JP2003201501A - ボンド磁石用希土類合金粉末およびボンド磁石用コンパウンドならびにそれを用いたボンド磁石 - Google Patents
ボンド磁石用希土類合金粉末およびボンド磁石用コンパウンドならびにそれを用いたボンド磁石Info
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Abstract
石用希土類合金粉末およびそれを用いたボンド磁石を提
供する。 【解決手段】 粉末は、(Fe1-mTm)100-x-y-zQxR
yMz(TはCoおよびNiからなる群から選択された1
種以上の元素、QはBまたはBおよびCからなる群から
選択された1種以上の元素、RはLaおよびCeを含ま
ない1種以上の希土類元素、MはTiを必ず含みTi、
Zr、およびHfからなる群から選択された少なくとも
1種の金属元素、組成比率x、y、zおよびmが、それ
ぞれ、10<x≦20原子%、6<y<10原子%、
0.1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5)の組
成で、粒径が53μm以下の第1粉末粒子を8質量%以
上含む。第1粉末粒子は、2種類以上の強磁性結晶相を
含有し、硬磁性相の平均結晶粒径が10nm以上200
nm以下、軟磁性相の平均結晶粒径が1nm以上100
nm以下の組織を有する。
Description
類合金粉末およびボンド磁石用コンパウンドならびにそ
れを用いたボンド磁石に関する。
チュエータ、スピーカ、メータ、フォーカスコンバージ
ェンスリング等の電気機器に用いられている。ボンド磁
石とは、磁石用合金粉末(磁石粉末)と結合剤(樹脂や
低融点金属)を混合し、成形固化することによって製造
された磁石である。
gnequench International社(以下、「MQI社」と略
する。)から販売されているFe−R−B系磁石粉末、
いわゆるMQ粉が広く用いられている。MQ粉は、一般
に、Fe100-a-bBaRb(Feは鉄、Bは硼素、Rは、
Pr、Nd、Dy、およびTbからなる群から選択され
た少なくとも1種の希土類元素)の組成式で表され、こ
の組成式中のaおよびbが、1原子%≦a≦6原子%、
および10原子%≦b≦25原子%の関係を満足してお
り、Rの含有率bが高い希土類合金粉末である。
合金粉末は、溶融した原料合金(すなわち「合金溶
湯」)を急冷凝固させることによって作製される。この
液体急冷法(メルトクエンチング(melt-quenching)
法)として、単ロール法(典型的にはメルトスピニング
(melt-spining)法)が用いられることが多い。単ロー
ル法は、合金溶湯を回転する冷却ロールに接触させるこ
とによって冷却し凝固させる方法である。この方法によ
る場合、急冷合金の形状は冷却ロールの表面周速度方向
に沿って薄帯(リボン)状に伸びたものとなる。このよ
うにして作製した急冷合金薄帯は、熱処理された後、例
えば平均粒径が300μm以下(典型的には約150μ
m)になるように粉砕され、永久磁石用の希土類合金粉
末となる。以下では、液体急冷法で作製された上述の希
土類合金粉末を単に「従来の急冷磁石粉末」と称するこ
ととし、後述のナノコンポジット磁石粉末を含まないも
のとする。
ムまたはエラストマを含むものとする。)とを混合し、
ボンド磁石用コンパウンド(以下、単に「コンパウン
ド」と呼ぶ。)が調製される。このコンパウンドには、
潤滑剤やカップリング剤などの添加剤が混合されること
もある。
出し成形や射出成形によって所望形状に成形し、永久磁
石の成形体(「永久磁石体」とも言う。)としてのボン
ド磁石が得られる。また、圧縮成形や押出し成形によっ
て作製されるボンド磁石は、結合剤の含有率が少ないの
で、磁石粉末を腐食から守るために、さらに表面処理が
施されることもある。
粉末として、比較的コストが安いという利点から、鉄基
希土類合金(特にFe−R−B系)のナノコンポジット
磁石(「交換スプリング磁石」と言われることもあ
る。)粉末が用いられつつある。Fe−R−B系のナノ
コンポジット磁石は、例えばFe3BやFe23B6等の軟
磁性相である鉄基硼化物の微結晶と硬磁性相であるR2
Fe14B相の微結晶とが同一金属組織内において均一に
分布し、両者が交換相互作用によって磁気的に結合した
鉄基合金永久磁石である(例えば、本願出願人による特
開2001-244107号公報参照)。
ながらも、軟磁性相と硬磁性相との間の磁気的結合(交
換相互作用)によって優れた磁気特性を発揮する。ま
た、Nd等の希土類元素Rを含まない軟磁性相が存在す
る結果、全体として希土類元素Rの含有量が低く抑えら
れる(典型的には、Rの含有率が4.5原子%)。この
ことは、磁石の製造コストを低減し、磁石を安定に供給
するうえでも好都合である。また、酸素に対して活性な
Rの含有率が低いので、耐食性にも優れている。なお、
このナノコンポジット磁石も、液体急冷法によって作製
される。このナノコンポジット磁石を所定の方法によっ
て粉砕し、ナノコンポジット磁石粉末を得る。
まれる磁石粉末の磁気特性とその充填率に依存する。そ
こで、ボンド磁石の磁気特性を向上するために、磁石粉
末の充填率を向上することが検討されている。
るのに伴い、小型で高性能な磁石を得るために、小さな
間隙(例えば、約2mm幅)に確実に充填できる流動性
に優れたコンパウンドが望まれている。例えば、特開平
11−206075号公報に記載されている磁石埋設型
ロータを備えるIPM(Interior Permanent Magnet)
型モータなどに用いられる、高い成形性を有するコンパ
ウンドに対する需要は益々増大している。
者が検討した結果、上述の従来の急冷磁石粉末および従
来のナノコンポジット磁石粉末には、下記に示す問題が
あることが分かった。
は、典型的には、ロール表面周速度を15m/秒以上に
して、厚さ50μm以下(典型的には約20μm〜約4
0μm)の急冷合金薄帯を作製し、この急冷合金薄帯を
熱処理した後、平均粒径が300μm以下(典型的には
約150μm)になるように粉砕することによって製造
されている。このようにして製造された磁石粉末の粒子
の形状は扁平なものとなり、その粉末粒子のアスペクト
比は0.3未満である。なお、アスペクト比は短軸方向
サイズ/長軸方向サイズをあらわすものとする。
いるものの、磁石粉末の充填率(ボンド磁石の密度/粉
末粒子の密度)は、圧縮成形または押出成形の場合、通
常、最高で約80%、射出成形の場合には最高でも約6
5%である。
縮成形や押出し成形で磁石粉末の充填率が80%を超え
るボンド磁石を成形すると、磁石粉末同士の隙間に入る
樹脂の量が少なくなるため、空隙率が高くなり、後工程
で、空隙を埋めたり(「封孔処理」と呼ばれることがあ
る。)、表面に十分な厚さの保護膜を形成したり(表面
処理)する必要が生じる。また、表面処理で樹脂等の厚
い保護膜を形成すると、磁石表面の非磁性層の厚さが増
すことを意味するので、磁気回路における磁気的なギャ
ップが広くなり、磁気エネルギーの利用効率を低下させ
ることになる。さらに、コンパウンドの作製過程や成形
過程で、磁石粉末の粒子が破壊され、新たな表面が露出
することによる耐食性の低下や表面の酸化による磁気特
性の低下が起こることもある。
するために、例えば、特開昭63−155601号公報
に開示されているように、急冷磁石粉末の粒度分布を制
御する試みがなされているが、十分な充填率を実現する
には至っていない。
急冷磁石粉末は、希土類元素の含有率が高いので酸化さ
れやすく、粒径の小さな粒子ほど酸化による磁気特性の
低下の程度が大きいので、小さな粒子の分率が増えるに
従い、磁石粉末そのものの磁気特性が低下するという問
題があることが分かった。この酸化に起因する磁気特性
の低下を抑制するためには、ボンド磁石用の磁石粉末に
含まれる小さな粒子の分率を抑える必要があり、その結
果、充填率を向上するための粒度分布の調整にも制限が
あった。また、射出成形で充填率が65%を超えるボン
ド磁石を成形しようとすると、流動性が低いために、所
望の形状に成形することが出来ない。
性)を改善するために、特開平5−315174号公報
は、ガスアトマイズ法で作製された磁石粉末を用いる方
法を提案している。上記公報によると、ガスアトマイズ
法で作製された磁石粉末の粒子は粒状(球状)に近いの
で、この磁石粉末を従来の急冷磁石粉末に添加すること
によって、流動性を改善することができる。しかしなが
ら、ガスアトマイズ法は上述の液体急冷法に比べ冷却速
度が遅いので、従来の組成で充分な磁気特性を発現する
磁石粉末を製造することは困難であり、工業的に利用可
能な方法とは言い難い。
ジット磁石粉末は、希土類元素の含有率が比較的低く、
典型的には硬磁性相の体積比率が30%以下である。そ
のために磁気特性(例えば保磁力HcJ)が従来の急冷磁
石粉末(MQ粉など)に比べ低いので、十分な磁気特性
を有するボンド磁石が得られないという問題があり、例
えばハードディスクドライブ装置(HDD)のモータに
適用することができなかった。
であり、その主な目的は、充填性および/または成形性
に優れるとともに磁気特性に優れたボンド磁石に用いら
れる希土類合金粉末およびボンド磁石用コンパウンドな
らびにそれを用いたボンド磁石を提供することにある。
用希土類合金粉末は、粒径が53μm以下の第1粉末粒
子を8質量%以上含み、前記第1粉末粒子は、組成式
(Fe1-mTm)100-x-y- zQxRyMz(TはCoおよびN
iからなる群から選択された1種以上の元素、QはBま
たはBおよびCからなる群から選択された1種以上の元
素、RはLaおよびCeを実質的に含まない1種以上の
希土類元素、MはTi、Zr、およびHfからなる群か
ら選択された金属元素であって、Tiを必ず含む少なく
とも1種の金属元素、組成比率x、y、zおよびmが、
それぞれ、10<x≦20原子%、6<y<10原子
%、0.1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5)
で表現される組成を有し、且つ、2種類以上の強磁性結
晶相を含有し、硬磁性相の平均結晶粒径が10nm以上
200nm以下、軟磁性相の平均結晶粒径が1nm以上
100nm以下の範囲内にある組織を有するという特徴
を有し、そのことによって上記目的が達成される。
量%以上含むことが好ましい。
4以上1.0以下の範囲内にあることが好ましい。
超250μm以下の第2粉末粒子をさらに含み、前記第
2粉末粒子も前記組成および前記組織を有していること
が好ましい。前記希土類合金粉末は、前記第2粉末粒子
を50質量%以上含むことが好ましい。
μm以下で、実質的に前記組成および前記組織を有する
粉末粒子のみからなることが好ましい。
0.3以上1.0以下の粒子を80質量%以上含むこと
が好ましい。
0℃以下の加熱温度で大気中に1時間放置後の酸素含有
率が0.24質量%未満であることが好ましい。
μm以下の厚さの急冷合金を粉砕することによって作製
されたものであることが好ましい。
粉末粒子は、ストリップキャスト法を用いて作製された
ものであってもよく、アトマイズ法を用いて作製された
ものであってもよい。
は、上記いずれかに記載のボンド磁石用希土類合金粉末
と結合剤とを含み、そのことによって上記目的が達成さ
れる。
磁石用コンパウンドを用いて形成される。
は、圧縮成形法または押出し成形法で形成される。ま
た、圧縮成形法または押出し成形法で形成されたボンド
磁石は、表面処理を施されてもよい。
合金粉末(以下、「磁粉」と略す。)は、粉末粒子の粒
径が53μm以下のTi含有ナノコンポジット磁粉を8
質量%以上含んでいる。
(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(TはCoおよびN
iからなる群から選択された1種以上の元素、QはBま
たはBおよびCからなる群から選択された1種以上の元
素、RはLaおよびCeを実質的に含まない1種以上の
希土類元素、MはTi、Zr、およびHfからなる群か
ら選択された金属元素であって、Tiを必ず含む少なく
とも1種の金属元素、組成比率x、y、zおよびmが、
それぞれ、10<x≦20原子%、6<y<10原子
%、0.1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5)
で表現される組成を有し、且つ、2種類以上の強磁性結
晶相を含有し、硬磁性相の平均結晶粒径が10nm以上
200nm以下、軟磁性相の平均結晶粒径が1nm以上
100nm以下の範囲内にある組織を有している。Ti
含有ナノコンポジット磁粉は、上記組成式における組成
比率x、y、zおよびmが、それぞれ、10<x<17
原子%、7≦y≦9.3原子%、0.5≦z≦6原子%
を満足することが好ましく、8≦y≦9.0を満足する
ことが更に好ましい。
ット磁粉は、上述のような組成および組織を有している
ので、硬磁性相と軟磁性相とが交換相互作用によって磁
気的に結合しており、希土類元素の含有率が比較的低い
にも拘わらず、従来の急冷磁石粉末と同等またはそれ以
上の優れた磁気特性を有し、さらにはFe3B相を主相
とする従来のナノコンポジット磁石粉末よりも、優れた
磁気特性を有する(特に保磁力HcJが高い)。具体的に
は、本発明に用いられるTi含有ナノコンポジット磁粉
は、最大エネルギー積(BH)max:70kJ/m3
以上、保磁力Hc J:700kA/m以上、残留磁束密度
Br:0.7T以上を実現でき、さらには、最大エネル
ギー積(BH)max:90kJ/m3以上、保磁力H
cJ:800kA/m以上、残留磁束密度Br:0.8T
以上を実現できる(例えば、実施例1、表3参照)。
は、その組成および組織の特徴のため、その磁気特性に
粒径依存性が小さいという特徴を有している。Ti含有
ナノコンポジット磁粉は、希土類元素Rの含有率が比較
的低い上に、R2Fe14B相を取り囲むように小さな硼
化物相が分散しており、さらにTiは硼素との親和性が
高いので硼化物相は他の相よりも多くのTiを含有して
いる。その結果、Ti含有ナノコンポジット磁粉は、従
来の急冷磁石粉末に比べ耐酸化性に優れている。また、
従来の急冷磁石粉末は比較的多量の希土類元素Rを含む
ので酸化されやすく、粒径が小さいほど粉末粒子表面の
酸化による磁気特性の低下が顕著であるのに対し、Ti
含有ナノコンポジット磁粉は酸化による磁気特性の劣化
が少なく、磁気特性の粒径依存性が小さい。
粉は従来の急冷磁石粉末と同等以上の磁気特性を有して
いるので、従来の急冷磁石粉末(例えばMQ粉)の代わ
りにボンド磁石用磁粉として用いることができる。勿
論、ボンド磁石用磁粉をTi含有ナノコンポジット磁粉
のみで構成しても良いが、例えば、従来の急冷磁石粉末
粉のうちの粒径が53μm以下の粉末粒子をTi含有ナ
ノコンポジット磁粉に置き換えてもよい。なお、ボンド
磁石用磁粉の充填性を考慮すると、53μm以下の粉末
粒子を8質量%以上含むことが好ましく、10質量%以
上含むことが更に好ましく、15質量%以上含むことが
更に好ましい。更に、密度の高い成形体を得るために
は、粒径が38μm以下の粉末粒子を5質量%以上含む
磁粉を用いることが好ましく、8質量%以上含むことが
更に好ましい。粒径が53μm以下の粉末粒子を8質量
%以上含んでいても、それがTi含有ナノコンポジット
磁粉であれば、ボンド磁石用磁粉の磁気特性が低下する
ことはなく、むしろ、粒径が53μm以下の従来の急冷
磁石粉末を同量含むボンド磁石用磁粉に比べれば磁気特
性が向上する。
00μm以下(典型的には300μm以下)の粒子から
構成されており、磁粉の充填性を向上させるためには、
粒径が53μm以下、特に38μm以下の粒子をある程
度含むことが好ましい。しかしながら、従来の急冷磁石
粉末は上述したように粒径が小さな粒子の磁気特性が劣
るので、磁気特性を向上させるためには充填性を犠牲に
せざるを得ず、逆に、充填性を向上するためには磁気特
性を犠牲にする必要があった。
粉の磁気特性は粒径に依存しないので、磁気特性を犠牲
にすることなく、種々の粒度分布を有する磁粉を調製す
ることができる。例えば、前述の特開昭63−1556
01号に開示されているような粒度分布の磁粉を調製し
ても磁気特性を犠牲にする必要がない。
用いられるTi含有ナノコンポジット磁粉は、後に詳述
するように、Tiの働きによって、従来の急冷磁石粉末
よりも遅い冷却速度(102〜106℃/秒)で合金溶湯
を冷却することによっても作製され得るので、ストリッ
プキャスト法を用いて従来よりも厚い板厚を有する合金
を作製しても上記の金属組織を得ることができる。例え
ば、60μm以上300μm以下の厚さの合金を形成
し、磁粉の平均粒径が70μmとなるように、例えばピ
ンディスクミルを用いて粉砕することによって、アスペ
クト比が0.4以上1.0以下の粒子からなる粉末を容
易に得ることができる。また、本発明に用いられるTi
含有ナノコンポジットの急冷合金は、微細結晶粒によっ
て構成されているため、ランダムな方位に沿って破断し
やすく、等軸的な(アスペクト比が1に近い)粉末粒子
が生成されやすい。
冷却速度が遅い(102〜104℃/秒)アトマイズ法
(例えばガスアトマイズ法)を用いて、Ti含有ナノコ
ンポジット磁粉を作製することもできる。アトマイズ法
を用いると、平均粒径が1μmから100μmでアスペ
クト比が1に近い(球状の)Ti含有ナノコンポジット
磁粉を合金溶湯から直接作製することができるので、微
粉砕工程が必要なく、ストリップキャスト法よりもさら
に量産性に優れる。
ノコンポジット磁粉は、分級することによって適当な粒
度分布に調整される。ボンド磁石の用途などに応じて、
従来の急冷磁石粉末と混合して用いてもよいし、Ti含
有ナノコンポジット磁粉のみを用いてもよい。
ノコンポジット磁粉は、アスペクト比が0.4以上1.
0以下であるので、アスペクト比が0.3未満の従来の
急冷磁石粉末に比べて充填性に優れている。従って、ア
スペクト比が0.4以上1.0以下のTi含有ナノコン
ポジット磁粉を用いてコンパウンドを調製することによ
って、従来の急冷磁石粉末を用いた場合に比較して、磁
気特性を低下させることなく、充填性および成形性に優
れたコンパウンドを得ることができる。
率を増すことなく磁粉充填率が従来よりも高いボンド磁
石を得ることができる。また、樹脂として熱硬化性樹脂
を用い、例えば圧縮成形法で成形すると、磁粉の充填率
が80%以上のボンド磁石を得ることができる。樹脂と
して熱可塑性樹脂を用いて、例えば射出成形法で成形す
ることによって、磁粉の充填率が65%以上のボンド磁
石を得ることができる。さらに、アスペクト比が0.4
以上1.0以下の磁粉を用いることによって、例えば混
練工程における装置(例えばニーダ)に対する負荷や、
混練中に導入される不純物の量を低減できるなどの利点
も得られる。
粉を含む磁粉と種々の樹脂とを公知の方法で混合(およ
び/または混練)することによって、ボンド磁石用コン
パウンドを得ることができる。樹脂としては、公知の熱
硬化性樹脂や熱可塑性樹脂を用いることができる。さら
に、本発明による磁粉によってコンパウンドの成形性が
改善されるので、従来は用いることが難しかった高粘度
の樹脂を用いることもできる。さらに、本発明による磁
粉(特にTi含有ナノコンポジット磁粉のみを用いた場
合)は酸化による磁気特性の低下が少ないので、融点ま
たは軟化点が高く従来は使用が困難であった樹脂(例え
ば、ポリイミドや液晶ポリマなど、また、種々の樹脂の
高分子量グレード品)を用いることができるので、ボン
ド磁石の特性(耐熱性など)を改善することが出来る。
ウンドよりも成形性に優れている。例えば、従来と同等
もしくはそれ以上の充填率を確保しつつ、空隙率(ボイ
ド率)の低いボンド磁石を提供することができる。従っ
て、多くの空隙が存在する成形上がりのボンド磁石に表
面処理を施すことによって付随して起こる下記の不具合
の発生を抑制・防止することが出来る。なお、表面処理
は、空隙を埋める封孔処理、表面への保護膜の形成ある
いは表面の改質を含むものとし、公知の表面処理方法を
広く用いることができる。
保護膜形成のための材料や成分を含む液をボンド磁石の
空隙内に十分に浸透させることが出来ず、その結果、空
隙内に十分な保護膜が形成されない(保護膜にピンホー
ルが形成される)ことがある。さらに、ディップ塗装な
ど比較的粘度の高い処理液を用いる場合、空隙内に空気
が閉じ込められた状態で保護膜が形成され、後工程(例
えば熱処理工程)で空隙内の空気が膨張し、保護膜にピ
ンホールが形成されたり、剥離が発生したりする惧れが
ある。
いない場合、ボンド磁石の使用中に、空隙内に水分が浸
入し、ボンド磁石の内部に腐食が進行することがある。
空隙内に処理液(例えばめっき液などの水系液体)が侵
入・残存し、ボンド磁石の内部が腐食する。また、ボン
ド磁石の使用中においても、水分が空隙内に凝集するこ
とによって、腐食が進行しやすくなる。
が低いボンド磁石が得られるのに加え、磁粉自身の耐食
性が従来の急冷磁石粉末(例えばMQ粉)に比べて高
い。これは、磁粉中の希土類元素含有率が従来の急冷磁
石粉末よりも低く、且つ、上述のような組織を有してい
るためである。従って、従来の急冷磁石粉末を用いたボ
ンド磁石に比べ耐食性において非常に信頼性の高いボン
ド磁石が得られる。
高く、且つ、空隙率の低いボンド磁石が得られるので、
従来よりも簡易な表面処理によって、十分な耐食信頼性
を得ることも出来る。すなわち、耐食信頼性を犠牲にす
ることなく、表面処理工程を簡略化することによって、
生産効率の向上や、コストの低減を実現することが出来
る。勿論、空隙率の低いボンド磁石は、従来の空隙率が
比較的高いボンド磁石に比べ、機械的強度に優れるとい
う利点も得られる。
膜の厚さを従来よりも薄くしても従来と同等以上の機械
的強度および/または耐食信頼性を得ることができる。
従って、磁石の表面に形成される樹脂被膜等の非磁性層
の厚さを従来よりも薄くし、磁気回路に形成される磁気
的なギャップによる磁気エネルギーの利用効率の低下を
抑制することができる。
とによる上述した利点を得るためには、ボンド磁石用磁
粉の全てをTi含有ナノコンポジット磁粉で構成するこ
とが好ましいのは勿論のことであるが、従来の急冷磁石
粉末(例えばMQ粉)では磁気特性の劣化が顕著である
粒径が53μm以下の粒子の代替として、磁粉全体に対
してTi含有ナノコンポジット磁粉を少なくとも8質量
%以上含有させることでその効果が得られる。さらに、
磁粉の充填性を改善するためには、上記Ti含有ナノコ
ンポジット磁粉のアスペクト比は0.4以上1.0以下
であることが好ましい。
含有ナノコンポジット磁粉を含有させることで、更にそ
の効果を増大させることができる。なお、充填性の観点
からは、53μm以下の粒子は、全体の50質量%以下
が好ましく、106μm超250μm以下のTi含有ナ
ノコンポジット磁粉を50質量%以上含むことが好まし
い。Ti含有ナノコンポジット磁粉の磁気特性は、粒径
に依存しないので、例えば、53μm以下の粒子の残留
磁束密度Brが106μm超250μm以下の粒子の残
留磁束密度Brと実質的に同じ(95%以上)ものが得
られる。また、従来の急冷磁粉の粉末粒子に比べて等軸
的な形状(アスペクト比が0.4以上1.0以下)を有
するTi含有ナノコンポジット磁粉の粉末粒子は、比較
的破壊され難い。従って、特に圧縮成形において成形体
の密度を向上することが難しいが、106μm超の粒子
を含有させることによって、充填性を改善し、成形体密
度を向上することができる。
の観点から、磁粉全体について、最大粒径は500μm
以下の粉末を用いることが好ましく、また、粒子のアス
ペクト比が0.3以上1.0以下の粒子を全体の80質
量%以上含むことが好ましい。平均粒径は、10μm以
上70μm以下であることが好ましい。
よびそれを用いたコンパウンドならびにボンド磁石をさ
らに詳細に説明する。
のボンド磁石用磁粉に含まれるTi含有ナノコンポジッ
ト磁粉は、Tiを含有するFe−R−B系合金の溶湯を
冷却し、それによって凝固した急冷合金から形成されて
いる。この急冷凝固合金は、結晶相を含むものである
が、必要に応じて加熱され、更に結晶化が進められる。
希土類合金へTiを添加することにより、合金溶湯の冷
却過程で生じやすく優れた磁気特性(特に高い保磁力や
減磁曲線の優れた角形性)の発現を阻害する原因となる
α−Fe相の析出・成長を抑制し、硬磁気特性を担うR
2Fe14B型化合物相の結晶成長を優先的かつ均一に進
行させることができることを見出した。
B相の析出・成長に先だってα−Fe相が析出し、成長
しやすい。そのため、急冷合金に対する結晶熱処理が完
了した段階では、軟磁性のα−Fe相が粗大化してしま
い、減磁曲線の角形性が劣化するため、特に(BH)m
axが大きく低下する。
Fe相の析出・成長のキネティクス(kinetics)が遅く
なり、析出・成長に時間を要するため、α−Fe相の析
出・成長が完了する前にNd2Fe14B相の析出・成長
が開始すると考えられる。このため、α−Fe相が粗大
化する前にNd2Fe14B相が均一に分散した状態に大
きく成長する。また、TiはBに対する親和性が強く、
鉄基硼化物の中に濃縮されやすいようである。鉄基硼化
物内でTiとBが強く結合することにより、Ti添加は
鉄基硼化物を安定化すると考えられる。
硼化物やα−Fe相などの軟磁性相が微細化されるとも
に、Nd2Fe14B相が均一に分散し、しかもNd2Fe
14B相の体積比率の高いナノコンポジット組織を得るこ
とができる。その結果、Tiを添加しない場合に比べて
保磁力および磁化(残留磁束密度)が増加し、減磁曲線
の角形性が向上する。
ンポジット磁粉をより詳細に説明する。
ノコンポジット磁粉は、好適には、その組成式が(Fe
1-mTm)100-x-y-zQxRyMzで表現される。ここで、T
はCoおよびNiからなる群から選択された1種以上の
元素、QはB(硼素)またはBおよびC(炭素)からな
る群から選択された1種以上の元素、RはLaおよびC
eを実質的に含まない1種以上の希土類元素、MはT
i、Zr、およびHfからなる群から選択された少なく
とも1種の金属元素であり、Tiを必ず含んでいる。
は、それぞれ、10<x≦20原子%、6<y<10原
子%、0.1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5
の関係を満足することが好ましい。
元素の組成比率が全体の10原子%未満であるにもかか
わらず、Tiの添加によって磁化(残留磁束密度)がT
iを添加しない場合と同等のレベルを維持するか、また
は増加し、減磁曲線の角形性が向上するという予想外の
効果が発揮される。
性相のサイズが微細であるため、各構成相が交換相互作
用によって結合し、硬磁性のR2Fe14B型化合物相以
外に鉄基硼化物やα−Feのような軟磁性相が存在して
いても、合金全体としては優れた減磁曲線の角形性を示
すことが可能になる。
は、R2Fe14B型化合物相の飽和磁化と同等、また
は、それよりも高い飽和磁化を有する鉄基硼化物やα−
Feを含有している。この鉄基硼化物は、例えば、Fe
3B(飽和磁化1.5T)やFe23B6(飽和磁化1.6
T)である。ここで、R2Fe14Bの飽和磁化はRがN
dのとき約1.6Tであり、α−Feの飽和磁化は2.
1Tである。
え、しかも希土類元素Rの組成比率yが5原子%以上8
原子%以下の範囲にある場合、R2Fe23B3が生成され
るが、このような組成範囲にある原料合金を用いる場合
であっても、本発明のようにTiを添加することによ
り、R2Fe23B3相の代わりに、R2Fe14B相、およ
び、Fe23B6相やFe3B相などの鉄基硼化物相を生成
することができる。すなわち、Tiを添加することによ
ってR2Fe14B相の比率を増加できるとともに、生成
された鉄基硼化物相が磁化向上に寄与する。
場合だけ、V、Cr、Mn、Nb、Moなどの他の種類
の金属を添加した場合と異なり、磁化の低下が生じず、
むしろ磁化が向上することが初めてわかった。また、T
iを添加した場合には、前述の他の添加元素と比べ、減
磁曲線の角形性が特に良好なものとなった。
0原子%を超える場合に顕著に発揮される。以下、図1
を参照しながら、この点を説明する。
e−B磁石合金の最大磁気エネルギ積(BH)maxとB
量との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは
10原子%以上14原子%以下のNdを含有する試料の
データを示し、黒いバーは8原子%以上10原子%未満
のNdを含有する試料のデータを示している。これに対
し、図2は、Tiが添加されたNd−Fe−B磁石合金
の最大磁気エネルギ積(BH)maxとBとの関係を示す
グラフである。グラフ中、白いバーは10原子%以上1
4原子%以下のNdを含有する試料のデータを示し、黒
いバーは8原子%以上10原子%未満のNdを含有する
試料のデータを示している。
いない試料では、Ndの含有量にかかわらず、Bが10
原子%を超えて多くなるにつれ、最大磁気エネルギ積
(BH)maxが低下している。さらに、この低下の程度
は、Ndの含有量が8〜10原子%の場合により大きく
なる。このような傾向は従来から知られており、Nd2
Fe14B相を主相とする磁石合金においては、Bの量を
10原子%以下に設定することが好ましいと考えられて
きた。例えば、米国特許4,836,868号は、Bは
5〜9.5原子%の実施例を開示し、更に、Bの好まし
い範囲として4原子%以上12原子%未満、より好まし
い範囲として4原子%以上10原子%以下の範囲を教示
している。
は、図2からわかるように、Bが10原子%を超える或
る範囲で最大磁気エネルギ積(BH)maxが向上してい
る。この向上はNdの含有量が8〜10原子%の場合に
特に顕著である。
%を超えると磁気特性が劣化するという従来の技術常識
からは予期できない効果をTi添加によって得ることが
可能になる。
とも含むTi含有ナノコンポジット磁粉の製造方法を説
明する。
RyMz(x、y、z、およびmは、それぞれ、10<x
≦20原子%、6<y<10原子%、0.1≦z≦12
原子%、および0≦m≦0.5)で表される鉄基合金の
溶湯を不活性雰囲気中で冷却し、それによってR2Fe
14B型化合物相を例えば全体の60体積%以上含む急冷
合金を作製する。急冷合金中のR2Fe14B型化合物相
の平均結晶粒径は例えば80nm以下にすることができ
る。この急冷合金に対して、必要に応じて熱処理を行な
えば、急冷合金中に残存していた非晶質を結晶化させる
ことができる。
法などの冷却ロールを用いる実施形態では、上記合金溶
湯を圧力1.3kPa以上の雰囲気中で冷却する。それ
により、合金溶湯は、冷却ロールとの接触によって急冷
されるだけでなく、冷却ロールから離れた後も、雰囲気
ガスによる二次冷却効果を受けて適切に冷却される。
ガスの圧力は、1.3kPa以上でしかも常圧(10
1.3kPa)以下に制御することが好ましく、10k
Pa以上90kPa以下の範囲にすることが更に好まし
い。より好ましい範囲は20kPa以上60kPa以下
である。
周速度の好ましい範囲は4m/秒以上50m/秒以下で
ある。ロール表面周速度が4m/秒より遅くなると、急
冷合金中に含まれるR2Fe14B型化合物相の結晶粒が
粗大化してしまうことになる。その結果、熱処理によっ
てR2Fe14B型化合物相は更に大きくなり、磁気特性
が劣化する可能性がある。
ましい範囲は5m/秒以上30m/秒以下であり、更に
好ましい範囲は5m/秒以上20m/秒以下である。
−Feをほとんど析出させず、微細なR2Fe14B型化
合物相を有する組織、あるいは、微細なR2Fe14B型
化合物相を有する組織とアモルファス相が混在した組織
が作製される。これにより、熱処理後に鉄基硼化物相な
どの軟磁性相が硬磁性相の間(粒界)に微細に分散した
状態または薄く広がった状態で存在する高性能のナノコ
ンポジット永久磁石を得ることができる。なお、本明細
書における「アモルファス相」とは、原子配列が完全に
無秩序化した部分によってのみ構成される相だけではな
く、結晶化の前駆体や微結晶(サイズ:数nm以下)、
または原子クラスタを部分的に含んでいる相をも含むも
のとする。具体的には、X線回折や透過電子顕微鏡観察
によって結晶構造を明確に同定できない相を広く「アモ
ルファス相」と称することにする。
似する組成(但しTiを含まない)を有する合金溶湯を
冷却してR2Fe14B型化合物相を60体積%以上含む
ような急冷合金を作製しようとすると、α−Feが多く
析出した合金組織が得られるため、その後の結晶化熱処
理でα−Feが粗大化してしまうという問題があった。
α−Feなどの軟磁性相が粗大化すると、磁気特性が大
きく劣化し、到底実用に耐えるボンド磁石は得られな
い。
Bの含有量が比較的多い場合、Bが持つ高いアモルファ
ス生成能のため、合金溶湯の冷却速度を遅くしても、結
晶相は生成されにくかった。そのため、従来技術によれ
ば、合金溶湯の冷却速度を充分に低下させてR2Fe14
B型化合物相の体積比率が60%を超えるような急冷凝
固合金を作製しようとすると、従来技術ではR2Fe14
B型化合物相以外にα−Feまたはその前駆体が多く析
出してしまい、その後の結晶化熱処理により、α−Fe
相の粗大化が進行し、磁気特性が大きく劣化してしまっ
た。
磁石磁粉用原料合金の保磁力を増大させるには、合金溶
湯の冷却速度を高め、急冷凝固合金の大部分がアモルフ
ァス相によって占められるような状態にした後、そのア
モルファス相から結晶化熱処理により均一に微細化され
た組織を形成することが好ましいとの常識が存在してい
た。これは、微細な結晶相が分散した合金組織を持つナ
ノコンポジットを得るには、制御しやすい熱処理工程で
アモルファス相から結晶化を行なうべきと考えられてい
たからである。
aを原料合金に添加し、その原料合金の溶湯を急冷する
ことによってアモルファス相を主相とする急冷凝固合金
を作製した後、結晶化熱処理でNd2Fe14B相および
α−Fe相の両方を析出・成長させ、いずれの相も数十
nm程度の微細なものとする技術が報告されている(W.
C.Chan, et.al. "THE EFFECTS OF REFRACTORY METALS O
N THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-Fe/R2Fe14B-TYPE NA
NOCOMPOSITES", IEEE, Trans. Magn. No. 5, INTERMAG.
99, Kyongiu, Korea pp.3265-3267, 1999)。なお、こ
の論文は、Tiなどの高融点金属元素の微量添加(2原
子%)が磁気特性を向上させることと、希土類元素であ
るNdの組成比率を9.5原子%よりも11.0原子%
に増加させることがNd2Fe14B相およびα−Fe相
の両方を微細化する上で好ましいことを教示している。
上記高融点金属の添加は、硼化物(R2Fe23B3やFe
3B)の生成を抑制し、Nd2Fe14B相およびα−Fe
相の2相のみからなる磁石粉末用原料合金を作製するた
めに行なわれている。
により、急冷凝固工程でα−Fe相の析出を抑え、更に
は、結晶化熱処理工程において鉄基硼化物や軟磁性相を
生成させ且つその粗大化を抑制することにより、優れた
磁気特性を有する磁粉を得ることができる。
ない(例えば9原子%以下)原料合金を用いながら、磁
化(残留磁束密度)および保磁力が高く、減磁曲線の角
形性にも優れた磁石粉末を製造することができる。
コンポジット磁粉用原料合金の保磁力の増加は、Nd2
Fe14B相を冷却工程で優先的に析出・成長させ、それ
によってNd2Fe14B相の体積比率を増加させなが
ら、しかも軟磁性相の粗大化を抑制したことによって実
現する。また、磁化の増加は、Tiの働きにより、急冷
凝固合金中に存在するBリッチな非磁性アモルファス相
から強磁性鉄基硼化物などの硼化物相を生成すること
で、結晶化熱処理後の強磁性相の体積比率を増加させた
ために得られたものと考えられる。
ては、必要に応じて、結晶化熱処理を行ない、R2Fe
14B型化合物相、硼化物相、およびα−Fe相を含む3
種類以上の結晶相を含有する組織を形成することが好ま
しい。この組織中、R2Fe1 4B型化合物相の平均結晶
粒径は10nm以上200nm以下、硼化物相およびα
−Fe相の平均結晶粒径は1nm以上100nm以下と
なるように熱処理温度および時間を調節する。R2Fe
14B型化合物相の平均結晶粒径は通常30nm以上とな
るが、条件によっては50nm以上になる。硼化物相や
α−Fe相などの軟磁性相の平均結晶粒径は30nm以
下となることが多く、典型的には数nmの大きさにしか
ならない。
Fe14B型化合物相の平均結晶粒径はα−Fe相の平均
結晶粒径よりも大きい。図3は、この原料合金の金属組
織を模式的に示している。図3からわかるように、相対
的に大きなR2Fe14B型化合物相の間に微細な軟磁性
相が分散して存在している。このようにR2Fe14B型
化合物相の平均結晶粒径が比較的大きくなっても、軟磁
性相の結晶成長は抑制されており平均結晶粒径が充分に
小さいため、各構成相が交換相互作用によって磁気的に
結合し、その結果、軟磁性相の磁化方向が硬磁性相によ
って拘束されるので、合金全体としては優れた減磁曲線
の角形性を示すことが可能になる。
やすい理由は、R2Fe14B型化合物相が大半を占める
凝固合金を作製すると、急冷合金中に存在するアモルフ
ァス相がどうしてもBを過剰に含むこととなるため、こ
のBが結晶化熱処理で他の元素と結合して析出・成長し
やすくなるためであると考えられる。しかし、このBと
他の元素の結合により、磁化の低い化合物が生成される
と、合金全体として磁化が低下してしまう。
場合だけ、V、Cr、Mn、Nb、Moなどの他の種類
の金属を添加した場合と異なり、磁化の低下が生じず、
むしろ磁化が向上することがわかった。また、M(特に
Ti)を添加した場合には、前述の他の添加元素と比
べ、減磁曲線の角形性が特に良好なものとなった。これ
らのことから、磁化の低い硼化物の生成を抑制する上で
Tiが特に重要な働きをしていると考えられる。特に、
本発明で用いる原料合金の組成範囲のうち、BおよびT
iが比較的に少ない場合は、熱処理によって強磁性を有
する鉄基硼化物相が析出しやすい。この場合、非磁性の
アモルファス相中に含まれるBが鉄基硼化物中に取り込
まれる結果、結晶化熱処理後に残存する非磁性アモルフ
ァス相の体積比率が減少し、強磁性の結晶相が増加する
ため、残留磁束密度Brが向上すると考えられる。
詳細に説明する。
iに代えてNbなどを添加した場合における急冷凝固合
金の結晶化過程における微細組織の変化を模式的に示す
図である。Tiを添加した場合は、α−Feが析出する
温度よりも高い温度領域において各構成相の粒成長が抑
制されており、優れた硬磁気特性が維持される。これに
対し、Nb、V、Crなどの金属元素を添加した場合
は、α−Feが析出するような比較的高い温度領域で各
構成相の粒成長が著しく進行し、各構成相間に働くの交
換相互作用が弱まってしまう結果、減磁曲線の角形性が
大きく低下する。
明する。この場合、α−Feが析出しない比較的低い温
度領域で熱処理を行なえば、減磁曲線の角形性に優れた
良好な硬磁気特性を得ることが可能である。しかし、こ
のような温度で熱処理を行なった合金では、R2Fe14
B型微細結晶相が非磁性のアモルファス相中に分散して
存在していると推定され、ナノコンポジットの構成は形
成されていないため、高い磁化が期待できない。また、
更に高い温度で熱処理を行なうと、アモルファス相中か
らα−Fe相が析出する。このα−Fe相は、Tiを添
加した場合と異なり、析出後、急激に成長し、粗大化す
る。このため、各構成相間の交換結合が弱くなり、減磁
曲線の角形性が大きく劣化してしまうことになる。
り、R2Fe14B型結晶相、鉄基硼化物相、α−Fe
相、およびアモルファス相を含むナノコンポジット構造
が得られ、各構成相が均一に微細化する。また、Tiを
添加した場合は、α−Fe相の成長が抑制される。
金属がFeに固溶し、Feと反強磁性的に結合するた
め、磁化が大きく低下してしまう。また、VやCrを添
加した場合、熱処理に伴う粒成長が充分に抑制されず、
減磁曲線の角形性が劣化する。
Fe相の粗大化を適切に抑制し、強磁性の鉄基硼化物を
形成することが可能になる。更に、Tiは、液体急冷時
にFe初晶(後にα−Feに変態するγ−Fe)の析出
を遅らせ、過冷却液体の生成を容易にする元素としてB
やCとともに重要な働きをするため、合金溶湯を急冷す
る際の冷却速度を102℃/秒〜105℃/秒程度の比較
的低い値にしても、α−Feを大きく析出させることな
く、R2Fe14B型結晶相とアモルファス相とが混在す
る急冷合金を作製することが可能になる。このことは、
種々の液体急冷法の中から、特に量産に適したストリッ
プキャスト法の採用を可能にするため、低コスト化にと
って極めて重要である。
して、ノズルやオリフィスによる溶湯の流量制御を行な
わずに溶湯をタンディッシュから直接に冷却ロール上に
注ぐストリップキャスト法は生産性が高く、製造コスト
の低い方法である。R−Fe−B系希土類合金の溶湯を
ストリップキャスト法によっても達成可能な冷却速度範
囲でアモルファス化するには、通常、Bを10原子%以
上添加する必要がある。従来の技術においてBを多く添
加した場合は、急冷合金に対して結晶化熱処理を行った
後、非性磁性のアモルファス相の他、粗大なα−Feや
軟磁性相であるNd2Fe23B3相が析出するため、均質
な微細結晶組織が得られない。その結果、強磁性相の体
積比率が低下し、磁化の低下およびNd2Fe14B相の
存在比率の低下により、保磁力の大幅な低下を招来す
る。しかしながら、本発明のようにTiを添加すると、
上述したようにα−Fe相の粗大化が抑制されるなどの
現象が起こり、予想外に磁化が向上する。
む場合よりも、Nd2Fe14B相を多く含む状態にある
方が、最終的な磁気特性は高いものが得やすい。急冷合
金中に占めるNd2Fe14B相の体積比率は、全体の半
分以上、具体的には60体積%以上になることが好まし
い。この60体積%という値は、メスバウアースペクト
ル分光法で測定されたものである。
ング法を用いた実施形態をさらに具体的に説明する。
ば、図5に示す急冷装置を用いて原料合金を製造する。
酸化しやすい希土類元素RやFeを含む原料合金の酸化
を防ぐため、不活性ガス雰囲気中で合金製造工程を実行
する。不活性ガスとしては、ヘリウムまたはアルゴン等
の希ガスや窒素を用いることができる。なお、窒素は希
土類元素Rと比較的に反応しやすいため、ヘリウムまた
はアルゴンなどの希ガスを用いることが好ましい。
気を保持し、その圧力を調整することが可能な原料合金
の溶解室1および急冷室2を備えている。図5(a)は
全体構成図であり、図5(b)は、一部の拡大図であ
る。
は、所望の磁石合金組成になるように配合された原料2
0を高温にて溶解する溶解炉3と、底部に出湯ノズル5
を有する貯湯容器4と、大気の進入を抑制しつつ配合原
料を溶解炉3内に供給するための配合原料供給装置8と
を備えている。貯湯容器4は原料合金の溶湯21を貯
え、その出湯温度を所定のレベルに維持できる加熱装置
(不図示)を有している。
1を急冷凝固するための回転冷却ロール7を備えてい
る。
室2内の雰囲気およびその圧力が所定の範囲に制御され
る。そのために、雰囲気ガス供給口1b、2b、および
8bとガス排気口1a、2a、および8aとが装置の適
切な箇所に設けられている。特にガス排気口2aは、急
冷室2内の絶対圧を30kPa〜常圧(大気圧)の範囲
内に制御するため、ポンプに接続されている。
して溶湯21を貯湯容器4内に適宜注ぎ込む。溶湯21
は貯湯容器4内において不図示の加熱装置によって加熱
される。
急冷室2との隔壁に配置され、貯湯容器4内の溶湯21
を下方に位置する冷却ロール7の表面に流下させる。出
湯ノズル5のオリフィス径は、例えば0.5〜2.0m
mである。溶湯21の粘性が大きい場合、溶湯21は出
湯ノズル5内を流れにくくなるが、本実施形態では急冷
室2を溶解室1よりも低い圧力状態に保持するため、溶
解室1と急冷室2との間に圧力差が形成され、溶湯21
の出湯がスムーズに実行される。
金、銅合金、炭素鋼、真鍮、W、Mo、青銅から形成さ
れ得る。ただし、機械的強度および経済性の観点から、
Cu、Fe、またはCuやFeを含む合金から形成する
ことが好ましい。CuやFe以外の材料で冷却ロールを
作製すると、急冷合金の冷却ロールに対する剥離性が悪
くなるため、急冷合金がロールに巻き付くおそれがあり
好ましくない。冷却ロール7の直径は例えば300〜5
00mmである。冷却ロール7内に設けた水冷装置の水
冷能力は、単位時間あたりの凝固潜熱と出湯量とに応じ
て算出し、調節される。
kgの原料合金を10〜20分間で急冷凝固させること
ができる。こうして形成した急冷合金は、例えば、厚
さ:10〜300μm、幅:2mm〜3mmの合金薄帯
(合金リボン)22となる。
300μm以下となるように調整し、次に、必要に応じ
て、熱処理によって急冷凝固合金を結晶化させた後、こ
の合金を粉砕することによって粒径が53μm以下の粒
子が8質量%以上で、かつ粉末粒子全体のアスペクト比
(短軸方向サイズ/長軸方向サイズ)が0.4以上1.
0以下の粉末を得ることができる。このように合金薄帯
の厚さを調整し、それを粉砕することによって、例え
ば、粉末中で粒径が53μm以下の粒子のほとんどにつ
いて、アスペクト比を0.4以上1.0以下とすること
が可能である。なお、本願明細書における粒径は、JI
S8801の標準ふるいによって分別されたものとす
る。
される原料合金の溶湯21を作製し、図5の溶解室1の
貯湯容器4に貯える。次に、この溶湯21は出湯ノズル
5から減圧Ar雰囲気中の水冷ロール7上に出湯され、
冷却ロール7との接触によって急冷され、凝固する。急
冷凝固方法としては、冷却速度を高精度に制御できる方
法を用いる必要がある。
際して、冷却速度を1×102〜1×108℃/秒とする
ことが好ましく、1×104〜1×106℃/秒とするこ
とが更に好ましい。
却される時間は、回転する冷却ロール7の外周表面に合
金が接触してから離れるまでの時間に相当し、その間
に、合金の温度は低下し、過冷却液体状態になる。その
後、過冷却状態の合金は冷却ロール7から離れ、不活性
雰囲気中を飛行する。合金は薄帯状で飛行している間に
雰囲気ガスに熱を奪われる結果、その温度は更に低下す
る。本実施形態では、雰囲気ガスの圧力を30kPa〜
常圧の範囲内に設定しているため、雰囲気ガスによる抜
熱効果が強まり、合金中にNd2Fe14B型化合物を均
一微細に析出・成長させることができる。なお、適切な
量のTiなどの元素Mを原料合金中に添加していない場
合には、上述したような冷却過程を経た急冷合金中に
は、α−Feが優先的に析出・成長するため、最終的な
磁気特性が劣化してしまうことになる。
/秒以上30m/秒以下の範囲内に調節し、かつ、雰囲
気ガスによる二次冷却効果を高めるために雰囲気ガス圧
力を30kPa以上にすることによって、平均結晶粒径
80nm以下の微細なR2Fe14B型化合物相を60体
積%以上含む急冷合金を作製している。
ンポジット磁粉を作製するための液体急冷法としては、
例示したノズルやオリフィスによって冷却ロールの表面
に供給する合金溶湯の流量を制御するメルトスピニング
法に限られず、ノズルやオリフィスを用いないストリッ
プキャスト法を用いることが出来る。また、単ロール法
以外に、2つの冷却ロールを用いる双ロール法を用いて
もよい。
法の冷却速度は比較的低く、102〜105℃/秒であ
る。本実施形態では、適切な量のTiを合金に添加する
ことにより、ストリップキャスト法による場合でもFe
初晶を含まない組織が大半を占める急冷合金を形成する
ことができる。ストリップキャスト法は、工程費用が他
の液体急冷法の半分程度以下であるため、メルトスピニ
ング法に比べて大量の急冷合金を作製する場合に有効で
あり、量産化に適した技術である。原料合金に対して元
素Mを添加しない場合や、元素Tiの代わりにCr、
V、Mn、Mo、Ta、および/またはWを添加した場
合には、ストリップキャスト法を用いて急冷合金を形成
しても、Fe初晶を多く含む金属組織が生成するため、
所望の金属組織を形成することができない。
キャスト法においてロール表面周速度を調整することに
よって、合金の厚さを制御することができる。ロール表
面周速度を調整することによって、厚さが60μm以上
300μm以下の範囲の合金を形成すると、この合金
は、上記の微細な組織から構成されているため、粉砕工
程によって種々の方位に破断しやすい。その結果、等軸
的な形状の(アスペクト比が1に近い)粉末粒子が得ら
れやすい。すなわち、一定の方位に沿って平たく伸びた
粉末粒子が得られるのではなく、等軸的な形状、すなわ
ち球形に近い形状の粉末粒子が形成される。
て合金の厚さを60μmより薄くすると、従来の急冷磁
石のように、合金の金属組織がロール接触面に垂直な方
位に揃う傾向がある。そのため、その方位に沿って破断
しやすくなり、粉砕によって得られた粉末粒子は、合金
の表面に平行な方向に沿って平たく伸びた形状となりや
すく、アスペクト比が0.3未満の粉末粒子が生成され
やすい。
の製造方法の粉砕工程前における合金10と、粉砕工程
後の粉末粒子11を模式的に示している。一方、図6
(b)は、従来の急冷磁石粉末の製造方法の粉砕工程前
における合金薄帯12と、粉砕工程後の粉末粒子13を
模式的に示している。
の場合は、粉砕前の合金10が結晶粒径の小さな等軸晶
によって構成されているため、ランダムな方位に沿って
破断しやすく、等軸的な粉末粒子11が生成されやす
い。これに対し、従来の急冷合金の場合は、図6(b)
に示されるように、合金薄帯12の表面に対してほぼ垂
直な方向に破断しやすいため、粒子13の形状は扁平な
ものとなる。
合金薄帯の厚さを調整することによって、アスペクト比
が0.3以上、好ましくは0.4以上1.0以下の粉末
を得ることができる。
ゴン雰囲気中で実行する。好ましくは、昇温速度を0.
08℃/秒〜20℃/秒として、550℃以上850℃
以下の温度で30秒以上20分以下の時間保持した後、
室温まで冷却する。この熱処理によって、アモルファス
相中に準安定相の微細結晶が析出・成長し、ナノコンポ
ジット組織構造が形成される。本実施形態によれば、熱
処理の開始時点で既に微細なNd 2Fe14B型結晶相が
全体の60体積%以上存在しているため、α−Fe相や
他の結晶相の粗大化が抑制され、Nd2Fe14B型結晶
相以外の各構成相(軟磁性相)が均一に微細化される。
熱処理後もアモルファス相が多く残存し、急冷条件によ
っては、保磁力が充分なレベルに達しない場合がある。
また、熱処理温度が850℃を超えると、各構成相の粒
成長が著しく、残留磁束密度Brが低下し、減磁曲線の
角形性が劣化する。このため、熱処理温度は550℃以
上850℃以下が好ましいが、より好ましい熱処理温度
の範囲は570℃以上820℃以下である。
却効果のため、急冷合金中に充分な量のNd2Fe14B
型化合物相が均一かつ微細に析出している。このため、
急冷合金に対して敢えて結晶化熱処理を行なわない場合
でも、急冷凝固合金自体が充分な磁気特性を発揮し得
る。そのため、結晶化熱処理はに必須の工程ではない
が、これを行なうことが磁気特性向上のためには好まし
い。なお、従来に比較して低い温度の熱処理でも充分に
磁気特性を向上させることが可能である。
め、不活性ガス雰囲気が好ましい。0.1kPa以下の
真空中で熱処理を行っても良い。
型化合物相およびアモルファス相以外に、Fe3B相、
Fe23B6、およびR2Fe23B3相等の準安定相が含ま
れていても良い。その場合、本発明におけるTi添加の
効果により、熱処理で、R2Fe23B3相は消失し、R2
Fe14B相の飽和磁化と同等、または、それよりも高い
飽和磁化を示す鉄基硼化物(例えばFe23B6)やα−
Feを結晶成長させることができる。
軟磁性相が存在していても、Tiの効果によってその粒
成長が抑制されて、組織が微細化されている。その結
果、軟磁性相と硬磁性相とが交換相互作用によって磁気
的に結合するため、優れた磁気特性が発揮される。
の平均結晶粒径は、単磁区結晶粒径である300nm以
下となる必要があり、10nm以上200nm以下、更
には20nm以上150nm以下であることが好まし
く、20nm以上100nm以下であることが更に好ま
しい。これに対し、硼化物相やα−Fe相の平均結晶粒
径が100nmを超えると、各構成相間に働く交換相互
作用が弱まり、減磁曲線の角形性が劣化するため、(B
H)maxが低下してしまう。これらの平均結晶粒径が1
nmを下回ると、高い保磁力が得られなくなる。以上の
ことから、硼化物相やα−Fe相などの軟磁性相の平均
結晶粒径は1nm以上100nm以下、好ましくは50
nm以下であることが好ましく、30nm以下であるこ
とが更に好ましい。
断または粗粉砕しておいてもよい。熱処理後、得られた
合金粗粉末(または薄帯)を粉砕し、磁粉を作製するこ
とによって、ボンド磁石用磁粉を製造することができ
る。
の合金粉末は、一般に最大粒径が500μm以下、特に
300μm以下のものが用いられる。圧縮成形に用いる
場合、平均粒径は50μmから200μmの範囲にある
ことが好ましく、100μmから150μmの範囲にあ
ることがさらに好ましい。射出成形に用いる場合、平均
粒径は10μmから100μmの範囲にあることが好ま
しい。
ペクト比については、コンパウンドに含まれる全ての粉
末粒子のアスペクト比が0.4以上1.0以下にあるこ
とが好ましいが、粒径が53μmを超える粉末粒子の充
填性に与える影響は比較的低いので、アスペクト比が
0.4未満のものでも用いることができる。さらには、
粒径が40μmを超えるほとんどの粉末粒子のアスペク
ト比が0.3未満の粉末粒子と混合して用いることもで
きる。
有ナノコンポジット磁粉は、例えば図7に示すようなピ
ンディスクミル装置などを用いて、厚さが60μm以上
300μm以下の合金薄帯を粉砕することによって作製
ができる。図7は、本実施形態に使用するピンミル装置
の一例を示す断面図である。このピンミル装置40はピ
ンディスクミルであり、片面に複数のピン11が配列さ
れたディスク(円盤)42aおよび42bを2枚対向さ
せ、互いのピン41が衝突しないように配置されてい
る。少なくとも一方の円盤42aおよび/または42b
が高速で回転する。図7の例では、円盤42aが軸43
の周りを回転する。回転する側の円盤42aの正面図を
図8に示す。図8の円盤42a上では、ピン41が複数
の同心円を描くように配列されている。固定されている
円盤42bでも、ピン41は同心円を描くように配列さ
れている。
被粉砕物は、投入口44から2枚の円盤が対向している
隙間の空間内に送り込まれ、回転する円盤42a上のピ
ン41および停止している円盤42b上のピン41に衝
突し、その衝撃によって粉砕されることになる。粉砕に
よって生成された粉末は矢印Aの方向に飛ばされ、最終
的には1箇所に集められる。
ピン41を支持する円盤42aおよび42bはステンレ
ス鋼などから形成されているが、ピン41は炭素鋼、セ
ラミックスおよびタングステンカーバイド(WC)焼結
体等の超硬合金材料から形成されている。超硬合金材料
としては、WC焼結体以外にも、TiC、MoC、Nb
C、TaC、Cr3C2等を好適に用いることができる。
これらの超硬合金は、IVa、Va、およびVIa族に
属する金属の炭化物粉末をFe、Co、Ni、Mo、C
u、Pb、もしくはSnまたはこれらの合金を用いて結
合した焼結体である。
径が53μm以下となるような条件で粉砕を実行すれ
ば、粒子のアスペクト比が0.4以上1.0以下の粉末
を得ることができる。また、例えば、アスペクト比が
0.4以上1.0以下で粒径が53μm以下の粉末粒子
は、これらを分級すればよい。
ト比は1.0に近づく傾向にある。アスペクト比が1.
0に近いものほど充填性を改善する効果が高く、アスペ
クト比が0.5以上1.0以下であることがさらに好ま
しく、0.6以上1.0以下であることがさらに好まし
い。
置は、ディスク上にピンが配列されたピンディスクミル
に限定されず、例えば、円筒上にピンが配列された装置
であってもよい。ピンミル装置を用いると、正規分布に
近い粒度分布を有する粉末を得ることができ、平均粒径
の調整が容易で、且つ、量産性に優れるという利点があ
る。
ット磁粉は、ストリップキャスト法よりも達成可能な冷
却速度がさらに遅いアトマイズ法を用いて製造すること
ができる(本願出願人による特願2001−23156
0号参照)。
ズ法によってTi含有ナノコンポジット磁粉を作製する
には、ガスアトマイズ法、遠心アトマイズ法、回転電極
法、真空法、または衝撃法を用いることができる。遠心
アトマイズ法および回転電極法を用いる場合には、高圧
でガスを吹きつけて冷却速度を高めることが好ましい。
がら、ガスアトマイズ法を用いる実施形態を説明する。
れ得るガスアトマイズ装置の構成例を示している。図示
されている装置は、合金を高周波加熱または抵抗加熱に
よって溶解し、合金溶湯51を貯える溶解槽52と、ガ
スアトマイズによって磁粉(アトマイズ粉)53が形成
される噴霧室54とを備えている。溶解槽52が置かれ
る溶解室や、噴霧室54の内部は、いずれも、好適には
不活性ガス雰囲気(アルゴンまたはヘリウム)で満たさ
れている。
ル径:0.5〜3.0mm)55があり、溶湯用ノズル
55を介して合金溶湯51が噴霧室54の内部に噴射さ
れる。溶湯用ノズル55の下方には、図9(b)に示す
リング状ガスノズル56が配置されており、このリング
状ガスノズル56の複数の孔からリング内側に向けて冷
却ガスが強く噴射される。その結果、合金溶融の小滴が
多数形成され、周囲のガスによって熱を奪われつつ急冷
される。急冷により凝固した金属の小滴は、ガスアトマ
イズ装置内の底部において磁粉53として集められる。
合、合金溶湯の粘度や噴霧ガスのエネルギなどを制御す
ることにより、粉末の粒度分布を調節することができ
る。
をガスアトマイズ法によって急冷・凝固させる場合、非
晶質または微細結晶組織を有する粉末粒子を作製するに
は、粒径が例えば20μm以下となるような条件でアト
マイズを行う必要があった。それは、形成する粉末粒子
の粒径が小さいほど、各粒子の体積に対する表面積の比
率が増加し、冷却効果が高まるためである。従来技術に
よれば、粒径が大きくなると、粒子内部は充分な速度で
冷却されず、粗大化した結晶組織が形成されるため、磁
気特性が劣化することになる。このような現象が生じる
と、特にナノコンポジット磁粉の場合、磁気特性の劣化
が顕著に生じてしまう。
0〜100μmと大きい場合でも、粉末粒子の内部まで
均一かつ充分な速度での急冷が実現するため、優れた磁
気特性を示すナノコンポジット磁粉が作製される。
って作製された磁粉に対しては、その後に、アルゴン
(Ar)などの不活性ガス雰囲気中で熱処理を実行する
ことが望ましい。熱処理工程の昇温速度は、好ましく
は、0.08℃/秒以上20℃/秒以下とし、500℃
以上800℃以下の温度で30秒以上60分以下の時間
保持した後、室温まで冷却する。この熱処理によって、
ガスアトマイズによって粉末粒子中にアモルファス相が
残存していた場合でも、ほぼ完全な結晶質組織が得られ
る。
め、ArガスやN2ガスなどの不活性ガスが好ましい。
1.3kPa以下の真空中で熱処理を行っても良い。
の耐酸化性がさらに向上する。充分な量のCを添加して
いる場合は、アトマイズ粉に対する熱処理を大気雰囲気
下で行なっても良い。また、本実施形態における磁粉
は、アトマイズによって結晶化した段階で既に球形の形
状を有しており、その後に機械的な粉砕処理を受けてい
ないため、磁粉の単位質量あたりの表面積が公知の機械
的粉砕粉に比較して非常に小さい。そのため、熱処理工
程時や、他の工程時に大気と接触しても酸化しにくいと
いう利点もある。
ット磁粉は、上述のメルトスピニング法とガスアトマイ
ズ法とを組み合わせた急冷法を用いて製造することもで
きる。
i含有ナノコンポジット磁粉は、組成式(Fe1-mTm)
100-x-y-zQxRyMzで表される(TはCoおよびNiか
らなる群から選択された1種以上の元素、QはBまたは
BおよびCからなる群から選択された1種以上の元素、
RはLaおよびCeを実質的に含まない1種以上の希土
類元素、MはTi、Zr、およびHfからなる群から選
択された金属元素であって、Tiを必ず含む少なくとも
1種の金属元素、組成比率x、y、zおよびmが、それ
ぞれ、10<x≦20原子%、6<y<10原子%、
0.1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5)で表
される組成を有する。
るか、または、BおよびC(炭素)の組み合わせから構
成される。Qの総量に対するCの原子比率割合は0.2
5以下であることが好ましい。
と、急冷時の冷却速度が102℃/秒〜105℃/秒程度
と比較的低い場合、R2Fe14B型結晶相とアモルファ
ス相とが混在する急冷合金を作製することが困難にな
り、その後に熱処理を施しても700kA/m未満のH
cJしか得られない。そのため、メルトスピニング法やス
トリップキャスト法でロール周速度を比較的遅くしてア
スペクト比が0.4〜1.0でかつ優れた磁気特性を有
する磁粉を作製することが困難になる。さらに、液体急
冷法の中でも工程費用が比較的安いストリップキャスト
法やアトマイズ法を採用できなくなり、磁粉の価格が上
昇してしまうことになる。一方、Qの組成比率xが20
原子%を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルフ
ァス相の体積比率が増し、同時に、構成相中で最も高い
飽和磁化を有するα−Feの存在比率が減少するため、
残留磁束密度Brが低下してしまう。以上のことから、
Qの組成比率xは10原子%を超え、20原子%以下と
なるように設定することが好ましい。より好ましい組成
比率xの範囲は10原子%以上17原子%以下である。
さらに、鉄基硼化物相を効率よく析出させBrを向上さ
せることが可能なことから、xの範囲を10原子%以上
14原子%以下にすることがさらに好ましい。
択された1種以上の元素である。LaまたはCeが存在
すると、保磁力および角形性が劣化するため、Laおよ
びCeを実質的に含まないことが好ましい。ただし、微
量のLaやCe(0.5原子%以下)が不可避的に混入
する不純物として存在する場合は、磁気特性上、問題な
い。したがって、0.5原子%以下のLaやCeを含有
する場合は、LaやCeを実質的に含まないといえる。
必須元素として含むことが好ましく、その必須元素の一
部をDyおよび/またはTbで置換してもよい。Rの組
成比率yが全体の6原子%未満になると、保磁力の発現
に必要なR2Fe14B型結晶構造を有する化合物相が充
分に析出せず、700kA/m以上の保磁力HcJを得る
ことができなくなる。また、Rの組成比率yが10原子
%以上になると、強磁性を有する鉄基硼化物やα−Fe
の存在量が低下する。と同時に、磁粉の耐食性や耐酸化
性が低下し、本発明のボンド磁石の効果が得られにくく
なる。故に、希土類元素Rの組成比率yは6原子%以上
10原子%未満の範囲、例えば、6原子%以上9.5原
子%以下に調節することが好ましい。より好ましいRの
範囲は7原子%以上9.3原子%以下であり、さらに好
ましいRの範囲は8原子%以上9.0原子%以下であ
る。
り、更にZrおよび/またはHfを含んでいても良い。
Tiは、前述した効果を得るためには必須の元素であ
り、保磁力HcJおよび残留磁束密度Brの向上および減
磁曲線の角形性の改善に寄与し、最大エネルギー積(B
H)maxを向上させる。
子%未満になると、Ti添加の効果が充分に発現しな
い。一方、金属元素Mの組成比率zが全体の12原子%
を超えると、結晶化熱処理後も残存するアモルファス相
の体積比率が増すため、残留磁束密度Brの低下を招来
しやすい。以上のことから、金属元素Mの組成比率zは
0.5原子%以上12原子%以下の範囲とすることが好
ましい。より好ましいzの範囲の下限は1.0原子%で
あり、より好ましいzの範囲の上限は8.0原子%であ
る。更に好ましいzの範囲の上限は6.0原子%であ
る。
えばB)を含むアモルファス相が形成されやすいので、
金属元素Mの組成比率zを高くすることが好ましい。こ
れにより磁化の高い軟磁性鉄基硼化物を析出させたり、
生成した鉄基硼化物の粒成長が抑制できる。具体的に
は、z/x≧0.1を満足させるように組成比率を調節
することが好ましく、z/x≧0.15を満足させるこ
とがより好ましい。
め、金属元素MはTiを必ず含む。この場合、金属元素
M全体に対するTiの割合(原子比率)は、70%以上
であることが好ましく、90%以上であることが更に好
ましい。
が、Feの一部をCoおよびNiの一種または二種の遷
移金属元素(T)で置換しても所望の硬磁気特性を得る
ことができる。Feに対するTの置換量が50%(すな
わちmが0.5)を超えると、0.7T以上の高い残留
磁束密度Brが得られない。このため、置換量は0%以
上50%以下(すなわち0≦m≦0.5)の範囲に限定
することが好ましい。なお、Feの一部をCoで置換す
ることによって、減磁曲線の角形性が向上するととも
に、R2Fe14B相のキュリー温度が上昇するため、耐
熱性が向上する。CoによるFe置換量の好ましい範囲
は0.5%以上40%以下である。また、Al、Si、
Cu、Ga、Ag、Pt、Au、Pb、V、Cr、M
n、Nb、Mo、Wを少量含んでいても磁気特性を劣化
させるものではないが、2原子%以下の含有量とするこ
とが好ましい。
布依存性]本発明によるボンド磁石用磁粉に含まれるT
i含有ナノコンポジット磁粉の耐酸化性および磁気特性
の粒度分布依存性を従来の急冷磁石粉末と比較しながら
説明する。
として、後述する実施例1で用いたTi含有ナノコンポ
ジット磁粉を用い、従来の急冷磁石粉末としてMQI社
から市販されているMQP−BおよびMQP−O(何れ
も最大粒径が300μm以下)を用いた。
3℃、300℃および350℃)で大気中に1時間放置
した後の酸素含有率と磁気特性を示す。磁気特性は振動
式磁力計を用いて測定した。23℃で測定した結果とと
もに、大気中で300℃および350℃でそれぞれ1時
間放置した後に測定した結果を合せて示している。
中に300℃で1時間放置すると酸素含有量が0.67
質量%まで増加し、350℃で1時間放置すると、1.
93質量%まで増加した。MQP−Oは、300℃で1
時間放置すると酸素含有量が0.24質量%まで増加
し、350℃で1時間放置すると、0.59質量%まで
増加した。
ノコンポジット磁粉は、大気中に300℃で1時間放置
しても酸素含有量は0.10質量%までしか増加せず、
350℃で1時間放置した後の酸素含有率は、0.20
質量%までであり、従来の急冷磁石粉末に比較して耐酸
化性に優れていることがわかる。
熱天秤を用いて測定した結果を図10に示す。なお、加
熱雰囲気は大気中で、昇温速度は10℃/分とした。図
10から分かるように、実施例1で用いた含有ナノコン
ポジット磁粉は、MQP−BやMQP−Oに比べて酸化
による質量増加が少なく、耐酸化性に優れている。
QP−Bは、磁気特性の低下も著しく、例えば(BH)
maxは、300℃で1時間放置すると23℃で1時間
放置したものの約65%まで低下し、350℃で1時間
放置すると約30%まで低下した。また、MQP−Oの
(BH)maxは、350℃で1時間放置すると23℃
で1時間放置したものの約80%未満にまで低下した。
これに対し、実施例1で用いたTi含有ナノコンポジッ
ト磁粉は、350℃で1時間放置しても、その(BH)
maxは23℃で1時間放置したものの約90%までし
か低下しなかった。
粉は耐酸化性に優れているので、ボンド磁石を作製する
工程(例えば、コンパウンドの調製および/または熱硬
化)において磁粉が酸化されにくい。従って、磁粉の酸
化を抑制するために従来の急冷磁石粉末(特にMQP−
B)で必要であった磁粉の防錆処理を簡素化または省略
することができる。また、従来の急冷磁石粉末を用いる
場合には、磁粉の酸化を抑制するために、真空またはA
rなどの不活性ガス雰囲気中で加熱硬化する必要があっ
たが、Ti含有ナノコンポジット磁粉を用いることによ
って、大気中で加熱硬化することが可能となる。すなわ
ち、Ti含有ナノコンポジット磁粉を用いることによっ
て、ボンド磁石の製造工程を簡略化し、コストを削減す
ることができる。さらに、従来の急冷磁石粉末は、耐酸
化性が低かったので、例えば250℃〜300℃程度の
温度で樹脂と混練する工程や成形する工程を必要とする
射出成形用のボンド磁石には適用することが難しかった
が、Ti含有ナノコンポジット磁粉を用いることによっ
て、射出成形によって作製されるボンド磁石を得ること
ができる。Ti含有ナノコンポジット磁粉の優れた耐酸
化性の利点を十分に得るためには、300℃以上350
℃以下の温度で1時間大気中に放置した後の酸素含有率
が0.24質量%以下となるように調製された磁粉を用
いることが好ましく、上記の酸素含有率が0.2質量%
以下となるように調製された磁粉を用いることが好まし
い。例えば、各種回転機やアクチュエータ用のボンド磁
石に求められる磁気特性を考慮すると、これらのボンド
磁石に好適に用いられる磁粉の磁気特性としては、最終
的な状態で、Br≧0.7T、(BH)max≧80k
J/m3、HcJ≧600kA/mを満足することが好ま
しい。上述の耐酸化性有する磁粉を用いると、ボンド磁
石の作製工程における酸化の影響を考慮しても上記の磁
気特性を得ることができる。
Ti含有ナノコンポジット磁粉は、その組成および組織
の特徴のため、その磁気特性に粒径依存性が小さいとい
う特徴を有している。Ti含有ナノコンポジット磁粉
は、希土類元素Rの含有率が比較的低く、Rがリッチな
粒界相が存在しないのに加え、R2Fe14B相を取り囲
むように小さな硼化物相が分散しており、さらにTiは
硼素との親和性が高いので硼化物相は他の相よりも多く
のTiを含有している。その結果、Ti含有ナノコンポ
ジット磁粉は、従来の急冷磁石粉末に比べ耐酸化性に優
れている。
元素Rを含むので酸化されやすく、粒径が小さいほど粉
末粒子表面の酸化による磁気特性の低下が顕著となる。
例えば、MQP−B(最大粒径300μm以下)では、
表2に示すように、粒径が75μm以下、特に53μm
以下の粉末粒子の磁気特性が低下している。残留磁束密
度Brについてみると、最も高い値を示している106
μm超125μm以下の粉末粒子の残留磁束密度B
r(0.90T)に対して、53μm以下の粉末粒子の
残留磁束密度Br(0.79T)は90%未満にまで低
下している。また、(BH)maxについて見ると、5
3μm以下の粉末粒子の平均の(BH)max(38μ
m以下と38μm超58μm以下の値の単純平均)は8
5.5kJ/m3であり、150μm以上212μm以
下の粉末粒子の平均の(BH)max(150μm超1
80μm以下と180μm超212μm以下の値の単純
平均)である114.6kJ/m3の75%未満にまで
低下している。
粉は酸化による磁気特性の低下の割合が低く、磁気特性
の粒径依存性が小さい。例えば、後述する実施例1のT
i含有ナノコンポジット磁粉(最大粒径300μm以
下)では、表3に示すように、磁気特性はほとんど粒径
に依存せず、優れた磁気特性を有している。例えば、残
留磁束密度Brは、最も高い値を示している106μm
超125μm以下の粉末粒子の残留磁束密度Br(0.
845T)に対して、53μm以下の粉末粒子の残留磁
束密度Br(約0.829T)は98%以上の値を有し
ている。また、(BH)maxについも、53μm以下
の粉末粒子の平均の(BH)maxは104.5kJ/
m3であり、150μm以上212μm以下の粉末粒子
の平均の(BH)maxである106.6kJ/m3の
98%以上の値を有している。種々の組成のTi含有ナ
ノコンポジット磁粉について同様の評価を行った結果、
ほとんどの組成についてTi含有ナノコンポジット磁粉
の53μm以下の粉末粒子の平均の(BH)maxは、
150μm以上212μm以下の粉末粒子の平均の(B
H)maxの90%以上の値を有し、多くの組成につい
て95%以上の値が得られることが分かった。なお、磁
粉の粒度分布の評価は、JIS8801準拠の標準ふる
いを用いて行った。
粉は従来の急冷磁石粉末と同等以上の磁気特性を有して
いるので、従来の急冷磁石粉末(例えばMQ粉)の代わ
りにボンド磁石用磁粉として用いることができる。勿
論、ボンド磁石用磁粉をTi含有ナノコンポジット磁粉
のみで構成しても良いが、例えば、上述したMQ粉のう
ちの粒径が53μm以下の粉末粒子をTi含有ナノコン
ポジット磁粉に置き換えてもよい。
の微粒子を混入することによって充填性が改善される効
果を実験結果を例示しながら説明する。
有するTi含有ナノコンポジット磁粉の試料No.1か
らNo.5を作製した。なお、試料No.1の磁粉は、
0.5mmφのスクリーンを用いてパワーミルで粉砕す
ることによって調製し、他の試料No.2〜No.5の
磁粉は、上述したピンミル装置を用いて、それぞれ回転
数を3000rpm、4000rpm、5000rpm
および8000rpmとすることによって調製した。こ
れらの磁粉試料No.1からNo.5をタップデンサを
用いてタップ密度を測定した結果を表5に示す。表5に
は、それぞれの磁粉試料中に含まれる粒径が58μm以
下の粉末粒子の質量%および粒径が250μm超の粉末
粒子の質量%を合せて示している。
μm以下の粒子を8質量%以上(厳密には9.5質量%
以上)含む試料No.3〜No.5は、タップ密度が
4.3g/cm3以上と高く、磁粉の充填性が優れてい
ることが分かる。磁粉のタップ密度で評価される磁粉の
充填性は、ボンド磁石用のコンパウンドの粉末の充填性
と相関しており、充填性の高い磁粉を用いて調製された
コンパウンドの粉末の充填性も高くなる。従って、粒径
が53μm以下のTi含有ナノコンポジット磁粉を8質
量%以上、好ましくは10質量%以上含む磁粉を用いる
ことによって、ボンド磁石用コンパウンドの粉末の充填
性や流動性が改善され、高品質の成形体を得ることがで
きる。
径が38μm以下の粉末粒子を含むことが好ましい。表
6に示す粒度分布を有するTi含有ナノコンポジット磁
粉の試料No.11からNo.16を調製し、それぞれ
2質量%のエポキシ樹脂と混合することによってコンパ
ウンドを得た。それぞれのコンパウンドを用いて成形圧
力980MPa(10t/cm2)で圧縮成形すること
によってボンド磁石成形体を得た。それぞれのボンド磁
石成形体の密度を、それぞれのコンパウンドに用いた磁
粉中の粒径が38μm以下の粉末粒子の含有率とともに
図11に示す。
粉末粒子の含有率が低すぎても高すぎても成形体の密度
は低下する。種々検討した結果、十分な成形体密度を得
るためには、粒径が38μm以下の粉末粒子を約5質量
%以上、更には8質量%以上含む磁粉を用いることが好
ましい。但し、粒径が38μm以下の粉末粒子の含有率
が約16質量%を超える磁粉を用いると、成形性が低下
し、高い密度の高品位の成形体が得られないことがあ
る。
較的多く含むTi含有ナノコンポジット磁粉の試料N
o.21およびNo.22を調製し、上記同様にして得
たコンパウンドを用いてボンド成形体を作製した。試料
No.21およびNo.22のTi含有ナノコンポジッ
ト磁粉の粒度分布を表7に示す。
有ナノコンポジット磁粉は、試料No.12のTi含有
ナノコンポジット磁粉と同様に38μm以下の粉末粒子
を約5質量%含むが、106μm超250μm以下の粉
末粒子を約70質量%以上含む(試料No.12は約5
3質量%)。試料No.21および試料No.22のT
i含有ナノコンポジット磁粉を用いて得られた成形体の
密度は、試料No.12の成形体の密度(約5.85M
g/m3、図11参照)よりも高く、6.00Mg/m3
以上であった。このように、106μm超250μm以
下の粉末粒子の含有率を多くすると、38μm以下の粉
末粒子の含有率を比較的少なくしても、充填性を改善す
ることができる。
粒子の含有率を比較的多く(約70質量%以上)にする
ことによって充填性を改善できる効果は、従来の急冷合
金については見られなかった。例えば、後に比較例1で
示すように、従来の急冷粉であるMQP−B(38μm
以下が約7質量%、106μm超250μm以下が約7
0質量%)を用いた成形体の密度は5.90Mg/m3
であった。これは、Ti含有ナノコンポジット磁粉の粉
末粒子が、従来の急冷磁粉の粉末粒子に比べて等軸的な
形状(アスペクト比が0.4以上1.0以下)を有する
ために、従来の急冷磁粉の粉末粒子よりも破壊され難い
ことに起因していると考えられる。即ち、従来の急冷磁
粉は、圧縮成形過程で容易に破壊されるので、粒度分布
が充填性に影響することが少ないのに対し、Ti含有ナ
ノコンポジット磁粉は破壊され難いので、充填性(成形
密度)が粒度分布に依存するためと考えられる。
説明〕上述のようにして得られた磁粉は、樹脂等の結合
剤と混合され、ボンド磁石用コンパウンドが製造され
る。
装置(例えばニーダや押出し機)を用いて磁粉と熱可塑
性樹脂とを混練することによって製造される。また、圧
縮成形用のコンパウンドは、溶剤で希釈した熱硬化性樹
脂と磁粉とを混合し、溶剤を除去することによって製造
される。得られた磁粉と樹脂との混合物は、必要に応じ
て、所定の粒度となるように解砕される。解砕の条件な
どを調整することによって、顆粒状としてもよい。ま
た、粉砕に得られた粉末材料を造粒してもよい。
面に予め化成処理等の公知の表面処理を施しても良い。
さらに、磁粉の耐食性や樹脂との濡れ性、コンパウンド
の成形性をさらに改善するために、シラン系、チタネー
ト系、アルミネート系、ジルコネート系などの各種カッ
プリング剤、コロイダルシリカなどセラミックス超微粒
子、ステアリン酸亜鉛やステアリン酸カルシウムなどの
潤滑剤を使用してもよく、熱安定剤、難燃剤、可塑剤な
どを使用してもよい。
々の用途に用いられるので、用途に応じて、樹脂の種類
および磁粉の配合比率が適宜決められる。樹脂として
は、例えばエポキシ樹脂、フェノール樹脂やメラミン樹
脂などの熱硬化性樹脂や、ポリアミド(ナイロン66、
ナイロン6、ナイロン12等)や、ポリエチレン、ポリ
プロピレン、ポリ塩化ビニル、ポリエステル、ポリフェ
ニレンサルファイドなどの熱可塑性樹脂や、ゴムやエラ
ストマ、さらには、これらの変性体、共重合体、混合物
などを用いることができる。
ドの充填性および/または成形性が改善されるので、従
来は用いることが難しかった高粘度の樹脂を用いること
もできる。さらに、磁粉は酸化されにくいので、融点ま
たは軟化点が高く従来は使用できなかった樹脂(例え
ば、ポリイミドや液晶ポリマなど、また、種々の樹脂の
高分子量グレード品)を用いることができるので、ボン
ド磁石の特性(耐熱性など)を改善することが出来る。
また、熱硬化性樹脂を用いる場合においても、従来より
も高い温度で硬化する樹脂を用いることができる。
カレンダー成形、押出し成形および射出成形を例示する
ことができる。これらの成形方法のうち、圧縮成形、圧
延成形および押出し成形では、比較的単純な形状の成形
体しか成形できないが、成形時にあまり高い流動性が要
求されないので、磁石粉末の充填率を高くできる。本発
明による磁粉を用いることによって、従来よりも更に高
い(例えば80%を超える)磁粉充填率を実現すること
ができ、最大で90%程度まで充填することができる。
但し、充填率を上げすぎると磁粉同士を十分に結合する
ための樹脂が不足し、ボンド磁石の機械的な強度の低下
や、使用時の磁粉の脱落が生じる恐れがあるので、磁粉
充填率は、85%以下が好ましい。また、圧縮成形にお
いては本発明の磁粉を用いることによって、成形体の表
面に形成される空隙(ボイド)の量を減少でき、表面に
形成する樹脂被膜への悪影響を抑制できるという利点が
得られる。これらの成形方法には、適宜、熱硬化性樹
脂、熱可塑性樹脂、ゴム等が用いられる。
するので、特に、射出成形用コンパウンドに好適に用い
られる。従来の急冷磁石粉末を用いたコンパウンドでは
成形が困難であった複雑な形状の成形体を得ることがで
きる。また、従来よりも高い充填率(例えば65%を超
える)で磁石粉末を配合できるので、磁石体の磁気特性
を向上することができる。さらに、本発明による磁粉
は、希土類元素の含有率が比較的少ないので、酸化され
難い。従って、比較的軟化点の高い熱可塑性樹脂や熱可
塑性エラストマを用いて、比較的高い温度で射出成形を
行っても磁気特性が低下しない。
のスロット内に射出成形によって本発明によるコンパウ
ンドを圧入し、それによって耐熱性に優れた複雑な形状
の磁石を一体的に備えた部品を製造することができる。
例えばIPM(Interior PermanentMagnet)型モータに
対して好適に適用される。好ましい実施形態によるIP
M型モータは、上記磁粉が高密度に充填されたボンド磁
石を内蔵するロータコアと、このロータコアを囲むステ
ータとを備えている。ロータコアには複数のスロットが
形成されており、そのスロット内に本発明の磁石が位置
している。この磁石は、本発明による磁粉のコンパウン
ドを溶融し、ロータコアのスロット内へ直接に充填し、
モールドしたものである。
1−206075号公報に記載されている磁石埋設型ロ
ータを高性能化および/または小型化することができ
る。ロータは、例えば上記公報の図3に記載されている
ように、複数の三日月状のスロット(例えば幅が約2m
m)を有し、磁界を印加した状態でこのスロットにコン
パウンドが射出成形される。従来の急冷磁石粉末を用い
たコンパウンドは流動性が低かったため、磁石粉末の充
填率が低く制限されていたり、あるいは、流動性が悪い
ために、スロットに完全に注入されなかったり、磁石粉
末の分布が不均一になったりした。本発明によるコンパ
ウンドを用いると、これらの問題が解消され、小型で高
性能なIPM型モータを提供することが可能となる。さ
らに、成形時間を短縮することも可能になり、生産性を
向上する効果も得られる。
ータ以外にも、他の種類のモータやアクチュエータなど
各種の電気機器に好適に用いられる。
ド磁石用コンパウンドは、上述したように、従来の急冷
磁石粉末(例えばMQI社製の製品名MQP−B)を用
いたコンパウンドに比べ、優れた充填性(成形性)を有
するとともに、耐熱性に優れており、且つ、従来の急冷
磁石粉末を用いたボンド磁石と同等以上の磁気特性を有
するボンド磁石を形成することができるので、種々の用
途に好適に用いられる。
タに応用した例を説明する。図12は、永久磁石回転子
型を備えるステッピングモータ100の構成を模式的に
示す分解斜視図である。ステッピングモータ100は、
ロータ101と、ロータ101の周辺に設けられたステ
ータ部102とを有している。ロータ101は、外径8
mmの外周面を10極に均等に着磁したボンド磁石を備
えている。ステータ部102は、外ヨーク102aおよ
び102bと、これらと互いに背中合わせに接合された
2個の内ヨーク103と、これらの間に収容された励磁
コイル104aおよび104bとを備えている。このス
テッピングモータ100は、1パルス電流に対応する励
磁コイル104aおよび104bの起磁力により1ステ
ップ角だけロータ101が変位する動作を行う、いわゆ
るPM型パルスモータである。
した本発明による充填性(成形性)に優れたコンパウン
ドを用いて形成されており、従来の急冷磁石粉末を用い
たボンド磁石と同等以上の磁気特性を有するとともに、
機械的特性に優れ、欠けなどが発生する恐れがなく、信
頼性に優れている。また、耐熱性にも優れる。
いて形成されたボンド磁石を備えるステッピングモータ
は、小型・高性能で且つ信頼性に優れており、プリンタ
ーやディスクドライブ装置などのOA機器やカメラやビ
デオなどのAV機器などに好適に用いられる。
とができる。例えば、熱硬化性樹脂を用いたコンパウン
ドを圧縮成形することによって形成しても良いし、熱可
塑性樹脂を用いたコンパウンドを射出成形または押出し
成形することによって形成してもよい。以下、図13を
参照しながら、ロータ101の製造方法を説明する。
パウンドを用いる場合、図13(a)〜(c)を参照し
ながら説明するような成形方法を採用することによっ
て、図13(d)に示すボンド磁石一体成形型のロータ
200を作製することができる。
ータ軸205と、そのまわりに設けられたヨーク208
と、ボンド磁石210とを備えている。ボンド磁石21
0は、ヨーク208の表面212に接着されている。
に示した工程で製造される。
ず、粉末状のコンパウンド201を収容したフィーダボ
ックス203を金型204の上面で摺動させながらコン
パウンド201をキャビティ202内に充填する。金型
204には、ロータ軸205がその中央に圧入されたヨ
ーク208がセットされており、ロータ軸205を覆う
ように補助部材207が設けられている。金型204と
これらの間にキャビティ202が形成されている。
に、上パンチ209を介して、コンパウンド201を圧
縮成形することによって、ヨーク208とコンパウンド
201の成形体とを物理的に結合させる。
成形体を金型204から取り出す。補助部材は207
は、ロータ軸205およびヨーク208から簡単に取り
外され、ロータ軸205、ヨーク208、ボンド磁石2
10は一体化されている。但し、この状態では、ボンド
磁石210はコンパウンドの粉末成形体であり、コンパ
ウンドに含まれている熱硬化性樹脂は未硬化である。
およびヨーク208とボンド磁石210との界面212
における接合を強化するために、コンパウンドを所定の
温度で硬化させる。硬化温度および硬化時間は用いる樹
脂に応じて適宜設定される。
れる磁粉を含んでいるので、従来よりも高い硬化温度で
好適に硬化されるコンパウンドであり得る。従って、従
来よりも、耐熱性、機械特性および接着強度に優れたボ
ンド磁石210を形成することができる。さらに、本発
明によるコンパウンドは、磁粉自体が耐食性に優れてい
るため、熱硬化処理を大気中で行っても磁石特性の劣化
は極めて小さい。従って、熱硬化処理を不活性雰囲気で
行う必要がないので工程費用を削減できる。
ンド磁石210を成形しながら、同時に、ヨーク208
およびロータ軸205とボンド磁石210とを一体に成
形できるので、ロ−タ200を高い生産性で製造するこ
とができる。
から硬化する例を説明したが、金型204に加熱機構を
設けて、金型204内で硬化してもよく、加圧した状態
で硬化してもよい。さらに、圧縮成形に限られず、射出
成形によってボンド磁石一体成形型ロータを形成するこ
ともできる。
の急冷磁石粉末を用いたコンパウンドに比べて高い充填
性(成形性および/または流動性)を有するので、小さ
な間隙(例えば、約2mm幅)に確実に充填することが
できる。従って、本発明によるコンパウンドは、IPM
(Interior Permanent Magne
t)型モータに用いられる磁石埋設型ロータ300(図
14参照)の製造に好適に用いられる。
は、鉄心(例えば直径80mm、厚さ50mm)301
と、鉄心301の中心に形成された回転軸スロット30
2と、鉄心301の周辺部に形成された複数のアーク状
磁石スロット304とを備えている。ここでは、8個の
アーク状磁石スロット304が設けられており、それぞ
れのスロット304は、第1スロット(例えば幅3.5
mm)304aと第2スロット(例えば幅1.8mm)
304bとを有する2層構造となっている。これらのス
ロット304aおよび304b内に本発明によるコンパ
ウンドを充填し、ボンド磁石を形成する。ロータ300
の複数の磁石スロット304に対向するようにS極とN
極とが交互に配置されたステータ(不図示)と組み合わ
せることによってIPM型モータが得られる。
ることができる。例えば、熱硬化性樹脂を含むコンパウ
ンドを用いる場合、スロット内圧縮成形法(例えば特開
昭63−98108号公報参照)を採用することができ
る。また、熱可塑性樹脂を含むコンパウンドを用いる場
合には、押出成形法や射出成形法を採用することができ
る。何れの成形方法を採用する場合においても、本発明
によるコンパウンドは充填性に優れるので、スロット3
04aおよび304b内に確実に充填でき、且つ、機械
特性や耐熱性が優れるとともに、従来と同等以上の磁気
特性を有するボンド磁石を形成することができる。従っ
て、従来よりも高性能で高信頼性の小型IPM型モータ
を作製することが可能になる。
(a)に示す角度センサ(ロータリーエンコーダ)40
0が有するボンド磁石の形成に好適に用いられる。
411は、回転軸413と、回転軸413に連結された
回転ドラム416と、回転ドラム416の外周面に接合
された複数のボンド磁石415とを有するロータ414
と、ロータ414の外周面に離間して配置された検出器
417とを備えている。検出器417は、ロータ414
からの磁束の変化を検出できるものであれば、特に限定
されず、例えば、ホール素子、磁気抵抗素子、磁気イン
ピーダンス効果素子を用いることができる。また、回転
軸413はモータ412に連結されている。検出器17
は、図示しない計測部に接続されている。
れたボンド磁石415は、例えば、図15(b)に示し
たような円柱状のものであり、回転ドラム416の外周
面に沿ってN極とS極とが交互に配置されている。ボン
ド磁石415と回転ドラム416との接合は、例えば接
着剤等によって行われている。回転ドラム416は、例
えば、金属材料を用いて形成され、磁性材料でなくても
よい。
ように動作する。モータ412の回転軸413が回転す
ると、その回転に応じてロータ414が回転する。この
とき、ロータ414の外周面に配置されたボンド磁石4
15が検出器417に形成する磁束の向きが、ロータ4
14の回転に従って変化する。検出器417はこの磁束
の向きの変化に相当する出力信号(電圧の変化量または
電流の変化量等)を生成し、計測部(不図示)に出力す
る。このようにして、モータ412の回転量(角度)が
計測される。
性、流動性)に優れ、従来と同等以上の磁気特性を有
し、且つ、従来よりも機械特性や耐熱性に優れるボンド
磁石を形成することができるので、小型で高性能で信頼
性の高い角度センサを作製することが可能になる。
16(a)および(b)を参照しながら説明する磁気ロ
ール用のボンド磁石の形成に好適に用いられる。
ートリッジ501の構造を模式的に示す断面図である。
カートリッジ501は、矢印A方向に回転駆動される感
光ドラム510と、感光ドラム510を帯電するための
帯電ローラ502と、現像装置511と、クリーニング
装置512とを一体に有している。
る現像容器509を備え、現像容器509の開口部には
感光ドラム510に対向するように現像スリーブ506
が回転可能に配設されている。また、現像装置511は
弾性ブレード514を備えており、弾性ブレード514
は現像スリーブ506に当接し、現像スリーブ506に
より担持搬送されるトナー513の層厚を規制する。
00が有する現像装置511の構成を模式的に示す断面
図である。
れており、軸受を介して現像容器509に回転可能に支
持されている。現像スリーブ(例えば直径10mm)5
06内には磁気ロール(例えば直径8.5mm)507
が配設されている。磁気ロール507の軸部507aに
は切欠き507a−1が形成されており、切欠き507
a−1が現像容器509に係合することによって磁気ロ
ール507が固定されている。磁気ロール507は、感
光ドラム510と対向する位置に現像極S1を有し、そ
の他の位置にはS2極、N1極およびN2極を有してい
る。
するように配置されており、現像スリーブ506との間
隙gに磁気カーテンを形成し、この磁気カーテンによっ
て間隙内にトナーを保持することによって、トナー漏れ
が防止される。
ンドを用いて形成されているので、従来の磁石と同等以
上の磁気特性を有し、且つ、機械特性や耐熱性にも優れ
る。従って、磁気ロール507や現像スリーブ506を
従来よりも更に小型化するこが可能であるとともに、性
能を向上することができる。本発明によるコンパウンド
を用いて形成された磁気ロールは、複写機やレーザビー
ムプリンタ内の現像装置や現像カートリッジにも適用で
きる。
ンド磁石に表面処理を施すことによって、ボンド磁石の
耐食性および耐熱性を改善できる。本発明によるコンパ
ウンドは従来のコンパウンドよりも成形性が優れている
ので、従来と同等もしくはそれ以上の充填率を確保しつ
つ、空隙率(ボイド率)の低いのボンド磁石が得られ
る。従って、多くの空隙が存在する成形上がりのボンド
磁石に表面処理を施すことによって付随して起こる腐食
の問題の発生を抑制・防止することができる。また、ボ
ンド磁石の耐食性が高いので、表面処理を簡略化するこ
とによって低コスト化が図れる。
食性を有している場合においても、例えば、モータなど
に使用される圧縮成形されたリング磁石など、組み立て
工程におけるボンド磁石の機械的な破壊を防止したり、
ボンド磁石の表面から脱落した磁粉が飛散することによ
るモータの動作への悪影響を防止することが必要な場合
がある。このような場合には、ボンド磁石の機械強度の
向上や磁粉の脱落防止のために種々の表面処理を施すこ
とが好ましい。
できるので、保護膜を含むボンド磁石全体の寸法精度を
向上したり、磁石の有効体積を増加することよって、部
品を小型化することができるという利点も得られる。ま
た、モータに組み込んだ場合には、ロータとステータ間
の磁気的なギャップを小さくできるのでモータ特性を向
上することが可能になる。
用いることができる。表面処理によって形成される保護
膜は、無機材料(金属、セラミック、無機高分子など)
でも有機材料(低分子、高分子など)や無機・有機複合
材料を用いることもできる。これらの保護膜は、用いる
材料に応じて、種々の方法で形成することがきでる。
および無電解めっき法など)や種々の薄膜堆積技術(真
空蒸着法、イオンプレーティング法、スパッタ法、イオ
ンビーム法など)さらに、SnやZnなどの低融点の溶
融金属に浸漬し冷却する方法などを採用することができ
る。
薄膜堆積技術を用いて形成しても良いし、ゾルゲル法を
利用する場合の処理液やアルカリ珪酸塩水溶液などを使
用し、ディッピング法やスプレー法などを用いて形成し
ても良い。また、電気泳動電着法などを採用しても良
い。
塗装、スプレー塗装、静電塗装、ディップ塗装、ロール
コート法などの種々の方法を用いて形成できる。また、
同様の方法で、無機高分子材料(例えばシリコーン樹
脂)の膜を形成することもできる。
ート系、アルミネート系、ジルコネート系など)やベン
ゾトリアゾールなどの低分子量有機材料を用いて保護膜
を形成することもできる。これらの低分子有機材料は、
溶液としてボンド磁石に種々の方法で付与することがで
きる。
することによって保護膜を形成することもできる。微粒
子としては、Al、Zn、Ni、Cu、Fe,Co,S
n,Pb,Au,Agなどの金属微粒子、SiO2、A
l2O3、ZrO2、MgO、TiO2、ムライト、チタン
酸塩、けい酸塩などの金属酸化物および複合金属酸化物
(ガラスを含む)、TiN、AlN,BN、TiC、T
iCN、TiB2などのセラミック微粒子、ポリテトラ
フルオロエチレン、アクリル樹脂などの樹脂微粒子、カ
ーボンブラックやMoS2などが挙げられる。
に固定するために、必要に応じてバインダを用いてもよ
い。バインダの材料としては、クロム酸やモリブデン
酸、リン酸およびこれらの塩などの無機材料、カップリ
ング剤などの低分子量有機化合物、有機樹脂などの高分
子化合物などを用いることができる。
としては、予め微粒子とバインダを混合したものをスプ
レー法やディッピング法などの塗布法を用いてもよい
し、ボンド磁石の表面に予め形成したバインダ層に微粒
子を機械的な力を利用して付着させても良い。また、必
要に応じて、加熱処理を施し、微粒子をさらに強固にボ
ンド磁石表面に固着させても良い。
膜として形成するだけでなく、ボンド磁石の表面を改質
することによって形成してもよい。ボンド磁石表面にお
ける磁粉との反応を利用してもよい。例えば、リン酸処
理、リン酸亜鉛処理、リン酸マンガン処理、リン酸カル
シウム処理、リン酸クロメート処理、クロム酸処理、ジ
ルコニウム酸処理、タングステン酸処理、モリブデン酸
処理などの種々の化成処理を挙げることができる。
ンポジット磁粉中の希土類元素(典型的にはNd)の含
有率が低いので、鉄鋼の分野で一般に用いられている化
成処理を用いても、十分な耐食性を得ることができる。
で酸化することによって適当な厚さの酸化膜を形成して
もよい。
石は本質的に空隙を少なくできるため、耐食性に優れ、
且つ、各種表面処理に適しているが、過酷な環境で使用
される場合などには、磁石の信頼性をさらに向上するた
めに、種々の封孔処理を行っても良い。
てもよく、例えば、異なる材料を用いて積層膜を形成し
てもよい。
方法およびボンド磁石の用途に応じて適宜設定される
が、上述のモータにおける磁気的なギャップを減少させ
ることによるエネルギー効率の向上効果を得るために
は、保護膜の厚さは25μm以下であることが好まし
く、より好ましくは20μm以下、更に好ましくは10
μm以下である。
o:2原子%、残部Feの合金組成になるよう配合した
原料5kgを坩堝内に投入した後、50kPaに保持し
たAr雰囲気中にて高周波誘導加熱により合金溶湯を得
た。
湯をシュートを介して、ロール表面周速度15m/秒に
て回転する純銅製の冷却ロール(直径250mm)上に
直接供給し、合金溶湯を急冷する。なお、その際の溶湯
の供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより、3k
g/分に調整した。
の厚みをマイクロメータで測定した結果、急冷合金の平
均厚さは70μmで、その標準偏差σは13μmであっ
た。得られた急冷合金を850μm以下に粉砕した後、
長さ約500mmの均熱帯を有するフープベルト炉を用
い、Ar流気下、ベルト送り速度100mm/分にて6
80℃に保持した炉内へ粉末を20g/分の供給速度で
投入することによって熱処理を施し、磁粉を得た。
磁粉であることは、粉末X線回折法を用いて確認した。
図17に得られたX線回折パターンを示す。図17から
分かるように、Nd2Fe14B相とFe23B6およびα−
Feが確認された。
参照しながら上述したように、ピンディスクミルを用い
てアスペクト比が0.4以上1.0以下の粉末を体積基
準で30%程度含む粒度分布になるよう粉砕し、実施例
1の圧縮成形用の磁粉を得た。なお、アスペクト比はS
EM観察によって求めた。実施例1の磁粉の粒度分布を
表8に示す。また、図18にこの磁粉の磁気特性を示
す。なお、この磁粉の粒径別の磁気特性は先の表3に示
したとおりである。表3に示したように、実施例1のT
i含有ナノコンポジット磁粉は優れた磁気特性を有して
おり、且つ、その粒径依存性が小さい。また、比較例1
は、MQP−Bであり、表8に示す粒度分布を有してい
た。その磁気特性の粒径依存性は表2を参照しながら上
述したように、粒径が53μm以下で低下している。
シ樹脂を3質量%加え、混合・混練した後、潤滑剤とし
てステアリン酸カルシウムを0.1質量%加え、ボンド
磁石用コンパウンドを得た。980MPaの圧力にて圧
縮成形し、10mmφ×7mmの形状を有する成形体を
得た。この成形体を大気中で150℃で1時間硬化し、
ボンド磁石を得た。得られた実施例1および比較例1の
それぞれのボンド磁石の密度(成形体密度:成形体の質
量/成形体の体積)および磁気特性を表9に示す。
の磁粉(密度7.45)を用いたボンド磁石は、成形体
密度が6.31g/cm3と高く、磁粉充填率が84.
7%と非常に高い。また、磁粉充填率が高い結果、磁気
特性も高い値を有していた。
5)を用いたボンド磁石は、成形体密度が5.90g/
cm3と低く、磁粉充填率が79.2%と低いことか
ら、実施例のボンド磁石に対して、空隙が多いと推察さ
れる。また、比較例1のボンド磁石は、磁粉充填率が低
い結果、磁気特性も低い値であった。なお、磁粉充填率
は、得られたボンド磁石の密度を磁粉粒子の密度(合金
の密度)で割った値を百分率で表記したものである。
9原子%、Nb:0.8原子%、残部Feの合金組成に
なるよう配合した原料5kgを坩堝内に投入し、50k
Paに保持したAr雰囲気中にて高周波誘導過熱によっ
て合金溶湯を得た。
湯をシュートを介して、ロール表面周速度15m/秒に
て回転する純銅製の冷却ロール(直径250mm)上に
直接供給し、合金溶湯を急冷することによってストリッ
プキャスト合金を作製した。なお、その際の溶湯の供給
速度は坩堝の傾転角を調整することにより、3kg/分
に調整した。得られた急冷合金の平均厚さは70μm
で、その標準偏差σは11μmであった。
した後、長さ約500mmの均熱帯を有するフープベル
ト炉を用い、Ar流気下、ベルト送り速度100mm/
分にて640℃に保持した炉内へ粉末を20g/分の供
給速度で投入することによって熱処理を施し、磁粉を得
た。
粉末X線回折法を用いて調査し、Nd2Fe14B相とF
e23B6およびα−Feが存在することから、Ti含有
ナノコンポジット磁粉であることが確認された。
て、平均粒径が53μm以下で、且つ、アスペクト比が
0.4以上1.0以下の粉末を体積基準で30%程度含
む粒度分布になるよう粉砕し、実施例2の圧縮成形用磁
粉を得た。実施例2の磁粉の粒度分布を表8に示し、こ
の磁粉の粒径別の磁気特性は表3に示す。表3に示した
ように、実施例2のTi含有ナノコンポジット磁粉は優
れた磁気特性を有しており、且つ、その粒径依存性が小
さい。
形成し、その磁粉充填率を評価した。実施例2の磁粉
(密度7.45)を用いたボンド磁石は、成形体密度が
6.28g/cm3と高く、磁粉充填率が84.3%と
非常に高い。また、磁粉充填率が高い結果、磁気特性も
高い値を有していた。
Ti:3原子%、Nb:1原子%、残部Feの合金組成
になるよう配合した原料5kgを坩堝内に投入し、50
kPaに保持したAr雰囲気中にて高周波誘導過熱によ
って合金溶湯を得た。
湯をシュートを介して、ロール表面周速度15m/秒に
て回転する純銅製の冷却ロール(直径250mm)上に
直接供給し、合金溶湯を急冷することによってストリッ
プキャスト合金を作製した。なお、その際の溶湯の供給
速度は坩堝の傾転角を調整することにより、3kg/分
に調整した。得られた急冷合金の平均厚さは90μm
で、その標準偏差σは13μmであった。
した後、長さ約500mmの均熱帯を有するフープベル
ト炉を用い、Ar流気下、ベルト送り速度100mm/
分にて700℃に保持した炉内へ粉末を20g/分の供
給速度で投入することによって熱処理を施し、磁粉を得
た。
粉末X線回折法を用いて調査し、Nd2Fe14B相とF
e23B6およびα−Feが存在することから、Ti含有
ナノコンポジット磁粉であることが確認された。
て、粒径が53μm以下でアスペクト比が0.4以上
1.0以下の粉末を体積基準で20%程度含む粒度分布
になるよう粉砕し、実施例3の圧縮成形用の磁粉を得
た。実施例3の磁粉の粒度分布を表3に示し、この磁粉
の粒径別の磁気特性は表3に示す。表3に示したよう
に、実施例3のTi含有ナノコンポジット磁粉は優れた
磁気特性を有しており、且つ、その粒径依存性が小さ
い。
形成し、その磁粉充填率を評価した。実施例3の磁粉
(密度7.38)を用いたボンド磁石は、成形体密度が
6.20g/cm3と高く、磁粉充填率が84.0%と
非常に高い。また、磁粉充填率が高い結果、磁気特性も
高い値を有していた。
ンド磁石用コンパウンドを用いて、980MPaの圧力
にて圧縮成形し、外径22mm、内径20mm、高さ3
mmの形状を有する成形体を得た。この成形体を大気中
で150℃で1時間硬化し、ボンド磁石を得た。
ンパウンドを用いて得られたボンド磁石に、以下のよう
にして、ニッケルめっきによる保護膜を形成した。
れぞれ5個と、直径1mm、長さ1mmの単円柱状銅片
10kgを容積3.5L(リットル)の振動バレル装置
の処理室に投入し、振動数70Hz、振動振幅3mmの
条件にて乾式で3時間、処理を施した。この処理によっ
て、単円柱状銅片から銅の微粉が生成され、この銅微粉
がボンド磁石の表面に付着することによって、被覆層が
形成される(特開2001−6909号公報参照)。
洗浄した後、引っ掛けめっき法でニッケルめっき層を形
成した。めっき液には、硫酸ニッケル・6水和物を24
0g/L、塩化ニッケル・6水和物を45g/L、硼酸
を30g/Lの濃度でそれぞれ含み、pHが4.2の水
溶液を用いた。なお、めっき浴のpHは、炭酸ニッケル
の添加量で調節した。このめっき浴を用いて、電流密度
1.5A/dm2で120分間、めっきした。得られた
保護膜の膜厚を蛍光X線膜厚計で測定した結果、ボンド
磁石の外径側の膜厚が20μm、内径側の膜厚が18μ
mであった。
て、めっき処理を施したボンド磁石を80℃90%RH
の雰囲気中に100時間放置し、耐食信頼性を評価し
た。
てのサンプルに変化が認められなかったのに対し、比較
例1のボンド磁石については、5個中の2個に、めっき
膜にふくれが発生した。このふくれ部分の断面をEPM
Aで分析した結果、ふくれ部のめっき膜の下部から、N
d、Ni、SおよびClが検出された。また、断面のS
EM像からふくれ部のめっき膜の下部の磁粉が腐食して
いるのが認められた。
は、コンパウンドの成形性が低く、成形体中に空隙が残
り、めっき工程でこの空隙内に浸入しためっき液が、め
っき膜が形成された後も残り、磁粉を腐食し、腐食生成
物によりめっき膜がふくれたものであるがわかった。
0℃90%RHの雰囲気中に300時間保存した後も、
外観異常は認められず、本発明の磁粉を用いることによ
って、空隙の少ない成形体が得られ、その結果、めっき
液の浸入、残存が抑制され、耐食性が向上したことがわ
かる。
成形性に優れるとともに磁気特性に優れたボンド磁石に
用いられる希土類合金粉末およびボンド磁石用コンパウ
ンドならびにそれを用いたボンド磁石が提供される。
ット磁粉は、比較的希土類元素含有率が低いにも拘わら
ず、優れた磁気特性を有するので、高性能のボンド磁石
を安価に提供することが出来る。さらに、耐食性にも優
れるのでボンド磁石の信頼性を向上する事ができる。T
i含有ナノコンポジット磁粉の磁気特性は粒度に存性し
ないので、従来の急冷磁粉の磁気特性を低下させていた
53μm以下の磁粉の代わりに用いることによって、T
i含有ナノコンポジット磁粉による利点を得ることがで
きる。
囲にあるTi含有ナノコンポジット磁粉を用いることに
よって、充填性および/または成形性ならびに磁気特性
を向上することができる。さらに、磁粉充填率を向上す
ることができるので、ボンド磁石の磁気特性を向上する
ことができる。
ンポジット磁石の最大磁気エネルギ積(BH)maxと硼
素濃度との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバ
ーは10〜14原子%のNdを含有する試料のデータを
示し、黒いバーは8〜10原子%のNdを含有する試料
のデータを示している。
ット磁石の最大磁気エネルギ積(BH)maxと硼素濃度
との関係を示すグラフである。グラフ中、白いバーは1
0〜14原子%のNdを含有する試料のデータを示し、
黒いバーは8〜10原子%のNdを含有する試料のデー
タを示している。
物相と(Fe、Ti)−B相を示す模式図である。
bなどを添加した場合における急冷凝固合金の結晶化過
程における微細組織の変化を模式的に示す図である。
ための急冷合金を製造する方法に用いる装置の全体構成
例を示す断面図であり、(b)は急冷凝固が行われる部
分の拡大図である。
粉砕後の粉末粒子を模式的に示す斜視図であり、(b)
は、従来技術に関して粉砕前の合金および粉砕後の粉末
粒子を模式的に示す斜視図である。
構成を示す図である。
である。
アトマイズ装置の構成を示す図であり、(b)は、この
装置に用いられるガスノズルを示す斜視図である。
急冷磁石粉末の加熱質量増加率を示すグラフである。
磁粉を用いて形成されたボンド磁石成形体の密度を示す
グラフである。
備えるステッピングモータ100の構成を模式的に示す
分解斜視図である。
ボンド磁石一体成形型のロータ200およびその成形工
程を示す図である。
00の構造を示す模式図である。
態のロータリーエンコーダ411の構造を模式的に示す
図である。
態の磁気ロール507を備える電子写真用のプロセスカ
ートリッジ501の構造を模式的に示す断面図である。
ジット磁粉のX線回折パターンを示す図である。
ジット磁粉の磁気特性を示すグラフである。
Claims (15)
- 【請求項1】 粒径が53μm以下の第1粉末粒子を8
質量%以上含み、前記第1粉末粒子は、組成式(Fe
1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(TはCoおよびNiから
なる群から選択された1種以上の元素、QはBまたはB
およびCからなる群から選択された1種以上の元素、R
はLaおよびCeを実質的に含まない1種以上の希土類
元素、MはTi、Zr、およびHfからなる群から選択
された金属元素であって、Tiを必ず含む少なくとも1
種の金属元素、組成比率x、y、zおよびmが、それぞ
れ、10<x≦20原子%、6<y<10原子%、0.
1≦z≦12原子%、および0≦m≦0.5)で表現さ
れる組成を有し、且つ、2種類以上の強磁性結晶相を含
有し、硬磁性相の平均結晶粒径が10nm以上200n
m以下、軟磁性相の平均結晶粒径が1nm以上100n
m以下の範囲内にある組織を有する、ボンド磁石用希土
類合金粉末。 - 【請求項2】 粒径が38μm以下の前記第1粒子を5
質量%以上含む、請求項1に記載のボンド磁石用希土類
合金粉末。 - 【請求項3】 前記第1粉末粒子のアスペクト比は、
0.4以上1.0以下の範囲内にある、請求項1または
2に記載のボンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項4】 前記希土類合金粉末は、粒径が106μ
m超250μm以下の第2粉末粒子をさらに含み、前記
第2粉末粒子も前記組成および前記組織を有している、
請求項1から3のいずれかに記載のボンド磁石用希土類
合金粉末。 - 【請求項5】 前記希土類合金粉末は、前記第2粉末粒
子を50質量%以上含む、請求項4に記載のボンド磁石
用希土類合金粉末。 - 【請求項6】 前記希土類合金粉末は、最大粒径が50
0μm以下で、実質的に前記組成および前記組織を有す
る粉末粒子のみからなる、請求項1から5のいずれかに
記載のボンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項7】 前記希土類合金粉末は、アスペクト比が
0.3以上1.0以下の粒子を80質量%以上含む、請
求項1から6のいずれかに記載のボンド磁石用希土類合
金粉末。 - 【請求項8】 前記希土類合金粉末は、300℃以上3
50℃以下の加熱温度で大気中に1時間放置後の酸素含
有率が0.24質量%未満である、請求項1から7に記
載のボンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項9】 前記第1粉末粒子は、60μm以上30
0μm以下の厚さの急冷合金を粉砕することによって作
製されたものである、請求項1から8のいずれかに記載
のボンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項10】 前記第1粉末粒子および/または前記
第2粉末粒子は、ストリップキャスト法を用いて作製さ
れたものである、請求項1から9のいずれかに記載のボ
ンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項11】 前記第1粉末粒子は、アトマイズ法を
用いて作製されたものである、請求項1から8のいずれ
かに記載のボンド磁石用希土類合金粉末。 - 【請求項12】 請求項1から11のいずれかに記載の
ボンド磁石用希土類合金粉末と結合剤とを含むボンド磁
石用コンパウンド。 - 【請求項13】 請求項12に記載のボンド磁石用コン
パウンドを用いて形成されたボンド磁石。 - 【請求項14】 圧縮成形法または押出し成形法を用い
て形成された請求項13に記載のボンド磁石。 - 【請求項15】 表面処理が施されている請求項14に
記載のボンド磁石。
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