for manufacturing a magnetic circuit component according to the present invention is the above-described method for manufacturing a magnetic circuit component, comprising the step (A) of preparing a rare earth-based quenched alloy powder and a soft magnetic material powder, and the rare earth-based quenched.
  • the step (A) includes a step of forming at least one temporary molded body of the rare earth-based quenched alloy powder and the soft magnetic material powder.
  • the rare earth-based rapidly quenched alloy powder and the soft magnetic material powder containing at least a part of the temporary compact are compressed.
  • the term “compressed compact” refers to a rare earth-based rapidly quenched alloy magnet powder and a green compact formed by compressing cold or Z or soft magnetic powder. Means.
  • binderless magnet and “non-fat powder magnetic core” are formed by heat treatment of compression molded bodies of magnet powder and soft magnetic powder, respectively, so that the powder particles are bonded without going through the resin binder. Refers to the body.
  • temporary molded product means an aggregate of powder before cold compression molding regardless of its density. The powder before cold compression molding is temporarily molded. May include body aspects.
  • the heat resistance temperature of the magnet is not limited to the heat resistance temperature of the resin binder, and excellent heat resistance can be exhibited.
  • the process of mixing and kneading the magnet powder with a resin binder is not necessary, the manufacturing cost can be reduced.
  • the volume ratio of the magnet powder is higher than that of the bonded magnet, the magnet characteristics are improved as compared with the bonded magnet. Therefore, sufficient magnetic properties are obtained with bonded magnets. According to the present invention, even a small magnet having a diameter of 4 mm or less, which has been difficult to achieve, can exhibit excellent magnet characteristics.
  • FIG. 1 (a) and (b) are diagrams showing a configuration example of a compression molding apparatus suitably used for manufacturing a binderless magnet according to the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing a configuration example of an ultra-high pressure powder press apparatus suitably used in an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 (a) Force (e) is a process cross-sectional view illustrating an embodiment of a method of manufacturing a magnetic circuit component according to the present invention.
  • FIG. 4 is a cross-sectional SEM photograph showing the inside of powder particles in Example 4 of the present invention.
  • FIG. 5 is a cross-sectional SEM photograph showing the space between powder particles in Example 4 of the present invention.
  • the rare earth alloy binderless magnet of the present invention is a magnet in which particles of a rare earth quenching alloy magnet powder are bonded without a resin binder, and the volume ratio of the rare earth quenching alloy magnet powder in the whole is 70% or more and 95% or less.
  • the rare earth-based rapidly cooled alloy magnet powder particles are bonded by cold pressing (cold compression) under ultra-high pressure, not by ordinary high-temperature sintering or hot pressing.
  • the cold press in the present invention means that compression molding is performed without applying heat to the die or punch of the press device, and specifically, a temperature that cannot be hot molding (for example, It shall mean that the powder is compression molded at 500 ° C or lower, typically 100 ° C or lower.
  • This temperature range is the temperature required for solid-phase sintering of conventional powder compacts such as ceramics (typically a high temperature of 1000 ° C or higher), and conventional rare-earth sintered magnets are liquid-phase sintered. It is much lower than the temperature required for bonding. By performing such low-temperature sintering, it is possible to form a no-indless magnet while suppressing the coarsening of crystal grains.
  • the inventors of the present invention have been able to proceed with the low-temperature sintering that has been conventionally achieved by the cold compression molding under extremely high pressure that has been conventionally achieved.
  • the components derived from the quenched alloy magnet powder are deposited between the individual particles of the quenched alloy magnet powder forming the binderless magnet, and it is confirmed that the particles are bonded to each other by this precipitate. I found it.
  • the surface and the inside of the quenched alloy magnet powder particles are cracked by cold compression under ultra-high pressure, whereby a very active nascent fracture surface appears on the surface and inside of the quenched alloy magnet powder particles.
  • the mechanical strength is insufficient, but in the present invention, the component derived from the quenched alloy magnet powder is removed by performing heat treatment at a relatively low temperature after performing ultra-high pressure compression. To precipitate. Precipitates formed in this way are presumed to be between the grains and contribute significantly to the bond. According to the results of experiments conducted by the inventors, the composition of such precipitates contains at least one of at least Fe, boron and rare earth elements.
  • the volume ratio of such voids is 5% of the total volume of the formed magnet. It is in the range of 30% or less.
  • a part of such voids may be filled with a low melting point metal (for example, zinc, tin, Al—Mn) for the purpose of sealing.
  • the amount of such low-melting metal is preferably less than 10 wt%, more preferably less than 8 wt%, more preferably less than 15 wt% of the entire magnet body. preferable. In this way, a very small amount of rosin or low melting point metal does not function as the main noinda.
  • the particles of the quenched alloy magnet powder forming the magnet body of the present invention are bonded mainly by the precipitates.
  • the crystal grains (grains) functioning as the main phase also form Nd—Fe—B-based compound forces having hard magnetism.
  • the rare earth sintered magnet there are almost no voids in the rare earth sintered magnet because there is a grain boundary phase that also has a nonmagnetic material force between the crystal grains.
  • This rare earth sintered magnet has a nucleation-type magnetic property development mechanism in which the main phase crystal grains are partitioned by the grain boundary phase, and is known to be extremely important in developing high V and coercive force.
  • the rare earth alloy noindales magnet of the present invention there is an alloy that functions as a grain boundary phase between the individual powder particles bonded to each other.
  • the reason why the high coercive force can still be exhibited is that the average crystal grain size of the fine metal structure constituting the magnet powder used in the binderless magnet is adjusted to a value smaller than the “single domain crystal grain size”. Because. If the average grain size is equal to or less than the single-domain grain size, each grain has a single-domain structure and is unique to a nucleation type that assumes a multi-domain structure as found in Nd-Fe-B rare earth sintered magnets.
  • Each crystal grain in a single magnetic domain that is not coercive force is linked by exchange interaction and has a fine crystal type magnetic property expression mechanism that expresses an intrinsic coercive force. Even if the sintering process is not carried out at a temperature higher than the phase sintering temperature, the grain boundary phase formed by liquid phase sintering is not required, so a high intrinsic coercive force and excellent demagnetization curve squareness must be realized. Can do.
  • a powder of a nanocomposite magnet having an average crystal grain size of the order of nanometers or a powder of an amorphous quenched alloy magnet in which a fine crystal structure of the order of nanometers is formed by crystallization heat treatment is suitably used.
  • the magnet powder sold by MQI Co., Ltd. (also known as MQ powder) can also be used as the magnet powder of the present invention.
  • MQ powder can also be used as the magnet powder of the present invention.
  • deposits are formed and it is difficult for the magnet powders to be bonded together. Therefore, when sintering the powder of these magnetic powders, it is desirable to perform sintering in a vacuum of 10- 2 Pa.
  • composition formula is expressed by TQRM.
  • Rare earth nanocomposite magnet powders can be suitably used.
  • T is Fe, or the group force of Co and N is a transition metal containing one or more selected elements and Fe Element
  • Q is a group force consisting of B and C forces At least one selected element
  • R is at least one rare earth element substantially free of La and Ce
  • M is Ti, Al, Si, V, Cr Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf, Ta, W, Pt, Au, and at least one metal element selected from a group force such as Pb force.
  • the composition ratios x, y, and z satisfy 10 ⁇ x ⁇ 35 atomic%, 2 ⁇ y ⁇ 10 atomic%, and 0 ⁇ z ⁇ 10 atomic%, respectively.
  • the hard magnetic phase constituting the magnet is R Fe.
  • soft magnetic phase is iron-based boride or ⁇ -Fe crystal grains
  • This composite magnet powder is produced by rapidly solidifying a molten alloy having the above composition by a liquid quenching method.
  • a nanocomposite magnet containing an a-Fe phase as a main soft magnetic phase or an RFeB single-phase magnet with few rare earth-rich phases present at grain boundaries can also be used.
  • a similar nanocomposite magnet powder can be preferably used.
  • T is Fe or the group force of Co and N and one or more selected elements and a transition metal element containing Fe
  • Q is the group force of B and C forces at least one element selected
  • R is at least one rare earth element substantially free of La and Ce
  • M is Ti, Al, Si, V, Cr, Mn, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Hf
  • the composition ratios x, y, and z are 4 ⁇ x ⁇ 10 atomic%, 6 Satisfy ⁇ y ⁇ 12 atomic% and 0 ⁇ z ⁇ 10 atomic%.
  • the volume ratio of the magnet powder is in the range of 70% or more and 95% or less of the whole, but in order to exhibit the permanent magnet characteristics superior to the conventional bonded magnet, It is preferable to set the lower limit of this volume ratio to 75% or more. Since the magnet characteristics improve as the volume ratio of the magnet powder increases, the lower limit of the volume ratio is more preferably set to 85% or more. However, considering the strength of the binderless magnet, the durability of the mold, and the mass productivity, the upper limit of the volume ratio of the magnet powder is preferably 92%, more preferably 90%.
  • the binderless magnet density is in the range of 5.5 g / cm 3 or more and 7. Og / cm 3 or less.
  • the preferred range of density of Ndaresu magnets 6. is a 3 g / cm 3 or more 6. 7 g / cm 3 or less, more preferred range is 6. 5 g / cm 3 or more 6. is 7 g / cm 3 or less.
  • the density of the whole magnet body is in the range of about 5.5 g / cm 3 to 6.2 g / cm 3 .
  • the binderless magnet of the present invention has a relatively high density, and as a result, the magnetic properties are excellent.
  • the density of the binderless magnet is easily affected by the particle shape of the magnet powder used. It is thought that the state in which the powder particles are packed in the gaps between coarse particles close to an equiaxed shape and packed is ideal, and a high density can be achieved in this state. Therefore, a bimodal particle size distribution in which there are many particles having a large particle size and particles having a relatively small particle size is preferred, but it is difficult to produce a powder having such a particle size distribution. In addition, since particles with a small particle size are easily oxidized during the pulverization process and cause deterioration of the magnetic properties, increasing the ratio of fine powder particles for the purpose of increasing the packing density will improve the final magnet characteristics. There is a possibility of deterioration.
  • the binderless magnet of the present invention is produced by compression molding under ultra high pressure, the particle size distribution of the magnet powder used deviates from an ideal one having bimodality! / ⁇ ⁇ ⁇ In the present invention, there is a possibility that the magnet powder is cracked during compression molding, and the fine magnet powder that is cracked fills the space between the particles to increase the molding density. For this reason, in the present invention, it is effective to use a magnetic powder that is easily broken. Magnet powder particles are easier to crack when they have a flat shape than when they have an equiaxed shape. In the present invention, it is preferable to use a magnet powder having a flat particle force in order to increase the density of the binderless magnet.
  • magnet powder in which the aspect ratio of individual powder particles (magnet powder minor axis size Z magnet powder major axis direction size) is 0.3 or less.
  • Flat powder particles have an advantage that the thickness direction is easily aligned in the compression direction, so that the packing density in which voids are not easily formed between the particles is easily improved.
  • the average crystal grain size of the fine metal structure constituting the magnet powder used is in the range of lOnm or more and 300 nm or less. If the average grain size is smaller than this range, the intrinsic coercive force is lowered. If it is larger than the upper limit of this range, the exchange interaction between the grains is lowered. However, the above average crystal grain size Even if the crystal grain size exceeds the single domain crystal grain size, it can be used in a specific usage environment (when the operating point of the magnet is high) as long as the average crystal grain size is 5 m or less.
  • a rare earth-based quenched alloy magnet powder used for producing the binderless magnet of the present invention is prepared.
  • This powder is manufactured through a pulverization step after quenching a molten alloy having the above-described composition by a roll quenching method such as a melt spinning method or a strip casting method.
  • the molten alloy can also be manufactured by quenching by an atomizing method.
  • the average particle size of the rare earth quenched alloy magnet powder is preferably 300 m or less.
  • the average particle size of the powder is more preferably in the range of 30 ⁇ m to 250 ⁇ m, and even more preferably in the range of 50 m to 200 m.
  • the particle size distribution preferably has two peaks.
  • the rare earth-based rapidly quenched alloy magnet powder obtained in this way is formed by compressing in cold and ultra-high pressure.
  • the cold compression molding since the cold compression molding is performed in a temperature environment of 500 ° C. or lower, typically 100 ° C. or lower, crystallization of the powder particles does not proceed during the compression molding.
  • the powder particles before compression molding may be in a substantially crystallized state as a whole, or may have many amorphous portions. If the powder particles contain a large amount of amorphous phase, it is preferable to perform heat treatment for crystallization after ultra-high pressure molding. Force The sintering process after ultra-high pressure molding also serves as heat treatment for crystallization. May be.
  • a rare earth-based rapidly quenched alloy magnet powder is mixed and mixed with a lubricant such as calcium stearate before molding. I prefer to keep it.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a schematic configuration of an ultra-high pressure powder press apparatus that can be suitably used in the practice of the present invention.
  • the device shown in Fig. 1 is a device that can uniaxially press the powder material 2 filled in the cavity at high pressure, with a die 4 having an inner surface that defines the side surface of the cavity, and the bottom surface of the cavity. Lower pan with lower pressure surface to define And an upper punch 8 having an upper pressure surface facing the lower pressure surface.
  • the die 4, the lower punch 6 and the Z or the upper punch 8 are moved up and down by a driving device (not shown).
  • the die 4 and the upper and lower punches 6 and 8 are made of, for example, cemented carbide or powder high speed.
  • the die 4 and the upper and lower punches 6 and 8 are not limited to those described above, and high strength materials such as SKS, SKD, and SKH can also be used.
  • the ultra-high pressure powder press apparatus used in the present embodiment prevents damage to the upper and lower punches 6 and 8, and stably performs an ultra-high pressure press that has been difficult in the past. It is desirable to have a configuration.
  • the configuration of the high-pressure powder press apparatus shown in FIG. 2 will be described.
  • the fixed die plate 14 fixes the die 4, and the lower punch 6 is inserted into the through hole of the die 4.
  • the lower punch 6 is moved up and down by the lower ram 16
  • the upper punch 8 is reinforced by the upper punch outer diameter reinforcing guide 28 and is moved up and down by the upper ram 18.
  • the lowering of the upper punch reinforcing guide 28 stops, but the upper punch 8 further lowers, and the through hole of the die 4 Intrude inside.
  • the press device includes a pair of linear guide rails 30a and 30b arranged symmetrically with the center of the fixed die plate 14 as a reference axis.
  • the upper ram 18 and lower ram 16 It communicates with your guide rails 30a and 30b and slides up and down.
  • the press device shown in FIG. 2 employs a linear (strong vibration) type feeder, the thickness H of the feeder cup 32 can be reduced. This can narrow the gap between the upper punch 8 and the die 4 when the upper punch 8 is retracted upward. The narrower this gap is, the less the up / down movement of the upper punch 8 is.
  • the vertical sliding shaft of the upper ram and the vertical sliding shaft of the lower ram are separated from each other. Atsuta.
  • the vertical movement of the upper ram 18 and the lower ram 16 is regulated by the linear guide rails 30a and 30b. 0. Can be kept below Olmm.
  • the compression molding of the magnet powder 2 is preferably performed by applying a pressure of 500 MPa to 2500 MPa.
  • a pressure of 500 MPa to 2500 MPa From the viewpoint of increasing the volume ratio of the magnetic powder in the binderless magnet and improving the magnetic properties, it is preferable to set the pressure to 1300 MPa or more, further 1500 MPa or more, and 1700 MPa or more. In consideration of productivity and mass productivity, it is desirable to set the pressure to 2000MPa or less.
  • the pressure at the time of compression molding exceeds the above upper limit, the load on the mold becomes too large, making it difficult to adopt as a mass production technique.
  • the compression molded body 10 thus obtained is subjected to heat treatment after molding.
  • heat treatment components derived from the quenched alloy magnet powder are precipitated on the surface and inside crack portions of the magnet powder particles, and the particles are bonded by the precipitates, so that the compression molded body becomes a binderless magnet. It becomes.
  • the heat treatment temperature is lower than 350 ° C, components derived from the quenched alloy magnet powder are precipitated, and the effect of bonding the particles cannot be obtained by this precipitate.
  • the temperature exceeds 800 ° C There is a possibility that the crystal grains in the magnet powder forming the binderless magnet become coarse and the magnetic properties are deteriorated.
  • heat treatment temperature Is preferably set in the range of 350 ° C or higher and 800 ° C or lower, and more preferably set in the range of 400 ° C or higher and 600 ° C or lower.
  • the heat treatment time can be set in the range of 5 minutes or more and 6 hours or less depending on the heat treatment temperature.
  • the heat treatment is preferably performed in an inert gas atmosphere.
  • the inert gas contains a small amount of oxygen or water vapor, it is inevitable to oxidize the compression molded body. Therefore, it is preferable to reduce the partial pressure of oxygen and water vapor as much as possible. Accordingly, the pressure of the heat treatment atmosphere gas, it is further desirable to 1 X 10- 2 Pa desirability tool dew point be lowered below uses 40 ° C (104 ° F) or less of the dry gas.
  • the above heat treatment is not indispensable, but in order to increase the mechanical strength of the binderless magnet to a practical level, it is preferable to perform the heat treatment after compression molding.
  • the heat treatment performed after the compression molding can be performed collectively on a large number of compression molded bodies, unlike the heat treatment performed together with the compression molding over the hot pressing step.
  • the conventional hot press it is necessary to execute a temperature increase / decrease cycle for each hot compression molding process, and thus it takes a long time (for example, 10 to 60 minutes) to obtain individual molded bodies.
  • the time required for the compression molding process can be shortened to a short time, for example, 0.01 to 0.1 minutes. This means that the production quantity per minute reaches 10 ⁇ : LOO. For this reason, even if a heat treatment step is added, the time required to manufacture a binderless magnet per unit amount is hardly increased and high mass productivity is realized. Is possible.
  • Low-melting-point metal powder may be added to and mixed with the rare-earth quenched alloy magnet powder before compression molding.
  • the powder particle diameter of the low melting point metal to be added is in the range of 10 m to 50 m.
  • the low melting point metal powder melts between the magnet powder particles during low-temperature sintering, and strengthens the bond between the powders during solid-phase sintering in which the magnet powder is bonded to each other by a substance deposited from the magnet powder alloy. Alternatively, it has the effect of entering and sealing the voids between the powder particles of the rare earth quenched alloy magnet.
  • the low melting point metal powder contained in the compression molded body when the low melting point metal powder contained in the compression molded body is melted by heat treatment, it plays a role of adhering the magnet powder particles, so that the effect of improving the mechanical strength of the binderless magnet can be obtained. It is preferable to adjust the mixing ratio of the low melting point metal powder to less than 15 wt%. If the ratio of the low melting point metal powder is 15 wt% or more, the bonding force between the magnet particles may be reduced.
  • the binderless magnet of the present invention is formed into a thin magnet or thin ring magnet having a thickness of 0.5 to 3 mm, or a small diameter magnet (including a ring magnet) having a diameter of 2 to 5 mm. Is preferred. If the magnet has such a shape and size, the density can be made uniform inside the compression-molded body, so that it is easy to suppress fluctuations in magnetic properties depending on the portion of the binderless magnet.
  • a new fracture surface is generated on the surface and inside of the magnet powder particles by compression molding under an ultrahigh pressure.
  • the temperature is 800
  • the component derived from the rapidly cooled alloy magnet powder precipitates in the new fracture surface force, and each particle is bonded by this precipitate.
  • Such low-temperature solid-phase sintering is possible, so that shrinkage and hot plastic deformation associated with high-temperature sintering can be avoided, and net shape molding with excellent shape flexibility and dimensional accuracy similar to bond magnets. Is possible.
  • it can be integrally formed with a yoke, shaft, or the like.
  • This magnetic circuit component can be used as a soft magnetic material such as a yoke or a shaft. Is suitably used as a core material such as a motor rotor.
  • the above rare earth alloy-based no-indless magnet and the non-greased powder magnetic core are separately completed and then assembled together.
  • a finished product is obtained by integral molding using high-pressure compression molding technology.
  • particles of soft magnetic powder are also bonded to each other by sintering without using a binder such as resin, and at the same time, bonding between a rare earth alloy binderless magnet and a non-greased dust core is also performed by sintering. Will be done.
  • Integrated molding performed at ultra-high pressure involves preparing both a rare earth quenched alloy magnet powder temporary molded body and a soft magnetic material powder temporary molded body, and then forming those temporary molded bodies. Although it may be performed adjacently in the press apparatus, only one temporary molded body is produced, and the other is performed in the form of powder while the other is in powder form.
  • a rare earth quenched alloy magnet powder and a soft magnetic material powder are prepared.
  • the rare earth quenched alloy magnet powder is produced by the same method as described above, and the soft magnetic material powder is produced by the atomizing method, the reducing method, the carbon method, or by grinding iron or an iron alloy.
  • the average particle size of the soft magnetic material powder is, for example, 1 to 200 / ⁇ ⁇
  • the temporary molded body means an aggregate of powders before performing the main molding. For example, it is sufficient if the powder has sufficient strength to handle the powder. Compression molding!
  • This molding can be performed by adopting any of the following three methods.
  • Both a rare-earth quenched alloy powder temporary compact and a soft magnetic material powder temporary compact are fabricated, assembled, and placed in a mold of a press machine.
  • the main molding die and the temporary molding die may be separated, the temporary molding may be assembled in the main molding die, and then the main molding may be performed.
  • Another mold may be inserted into the mold, and the main molding may be performed using the same mold as that used for the temporary molding.
  • the multi-axis press apparatus shown in FIG. 3 (a) basically has the same configuration as the high-pressure powder press apparatus shown in FIG. However, the present embodiment is different from the press apparatus of FIG. 2 in that the punch has a double structure.
  • the apparatus shown in FIG. 3 includes a die 32 having a hole for forming a cavity having a predetermined shape, and cylindrical lower punches 42a, 42b that are inserted into the hole of the die 32 and can move up and down, and an upper part. Punches 44a and 44b and a center shaft 42c are provided.
  • the lower punch 42a and the upper punch 44a press-mold the magnet portion, and the lower punch 42b and the upper punch 44b press-mold the iron core portion.
  • nanocomposite magnet powder (average powder particle size 50 to 200 ⁇ m) is prepared as rare earth quenched alloy magnet powder, and iron powder (average powder particle size 15 O / zm) is prepared as soft magnetic material powder.
  • iron powder (average powder particle size 15 O / zm) is prepared as soft magnetic material powder.
  • Prepare. Add 0.05 to 2. Owt% calcium stearate to the magnet powder and iron powder and mix.
  • the lower punch 42a is lowered to form a cylindrical cavity space, and then magnet powder is supplied into the cavity.
  • the upper punches 44a and 44b are lowered, and then the upper punch 44a is inserted into the cavity, the magnet powder is pressurized at a pressure of 100 to 1000 MPa, and the temporary magnet powder is temporarily removed. A molded body is produced.
  • the upper punches 44a and 44b are raised and the lower punch 42b is lowered to form a cylindrical cavity space. Iron powder is supplied into this cavity space.
  • the upper punches 44a and 44b are lowered, and both the magnet temporary compact and the iron powder are pressurized at a pressure of 500 to 2500 MPa. In this way, a compression-molded body in which the magnet body portion and the soft magnetic member are integrated is produced by compressing the magnet powder temporary compact and the iron powder.
  • lower punch 42a, 42b By adjusting the position, the shape of the integrated compression-molded body can be adjusted.
  • the lower punches 42 a and 42 b and the upper punches 44 a and 44 b are driven, and the integrated compression molded body is taken out from the die 32.
  • the compression molded body taken out is heat-treated at 500 ° C. for 40 minutes in a nitrogen atmosphere having a dew point of 40 ° C. This heat treatment improves the bonding strength between the powder particles.
  • the thus obtained integrated molded body has a binderless magnet body portion in which magnet powder is bonded without using a binder, and a soft magnetic member in which soft magnetic material powder is bonded without using a binder (a non-fat dust core). ), And the magnet body portion and the soft magnetic member are coupled without an adhesive layer or the like.
  • the density of the soft magnetic member is, for example, 7.6 g / cm 3 (98% of the true density), and the density of the magnet body portion is, for example, 6.5 gZcm 3 (87% of the true density).
  • a magnet powder temporary molding is first formed, and then iron powder is added to perform ultra-high pressure compression.
  • the main molding is performed in various other modes. It is possible.
  • the magnetic circuit component thus manufactured has the following features in addition to the features of the no-indless magnet according to the present invention.
  • the dimensional accuracy of the magnetic circuit component according to the present invention is defined by the accuracy of the mold, it is higher than the dimensional accuracy of a magnetic circuit component manufactured by general cutting and bonding.
  • the surface treatment for the rare earth alloy binderless magnet of the present invention is carried out on a known bonded magnet, and not only the resin coating but also the silicate and silicate described in Japanese Patent No. 3572040. Coating with fat as the main component, metal fine particle-dispersed alkyl silicate coating as described in JP-A-2005-109421, etc., known chemical conversion treatment, known electrical plating and metal deposition coating are also possible.
  • metal deposition coating also has a film formation temperature higher than the melting point of the binder resin. It is hardly applied to bonded magnets.
  • the rare earth iron boron-based isotropic nanocomposite magnet powder (SPRAX—XB, —XC, —XD) manufactured by NEOMAX Co., Ltd. and the single phase force of the Nd Fe B phase are used as the magnet powder.
  • Arranged rare earth iron boron based isotropic nanocomposite magnet powder (N2, N3) was prepared.
  • Table 1 shows the alloy composition of these six magnet powders, and Table 2 shows the magnetic properties and average powder particle size of the magnet powder itself!
  • the mixture of the magnet powder and the epoxy resin is prepared by subjecting 98 wt% magnet powder and 2 wt% epoxy resin to a dander process (stirring process). Obtained. After adding 0.5 outwt% calcium stearate to this mixture, compression molding was performed at a pressure of 900 MPa to produce a molded body.
  • the molded body thus obtained was subjected to a heat treatment at a temperature of 180 ° C. for 30 minutes in a nitrogen atmosphere furnace having a dew point of ⁇ 40 ° C. to produce a bonded magnet.
  • Comparative Example 1 the mixing force of 98 wt% magnet powder and 2 wt% epoxy resin was used. In Comparative Example 2, 97 wt% magnet powder and 3 wt% epoxy resin were mixed. In other respects, there is no difference in manufacturing method between Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
  • Example 1 and Examples 4, 5, 6, and 7 in which compression molding was performed at the highest pressure was the highest in Example 1 and Examples 4, 5, 6, and 7 exhibited the most excellent magnetic properties.
  • each of the examples has sufficiently high mechanical strength and exhibits excellent magnet characteristics despite the absence of a binder. It was.
  • Figures 4 and 5 show SEM photographs of cracks inside the magnetic powder and between the magnet powder particles. As shown in Fig. 4, cracks are formed inside the powder particles, and a large number of precipitates (high brightness areas in the figure) are formed in the cracks. Precipitates are also observed between the powder particles as shown in FIG. According to EDS (Energy dispersive X-ray spectroscopy), this product was mainly composed of Fe.
  • Magnet powder prepared from a quenched alloy flake (average thickness: 25 m) having the alloy composition of N2 in Table 1 was prepared, and a compression molded body was prepared using the same apparatus and method as in Examples 4-7.
  • Example 8 The dimensions of the compression molded body were 7.7mm inside diameter, 12.8mm outside diameter, and 4.8mm height.
  • Table 6 below shows the quenched alloy average flake thickness, the average powder particle size after pulverization, the molding conditions, and the density of the binderless magnet after heat-treating the compression molded body for Example 8 and Example 6. Show me!
  • Example 8 When the average powder particle size is the same, the smaller the average flake thickness of the quenched alloy, the smaller the aspect ratio of the powder particles and the higher the flatness. In Example 8, the powder particles had a flat shape with an aspect ratio of 0.3 or less. As shown in Table 6, the binderless magnet of Example 8 achieves higher density than that of Example 6! /
  • the binderless magnet of the present invention does not contain a resin binder, is excellent in heat resistance, and can realize a high magnetic powder volume ratio compared to a bond magnet. It is widely used in various fields. Further, since the binderless magnet of the present invention does not contain a resin, it can be subjected to surface treatment such as plating, and a magnet excellent in corrosion resistance can be obtained immediately. Furthermore, since it contains almost no non-magnetic material such as resin, it can easily extract only magnetic powder, such as waste and defective products, and it is highly recyclable.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

　本発明による希土類合金系バインダレス磁石の製造方法は、希土類系急冷合金磁石粉末２を用意する工程（Ａ）と、樹脂バインダを用いずに希土類系急冷合金磁石粉末２を冷間にて圧縮して成形することにより、全体に占める希土類系急冷合金磁石粉末２の体積比率が７０％以上９５％以下の圧縮成形体１０を形成する工程（Ｂ）とを含む。

Description

明 細 書
希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法に関し、希土類急 冷合金磁石粉末を超高圧下で圧縮成形することによって作製された磁石に関する。 背景技術
[0002] 希土類系急冷合金磁石の粉末に榭脂からなるバインダを加えたボンド磁石は、寸 法精度および形状の自由度に優れ、電子機器ゃ電装部品などの用途に広く使用さ れている。し力しながら、このようなボンド磁石の耐熱温度は、使用される磁石粉末の 磁気的な耐熱温度に加えて、磁石粉末の結合に使用される榭脂バインダの耐熱温 度に制約される。例えば熱硬化性エポキシ榭脂を使用する圧縮ボンド磁石の場合、 熱硬化性エポキシ榭脂の耐熱温度が低いため、磁石の常用が可能となる上限温度 は最高でも 100°C程度と低い。また、ボンド磁石は、絶縁性を有する榭脂バインダを 含有するため、電気めつき処理や金属蒸着被膜処理などの表面処理を行うことも困 難である。
[0003] 更に、通常のボンド磁石では、榭脂バインダを含むため、磁石粉末の体積比率を 8 3%超に高めることができない。榭脂バインダは、磁石特性の発現に寄与しないため 、焼結磁石に比べてボンド磁石の磁気特性は低くならざるを得な 、。
[0004] なお、磁石粉末の体積比率が比較的高い圧縮ボンド磁石でも磁石粉末の体積比 率は 83%程度であり、その最大エネルギー積は 96kjZm3 ( 12MGOe)程度が限界 である。
[0005] 近年、小型のスピンドルモータやステッピングモータや各種の小型センサには、例 えば直径が 10mm以下の超小型リング状磁石が用いられる。このような用途では、優 れた成形性を有し、かつ磁気特性を向上させた永久磁石の実現が強く望まれて ヽる 力 ボンド磁石の磁気特性では不充分になりつつある。
[0006] ボンド磁石に比べて磁石粉末の体積比率が高い磁石として、フルデンス磁石が知 られている。特許文献 1は、ナノコンポジット急冷合金カゝら作製したフルデンス磁石を 開示している。フルデンス磁石は、榭脂バインダを用いずに急冷合金磁石粉末を圧 縮し、高密度化することにより製造される。
[0007] 特許文献 2は、ナノコンポジット磁石粉末に対して 550°C以上 720°C以下の温度で
20MPa以上 80MPa以下の圧力を印加し、圧縮成形することを開示している。こうし て作製されたフルデンス磁石の密度は、磁石真密度の 92%以上を達成する。
[0008] 特許文献 3は、包み材によって囲まれた磁粉純度 99%のバインダレス磁石を開示 し、特許文献 4は、ナノ結晶磁性粉末から製造される圧粉磁心を開示している。
特許文献 1：特開 2004— 14906号公報
特許文献 2：特開 2000 - 348919号公報
特許文献 3：特開平 10— 270236号公報
特許文献 4：特開 2004— 349585号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0009] 特許文献 1に開示されて!、るようなフルデンス磁石は、磁石粉末の体積比率が高 ヽ ので、ボンド磁石より高特性が期待される力 ホットプレス等の熱間プレス技術を用い るため、プレスサイクルが長ぐ量産性に劣る。その結果、磁石の製造コストが大きく 上昇するため、実用化が難しい。
[0010] 特許文献 2に開示されて ヽる磁石は、放電プラズマ焼結法などにより、磁石粉末を 高温に加熱しながら圧縮して作製される。この技術も、ホットプレスと同様にプレスサ イタルが長ぐ量産性に劣る。
[0011] 特許文献 3は、具体的な製造方法を開示しておらず、どのようにして高い磁粉体積 比率が実現されるか不明である。また、特許文献 4に開示される圧粉磁心では、磁石 粉末粒子同士がガラスによって結合されている。ガラスの体積比率は、従来のボンド 磁石における榭脂バインダの体積比率と同程度であると考えられる。
[0012] このように榭脂バインダを用いることなく磁石粉末を成形する従来技術では、量産 性が低 、か、ある!/、はボンド磁石と同程度の磁粉体積比率しか実現できな 、。
[0013] 一方、実質的に磁粉が隙間無く結合した焼結磁石を製造するためには、 1000〜1
200°Cという高温の焼結工程が不可欠である。焼結過程では液相が形成され、希土 類リッチ相を含む粒界相が生じる。粒界相は、保磁力発現のために重要な働きを行う 力 グリーン状態の粉末成形体は、焼結工程で大きく収縮するため、プレス工程後に おける形状変化が大きぐ寸法精度や形状形成の自由度の点でボンド磁石に大きく 劣る。
[0014] 本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、その主たる目的は、寸 法精度や形状自由度に優れ、かつ、ボンド磁石よりも耐熱性や磁気特性に優れた磁 石を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0015] 本発明の希土類合金系バインダレス磁石は、希土類系急冷合金磁石粉末の粒子 が榭脂バインダを介さずに結合した磁石であって、全体に占める前記希土類系急冷 合金磁石粉末の体積比率が 70%以上 95%以下である。
[0016] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記急冷合金磁石粉末の粒子は、前記急冷合金磁 石粉末粒子からの析出物によって結合している。
[0017] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記急冷合金磁石粉末の粒子は、ホウ素を含有する 鉄基希土類合金から形成されており、前記析出物は、鉄、希土類、およびホウ素から なる群カゝら選択された少なくとも 1種類の元素カゝら構成されている。
[0018] 好ま 、実施形態にぉ ヽて、前記急冷合金磁石粉末の粒子にはクラックが形成さ れており、前記析出物の少なくとも一部は前記クラック内に存在している。
[0019] 好ま 、実施形態にぉ ヽて、全体に占める前記希土類系急冷合金磁石粉末の体 積比率が 70%超 92%未満である。
[0020] 好ま ヽ実施形態にお!ヽて、前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は固相焼結 によって相互に結合して 、る。
[0021] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は、 1種以上 の強磁性結晶相を含有し、その平均結晶粒径が lOnm以上 300nm以下の範囲にあ る。
[0022] 好ま ヽ実施形態にお!ヽて、前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は、硬磁性 相および軟磁性相を含有するナノコンポジット磁石組織を有している。
[0023] 好ましい実施形態において、密度は 5. 5gZcm3〜7. OgZcm3である。 [0024] 好まし!/、実施形態にぉ 、て、組成式 T Q R M (Tは Fe、または、 Coおよび N
ΙΟΟ
もなる群力も選択された 1種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Qは Bおよ び C力 なる群力 選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含 まない少なくとも 1種の希土類元素、 Mは、 Ti、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Z r、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された少なくと も 1種の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、 10<x≤35 原子％、 2≤y≤10原子％、および 0≤z≤ 10原子％を満足する組成を有している。
[0025] 好まし!/、実施形態にぉ 、て、組成式 T Q R M (Tは Fe、または、 Coおよび N
ΙΟΟ
もなる群力も選択された 1種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Qは Bおよ び C力 なる群力 選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含 まない少なくとも 1種の希土類元素、 Mは、 Ti、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Z r、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択された少なくと も 1種の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、 4<x≤10原 子％、 6≤y< 12原子％、および 0≤z≤ 10原子％を満足する組成を有している。
[0026] 本発明による希土類合金系バインダレス磁石の製造方法は、希土類系急冷合金磁 石粉末を用意する工程 (A)と、榭脂バインダを用いずに前記希土類系急冷合金磁 石粉末を冷間にて圧縮して成形することにより、全体に占める前記希土類系急冷合 金磁石粉末の体積比率が 70%以上 95%以下の圧縮成形体を形成する工程 (B)と 、前記工程 (B)の後に 350°C以上 800°C以下の温度で前記圧縮成形体に対して熱 処理を施す工程 (C)とを含む。
[0027] 好まし!/、実施形態にぉ 、て、前記工程（B)では、 500MPa以上 2500MPa以下の 圧力で前記希土類系急冷磁石用急冷合金磁石粉末を圧縮する。
[0028] 好ましい実施形態において、前記工程 (C)の熱処理は、圧力が 1 X 10—2Pa以下の 不活性ガス雰囲気中で実行する。
[0029] 好ましい実施形態において、前記工程 (C)の熱処理は、露点が 40°C以下の不 活性ガス雰囲気中で実行する。
[0030] 本発明の磁気回路部品は、上記いずれかの希土類合金系バインダレス磁石と、軟 磁性材料粉末が榭脂バインダを介さずに結合した無榭脂圧粉磁心とを備え、前記バ インダレス磁石と前記無榭脂圧粉磁心とが一体化されている。
[0031] 好ま ヽ実施形態にお!ヽて、前記無榭脂圧粉磁心における軟磁性粉末の粒子は 焼結によって相互に結合している。
[0032] 好ま 、実施形態にぉ 、て、前記バインダレス磁石と前記無榭脂圧粉磁心とは、焼 結によって相互に結合して 、る。
[0033] 本発明による磁気回路部品の製造方法は、上記磁気回路部品の製造方法であつ て、希土類系急冷合金粉末および軟磁性材料粉末を用意する工程 (A)と、前記希 土類系急冷合金粉末および前記軟磁性材料粉末を冷間にて 500MPa以上 2500 MPa以下の圧力で圧縮して一体化する工程 (B)と、前記一体化圧縮成形体に対し て 350°C以上 800°C以下の温度で熱処理を施す工程 (C)とを含む。
[0034] 好ま ヽ実施形態にお!ヽて、前記工程 (A)は、前記希土類系急冷合金粉末および 前記軟磁性材料粉末の少なくとも一方の仮成形体を形成する工程を含み、前記ェ 程 (B)では、前記仮成形体を少なくとも一部に含む前記希土類系急冷合金粉末およ び前記軟磁性材料粉末を圧縮する。
[0035] なお、本願明細書にぉ ヽて、「圧縮成形体」とは、希土類系急冷合金磁石粉末およ び Zまたは軟磁性粉末を冷間にて圧縮して成形した圧粉体のことを意味する。また、 「バインダレス磁石」および「無榭脂圧粉磁心」は、それぞれ、磁石粉末および軟磁性 粉末の圧縮成形体に熱処理を施すことにより、粉末粒子が榭脂バインダを介さずに 結合した成形体を指す。更に、「仮成形体」とは、その密度にかかわらず、冷間にて 圧縮成形を行う前の粉末の集合体を意味することとし、冷間における圧縮成形を行う 前の粉末は、仮成形体の態様を含む場合がある。
発明の効果
[0036] 本発明によれば、榭脂バインダを用いな!/ヽため、磁石の耐熱温度が榭脂バインダ の耐熱温度に制限されず、優れた耐熱性を発揮することができる。また、磁石粉末を 榭脂バインダと混合して混練する工程が不要となるため、製造コストを低減することも 可會 になる。
[0037] 更に、本発明によれば、磁石粉末の体積比率がボンド磁石よりも高いため、ボンド 磁石に比べて磁石特性が向上する。従って、ボンド磁石では充分な磁石特性を得る ことが困難であった直径 4mm以下の小型磁石でも、本発明によれば優れた磁石特 性を発揮することができる。
図面の簡単な説明
[0038] [図 1] (a)および (b)は、本発明によるバインダレス磁石の製造に好適に用いられる圧 縮成形装置の構成例を示す図である。
[図 2]本発明の実施形態で好適に使用される超高圧粉末プレス装置の構成例を示す 図である。
[図 3] (a)力も (e)は、本発明による磁気回路部品の製造方法の実施形態を示す工程 断面図である。
[図 4]本発明の実施例 4における粉末粒子内部を示す断面 SEM写真である。
[図 5]本発明の実施例 4における粉末粒子間を示す断面 SEM写真である。
符号の説明
[0039] 2 磁石粉末 (希土類系急冷合金磁石粉末）
4 ダイ
6 下パンチ
8
10 成形体 (圧縮成形体）
14 固定ダイプレート
16 下部ラム
18 上部ラム
28 上パンチ外径補強ガイド
30a リニアガイドレール
30b リニアガイドレール
32 フィーダカップ
42a 下パンチ
42b 下パンチ
44a
44b 発明を実施するための最良の形態
[0040] 本発明の希土類合金系バインダレス磁石は、希土類系急冷合金磁石粉末の粒子 が榭脂バインダを介さずに結合した磁石であって、全体に占める希土類系急冷合金 磁石粉末の体積比率が 70%以上 95%以下である。この希土類系急冷合金磁石粉 末の粒子は、通常の高温焼結やホットプレスによってではなぐ超高圧下での冷間プ レス (冷間圧縮）によって結合している。なお、本発明における冷間プレスとは、プレ ス装置のダイやパンチに熱を加えない状態で圧縮成形を行うことを意味し、具体的に は、熱間成形とはなり得ない温度 (例えば 500°C以下、典型的には 100°C以下)で粉 末を圧縮成形することを意味するものとする。
[0041] このように榭脂バインダを用いることなく希土類系急冷合金磁石粉末粒子を強固に 結合し、ノ レク状に成形するためには、従来、前述したようにホットプレスなどの熱間 成形や高温焼結が必要であると考えられてきた。特に Nd— Fe— B系急冷磁石のよう に硬度が極めて高 ヽ粉末粒子を対象とする場合は、圧縮成形時に 800°Cを超える 高温に加熱することにより、液相を形成する焼結過程を進行させながら成形すること が不可欠であるとの技術常識が存在した。
[0042] し力しながら、本発明者らは、このような技術常識にとらわれることなぐ希土類系急 冷合金磁石粉末に対する冷間での圧縮成形を種々試みた結果、圧縮に用いる金型 の材質を適切に選択した上で、加工精度を高めれば、硬度の高い希土類系急冷合 金磁石粉末であっても、 500〜2500MPaの超高圧下で冷間圧縮成形を行うことが 可能であり、これにより、その後、 350°C以上 800°C以下の低温で焼結を進行させる ことができ、ノインダレス磁石を形成できること、し力も形成したバインダレス磁石は優 れた磁石特性を発揮することを見出して、本発明を完成した。この温度範囲は、従来 のセラミックスなどの粉末成形体を固相焼結する場合に必要な温度 (典型的には 10 00°C以上の高温)や、従来の希土類系焼結磁石を液相焼結する場合に必要な温度 に比べて格段に低い。このような低温焼結を行うことにより、結晶粒の粗大化を抑制 しつつ、ノインダレス磁石を形成することができる。
[0043] 本発明者らは、このように従来成しえな力つた超高圧下の冷間圧縮成形により従来 成しえな力つた低温での焼結を進行させることができるようになった理由を調べたとこ ろ、バインダレス磁石を形成する急冷合金磁石粉末の個々の粒子間に、急冷合金磁 石粉末に由来する成分が析出しており、この析出物により、各粒子が相互に結合し ていることを見出した。また、急冷合金磁石粉末の粒子内には超高圧下の冷間圧縮 成形によってクラックが発生し、そのクラックも同様の析出物により再結合していること が観察された。
[0044] 本発明では、急冷合金磁石粉末粒子の表面および内部が超高圧下の冷間圧縮に より割れ、それによつて急冷合金磁石粉末粒子の表面および内部に非常に活性な 新生破面が現れる。そのままでは、機械的強度は不充分なものとなるが、本発明で は、超高圧圧縮を行った後に比較的低い温度で熱処理を行うことにより、急冷合金 磁石粉末に由来する成分を新生破面から析出させる。こうして形成された析出物が 粒子間にあって結合に大きく寄与しているものと推定される。このような析出物の成分 は、急冷合金磁石の組成によって異なると考えられる力 発明者らの実験結果による と、少なくとも Fe、硼素、希土類元素の少なくとも 1種類を含んでいる。
[0045] このような超高圧圧縮および熱処理によって結合した粒子の間には、微小な空隙 が残存しており、そのような空隙の体積比率は、成形された磁石全体の体積に対して 5%以上 30%以下の範囲にある。圧縮成形後に、このような空隙の一部が封孔など を目的として榭脂ゃ低融点金属（例えば、亜鉛、スズ、 Al—Mn)などによって埋めら れても良い。ただし、そのような榭脂ゃ低融点金属の量は、磁石体全体の 15wt%未 満に抑えられることが好ましぐ 10wt%未満にすることがより好ましぐ 8wt%未満に することが更に好ましい。このように微量の榭脂ゃ低融点金属は、主たるノインダとし ては機能しない。本願発明の磁石体を形成する急冷合金磁石粉末の粒子間は、主 として上記析出物によって結合される。
[0046] 高温焼結によって作製された従来の希土類焼結磁石では、主相として機能する結 晶粒 (グレイン）は、ハード磁性を有する Nd—Fe— B系化合物力も形成されている。 一方、結晶粒の間には、非磁性材料力もなる粒界相が存在しているため、希土類焼 結磁石中に空隙はほとんど存在していない。この希土類焼結磁石では、主相結晶粒 が粒界相によって仕切られた核発生型の磁気特性発現機構を有することにより、高 V、保磁力を発現する上で極めて重要であることが知られて 、る。 [0047] これに対して、本発明の希土類合金系ノインダレス磁石では、相互に結合した個 々の粉末粒子の間には粒界相として機能する合金は存在して ヽな 、。それでも高 ヽ 保磁力を発現することができる理由は、バインダレス磁石に用いられる磁石粉末を構 成する微細金属組織の平均結晶粒径が「単磁区結晶粒径」以下の大きさに調整され ているからである。平均結晶粒径が単磁区結晶粒径以下であれば、各結晶粒は単 磁区構造となり Nd— Fe— B系希土類焼結磁石に見られるような多磁区構造を前提と する核発生型の固有保磁力発現ではなぐ単磁区の各結晶粒が交換相互作用によ り結びつき固有保磁力を発現する微細結晶型の磁気特性発現機構を有すること〖こ なり、従来の希土類焼結磁石のように液相焼結温度以上の高温で焼結工程を行わ なくとも、液相焼結によって形成される粒界相が不要であるため、高い固有保磁力と 優れた減磁曲線の角形性を実現することができる。
[0048] 本発明では、平均結晶粒径がナノメートルオーダーであるナノコンポジット磁石の 粉末や、結晶化熱処理によってナノメートルオーダーの微細結晶組織が形成される 非晶質急冷合金磁石の粉末を好適に用いることができる。
[0049] MQI社から販売されて 、る磁石粉末 ( 、わゆる MQ粉)も本発明の磁石粉末として 採用できるが、これらは希土類リッチ相を含有しているため、焼結時に希土類の酸ィ匕 物が形成し、磁石粉末同士が結合しにくい可能性がある。このため、これらの磁石粉 末を焼結する場合は、焼結工程を 10— 2Pa以下の真空中で実行することが望ましい。
[0050] これに対し、硬磁性相および軟磁性相を含むナノコンポジット磁石であれば、希土 類リッチ相が存在しないことから、冷間、超高圧下で圧縮成形した後、不活性雰囲気 中でも希土類の酸ィ匕を進行させることなく熱処理工程を行うことができる。圧縮成形 後の熱処理は不可欠ではないが、このような熱処理を行うことにより、冷間、超高圧下 で圧縮成形された磁石体の機械的強度を更に高めることができる。このため、本発明 の希土類バインダレス磁石には、希土類含有量の少な 、ナノコンポジット磁石粉末を 用いることが好ましい。
[0051] このようなナノコンポジット磁石粉末としては、組成式が T Q R Mで表現され
ΙΟΟ
る希土類系ナノコンポジット磁石粉末を好適に用いることができる。ここで、 Tは Fe、ま たは、 Coおよび N なる群力 選択された 1種以上の元素と Feとを含む遷移金属 元素、 Qは Bおよび C力 なる群力 選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない少なくとも 1種の希土類元素、 Mは、 Ti、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn 、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pb力らなる群力ら 選択された少なくとも 1種の金属元素である。組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、 10< x≤35原子％、 2≤y≤10原子％、および 0≤z≤ 10原子％を満足する。
[0052] このような組成のナノコンポジット磁石粉末では、磁石を構成する硬磁性相が R Fe
2 1
B型化合物の結晶粒から形成され、軟磁性相が鉄基硼化物または α— Feの結晶粒
4
から形成される。このコンポジット磁石粉末は、上記組成を有する合金の溶湯を液体 急冷法によって急冷凝固させることによって作製される。
[0053] また本発明は、主たる軟磁性相として a—Fe相を含有するナノコンポジット磁石や 粒界に存在する希土類リッチ相が少ない R Fe B単相系磁石を用いることもできる。
2 14
このようなナノコンポジット磁石としては、糸且成式が T Q R Mで表現される希土
ΙΟΟ
類系ナノコンポジット磁石粉末を好適に用いることができる。ここで Tは Fe、または、 C oおよび N なる群力 選択された 1種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Q は Bおよび C力もなる群力 選択された少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実 質的に含まない少なくとも 1種の希土類元素、 Mは、 Ti、 Al、 Si、 V、 Cr、 Mn、 Cu、 Z n、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W、 Pt、 Au、および Pbからなる群から選択され た少なくとも 1種の金属元素）で表現され、組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、 4< x≤10原子％、 6≤y< 12原子％、および 0≤z≤10原子％を満足する。
[0054] 本発明によるバインダレス磁石では、磁石粉末の体積比率が全体の 70%以上 95 %以下の範囲内にあるが、従来のボンド磁石よりも優れた永久磁石特性を発揮させ るには、この体積比率の下限を 75%以上に設定することが好ましい。磁石粉末の体 積比率が上昇するほど磁石特性が向上するため、この体積比率の下限は 85%以上 に設定することが、より好ましい。しかし、バインダレス磁石の強度や、金型の耐久性 、量産性を考慮すれば磁石粉末の体積比率の上限は 92%が好ましぐ 90%が更に 好ましい。
[0055] R Fe B型化合物を主相として含有する磁石粉末を用いる場合、最終的に得られ
2 14
るバインダレス磁石の密度は 5. 5g/cm3以上 7. Og/cm3以下の範囲にある。バイ ンダレス磁石の密度の好ましい範囲は、 6. 3g/cm3以上 6. 7g/cm3以下であり、更 に好ましい範囲は、 6. 5g/cm3以上 6. 7g/cm3以下である。従来の榭脂バインダ を用いた圧縮ボンド磁石では、磁石体全体の密度は、 5. 5g/cm3〜6. 2g/cm3程 度の範囲にある。両者を比較するとわ力るように、本発明のバインダレス磁石の方が 相対的に高い密度が得られ、その結果、磁気特性も優れたものとなる。
[0056] バインダレス磁石の密度は、用いる磁石粉末の粒子形状の影響を受けやす 、こと が知られている。粉末粒子の形状が等軸形状に近ぐ粗い粒子の隙間に細力 、粒子 が詰まった状態が理想的な充填状態であり、その状態で高い密度を達成することが できると考えられている。従って、粒径の大きな粒子と相対的に粒径の小さな粒子と が多く存在する双峰性の粒度分布が好ま 、が、このような粒度分布を有する粉末を 作製することは難しい。また、粒径の小さな粒子は、粉砕工程中に酸化されて磁気特 性の劣化を引き起こしやすいため、充填密度を高める目的で、微細な粉末粒子の比 率を高めると、最終的な磁石特性が劣化する可能性がある。
[0057] 一方、本発明のバインダレス磁石は、超高圧下の圧縮成形によって作製されるため 、用いる磁石粉末の粒度分布が双峰性を有する理想的なものからずれて！/、てもよ ヽ 。本発明では、圧縮成形時に磁石粉末が割れ、割れた細かい磁石粉末が粒子間の 空隙を埋めて成形密度を高める可能性がある。このため、本発明では、割れやすい 磁石粉末を用いることが有効である。磁石粉末の粒子は、等軸的な形状を有する場 合よりも、扁平な形状を有している場合の方が割れやすい。本発明では、扁平な粒 子力もなる磁石粉末を用いることが、バインダレス磁石の密度を高める上で好ましい。 具体的には、個々の粉末粒子のアスペクト比 (磁石粉末の短軸方向のサイズ Z磁石 粉末の長軸方向のサイズ)が 0. 3以下となる磁石粉末を用いることが好ましい。扁平 形状の粉末粒子は、その厚さ方向が圧縮方向に揃いやすくなるため、粒子間に空隙 ができにくぐ充填密度が向上しやすいという利点もある。
[0058] 本発明のバインダレス磁石では、使用される磁石粉末を構成する微細金属組織の 平均結晶粒径が lOnm以上 300nm以下の範囲にあることが好ましい。平均結晶粒 径カ この範囲の加減よりも小さいと、固有保磁力が低下し、この範囲の上限よりも大 きいと、各結晶粒間に働く交換相互作用が低下する。ただし、上記の平均結晶粒径 が単磁区結晶粒径を超えていても、平均結晶粒径が 5 m以下であれば、特定の使 用環境下 (磁石の動作点が高 、場合)で使用することが可能である。
[0059] (製造方法）
以下、本発明による希土類合金系バインダレス磁石の製造方法の好まし 、実施形 態を説明する。
[0060] まず、本発明のバインダレス磁石の製造に使用する希土類系急冷合金磁石粉末を 用意する。この粉末は、上述した組成を有する合金の溶湯をメルトスピニング法ゃスト リップキャスト法などのロール急冷法によって急冷した後、粉砕工程を経て製造される 。このようなロール急冷法を用いる代わりに、合金の溶湯をアトマイズ法によって急冷 しても製造することができる。希土類系急冷合金磁石粉末の平均粒径は 300 m以 下であることが好ましい。粉末の平均粒径は 30 μ m以上 250 μ m以下の範囲にある ことがより好ましぐ 50 m以上 200 m以下の範囲にあることが更に好ましい。また 、圧縮成形後における粒子間の隙間空間を減少させ、磁石体の密度を高めるという 観点からは、粒度分布が 2つのピークを有することが好ま 、。
[0061] 次に、こうして得られた希土類系急冷合金磁石粉末を冷間、超高圧で圧縮して成 形する。本発明の好ましい実施形態では、 500°C以下、典型的には 100°C以下の温 度環境で冷間圧縮成形を実行するため、圧縮成形中に粉末粒子の結晶化は進行し ない。本発明では、圧縮成形前における粉末粒子は、全体がほぼ結晶化された状態 にあってもよいし、また、非晶質部分を多く有していても良い。粉末粒子が非晶質相 を多く含む場合は、超高圧成形の後に、結晶化のための熱処理を行うことが好ましい 力 超高圧成形の後に行う焼結工程で、結晶化のための熱処理を兼ねてもよい。
[0062] 超高圧下での冷間圧縮成形時における金型の損傷を低減するためには、希土類 系急冷合金磁石粉末に対して成形前にステアリン酸カルシウムなどの滑材などを添 加 ·混合しておくことが好ま 、。
[0063] 図 1は、本発明の実施に好適に使用することができる超高圧粉末プレス装置の概 略構成を示す断面図である。図 1の装置は、キヤビティ内に充填された粉末材料 2を 高!ヽ圧力で一軸プレスすることのできる装置であって、キヤビティの側面を規定する 内面が形成されたダイ 4と、キヤビティの底面を規定する下側加圧面を有する下パン チ 6と、下側加圧面と対向する上側加圧面を有する上パンチ 8とを備えている。ダイ 4 、下パンチ 6および Zまたは上パンチ 8は、不図示の駆動装置によって上下移動する
[0064] 図 1 (a)に示す状態では、キヤビティの上方は開放されており、キヤビティの内部に 磁石粉末 2が充填される。この後、図 1 (b)に示すように、上パンチ 8が下降するか、あ るいは、ダイ 4および下パンチ 6が相対的に上昇することにより、キヤビティ内の磁石 粉末 2が圧縮成形される。
[0065] ダイ 4および上下パンチ 6、 8は、例えば超硬合金や粉末ハイスから形成されている 。ダイ 4および上下パンチ 6、 8は、上記のものに限定されず、 SKS、 SKD、 SKHな どの高強度材料を使用することもできる。
[0066] これらの高強度材料は、硬 、反面、脆 、性質を有して 、るため、加圧方向が僅かで もずれると、容易に破損する。したがって、本発明で実施するような超高圧成形を可 能にするには、ダイ 4および上下パンチ 6、 8の中心軸のずれおよび傾きの精度を 0. Olmm以下にする必要がある。この軸ずれや軸傾きが大きいと、超高圧印加時に上 下パンチ 6、 8が座屈し、破損してしまう。この問題は、圧縮成形体のサイズが小さくな るほど、上下パンチ 6、 8の軸径が小さくなるため、顕著に発生する。
[0067] 本実施形態で使用する超高圧粉末プレス装置は、上下パンチ 6、 8の破損を防止し 、従来は困難であったような超高圧プレスを安定して実施するため、図 2に示す構成 を備えることが望ましい。以下、図 2に示す高圧粉末プレス装置の構成を説明する。
[0068] 図 2の装置では、固定ダイプレート 14がダイ 4を固定し、このダイ 4の貫通孔に下パ ンチ 6が挿入される。下パンチ 6は下部ラム 16によって上下する力 上パンチ 8は、上 パンチ外径補強ガイド 28によって補強されており、上部ラム 18によって上下動する。 上部ラム 18が降下し、外径補強ガイド 28の下端がダイ 4の上面に接触した後は、上 パンチ補強ガイド 28の降下は停止するが、上パンチ 8は更に降下し、ダイ 4の貫通孔 の内部に侵入する。上パンチ外径補強ガイド 28を設けることにより、超高圧下におけ る上パンチ 8の耐久性を向上させることができる。
[0069] このプレス装置は、固定ダイプレート 14の中心を基準軸として対称に配置された一 対のリニアガイドレール 30a、 30bを備えている。上部ラム 18および下部ラム 16は、リ ユアガイドレール 30a、 30bによって連通し、上下に摺動する。また、図 2に示すプレ ス装置では、直進（強振)式フィーダを採用しているので、フィーダカップ 32の厚さ H を薄くすることができる。このことにより、上パンチ 8が上方に退避しているときの上パ ンチ 8とダイ 4との間隙を狭くすることができる。この間隙が狭いほど、上パンチ 8の上 下移動量が低減するため、上下動に伴って生じやすい軸ずれや軸傾きを低減できる
[0070] 従来の粉末プレス装置では、上部ラムの上下摺動軸と下部ラムの上下摺動軸とが 分離していたため、軸ずれや軸の傾きが生じやすぐその精度は 0. 04mm程度であ つた。これに対して、図 2の構成を備える超高圧粉末プレス装置では、上部ラム 18お よび下部ラム 16の上下動がリニアガイドレール 30a、 30bによって規制されるため、 軸ずれおよび軸傾きの精度を 0. Olmm以下に抑えることができる。
[0071] 本発明者の実験によると、磁石粉末 2に対する圧縮成形は、 500MPa以上 2500 MPa以下の圧力を印加して行うことが好ましい。バインダレス磁石における磁石粉末 の体積比率を大きくし、磁気特性を向上させるという観点からは圧力を 1300MPa以 上、さらには 1500MPa以上、さらには 1700MPa以上とすることが好ましぐまた、金 型の耐久性および量産性を考慮した場合は、圧力を 2000MPa以下に設定すること が望ましい。圧力が上記の下限値よりも低い場合は、粉末粒子同士の結合力が低下 するため、成形後の機械的強度が不充分なものとなり、ハンドリング時に磁石の割れ や欠けなどが発生し得る。一方、圧縮成形時の圧力が上記の上限値を超えて大きく なると、金型への負荷が大きくなりすぎるため、量産技術として採用することが難しく なる。
[0072] こうして得られた圧縮成形体 10に対しては、成形後に熱処理を施す。この熱処理 により、磁石粉末粒子の表面および内部のクラック部分に、急冷合金磁石粉末を由 来とする成分が析出し、この析出物により各々の粒子が結合することにより、圧縮成 形体はバインダレス磁石となる。熱処理温度が 350°Cよりも低くなると、急冷合金磁石 粉末を由来とする成分が析出し、この析出物により各々の粒子が結合する効果が得 られず、逆に 800°Cを超える高温になると、バインダレス磁石を形成する磁石粉末内 の結晶粒が粗大化して磁気特性の低下を招く可能性がある。このため、熱処理温度 は 350°C以上 800°C以下の範囲内に設定することが好ましぐ 400°C以上 600°C以 下の範囲に設定することが更に好ましい。熱処理時間は、熱処理温度にも依存する 力 5分以上 6時間以下の範囲内に設定され得る。
[0073] なお、圧縮成形時点で磁石粉末の粒子が非晶質相を有して!/、る場合、上記の熱 処理により結晶化を進行させることができる。結晶化による発熱を利用して、低温でも 焼結を進行させることも可能である。
[0074] 熱処理中に圧縮成形体 10が酸化することを抑制するためには、上記熱処理を不 活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。ただし、不活性ガス中に微量でも酸素や水 蒸気が含まれていると、圧縮成形体の酸化が避けられないため、酸素や水蒸気の分 圧を可能な限り低減することが好ましい。このため、熱処理雰囲気ガスの圧力は、 1 X 10— 2Pa以下に低下させることが望ましぐ露点が 40°C以下のドライガスを用いる ことが更に望ましい。
[0075] 上述の熱処理により、粉末粒子間で焼結プロセスと同様のプロセスが進行するが、 希土類焼結磁石のように液相化は生じず、粒子間には隙間が継続して存在する。ま た、このように圧縮成形後に行う熱処理によると、粉末粒子間の結合程度が高まり、 バインダレス磁石としての機械的強度が向上する。熱処理温度が 800°Cに近い高温 である場合、粉末粒子間で焼結プロセスと同様のプロセスが進行するが、希土類焼 結磁石のように液相化は生じず、粒子間には隙間が継続して存在する。磁石特性を 高めるという観点から、上記の熱処理は不可欠ではないが、バインダレス磁石の機械 的強度を実用レベルに高めるためには、圧縮成形後に熱処理を行うことが好ましい。 このように圧縮成形後に行う熱処理は、ホットプレス工程にぉ ヽて圧縮成形とともに 行う熱処理と異なり、多数の圧縮成形体に対してまとめて施すことができる。従来のホ ットプレスでは、熱間圧縮成形工程毎に昇温 '降温サイクルを実行することが必要に なるため、個々の成形体を得るための長時間（例えば 10〜60分）を要していたが、 本発明では、圧縮成形工程に要する時間が例えば 0. 01-0. 1分という短い時間に 短縮することが可能になる。このことは、 1分あたりの生産数量が 10〜： LOO個に達す ることを意味する。このため、熱処理工程を付加しても、単位量あたりのバインダレス 磁石を製造するために要する時間はほとんど増加せず、高い量産性を実現すること が可能になる。
[0076] 圧縮成形前の希土類急冷合金磁石の粉末に対し、低融点金属の粉末を添加し混 合してもよい。この場合、添加する低融点金属の粉末粒径は 10 m以上 50 m程 度以下の範囲内にあることが好ましい。低融点金属粉末は、低温焼結時に磁石粉末 粒子間で溶け、磁石粉末合金から析出した物質にて磁石粉末相互に結合する固相 焼結時において粉末同士の結合をより強固にする。または、希土類急冷合金磁石の 粉末粒子間における空隙に入り込んで封孔する効果をもたらす。また、圧縮成形体 に含まれる低融点金属粉末が熱処理によって溶解すると、磁石粉末粒子間を接着 する役割を果たすため、バインダレス磁石の機械的強度が向上する効果も得られる。 低融点金属粉末の混合割合は 15wt%未満に調節することが好ましい。低融点金属 粉末の割合が、 15wt%以上になると、磁石粒子間の結合力を低下させる可能性が ある。
[0077] 本発明のバインダレス磁石は、厚さ 0. 5〜3mmの薄物磁石もしくは薄肉リング磁石 、または直径 φ 2〜 φ 5mmの小径磁石（リング磁石も含む）に成形されたものである ことが好ましい。このような形状およびサイズを有する磁石であれば、圧縮成形体の 内部において密度を均一化することができるため、バインダレス磁石の部位によって 磁気特性が変動することを抑制しやす ヽ。
[0078] 本発明の製造方法によれば、超高圧下での圧縮成形によって磁石粉末粒子表面 および内部に新生破面が発生する。圧縮成形後に熱処理を行うと、その温度が 800
°C以下でも、急冷合金磁石粉末を由来とする成分が新生破面力 析出し、この析出 物により各々の粒子が結合する。このような低温の固相焼結が可能であるため、高温 焼結にともなう収縮や熱間塑性変形を避けることができ、ボンド磁石と同様に優れた 形状自由度と寸法精度を有するネットシエイプ成形が可能になる。また、ヨーク、シャ フト等との一体成形も可能になる。
[0079] (磁気回路部品）
以下、本発明による希土類合金系バインダレス磁石と、無榭脂圧粉磁心とがー体 的に成形された磁気回路部品の実施形態を説明する。軟磁性材料粉末の無榭脂圧 粉磁心は、ヨークやシャフト等の軟磁性部材して機能し得るため、この磁気回路部品 は、モータ回転子などのコア材として好適に用いられる。
[0080] このような磁気回路部品を製造するため、本実施形態では、上述の希土類合金系 ノインダレス磁石と無榭脂圧粉磁心とを別々に完成してから両者を組み立てるので はなぐ上述した超高圧の圧縮成形技術を利用して一体化成形することにより完成 品を得る。この方法によれば、軟磁性粉末の粒子も榭脂などのバインダを介すること なく焼結によって相互に結合され、同時に希土類合金系バインダレス磁石と無榭脂 圧粉磁心との結合も焼結によって行われることになる。
[0081] 超高圧で行う一体化成形 (本成形)は、希土類急冷合金磁石粉末の仮成形体およ び軟磁性材料粉末の仮成形体の両方を作製してから、それらの仮成形体をプレス装 置内に隣接配置して行っても良いが、一方の仮成形体のみを作製し、他方は粉末の ままで本成形を行ってもょ 、。
[0082] 以下、本実施形態における磁気回路部品の製造方法を説明する。
[0083] まず、希土類急冷合金磁石の粉末と、軟磁性材料粉末とを用意する。希土類急冷 合金磁石の粉末は、前述した方法と同一の方法によって作製され、軟磁性材料粉末 は、アトマイズ法、還元法、カルボ-ル法によって、あるいは鉄や鉄合金を粉砕するこ とによって作製される。軟磁性材料粉末の平均粒度は、例えば、 1〜200 /ζ πιである
[0084] 次に、希土類急冷合金磁石粉末の仮成形体および軟磁性材料粉末の仮成形体の 少なくとも一方を作製する。本願明細書において仮成形体は本成形を行う前の粉末 の集合体を意味し、そのハンドリングが可能な程度の強度を有しておれば良ぐ例え ば、 100〜1000MPa程度の圧力で粉末を圧縮成形すればよ!、。
[0085] 本成形は、以下の 3種類の方法のいずれかを採用して行うことができる。
[0086] (1)希土類急冷合金磁石粉末の仮成形体および軟磁性材料粉末の仮成形体の両 方を作製し、それらを組み立ててプレス装置の金型内に配置する。この場合、本成形 の金型と仮成形の金型とを別にし、本成形の金型内で仮成形体を組み立ててから本 成形を行っても良いし、いずれか一方の仮成形の金型に、他の仮成形体を装入して 、仮成形と同じ金型で本成形を行っても良い。
[0087] (2)希土類急冷合金磁石粉末の仮成形体および軟磁性材料粉末の仮成形体の一 方のみを作製し、その仮成形体をプレス装置の金型内に配置する。キヤビティ空間 には、隙間が形成されるため、その隙間には、仮成形体を作製しなカゝつた粉末を入 れ、その後に本成形を行う。この場合も、仮成形と本成形の金型は同じであっても良 いし、異なっていてもよい。
[0088] (3)複雑な形状を有する磁気回路部品を作製する場合、上記（1)、（2)の方法を複 合して行っても良い。
[0089] 以下、図 3を参照しながら、本実施形態で行える本成形工程の一例を説明する。
[0090] 図 3 (a)に示す多軸プレス装置は、基本的には、図 2に示す高圧粉末プレス装置と 同様の構成を備えている。ただし、本実施形態では、パンチが二重構造を備えてい る点で、図 2のプレス装置と異なっている。具体的には、図 3の装置は、所定形状のキ ャビティを形成する孔を有するダイ 32と、ダイ 32の孔内に挿入されて上下に動作し 得る円筒状の下パンチ 42a、 42bおよび上パンチ 44a、 44bと、センターシャフト 42c とを備えている。下パンチ 42aおよび上パンチ 44aは、磁石部分を加圧成形し、下パ ンチ 42bおよび上パンチ 44bは、鉄芯部分を加圧成形する。
[0091] 本実施形態では、希土類急冷合金磁石粉末としてナノコンポジット磁石粉末 (平均 粉末粒径 50〜200 μ m)を用意し、軟磁性材料粉末として鉄粉末 (平均粉末粒径 15 O /z m)を用意する。これらの磁石粉末および鉄粉末に対して、 0. 05〜2. Owt%の ステアリン酸カルシウムを添加し、混合する。
[0092] 次に、図 3 (a)に示すように、下パンチ 42aを下げ、円筒状のキヤビティ空間を形成 した後、このキヤビティ内に磁石粉末を供給する。この後、図 3 (b)に示すように、上パ ンチ 44a、 44bを降下させ、その後、上パンチ 44aをキヤビティ内に挿入し、磁石粉末 を圧力 100〜1000MPaで加圧し、磁石粉末の仮成形体を作製する。
[0093] 次に、図 3 (c)に示すように、上パンチ 44a、 44bを上昇させるとともに、下パンチ 42 bを降下させることにより、円筒状のキヤビティ空間を形成する。このキヤビティ空間内 には鉄粉末を供給する。この後、図 3 (d)に示すように、上パンチ 44aおよび 44bを降 下させ、磁石仮成形体および鉄粉末の両方を圧力 500〜2500MPaにて加圧する。 このようにして、磁石粉末の仮成形体と鉄粉末とを圧縮することにより、磁石体部分と 軟磁性部材とが一体化した圧縮成形体を作製する。このとき、下パンチ 42a、 42bの 位置を調整することにより、一体化圧縮成形体の形状を整えることができる。
[0094] 次に、図 3 (e)に示すように、下パンチ 42a, 42bおよび上パンチ 44aおよび 44bを 駆動し、一体化した圧縮成形体をダイ 32から取り出す。取り出した圧縮成形体に対 し、例えば露点が 40°Cの窒素雰囲気中にぉ 、て 500°Cで 40分間の熱処理を行う 。この熱処理により、粉末粒子相互の結合強度が向上する。
[0095] こうして得られた一体化成形体は、磁石粉末がバインダを介することなく結合したバ インダレス磁石体部分と、軟磁材料粉末がバインダを介することなく結合した軟磁性 部材 (無榭脂圧粉磁心)と備え、これらの磁石体部分と軟磁性部材とが接着層などを 介さずに結合した構造を有している。このうち、軟磁性部材の密度は例えば 7. 6g/ cm3 (真密度の 98%)であり、磁石体部分の密度は例えば 6. 5gZcm3 (真密度の 8 7%)である。
[0096] 上記の例では、最初に磁石粉末の仮成形体を形成し、その後に鉄粉末を加えて超 高圧圧縮を行っている力 前述したように、他の種々の態様で本成形を行うことが可 能である。
[0097] このようにして作製された磁気回路部品は、本発明によるノインダレス磁石の特徴 点の他、以下に示す特徴点を有している。
[0098] (1)バインダレス磁石および軟磁性部材がいずれも粉末成形によって作製されたも のであるため、複雑な形状の磁気回路部品を作製することが可能である。
[0099] (2)本発明による磁界回路部品の寸法精度は、金型の精度によって規定されるた め、一般的な切削加工および接着によって作製された磁気回路部品の寸法精度より も高い。
[0100] (3)バインダレス磁石と軟磁性部材とを接着する工程が不要になるため、製造工程 数を削減できる。
[0101] (4)圧縮時に軟磁性材料に導入された歪みが一体化成形後の熱処理で緩和され るため、歪みに起因する保磁力を減少させることができる。本発明の磁気回路部品を モータの回転子として使用する場合、保磁力によるヒステリシス損が減少すると、モー タの効率を高めることができる。このことは、軟磁性部材のリラクタンス'トルクを活用す る IPM型回転子を作製する場合に特に有効である。なお、榭脂バインダが介在する と、歪み除去に必要な高温熱処理を行うことができず、歪みが残留してしまう。
[0102] (5)熱処理後の焼結体強度が強!、鉄粉あるいは鉄合金粉を軟磁性材料として選 択し、その軟磁性材料が磁石を囲む構造を採用する場合、磁石単体のときよりも機 械強度を高めることができる。
[0103] なお、本発明の希土類合金系バインダレス磁石に対する表面処理としては、公知 のボンド磁石に対して行われて 、る榭脂塗装はもちろん、特許 3572040号などに記 載の珪酸塩と榭脂を主成分とする被膜処理や、特開 2005— 109421号などに記載 の金属微粒子分散アルキルシリ卜卜ケート被膜、公知の化成処理、公知の電気めつきや 金属蒸着被膜コーティングなども可能 O Οn i
oである。なお、電気めつきは、絶縁性のバイン ダを含有するボンド磁石に対して行うことが困難であり、また、金属蒸着被膜コーティ ングも、その成膜温度がバインダ榭脂の融点以上になるため、ボンド磁石に対しては ほとんど適用されていない。
o
実施例
[0104] まず、磁石粉末として、株式会社 NEOMAX製の希土類鉄硼素系等方性ナノコン ポジット磁石粉末（SPRAX— XB、— XC、— XD)および Nd Fe B相の単相力 なる
2 14
希土類鉄硼素系磁石粉末 (N1)と硬磁性の Nd Fe Bに加え軟磁性相に α— Feを
2 14
配した希土類鉄硼素系等方性ナノコンポジット磁石粉末 (N2、 N3)を用意した。表 1 は、これら 6種類の磁石粉末の合金組成を示しており、表 2は、磁石粉末自体の磁石 特性および平均粉末粒径を示して!/ヽる。
[0105] [表 1] 合金組成（at %)
磁石粉末
Nd Pr Fe Co B C Ti M
SPRAX 6. 0 1 . 0 一 1 . 0 4. 0 一 -XB
SPRAX 9. 0 _ 73. 0 — 1 2. 6 1 . 4 3. 0 Nb1 . 0 -XC
SPRAX 8. 0 ― 4. 0 1 1 . 0 1 . 0 5. 0
-XD
N1 1 1 . 5 _ 5. 5 5. 5 _ _ Zr2. 0
N2 9. 0 _ 8. 0 5. 5 0. 5 1 . 0 ―
N3 ― 8. 3 73. 7 8. 0 5. 5 0. 5 4. 0 ― [0106] [表 2]
Figure imgf000023_0001
[0107] 次に、これらの磁石粉末に対し、 0. 5outwt%のステアリン酸カルシウムを添カロし、 混合した。その後、上記磁石粉末に対する成形を行い、各磁石粉末から圧縮成形体 を作製した。なお、圧縮成形体の寸法は内径 7. 7mm、外径 12. 8mm、高さ 4. 8m mである。以下の表 3は、実施例 1〜7および比較例 1〜4の成形条件を示している。
[0108] [表 3]
Figure imgf000023_0002
[0109] 実施例 1〜7の成形は、圧縮成形時の圧力が異なる点を除いて、同一の装置およ び方法で、成形装置を加熱することなく冷間にて行った。各実施例の圧縮成形体に 対しては、成形工程の後、露点が 40°Cの窒素雰囲気中で、実施例 1〜3および 5 、 6、 7は 500°Cの温度で、実施例 4は 800°Cの温度で 10分間の熱処理を施し、バイ ンダレス磁石を作製した。 [0110] (比較例 1)
SPRAX—XDの磁石粉末を用意した後、 98wt%の磁石粉末と 2wt%のエポキシ 榭脂とに対して-一ダー処理 (攪拌処理)を施すことにより、磁石粉末とエポキシ榭脂 との混合物を得た。この混合物に対し、 0. 5outwt%のステアリン酸カルシウムを添 加した後、 900MPaの圧力で圧縮成形を行うことにより、成形体を作製した。
[0111] 次に、こうして得た成形体に対し、露点が—40°Cの窒素雰囲気炉にて 180°Cの温 度で 30分間の熱処理を施し、ボンド磁石を作製した。
[0112] (比較例 2)
比較例 1では、 98wt%の磁石粉末と 2wt%のエポキシ榭脂とを混合した力 比較 例 2では、 97wt%の磁石粉末と 3wt%のエポキシ榭脂とを混合した。これ以外の点 では、比較例 1と比較例 2との間に作製方法の差異はない。
[0113] (比較例 3)
SPRAX—XDの磁石粉末を用意した後、 90wt%の磁石粉末と 10wt%の PPS (ポ リフエ-レンサルファイド： Polyphenylene Sulfide)とを二軸押し出し機にて押し出 した。この後、適切な長さにカットすることにより、 φ 3mm X 4mmのペレット原料を作 製した。このペレットを用いて、榭脂温度 340°C、金型温度 180°C、射出圧 220MPa の条件で射出成形を行！ヽ、比較例 3の成形体 (ボンド磁石)を作製した。
[0114] (比較例 4)
SPRAX—XBの磁石粉末を用意した後、 95wt%の磁石粉末と 5 ％のポリアミド (PA12)とを二軸押し出し機にて押し出した。この後、適切な長さにカットすることに より、 φ 3mm X 4mmのペレット原料を作製した。このペレットを用いて、榭脂温度 29 0°C、金型温度 120°C、射出圧 210MPaの条件で射出成形を行い、比較例 4の成形 体 (ボンド磁石)を作製した。
[0115] 必要に応じて熱処理を行った実施例および比較例について、磁石粉末の体積比 率および成形体密度を測定した。測定結果を以下の表 4に示す。
[0116] [表 4] 磁石粉末 成形体
体積比率 密度
(%) (MgZm3)
実施例 1 87 6. 5
実施例 2 78 5. 8
実施例 3 78 5. 8
実施例 4 87 6. 5
実施例 5 87 6. 5
実施例 6 87 6. 5
実施例 7 87 6. 5
比較例 1 73 5. 8
比較例 2 74 5- 8
比較例 3 62 5. 1
比較例 4 70 5. 5
[0117] 次に、各成形体 (バインダレス磁石およびボンド磁石）について、磁石特性および 耐熱性を評価した。評価結果を以下の表 5に示す。耐熱性の評価は各成形体を大 気中 150°Cにて 24時間放置したときの形状の変化の有無により行った。
[0118] [表 5]
Figure imgf000025_0001
[0119] 表 5の最右欄における「〇」は、形状変化無し (耐熱性良好)を意味し、「 X」は、形 状変化有り（耐熱性低 、)を意味して 、る。
[0120] 上記の結果からわ力るように、最も高い圧力で圧縮成形を行った実施例 1および実 施例 4、 5、 6、 7における磁石粉末の体積比率は最も高ぐ実施例 1および実施例 4、 5、 6、 7が最も優れた磁気特性を発揮した。また、いずれの実施例も、バインダが介 在しないにもかかわらず、充分に高い機械的強度を有し、優れた磁石特性を発揮し た。
[0121] 実施例 4の磁石について、焼結状態の観察を行った。図 4および図 5に磁粉内部の クラック部および磁石粉末粒子間 SEM写真を示す。図 4に示されるように、粉末粒子 の内部にクラックが形成され、クラックに多数の析出部（図中、明度の高い部分）が形 成されている。また粉末粒子間にも、図 5に示すように析出物が観察される。 EDS (E nergy dispersive X— ray spectroscopy;による成分分 によれは、この 出物は Feを主成分としていた。
[0122] (実施例 8)
表 1の N2の合金組成を有する急冷合金铸片（平均厚さ： 25 m)から作製した磁 石粉末を用意し、実施例 4〜7と同一装置および方法で圧縮成形体を作製した（ 実施例 8)。圧縮成形体の寸法は内径 7. 7mm、外径 12. 8mm、高さ 4. 8mmであ つた。以下の表 6は、実施例 8および実施例 6について、急冷合金平均铸片厚、粉砕 後の平均粉末粒径、成形条件、および圧縮成形体に熱処理を行った後のバインダレ ス磁石の密度を示して!/、る。
[0123] [表 6]
Figure imgf000026_0001
[0124] 平均粉末粒径が同じ場合、急冷合金の平均铸片厚が小さいほど、粉末粒子のァス ぺクト比は小さくなり、扁平度が高くなる。実施例 8では、粉末粒子のアスペクト比は 0 . 3以下の扁平な形状を有していた。表 6からわ力るように、実施例 8のバインダレス 磁石は、実施例 6のノ インダレス磁石に比べて高 、密度を達成して！/、る。
産業上の利用可能性
[0125] 本発明のバインダレス磁石は、榭脂バインダを含有せず、耐熱性に優れ、また、ボ ンド磁石に比べて高 ヽ磁粉体積率を実現し得るため、従来のボンド磁石の代替物と して各種分野に広く用いられる。 また、本発明のバインダレス磁石は、榭脂を含有しないため、めっきなどの表面処 理を施しやすぐ耐腐食性に優れた磁石を得ることができる。更に、内部に榭脂など の非磁性体材料をほとんど含まないため、廃品や不良品など力も磁粉だけを抽出し やすぐリサイクル性にも富んでいる。

Claims

請求の範囲
[1] 希土類系急冷合金磁石粉末の粒子が榭脂バインダを介さずに結合した磁石であ つて、
全体に占める前記希土類系急冷合金磁石粉末の体積比率が 70%以上 95%以下 である、希土類合金系ノ インダレス磁石。
[2] 前記急冷合金磁石粉末の粒子は、前記急冷合金磁石粉末粒子からの析出物によ つて結合して!/ヽる、請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石。
[3] 前記急冷合金磁石粉末の粒子は、ホウ素を含有する鉄基希土類合金から形成さ れており、前記析出物は、鉄、希土類、およびホウ素からなる群力 選択された少なく とも 1種類の元素カゝら構成されている、請求項 2に記載の希土類合金系バインダレス 磁石。
[4] 前記急冷合金磁石粉末の粒子にはクラックが形成されており、前記析出部の少なく とも一部は前記クラック内に存在している、請求項 2または 3に記載の希土類合金系 バインダレス磁石。
[5] 全体に占める前記希土類系急冷合金磁石粉末の体積比率が 70%超 92%未満で ある、請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石。
[6] 前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は固相焼結によって相互に結合して 、る
、請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石。
[7] 前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は、 1種以上の強磁性結晶相を含有し、 その平均結晶粒径が 10nm以上 300nm以下の範囲にある、請求項 1に記載の希土 類合金系バインダレス磁石。
[8] 前記希土類系急冷合金磁石粉末の粒子は、硬磁性相および軟磁性相を含有する ナノコンポジット磁石組織を有して 、る、請求項 1に記載の希土類合金系ノインダレ ス磁石。
[9] 密度が 5. 5g/cm3〜7. Og/cm3である請求項 1に記載の希土類合金系バインダ レス磁石。
[10] 組成式 T Q R M (Tは Fe、または、 Coおよび Niからなる群から選択された 1
ΙΟΟ
種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Qは Bおよび C力 なる群力 選択された 少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない少なくとも 1種の希土類 元素、 Mは、 Ti、 Al、 Siゝ V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W 、 Pt、 Au、および Pbからなる群力も選択された少なくとも 1種の金属元素）で表現さ れ、組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、
10<x≤35原子％、
2≤y≤10原子％、および
0≤z≤10原子％
を満足する組成を有して 、る、請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石。
[11] 組成式 T Q R M (Tは Fe、または、 Coおよび Niからなる群から選択された 1
ΙΟΟ
種以上の元素と Feとを含む遷移金属元素、 Qは Bおよび C力 なる群力 選択された 少なくとも 1種の元素、 Rは Laおよび Ceを実質的に含まない少なくとも 1種の希土類 元素、 Mは、 Ti、 Al、 Siゝ V、 Cr、 Mn、 Cu、 Zn、 Ga、 Zr、 Nb、 Mo、 Ag、 Hf、 Ta、 W 、 Pt、 Au、および Pbからなる群力も選択された少なくとも 1種の金属元素）で表現さ れ、組成比率 x、 y、および zが、それぞれ、
4< ≤10原子％、
6≤y< 12原子％、および
0≤z≤10原子％
を満足する組成を有して 、る、請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石。
[12] 希土類系急冷合金磁石粉末を用意する工程 (A)と、
榭脂バインダを用いずに前記希土類系急冷合金磁石粉末を冷間にて圧縮して成 形することにより、全体に占める前記希土類系急冷合金磁石粉末の体積比率が 70 %以上 95%以下の圧縮成形体を形成する工程 (B)と、
前記工程 (B)の後に 350°C以上 800°C以下の温度で前記圧縮成形体に対して熱 処理を施す工程 (C)と、
を含む希土類合金系バインダレス磁石の製造方法。
[13] 前記工程（B)では、 500MPa以上 2500MPa以下の圧力で前記希土類系急冷磁 石用急冷合金磁石粉末を圧縮する、請求項 12に記載の希土類合金系バインダレス 磁石の製造方法。
[14] 前記工程 (C)の熱処理は、圧力が 1 X 10—2Pa以下の不活性ガス雰囲気中で実行 する請求項 13に記載の希土類合金系バインダレス磁石の製造方法。
[15] 前記工程 (C)の熱処理は、露点が—40°C以下の不活性ガス雰囲気中で実行する 請求項 13または 14に記載の希土類合金系バインダレス磁石の製造方法。
[16] 請求項 1に記載の希土類合金系バインダレス磁石と、
軟磁性材料粉末が榭脂バインダを介さずに結合した無榭脂圧粉磁心と、を備え、 前記ノ インダレス磁石と前記無榭脂圧粉磁心とが一体化された磁気回路部品。
[17] 前記無榭脂圧粉磁心における軟磁性粉末の粒子は焼結によって相互に結合して いる、請求項 16に記載の磁気回路部品。
[18] 前記バインダレス磁石と前記無榭脂圧粉磁心とは、焼結によって相互に結合してい る請求項 16または 17に記載の磁気回路部品。
[19] 請求項 16に記載の磁気回路部品の製造方法であって、
希土類系急冷合金粉末および軟磁性材料粉末を用意する工程 (A)と、 前記希土類系急冷合金粉末および前記軟磁性材料粉末を冷間にて 500MPa以 上 2500MPa以下の圧力で圧縮して一体ィ匕する工程 (B)と、
前記一体ィ匕圧縮成形体に対して 350°C以上 800°C以下の温度で熱処理を施すェ 程 (C)と、
を含む、磁気回路部品の製造方法。
[20] 前記工程 (A)は、前記希土類系急冷合金粉末および前記軟磁性材料粉末の少な くとも一方の仮成形体を形成する工程を含み、
前記工程 (B)では、前記仮成形体を少なくとも一部に含む前記希土類系急冷合金 粉末および前記軟磁性材料粉末を圧縮する、請求項 19に記載の磁気回路部品の 製造方法。
PCT/JP2006/315409 2005-08-08 2006-08-03 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法 Ceased WO2007018123A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007529533A JP4732459B2 (ja) 2005-08-08 2006-08-03 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法
KR1020087003213A KR101247796B1 (ko) 2005-08-08 2006-08-03 희토류 합금계 무바인더 자석 및 그 제조 방법
EP06782269A EP1947657A1 (en) 2005-08-08 2006-08-03 Rear earth alloy binderless magnet and method for manufacture thereof
CN200680029141XA CN101238530B (zh) 2005-08-08 2006-08-03 稀土类合金系无粘结剂磁铁及其制造方法
US12/063,150 US7938915B2 (en) 2005-08-08 2006-08-03 Rare earth alloy binderless magnet and method for manufacture thereof

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005229555 2005-08-08
JP2005-229555 2005-08-08
JP2005-321452 2005-11-04
JP2005321452 2005-11-04

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007018123A1 true WO2007018123A1 (ja) 2007-02-15

Family

ID=37727308

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2006/315409 Ceased WO2007018123A1 (ja) 2005-08-08 2006-08-03 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7938915B2 (ja)
EP (1) EP1947657A1 (ja)
JP (1) JP4732459B2 (ja)
KR (1) KR101247796B1 (ja)
CN (1) CN101238530B (ja)
WO (1) WO2007018123A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016146387A (ja) * 2015-02-06 2016-08-12 Tdk株式会社 窒化鉄系磁石
CN111403166A (zh) * 2020-04-17 2020-07-10 成都银河磁体股份有限公司 一种热压磁体的制备方法及其产品
CN114131014A (zh) * 2021-12-06 2022-03-04 东风汽车零部件（集团）有限公司东风粉末冶金公司 一种粉末冶金防弯成形芯棒结构

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8961868B2 (en) * 2009-03-31 2015-02-24 Hitachi Metals, Ltd. Nanocomposite bulk magnet and process for producing same
JP5057111B2 (ja) 2009-07-01 2012-10-24 信越化学工業株式会社 希土類磁石の製造方法
JP5093215B2 (ja) * 2009-11-26 2012-12-12 トヨタ自動車株式会社 焼結希土類磁石の製造方法
JP5884820B2 (ja) 2011-03-02 2016-03-15 日立金属株式会社 希土類系ボンド磁石の製造方法
MY165562A (en) 2011-05-02 2018-04-05 Shinetsu Chemical Co Rare earth permanent magnets and their preparation
CN104011811B (zh) * 2012-01-04 2016-11-02 丰田自动车株式会社 稀土类纳米复合磁铁
JP6062691B2 (ja) * 2012-04-25 2017-01-18 Ｎｅｃトーキン株式会社 シート状インダクタ、積層基板内蔵型インダクタ及びそれらの製造方法
CN102847943A (zh) * 2012-07-04 2013-01-02 厦门虹鹭钨钼工业有限公司 一种磁控管用钼端帽模压成形制造方法
CN103050267B (zh) * 2012-12-31 2016-01-20 厦门钨业股份有限公司 一种基于细粉热处理的烧结Nd-Fe-B系磁铁制作方法
CN103009464B (zh) * 2013-01-06 2015-04-29 郑明权 一种永磁湿压下顶式成型液压机
EP2854260A1 (de) 2013-09-27 2015-04-01 Siemens Aktiengesellschaft Nutverschlussmasse, Nutverschluss und Verfahren zum Herstellen eines Nutverschlusses
CN107301916A (zh) * 2016-04-15 2017-10-27 北京中科三环高技术股份有限公司 各向异性钕铁硼粘结磁体及其制备方法
JP6852351B2 (ja) * 2016-10-28 2021-03-31 株式会社Ihi 希土類永久磁石の製造方法
KR102347739B1 (ko) 2017-12-11 2022-01-06 현대자동차주식회사 강자계 방식 열간 압출 영구자석 제조공법 및 ipm 모터
CN111145986A (zh) * 2018-11-01 2020-05-12 松下电器产业株式会社 压粉磁芯及其制造方法
CN110568219B (zh) * 2019-08-27 2021-06-15 北京自动化控制设备研究所 分子电子型角加速度计动电转换器烧结装置及方法
WO2021048916A1 (ja) * 2019-09-10 2021-03-18 三菱電機株式会社 希土類磁石合金、その製造方法、希土類磁石、回転子及び回転機
US20230079836A1 (en) * 2020-04-08 2023-03-16 Mitsubishi Electric Corporation Rare earth sintered magnet, method for producing rare earth sintered magnet, rotor, and rotary machine
CN113001735A (zh) * 2021-04-12 2021-06-22 太原开元智能装备有限公司 一种粉末加料器及加料方法
CN113488304B (zh) * 2021-07-08 2024-12-10 宁波市中宝磁业有限公司 一种复合永磁材料及其加工工艺

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004014906A (ja) * 2002-06-10 2004-01-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法
JP2005171264A (ja) * 2003-12-05 2005-06-30 Daido Steel Co Ltd 等方性磁石の製造方法およびその磁石

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4710239A (en) * 1984-09-14 1987-12-01 General Motors Corporation Hot pressed permanent magnet having high and low coercivity regions
US4829277A (en) * 1986-11-20 1989-05-09 General Motors Corporation Isotropic rare earth-iron field magnets for magnetic resonance imaging
JPS63192205A (ja) 1987-02-04 1988-08-09 Mitsubishi Metal Corp 希土類合金製永久磁石の製造方法
US5026438A (en) * 1988-07-14 1991-06-25 General Motors Corporation Method of making self-aligning anisotropic powder for magnets
JPH04323803A (ja) * 1991-04-23 1992-11-13 Fuji Elelctrochem Co Ltd 希土類磁石の製造方法
JPH05135978A (ja) * 1991-11-14 1993-06-01 Seiko Epson Corp 希土類磁石の製造方法
JPH07240307A (ja) * 1994-02-28 1995-09-12 Isuzu Motors Ltd 含窒素希土類磁石及びその製造方法
JPH10270236A (ja) 1997-03-21 1998-10-09 Takeo Nishikawa バインダーレス永久磁石
DE19912470B4 (de) 1999-03-19 2005-06-02 Vacuumschmelze Gmbh Verbundteil und Verfahren zu dessen Herstellung
JP2000348919A (ja) 1999-06-04 2000-12-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd ナノコンポジット結晶質焼結磁石およびその製造方法
US7217328B2 (en) * 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
JP3572040B2 (ja) 2001-11-09 2004-09-29 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 耐食性被膜を有する希土類系永久磁石、その製造方法および耐食性被膜形成処理液
US20040025974A1 (en) * 2002-05-24 2004-02-12 Don Lee Nanocrystalline and nanocomposite rare earth permanent magnet materials and method of making the same
AU2003302524A1 (en) 2002-11-29 2004-06-23 Neomax Co., Ltd. Method for producing corrosion-resistant rare earth based permanent magnet, corrosion-resistant rare earth based permanent magnet, dip spin coating method for work piece, and method for forming coating film on work piece
JP2004349585A (ja) 2003-05-23 2004-12-09 Hitachi Metals Ltd 圧粉磁心およびナノ結晶磁性粉末の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004014906A (ja) * 2002-06-10 2004-01-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法
JP2005171264A (ja) * 2003-12-05 2005-06-30 Daido Steel Co Ltd 等方性磁石の製造方法およびその磁石

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016146387A (ja) * 2015-02-06 2016-08-12 Tdk株式会社 窒化鉄系磁石
CN111403166A (zh) * 2020-04-17 2020-07-10 成都银河磁体股份有限公司 一种热压磁体的制备方法及其产品
CN114131014A (zh) * 2021-12-06 2022-03-04 东风汽车零部件（集团）有限公司东风粉末冶金公司 一种粉末冶金防弯成形芯棒结构

Also Published As

Publication number Publication date
KR101247796B1 (ko) 2013-03-26
CN101238530A (zh) 2008-08-06
JPWO2007018123A1 (ja) 2009-02-19
US7938915B2 (en) 2011-05-10
KR20080034918A (ko) 2008-04-22
EP1947657A1 (en) 2008-07-23
CN101238530B (zh) 2011-12-07
JP4732459B2 (ja) 2011-07-27
US20090127494A1 (en) 2009-05-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2007018123A1 (ja) 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法
JP4591633B2 (ja) ナノコンポジットバルク磁石およびその製造方法
KR101702696B1 (ko) 자석용 분말
KR100320249B1 (ko) 과냉각액체영역을가지는경자성합금및그소결체,주조물및그들을사용한스테핑모터및스피커
WO1988006797A1 (fr) Aimant a base de fer-elements de terres rares et procede de production
JP2003049204A (ja) 鉄基希土類合金粉末および鉄基希土類合金粉末を含むコンパウンドならびにそれを用いた永久磁石
US20050145301A1 (en) Composite rare earth anisotropic bonded magnet, compound for composite rare earth anisotropic bonded magnet, and method for production thereof
EP2481502A1 (en) Powder for magnet
JP4968519B2 (ja) 永久磁石およびその製造方法
JP2001068317A (ja) Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ焼結磁石及びその製造方法
JP2007129106A (ja) 希土類合金系バインダレス磁石およびその製造方法
JP4314244B2 (ja) 磁性材料粉末の製造方法およびボンド磁石の製造方法
JPH05226123A (ja) 磁性材料
JPS62203302A (ja) 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法
JP3643215B2 (ja) 積層永久磁石の製造方法
JPS61179801A (ja) ボンド磁石用合金粉末及びその製造方法
JP2012186212A (ja) 磁性部材の製造方法及び磁性部材
JP3779338B2 (ja) 磁性材料粉末の製造方法およびボンド磁石の製造方法
JPH06330102A (ja) 磁石用粉末の磁場成形方法および磁石の製造方法
JPH07123083B2 (ja) 鋳造希土類―鉄系永久磁石の製造方法
JPH08333166A (ja) 希土類磁石粉末の成形用金型と成形方法
JP2730441B2 (ja) 永久磁石用合金粉末の製造方法
JPS63286515A (ja) 永久磁石の製造方法
WO2004013873A1 (ja) 希土類−鉄−ボロン系磁石の製造方法
JPS63213317A (ja) 希土類−鉄系永久磁石

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200680029141.X

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2007529533

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020087003213

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12063150

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006782269

Country of ref document: EP