JP4539019B2 - High fluidity compound - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コンパウンドとした際にその流動性の改善を図ることができる粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなる、優れた磁気特性を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなる高流動性コンパウンドに関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相などの硬磁性相と、鉄基硼化物相（Ｆｅ_２３Ｂ_６相やＦｅ_３Ｂ相など）やα−Ｆｅ相などの軟磁性相とで構成されるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石に代表されるＲ（希土類金属元素）−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石は、硬磁性相と軟磁性相とがナノメートルスケールの微結晶相として混在して磁気的に結合した組織を有する磁石であり、優れた磁気特性を有することで注目を集めている。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末の代表的な製造方法としては、単ロール法などのメルトスピニング技術により、溶融した原料合金から非晶質急冷合金薄帯を得、得られた非晶質急冷合金薄帯を粉砕して非晶質急冷合金粉末とした後、これを結晶化熱処理して当該粉末を構成する粒子に対して微結晶を析出させるという方法がある。このようにして得られたＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、主に樹脂バインダなどと混練してコンパウンドとされ、射出成形や押出成形やロール成形などにより所定形状を有するボンド磁石とされる。
【０００３】
一般に、ボンド磁石を製造するに際して射出成形や押出成形やロール成形などを行う場合、コンパウンドの流動性はできるだけ高いことが望ましい。コンパウンドの流動性が低いと、生産性が低下したり、射出成形を行う場合、金型内におけるコンパウンドの流路に制約が生じるので金型設計が制限され、複雑形状を有するボンド磁石の製造が困難になったりする。射出成形や押出成形やロール成形などを高温下で行えばコンパウンドの流動性は改善されるが、磁石粉末が酸化されて磁気特性が低下する恐れや樹脂バインダが劣化する恐れがある。従って、高温下での射出成形や押出成形やロール成形などは望ましいものではない。
【０００４】
以上のような事情の下、コンパウンドの流動性の改善を図るため、例えば、特許文献１において、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒子の形状を扁平なものから球状に近いものとすべく、厚みが８０μｍ〜３００μｍの急冷合金薄帯を結晶化熱処理した後、ピンディスクミルなどの粉砕機を用いてこれを粉砕し、平均粒径が５０μｍ〜３００μｍで長軸方向サイズに対する短軸方向サイズの比が０．３〜１．０の粒子とする方法が記載されている。コンパウンドの流動性を高めるために希土類系磁石粉末を構成する粒子の形状を球形化するという思想は古くから存在し、例えば、特許文献２にも記載されている。また、特許文献３には、希土類系磁石粉末に対して機械的粉砕を行い、粒子の形状を球状化してコンパウンドの流動性を高める方法が記載されており、機械的粉砕の具体的方法としてメカノフィージョンシステムが推奨され、その他の方法として高速気流中衝撃法（ハイブリダイゼーションシステム）が例示されている。
【０００５】
【特許文献１】
特開２００１−２４４１０７号公報
【特許文献２】
特開平１−２０４４０１号公報
【特許文献３】
特開２００１−２３０１１０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これまで、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を、どのような粒度分布を有する粒子集合体で構成すれば、コンパウンドとした際にその流動性の改善を図ることができるかについては検討されたことがなく、それに関連する報告は皆無である。
そこで本発明は、コンパウンドとした際にその流動性の改善を図ることができる粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなる、優れた磁気特性を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなる高流動性コンパウンドを提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記の技術背景に基づいてなされた本発明の高流動性コンパウンドは、請求項１記載の通り、射出成形、押出成形、ロール成形から選ばれるいずれか一つの方法で成形されるボンド磁石を製造するための高流動性コンパウンドであって、以下に規定される粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなり、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を９４質量％〜９６質量％含有してなることを特徴とする。
（１）平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）が３０μｍ〜４５μｍである（Ｄ_ａｖｅは１０^μで表され、μは以下の式（Ｉ）にあてはめて算出した平均粒径の常用対数値である）。
【０００８】
【式５】
【０００９】
（x_jは粒径について700.000μm〜0.030μmまでを対数目盛で51等分(n=51)したときの粒径の大きい方からj番目の粒径(μm)、x_{j ＋ 1}はその1つ微粉側の粒径(μm)、q_jはx_jにおける質量換算の粒子全体に対する相対粒子量(%)を示す）
【００１０】
（２）１０％質量粒径（Ｄ_１０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）が５μｍ以上１１．２８μｍ以下である。
（３）９０％質量粒径（Ｄ_９０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が５０μｍ以上１０８．１５μｍ以下である。
（４）粒度分布の標準偏差（σ）が０．３５以上０．４３以下である（σは以下の式（ＩＩ）にあてはめて算出した質量基準の頻度分布である）。
【００１１】
【式６】
【００１２】
（各パラメータは上に同じである）
【００１３】
（５）５０％質量粒径（Ｄ_５０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）と平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）で規定される（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００が５．０以上１５以下である。
また、請求項２記載の高流動性コンパウンドは、請求項１記載の高流動性コンパウンドにおいて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒径が１０６μｍ以上の粒子の５０％（個数％）以上がアスペクト比０．３以上であることを特徴とする。
また、請求項３記載の高流動性コンパウンドは、請求項１または２記載の高流動性コンパウンドにおいて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末の酸素含有量が０．２質量％以下であることを特徴とする。
また、請求項４記載の高流動性コンパウンドは、請求項１乃至３のいずれかに記載の高流動性コンパウンドにおいて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒子の軟磁性相が主として鉄基硼化物相で構成されてなることを特徴とする。
また、請求項５記載の高流動性コンパウンドは、請求項１乃至４のいずれかに記載の高流動性コンパウンドにおいて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末が急冷合金薄帯を予め粉砕した後、得られた粉砕物を結晶化熱処理してから高速気流中衝撃法によりさらに粉砕して取得されたものであることを特徴とする。
また、請求項６記載の高流動性コンパウンドは、請求項５記載の高流動性コンパウンドにおいて、急冷合金薄帯がストリップキャスト法により作製されたものであることを特徴とする。
また、請求項７記載の高流動性コンパウンドは、請求項５または６記載の高流動性コンパウンドにおいて、結晶化熱処理を５００℃〜８５０℃で行ったものであることを特徴とする。
また、請求項８記載の高流動性コンパウンドは、請求項５乃至７のいずれかに記載の高流動性コンパウンドにおいて、高速気流中衝撃法による粉砕をロータ周速度が５０ｍ／秒〜７０ｍ／秒で３０秒〜４分行ったものであることを特徴とする。
また、請求項９記載の高流動性コンパウンドは、請求項１乃至８のいずれかに記載の高流動性コンパウンドにおいて、樹脂バインダが熱可塑性樹脂であることを特徴とする。
また、本発明のボンド磁石は、請求項１０記載の通り、請求項１乃至９のいずれかに記載の高流動性コンパウンドを用いて所定形状に成形されてなることを特徴とする。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の高流動性コンパウンドは、以下に規定される粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなることを特徴とするものである。
（１）平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）が２０μｍ〜５０μｍである（Ｄ_ａｖｅは１０^μで表され、μは以下の式（Ｉ）にあてはめて算出した平均粒径の常用対数値である）。
【００２０】
【式９】
【００２１】
（x_jは粒径について700.000μm〜0.030μmまでを対数目盛で51等分(n=51)したときの粒径の大きい方からj番目の粒径(μm)、x_{j ＋ 1}はその1つ微粉側の粒径(μm)、q_jはx_jにおける質量換算の粒子全体に対する相対粒子量(%)を示す）
【００２２】
（２）１０％質量粒径（Ｄ_１０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）が５μｍ以上である。
（３）９０％質量粒径（Ｄ_９０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が５０μｍ以上である。
（４）粒度分布の標準偏差（σ）が０．３５以上である（σは以下の式（ＩＩ）にあてはめて算出した質量基準の頻度分布である）。
【００２３】
【式１０】
【００２４】
（各パラメータは上に同じである）
【００２５】
以上に規定される粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、コンパウンドとした際にその流動性の改善を図ることができる。これは、磁石粉末を構成する粒子集合体の粒度分布が適度な幅広がりを持つことから、樹脂バインダとともにコンパウンドとして射出成形や押出成形やロール成形などを行った際、例えば、大きな粒子と粒子の間隙には種々の大きさの粒子が充填されることで、コンパウンドの流動性を改善するものと考えられる。また、この磁石粉末は、適度な平均粒径を有する粒子集合体で構成されてなるので、酸化が起こりにくいことから優れた磁気特性を有する。さらに、この磁石粉末を用いたコンパウンドの調製は、低温、低トルクの混練で行うことができるので、混練時における磁石粉末の酸化や樹脂バインダの劣化などを抑制することができる。従って、このＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と樹脂バインダとからなるコンパウンドを用いれば、低温においても射出成形や押出成形やロール成形などを円滑に行うことができるので、所定形状に成形された、優れた磁気特性を有するボンド磁石の製造が可能となる。
【００２６】
本発明における高流動性コンパウンドを製造するために用いる、所定の粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、例えば、急冷合金薄帯を予め粉砕した後、得られた粉砕物を結晶化熱処理してから高速気流中衝撃法によりさらに粉砕して取得することができる。このようにしてこのＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を取得する方法について、以下に概説する。
【００２７】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末の原料となる急冷合金薄帯（薄帯が割れて薄片になったものや急冷合金作製時に薄片状の合金となったものなども含む）の組成としては、ナノコンポジット組織が得られる組成であれば特段限定されないが、例えば、国際公開第０２／０３０５９５号パンフレットに記載の、Ｆｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｒ_ｘＱ_ｙＭ_ｚ（但し、ＲはＰｒ、Ｎｄ、ＤｙまたはＴｂの１種または２種以上、ＱはＢまたはＣの１種または２種、ＭはＣｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂの１種または２種以上で、式中のｘ、ｙ、ｚがそれぞれ１原子％≦ｘ＜６原子％、１５原子％≦ｙ≦３０原子％、０原子％≦ｚ≦７原子％）で表されるものや、特開２００２−１７５９０８号公報に記載の、（Ｆｅ_１−ｍＴ_ｍ）_{１００−ｘ−ｙ−ｚ}Ｑ_ｘＲ_ｙＭ_ｚ（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の金属元素、Ｑ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種以上の希土類金属元素、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種の金属元素で、式中のｘ、ｙ、ｚ、ｍがそれぞれ１０原子％＜ｘ≦２０原子％、６原子％≦ｙ＜１０原子％、０．１原子％≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５）で表されるものが挙げられる。
【００２８】
以上のような組成を有する急冷合金薄帯は、ストリップキャスト法やメルトスピニング法などの液体急冷法で作製することができるが、薄帯の厚みが３０μｍよりも薄いと、高速気流中衝撃法による粉砕によって得られる磁石粉末を構成する粒子が小さくなりすぎることで酸化されやすくなり、樹脂バインダとともにコンパウンドとする際やコンパウンドを用いた射出成形時などに磁石粉末の酸化による磁気特性の低下が顕著となるためや、液体急冷法での急冷速度が速すぎることにより結晶化の制御が困難になるため、結果的に磁気特性に優れたボンド磁石が得られない恐れがある。また、磁石粉末を構成する粒子のうち、粒径が１００μｍを超えるような大きな粒子のアスペクト比（短軸方向の粒子長／長軸方向の粒子長：以下同じ）が小さくなってしまい、優れた流動性を有するコンパウンドが得られない恐れがある。一方、薄帯の厚みが３００μｍよりも厚いと、液体急冷法での急冷速度が十分ではないために結晶粒が粗大化して、結果的に磁気特性に優れたボンド磁石が得られない恐れがある。従って、急冷合金薄帯の厚みは３０μｍ〜３００μｍとすることが望ましく、４０μｍ〜１５０μｍとすることがより望ましい。なお、急冷合金薄帯はその一部が結晶化しているものであってもよい。液体急冷法の中でもストリップキャスト法は、回転する冷却ロールに合金溶湯を注いで薄帯を作製する方法であり、このような比較的厚みのある薄帯を作製するのに適している。ストリップキャスト法により作製された厚みが３０μｍ〜３００μｍの急冷合金薄帯は、非晶質であるか、または硬磁性層と軟磁性層が１５０ｎｍ以下の平均結晶粒径からなる微細結晶質から構成されるため、ランダムな方向に粉砕されやすい性状を有する。従って、パワーミルなどの粉砕機を用いた粉砕により、等軸的な形状を有する粉砕物が得られるので、その後の高速気流中衝撃法による粉砕を効率よく行うことができる。ストリップキャスト法の好適な具体例としては、特許第３２９７６７６号公報に記載されているような、傾斜した案内板（シュート）上に合金溶湯を注ぎ、案内板を流れる溶湯を案内板と冷却ロールの接触領域にて冷却ロールに供給する方法や、特願２００３−４４５１１号明細書に記載されているような、案内板を流れる溶湯を管状孔を介して冷却ロールとの接触領域に供給する方法などが挙げられる。
【００２９】
急冷合金薄帯は、例えば、パワーミルやハンマーミルやピンディスクミルなどの粉砕機を用いて予め粉砕される。その後、得られた粉砕物を結晶化熱処理してから高速気流中衝撃法によるさらなる粉砕を行う。パワーミルなどの粉砕機を用いて行う急冷合金薄帯の粉砕は、その後の高速気流中衝撃法による粉砕を効率よくしかも安定に行うことができる大きさになるまで行えばよいが、具体的には、３０００μｍ以下になるまで行うことが望ましく、１０００μｍ以下になるまで行うことがより望ましい。
【００３０】
急冷合金薄帯を予め粉砕して得られた粉砕物の結晶化熱処理は、好適な磁気特性を発現するナノコンポジット組織を形成するために行うものであり、５００℃〜８５０℃で行うことが望ましい。５００℃よりも低温であると、結晶化が十分に進行しなかったり、結晶化に長時間を要したりする恐れがある一方、８５０℃よりも高温であると、結晶粒が粗大化して、好適な磁気特性が得られない恐れがある。なお、急冷合金薄帯を予め粉砕して得られた粉砕物に対して後述する高速気流中衝撃法による粉砕を行うことで所定の粒度分布を有する粒子集合体を得、この粒子集合体に対して結晶化熱処理を行ってもよいが、こうした場合、結晶化熱処理の際に微量酸素による酸化の影響が顕在化することで、優れた磁気特性を有する磁石粉末が得られない恐れがある。
【００３１】
以上のようにして結晶化熱処理を施された粉砕物を高速気流中衝撃法により粉砕する。
高速気流中衝撃法は、装置内に投入した粉砕物を高速回転により分散させながら粉砕物同士の相互作用を含む衝撃力により、圧縮、摩擦、せん断力などの機械的作用を繰り返してさらに粉砕するものである。高速気流中衝撃法による粉砕は、磁石粉末が所定の粒度分布を有する粒子集合体で構成されるように条件を適宜設定して行えばよいが、通常、ロータ周速度が５０ｍ／秒〜７０ｍ／秒で３０秒〜４分行うことが望ましい。ロータ周速度が５０ｍ／秒未満であったり処理時間が３０秒未満であると、粉砕を十分に行うことができないことで粒度分布が適度な幅広がりを持たなくなる恐れがある一方、ロータ周速度が７０ｍ／秒を超えたり処理時間が４分を超えると、粉砕が過度に進行して得られる磁石粉末の粒子が小さくなりすぎることで酸化されやすくなる恐れや、粒度分布が適度な幅広がりを持たなくなる恐れがある。
【００３２】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、５０％質量粒径（Ｄ_５０）と平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）で規定される（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００が１５以下であることが望ましい。１５を超えると、大きな粒子が過剰存在して粒度分布が適度な幅広がりを持たなくなり（粉砕不十分の場合に起こりうる）、樹脂バインダとともにコンパウンドとした際に流動性の改善を図ることができない恐れや、小さな粒子が過剰存在して磁石粉末が酸化されやすくなり、その磁気特性が低下したりする恐れがあるからである。
【００３３】
また、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、磁石粉末を構成する粒径が１０６μｍ以上の粒子の５０％（個数％）以上がアスペクト比０．３以上であることが望ましい。アスペクト比０．３未満である粒子の存在割合が多い磁石粉末では、樹脂バインダとともにコンパウンドとした際に流動性が悪くなる傾向にあるからである。このような磁石粉末は、急冷合金薄帯の厚みを３０μｍ以上にすることで得られやすくなることは上記の通りである。
【００３４】
なお、高速気流中衝撃法による粉砕の際、急冷合金薄帯を粉砕して得られた粉砕物とともに窒化硼素などの無機質成分を装置内に投入し、粉砕物のさらなる粉砕と同時に当該成分による粒子の表面被覆を行うことで粒子に種々の特性を付与するようにしてもよい。また、装置内にシラン系やチタネート系のカップリング剤をスプレーしたりするなどしてカップリング剤を粒子の表面に吸着させることで、粒子の樹脂バインダなどとの接着性を高めたり、得られるコンパウンドの流動性の向上を図ったりしてもよい。
【００３５】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒子集合体の平均粒径を２０μｍ〜５０μｍと規定するのは次の理由からである。即ち、平均粒径が２０μｍ未満であると、粒子集合体としての全体表面積が大きくなることから、例えば、磁石粉末を９０質量％以上含有してなるコンパウンドを調製し、磁石粉末が高充填化されたボンド磁石を製造しようとしても、個々の粒子の表面が樹脂バインダで十分に被覆されないことで、優れた流動性を有するコンパウンドが得られない恐れがある。また、酸化されやすい小さな粒子の存在割合が増すので、それらの酸化発熱が顕著になり、磁石粉末と樹脂バインダを混練した際、樹脂の劣化が起こり、優れた流動性を有するコンパウンドが得られない恐れがある。一方、平均粒径が５０μｍを超えると、粒度分布の粗粉側でアスペクト比が小さい粒子の存在割合が増すので、樹脂バインダとともにコンパウンドとしてもその流動性の改善を十分に行えない恐れがある。以上の理由により、磁石粉末を構成する粒子集合体の平均粒径を２０μｍ〜５０μｍと規定するが、平均粒径は３０μｍ〜４５μｍであることが望ましい。
【００３６】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、その酸素含有量を０．２質量％以下とすることが望ましい。酸素含有量が０．２質量％を超えるとその磁気特性が急激に低下するという特徴を有するからである。酸素含有量が０．２質量％以下の磁石粉末は、磁石粉末を構成する粒子集合体の平均粒径を２５μｍ以上に設定することで容易に得ることができる。平均粒径が２５μｍ未満の粒子集合体で構成されてなる磁石粉末では、酸化されやすい小さな粒子を多く含むことになるので、酸素含有量を０．２質量％以下にすることができない恐れがある。
【００３７】
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、自体公知の方法に基づき、即ち、例えば、この磁石粉末と有機溶媒に溶解した樹脂バインダを均一混合した後、有機溶媒を蒸発させて造粒することで、本発明の高流動性コンパウンドとされる。コンパウンドは、磁石粉末を９２質量％〜９６質量％含有してなることが望ましい。磁石粉末の含有割合が９２質量％未満であると、優れた磁気特性を有するボンド磁石を製造することができなくなる恐れがある一方、磁石粉末の含有割合が９６質量％を超えると、樹脂バインダが少なすぎて優れた流動性を有するコンパウンドが得られないことで、射出成形や押出成形やロール成形などが困難になる恐れがあるからである。なお、磁石粉末を構成する粒子の軟磁性相が主として鉄基硼化物相で構成されてなる磁石粉末（このような磁石粉末は、上記の国際公開第０２／０３０５９５号パンフレットに記載の組成や、特開２００２−１７５９０８号公報に記載の組成などを採用することで容易に得ることができる）は、鉄基硼化物相が非常に硬いという性状を有していることから、コンパウンドの調製時に意図しない粉砕が起こることで粒度分布が変化するといった現象が起こりにくい点において都合がよい。
【００３８】
樹脂バインダとしては、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、メラミン樹脂などの熱硬化性樹脂、ポリアミド（ナイロン６６やナイロン６やナイロン１２など）、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、ゴムやエストラマ、これらの変性体や共重合体や混合物（例えば、熱硬化性樹脂（エポキシ樹脂など）に熱可塑性樹脂の粉末を分散させたもの：F.Yamashita, Applications of Rare-Earth Magnets to the Small motor industry, pp.100-111, Proceedings of the seventeenth international workshop, Rare Earth Magnets and Their Applications, August 18-22, 2002, Newark, Delaware, USA, Edited by G.C. Hadjipanayis and M.J.Bonder, Rinton Pressを参照）などを用いることができるが、例えば、射出成形におけるスプルーのリサイクルなどの観点からは熱可塑性樹脂を用いることが望ましい。コンパウンドを調製する際には、カップリング剤や潤滑剤や硬化剤などの添加剤を通常用いられる添加量にて添加してもよい。
【００３９】
以上のようにして調製した本発明の高流動性コンパウンドを用いてボンド磁石を製造する方法は、特段限定されるものではなく、射出成形や押出成形やロール成形などにより通常採用される条件にて行えばよい。
【００４０】
なお、本発明における高流動性コンパウンドを製造するために用いる、所定の粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末は、上記の高速気流中衝撃法とは異なった粉砕法で調製してもよいし、各種の大きさの粒子を別途に調製しておき、所望する粒度分布を有する粒子集合体になるようにブレンドすることで調製してもよい。また、当該粉末は、異方性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末やＲ−Ｆｅ−Ｎ系磁石粉末やフェライト磁石粉末などのその他の磁石粉末と混合して樹脂バインダとともにコンパウンドとしてもよい。また、当該粉末は、圧縮成形により製造されるボンド磁石や熱間成形により製造されるバルク磁石の原料に用いてもよい。
【００４１】
【実施例】
本発明を以下の実施例と比較例によってさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定して解釈されるものではない。
【００４２】
実験例Ａ：
（実施例１〜実施例５、比較例１と比較例２）
工程１：
Ｎｄ：８．５原子％、Ｂ：１１．０原子％、Ｔｉ：２．５原子％、Ｃ：１．０原子％、Ｃｏ：２．０原子％、残部Ｆｅの合金組成になるように配合した原料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。
ストリップキャスト法を用いて得られた合金溶湯から急冷合金薄帯を作製した。具体的には、坩堝を傾転することによって、合金溶湯をシュートを介して、ロール表面速度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、合金溶湯を急冷した。なお、ロールに溶湯を供給する際には、シュート上で溶湯を２条に分流し、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、１条あたり１．３ｋｇ／分に調整した。
得られた急冷合金薄帯について、鋳片１００個の厚みをマイクロメータで測定した結果、薄帯の平均厚みは８５μｍで、その標準偏差（σ）は１１μｍであった（σは以下の式（ＩＩＩ）にあてはめて算出した頻度分布である）。
【００４３】
【式１１】
【００４４】
（t_iは厚み、t_aveは平均厚みを示す）
【００４５】
得られた急冷合金薄帯をパワーミルを用いて８５０μｍ以下に粉砕した。得られた粉砕物に対し、これを長さ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結晶化熱処理を施した。
以上のようにして結晶化熱処理を施した粉砕物の結晶構造を粉末Ｘ線回折法を用いて解析した結果、硬磁性相としてのＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相と、軟磁性相としてのＦｅ_２３Ｂ_６相やＦｅ_３Ｂ相などの鉄基硼化物相およびわずかのα−Ｆｅ相から構成されるナノコンポジット組織を有していることを確認することができた。また、この粉砕物の磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計（東英工業社製ＶＳＭ−５−２０：以下同じ）で測定したところ、１０１．１ｋＪ／ｍ^３であった。
【００４６】
工程２：
工程１で得られた結晶化熱処理を施した粉砕物を、高速気流中衝撃法によりさらに粉砕して磁石粉末を得た。高速気流中衝撃法による粉砕は、装置としてハイブリダイゼーションシステム（奈良機械製作所社製）を用い、窒素雰囲気下、表１に示す７種類のロータ周速度と時間で行った。装置内への粉砕物の１回の処理量は１００ｇとした。
得られた７種類の磁石粉末（サンプル１〜サンプル７）について、レーザー回折型粒度分布測定装置（島津製作所社製ＳＡＬＤ２１００Ｊ：以下同じ）を用い、その標準解析ソフトウエアによって、平均粒径（Ｄ_ａｖｅ：１０^μで表され、μは以下の式（Ｉ）にあてはめて算出した平均粒径の常用対数値である）、１０％質量粒径（Ｄ_１０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）、５０％質量粒径（Ｄ_５０：同、５０％になるところの粒径）、９０％質量粒径（Ｄ_９０：同、９０％になるところの粒径）、標準偏差（σ：以下の式（ＩＩ）にあてはめて算出した質量基準の頻度分布である）、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００の値を求めた（測定時の分散媒はエタノールを使用：以下同じ）。結果を表１に示す。
【００４７】
【式１２】
【００４８】
（x_jは粒径について700.000μm〜0.030μmまでを対数目盛で51等分(n=51)したときの粒径の大きい方からj番目の粒径(μm)、x_{j ＋ 1}はその1つ微粉側の粒径(μm)、q_jはx_jにおける質量換算の粒子全体に対する相対粒子量(%)を示す）
【００４９】
【式１３】
【００５０】
（各パラメータは上に同じである）
【００５１】
また、得られた磁石粉末の酸素含有量を酸素窒素分析装置（堀場製作所社製ＥＭＧＡ−５５０Ｗ：以下同じ）で評価した結果と、磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定した結果を表２に示す。
【００５２】
工程３：
工程２で得られた磁石粉末９４質量％、チタネート系カップリング剤（味の素ファインテクノ社製ＫＲ−ＴＴＳ）１質量％、ステアリン酸アミド０．５５質量％、熱可塑性樹脂としてナイロン１２樹脂粉末４．４５質量％を混合した後、ラボプラストミルを用いて、回転数８０ｒｐｍ、混練温度２３０℃で１０分間混練を行い、コンパウンドを作製した。
得られたコンパウンドの流動性を評価するために、ＪＩＳ Ｋ７２１０ Ｂ法を用いて、メルトフローレート（ＭＦＲ）を測定した。ただし、荷重は１５ｋｇとし、２７０℃で測定を行った。その結果を表２に示す。
【００５３】
（比較例３）
実施例１〜実施例５、比較例１と比較例２の工程１で得られた結晶化熱処理を施した粉砕物を、ピンディスクミルを用いて５０００回転で粉砕した。得られた磁石粉末（サンプル８）について、レーザー回折型粒度分布測定装置によって求めたＤ_ａｖｅ、Ｄ_１０、Ｄ_５０、Ｄ_９０、σ、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００の値を表１に示す。また、得られた磁石粉末の酸素含有量を酸素窒素分析装置で評価した結果と、磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定した結果を表２に示す。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
表１と表２から明らかなように、サンプル３〜サンプル７の磁石粉末は、いずれもＤ_ａｖｅが２０μｍ〜５０μｍ、Ｄ_１０が５μｍ以上、Ｄ_９０が５０μｍ以上、σが０．３５以上である粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなり、優れた磁気特性を有していた。また、ラボプラストミルの様な低いトルク条件であっても、樹脂バインダと混練することで、磁石粉末を９４質量％という高い含有率で含有するにもかかわらず、流動性に優れたコンパウンドを得ることができた。とりわけ、サンプル３〜サンプル６の磁石粉末は、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００が１５以下であり、コンパウンドとした際の流動性に優れていた。また、サンプル４〜サンプル７の磁石粉末は、酸素含有量が０．２質量％以下であり、調製時（粉砕時）における磁気特性の大幅な低下は見られなかった。
サンプル１とサンプル２の磁石粉末は、過剰粉砕が行われたことにより、酸素含有量が０．２質量％を超えることから磁気特性に劣り、また、樹脂バインダとともにコンパウンドとしても優れた流動性を有するコンパウンドを得ることができなかった。サンプル３の磁石粉末を用いて樹脂バインダとともに調製したコンパウンドは、ＭＦＲが測定できないほどに流動性に劣るものであった。
【００５７】
（実施例３の続き）
工程４：
サンプル５の磁石粉末を用いて工程３で作製したコンパウンドを用いて、射出温度２３０℃で射出成形を行ったところ、比較的低い射出温度であるにもかかわらず、直径１５ｍｍ×高さ５ｍｍのボンド磁石を安定して製造することができた。
【００５８】
実験例Ｂ：
（実施例６）
工程１：
Ｎｄ：４．５原子％、Ｂ：１８．５原子％、Ｃｒ２．０原子％、Ｃｏ：２．０原子％、残部Ｆｅの合金組成になるように配合した原料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。
国際公開第０２／０３０５９５号パンフレットに記載のストリップキャスト（ＳＣ）法を用いて、得られた合金溶湯から急冷合金薄帯を作製した。具体的には、雰囲気圧力８ｋＰａの条件下で、坩堝を傾転することによって、合金溶湯をシュートを介して、ロール表面速度８ｍ／秒にて回転する純銅製の冷却ロール上に直接供給し、合金溶湯を急冷した。なお、ロールへ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、８ｋｇ／分に調整した。
得られた急冷合金薄帯について、鋳片１００個の厚みをマイクロメータで測定した結果、薄帯の平均厚みは９０μｍであった。得られた急冷合金薄帯をパワーミルを用いて８５０μｍ以下に粉砕した。得られた粉砕物に対し、これを長さ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６７０℃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結晶化熱処理を施した。
以上のようにして結晶化熱処理を施した粉砕物の結晶構造を粉末Ｘ線回折法を用いて解析した結果、硬磁性相としてのＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相と、軟磁性相としてのＦｅ_３Ｂ相およびわずかのα−Ｆｅ相から構成されるナノコンポジット組織を有していることを確認することができた。また、この粉砕物の磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定したところ、７２．１ｋＪ／ｍ^３であった。
【００５９】
工程２：
工程１で得られた結晶化熱処理を施した粉砕物を、高速気流中衝撃法により、ロータ周速度５０ｍ／秒で２分間、さらに粉砕して磁石粉末を得た。得られた磁石粉末（サンプル９）について、レーザー回折型粒度分布測定装置によって求めたＤ_ａｖｅ、Ｄ_１０、Ｄ_５０、Ｄ_９０、σ、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００の値、粒径が１０６μｍ以上の粒子においてアスペクト比０．３以上である粒子の割合を表３に示す。また、得られた磁石粉末の酸素含有量を酸素窒素分析装置で評価した結果と、磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定した結果を表４に示す。
【００６０】
工程３：
実験例Ａの実施例１〜実施例５、比較例１と比較例２の工程３と同様にしてコンパウンドを作製した。そのＭＦＲを表４に示す。
【００６１】
（実施例７）
工程１：
実施例６と同一組成となるように配合した原料を用いてメルトスピニング（ＭＳ）法にてロール周速度２０ｍ／秒で急冷合金薄帯を作製した。
得られた急冷合金薄帯について、薄帯１００個の厚みをマイクロメータで測定した結果、薄帯の平均厚みは４０μｍであった。得られた急冷合金薄帯をパワーミルを用いて８５０μｍ以下に粉砕した。得られた粉砕物に対し、これを長さ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６７０℃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結晶化熱処理を施した。
以上のようにして結晶化熱処理を施した粉砕物の結晶構造を粉末Ｘ線回折法を用いて解析した結果、硬磁性相としてのＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相と、軟磁性相としてのＦｅ_３Ｂ相およびわずかのα−Ｆｅ相から構成されるナノコンポジット組織を有していることを確認することができた。また、この粉砕物の磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定したところ、７１．２ｋＪ／ｍ^３であった。
【００６２】
工程２：
工程１で得られた結晶化熱処理を施した粉砕物を、高速気流中衝撃法により、ロータ周速度５０ｍ／秒で２分間、さらに粉砕して磁石粉末を得た。得られた磁石粉末（サンプル１０）について、レーザー回折型粒度分布測定装置によって求めたＤ_ａｖｅ、Ｄ_１０、Ｄ_５０、Ｄ_９０、σ、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００の値、粒径が１０６μｍ以上の粒子においてアスペクト比０．３以上である粒子の割合を表３に示す。また、得られた磁石粉末の酸素含有量を酸素窒素分析装置で評価した結果と、磁気特性として（ＢＨ）_ｍａｘを振動試料型磁力計で測定した結果を表４に示す。
【００６３】
工程３：
実施例６の工程３と同様にしてコンパウンドを作製した。そのＭＦＲを表４に示す。
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
表３と表４から明らかなように、サンプル９とサンプル１０の磁石粉末は、いずれもＤ_ａｖｅが２０μｍ〜５０μｍ、Ｄ_１０が５μｍ以上、Ｄ_９０が５０μｍ以上、σが０．３５以上、（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００が１５以下である粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなり、ラボプラストミルの様な低いトルク条件であっても、樹脂バインダと混練することで、磁石粉末を９４質量％という高い含有率で含有するにもかかわらず、流動性に優れたコンパウンドを得ることができた。また、いずれの磁石粉末も、酸素含有量が０．２質量％以下であり、調製時（粉砕時）における磁気特性の大幅な低下は見られなかった。とりわけ、サンプル９の磁石粉末は、磁石粉末を構成する粒径においてアスペクト比０．３以上である粒子の割合が５０％（個数％）以上であることから、コンパウンドとした際の流動性に優れていた。
【００６７】
【発明の効果】
本発明によれば、コンパウンドとした際にその流動性の改善を図ることができる粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなる、優れた磁気特性を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなる高流動性コンパウンドが提供される。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention comprises an R-Fe-B nanocomposite magnet powder having excellent magnetic properties, which is composed of a particle aggregate having a particle size distribution capable of improving the fluidity of a compound. The present invention relates to a high fluidity compound comprising a resin binder.
[0002]
[Prior art]
Nd₂Fe₁₄Hard magnetic phase such as B phase and iron-based boride phase (Fe₂₃B₆Phase and Fe₃R (rare earth element) -Fe-B nanocomposite magnets represented by Nd-Fe-B nanocomposite magnets composed of soft magnetic phases such as B-phase and α-Fe phases are hard magnetic. It is a magnet having a structure in which a phase and a soft magnetic phase are mixed and magnetically combined as a nanometer-scale microcrystalline phase, and has attracted attention because of its excellent magnetic properties. As a typical production method of R-Fe-B nanocomposite magnet powder, an amorphous quenching alloy ribbon is obtained from a melted raw material alloy by a melt spinning technique such as a single roll method, and the obtained amorphous There is a method in which a quenched alloy ribbon is pulverized into an amorphous quenched alloy powder and then crystallized and heat treated to precipitate microcrystals on the particles constituting the powder. The R-Fe-B nanocomposite magnet powder obtained in this manner is mainly kneaded with a resin binder or the like to be a compound, and is formed into a bonded magnet having a predetermined shape by injection molding, extrusion molding, roll molding, or the like. The
[0003]
In general, when producing a bonded magnet by injection molding, extrusion molding, roll molding, or the like, it is desirable that the fluidity of the compound be as high as possible. When the fluidity of the compound is low, the productivity is reduced, or when injection molding is performed, the compound flow path in the mold is restricted, so the mold design is limited, and the manufacture of bonded magnets with complex shapes It becomes difficult. If injection molding, extrusion molding, roll molding, or the like is performed at a high temperature, the fluidity of the compound is improved, but the magnetic powder may be oxidized and the magnetic properties may be lowered, or the resin binder may be deteriorated. Therefore, injection molding, extrusion molding, roll molding and the like at high temperatures are not desirable.
[0004]
In order to improve the fluidity of the compound under the circumstances as described above, for example, in Patent Document 1, the shape of the particles constituting the R-Fe-B nanocomposite magnet powder is from flat to nearly spherical Therefore, after quenching and heat-treating a quenched alloy ribbon having a thickness of 80 μm to 300 μm, it is pulverized using a pulverizer such as a pin disc mill, and the average particle size is 50 μm to 300 μm. A method is described in which particles having an axial size ratio of 0.3 to 1.0 are described. The idea of spheroidizing the particles constituting the rare earth magnet powder in order to increase the fluidity of the compound has long existed, and is described in, for example, Patent Document 2. Patent Document 3 describes a method of mechanically pulverizing a rare earth magnet powder to spheroidize the particles to increase the fluidity of the compound. As a specific method of mechanical pulverization, a mechano-mechanical method is described. A fusion system is recommended, and other methods such as a high-speed air impact method (hybridization system) are exemplified.
[0005]
[Patent Document 1]
JP 2001-244107 A
[Patent Document 2]
JP-A-1-204401
[Patent Document 3]
JP 2001-230110 A
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, up to now, if the R-Fe-B-based nanocomposite magnet powder is composed of a particle aggregate having what kind of particle size distribution, when it is made into a compound, its fluidity can be improved. It has never been considered and there are no reports associated with it.
Accordingly, the present invention provides an R-Fe-B nanocomposite magnet powder having excellent magnetic properties, which is composed of a particle aggregate having a particle size distribution capable of improving the fluidity of a compound. An object of the present invention is to provide a high fluidity compound comprising a resin binder.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
  The high fluidity compound of the present invention made based on the above technical background is as described in claim 1.A high fluidity compound for producing a bonded magnet molded by any one method selected from injection molding, extrusion molding and roll molding,From an R-Fe-B nanocomposite magnet powder composed of a particle aggregate having a particle size distribution defined below, and a resin binderThe R-Fe-B-based nanocomposite magnet powder is contained in 94% by mass to 96% by mass.It is characterized by becoming.
(1) Average particle diameter (D_ave)But30μm ~45μm (D_ave10^μAnd μ is a common logarithm of the average particle diameter calculated by applying to the following formula (I)).
[0008]
[Formula 5]
[0009]
(X_jIs the j-th particle size (μm) from the larger particle size when the particle size is divided into 51 logarithmic scales (n = 51) from 700.000 μm to 0.030 μm, x_{j + 1}Is the particle size (μm) on the fine powder side, q_jIs x_jShows the relative particle amount (%) with respect to the whole particle in mass conversion)
[0010]
(2) 10% mass particle size (D₁₀: The particle size where the total mass accumulated from the smaller particle size becomes 10% of the total particle mass) is 5 μm or more11.28 μm or lessIt is.
(3) 90% mass particle size (D₉₀: The particle size where the total mass accumulated from the smaller particle size is 90% of the total particle mass) is 50 μm or more108.15μm or lessIt is.
(4) Standard deviation (σ) of particle size distribution is 0.35 or more0.43 or less(Σ is a mass-based frequency distribution calculated by applying to the following formula (II)).
[0011]
[Formula 6]
[0012]
(Each parameter is the same above)
[0013]
(5) 50% mass particle size (D₅₀: The total mass accumulated from the smaller particle size is 50% of the total particle mass) and the average particle size (D_ave) (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) × 1005.0 or higher15 or less.
  The high fluidity compound according to claim 2 is 50% (number%) of particles having a particle size of 106 μm or more constituting the R—Fe—B nanocomposite magnet powder in the high fluidity compound according to claim 1. ) Or more has an aspect ratio of 0.3 or more.
  The high fluidity compound according to claim 3 is the high fluidity compound according to claim 1 or 2, wherein the oxygen content of the R-Fe-B nanocomposite magnet powder is 0.2% by mass or less. It is characterized by.
  The high fluidity compound according to claim 4 is the high fluidity compound according to any one of claims 1 to 3, wherein the soft magnetic phase of the particles constituting the R-Fe-B nanocomposite magnet powder is mainly used. It is characterized by comprising an iron-based boride phase.
  Moreover, the high fluidity compound according to claim 5 is the high fluidity compound according to any one of claims 1 to 4, wherein the R-Fe-B nanocomposite magnet powder pulverizes the quenched alloy ribbon in advance. The obtained pulverized product is obtained by subjecting it to a crystallization heat treatment and then further pulverizing it by a high-speed air-flow impact method.
  The high fluidity compound according to claim 6 is the high fluidity compound according to claim 5, characterized in that the quenched alloy ribbon is produced by a strip casting method.
  The high fluidity compound according to claim 7 is the high fluidity compound according to claim 5 or 6, wherein crystallization heat treatment is performed at 500 ° C to 850 ° C.
  Further, the high fluidity compound according to claim 8 is the high fluidity compound according to any one of claims 5 to 7, wherein the pulverization by the impact method in a high-speed air current is performed at a rotor peripheral speed of 50 m / second to 70 m / second. It is performed for 30 seconds to 4 minutes.
  The high fluidity compound according to claim 9 is characterized in that in the high fluidity compound according to any one of claims 1 to 8, the resin binder is a thermoplastic resin.
  Moreover, the bonded magnet of the present invention is characterized in that, as described in claim 10, it is formed into a predetermined shape using the high fluidity compound according to any one of claims 1 to 9.
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The high fluidity compound of the present invention comprises an R-Fe-B nanocomposite magnet powder composed of a particle aggregate having a particle size distribution specified below, and a resin binder. is there.
(1) Average particle diameter (D_ave) Is 20 μm to 50 μm (D_ave10^μAnd μ is a common logarithm of the average particle diameter calculated by applying to the following formula (I)).
[0020]
[Formula 9]
[0021]
(X_jIs the j-th particle size (μm) from the larger particle size when the particle size is divided into 51 logarithmic scales (n = 51) from 700.000 μm to 0.030 μm, x_{j + 1}Is the particle size (μm) on the fine powder side, q_jIs x_jShows the relative particle amount (%) with respect to the whole particle in mass conversion)
[0022]
(2) 10% mass particle size (D₁₀: The particle size at which the total mass accumulated from the smaller particle size becomes 10% of the total particle mass) is 5 μm or more.
(3) 90% mass particle size (D₉₀: The particle size at which the total mass accumulated from the smaller particle size is 90% of the total particle mass) is 50 μm or more.
(4) The standard deviation (σ) of the particle size distribution is 0.35 or more (σ is a mass-based frequency distribution calculated by applying the following formula (II)).
[0023]
[Formula 10]
[0024]
(Each parameter is the same above)
[0025]
The R—Fe—B nanocomposite magnet powder composed of the particle aggregate having the particle size distribution defined above can improve the fluidity when it is made into a compound. This is because the particle size distribution of the particle aggregate constituting the magnet powder has an appropriate width, so when performing injection molding, extrusion molding, roll molding, etc. as a compound together with a resin binder, for example, large particles and particles It is considered that the fluidity of the compound is improved by filling the gap with particles of various sizes. In addition, since the magnet powder is composed of a particle aggregate having an appropriate average particle size, it has excellent magnetic properties because oxidation hardly occurs. Further, since the compound using the magnetic powder can be prepared by kneading at a low temperature and low torque, oxidation of the magnet powder and deterioration of the resin binder at the time of kneading can be suppressed. Therefore, by using a compound composed of this R-Fe-B nanocomposite magnet powder and a resin binder, injection molding, extrusion molding, roll molding, etc. can be performed smoothly even at low temperatures. In addition, a bonded magnet having excellent magnetic properties can be manufactured.
[0026]
The R—Fe—B nanocomposite magnet powder composed of particle aggregates having a predetermined particle size distribution used for producing the high fluidity compound in the present invention is prepared by, for example, pre-quenching a quenched alloy ribbon. Thereafter, the obtained pulverized product can be obtained by subjecting it to a crystallization heat treatment and then further pulverizing it by a high-speed air current impact method. The method for obtaining the R—Fe—B-based nanocomposite magnet powder in this way will be outlined below.
[0027]
The composition of the quenched alloy ribbon (including the one obtained by breaking the ribbon into a flake and the one formed into a flake-like alloy during the preparation of the quenched alloy) as a raw material for the R-Fe-B nanocomposite magnet powder Although it is not particularly limited as long as it is a composition capable of obtaining a nanocomposite structure, for example, as described in WO 02/030595,_100-xyzR_xQ_yM_z(However, R is one or more of Pr, Nd, Dy or Tb, Q is one or two of B or C, M is Co, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, One or more of Cu, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, Pt, Au, and Pb, where x, y, and z are 1 atomic% ≦ x <6 atomic%, 15 atomic% ≦ y ≦ 30 atomic%, 0 atomic% ≦ z ≦ 7 atomic%) and (Fe) described in JP-A-2002-175908_1-mT_m)_100-xyzQ_xR_yM_z(T is one or more metal elements selected from the group consisting of Co and Ni, Q is one or more elements selected from the group consisting of B and C, and R is substantially free of La and Ce 1 More than one kind of rare earth metal element, M is a metal element selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf, and is at least one kind of metal element necessarily containing Ti, wherein x, y, z, m Are represented by 10 atomic% <x ≦ 20 atomic%, 6 atomic% ≦ y <10 atomic%, 0.1 atomic% ≦ z ≦ 12 atomic%, and 0 ≦ m ≦ 0.5, respectively. .
[0028]
The quenched alloy ribbon having the above composition can be produced by a liquid quenching method such as a strip casting method or a melt spinning method. However, if the thickness of the ribbon is less than 30 μm, it is obtained by a high-speed air current impact method. When the particles constituting the magnetic powder obtained by pulverization are too small, the particles are easily oxidized, and the magnetic properties are significantly reduced due to the oxidation of the magnetic powder when compounded with a resin binder or during injection molding using the compound. For this reason, since the control of crystallization becomes difficult because the quenching rate in the liquid quenching method is too fast, there is a possibility that a bonded magnet having excellent magnetic properties cannot be obtained as a result. In addition, among the particles constituting the magnet powder, the aspect ratio of the large particles having a particle size exceeding 100 μm (the length of the minor axis direction / the length of the major axis direction: hereinafter the same) is reduced, which is excellent. There is a possibility that a compound having fluidity cannot be obtained. On the other hand, if the thickness of the ribbon is larger than 300 μm, the quenching rate in the liquid quenching method is not sufficient, and thus the crystal grains are coarsened, and as a result, a bonded magnet having excellent magnetic properties may not be obtained. . Therefore, the thickness of the quenched alloy ribbon is desirably 30 μm to 300 μm, and more desirably 40 μm to 150 μm. The quenched alloy ribbon may be partially crystallized. Among the liquid quenching methods, the strip casting method is a method for producing a ribbon by pouring a molten alloy into a rotating cooling roll, and is suitable for producing such a relatively thick ribbon. The quenched alloy ribbon having a thickness of 30 μm to 300 μm produced by the strip casting method is amorphous, or the hard magnetic layer and the soft magnetic layer are composed of a fine crystalline material having an average crystal grain size of 150 nm or less. Therefore, it has the property of being easily pulverized in a random direction. Therefore, a pulverized product having an equiaxed shape can be obtained by pulverization using a pulverizer such as a power mill, and the subsequent pulverization by the impact method in high-speed air current can be efficiently performed. As a preferred specific example of the strip casting method, as described in Japanese Patent No. 3297676, molten alloy is poured onto an inclined guide plate (chute), and the molten metal flowing through the guide plate is used for the guide plate and the cooling roll. A method of supplying the cooling roll in the contact area, a method of supplying the molten metal flowing through the guide plate to the contact area with the cooling roll through a tubular hole, as described in Japanese Patent Application No. 2003-44511, etc. Is mentioned.
[0029]
The quenched alloy ribbon is pulverized in advance using, for example, a pulverizer such as a power mill, a hammer mill, or a pin disc mill. Thereafter, the obtained pulverized product is subjected to a crystallization heat treatment, and then further pulverized by a high-speed air current impact method. The pulverization of the quenched alloy ribbon using a pulverizer such as a power mill may be performed until the size can be efficiently and stably pulverized by the subsequent high-speed air-flow impact method. It is desirable to carry out until it becomes 3000 μm or less, and it is more desirable to carry out until it becomes 1000 μm or less.
[0030]
The crystallization heat treatment of the pulverized product obtained by pulverizing the quenched alloy ribbon in advance is performed to form a nanocomposite structure that exhibits suitable magnetic properties, and is preferably performed at 500 ° C to 850 ° C. . If the temperature is lower than 500 ° C., crystallization may not proceed sufficiently, or it may take a long time for crystallization, whereas if it is higher than 850 ° C., the crystal grains become coarse, There is a risk that suitable magnetic properties cannot be obtained. A pulverized product obtained by pulverizing a quenched alloy ribbon in advance is pulverized by a high-speed air-flow impact method described later to obtain a particle aggregate having a predetermined particle size distribution. The crystallization heat treatment may be performed, but in such a case, the influence of oxidation due to a trace amount of oxygen becomes obvious during the crystallization heat treatment, so that there is a possibility that a magnet powder having excellent magnetic properties cannot be obtained.
[0031]
The pulverized product that has been subjected to the crystallization heat treatment as described above is pulverized by the impact method in high-speed air current.
In the high-speed air-flow impact method, the pulverized material thrown into the apparatus is dispersed by high-speed rotation, and the mechanical force such as compression, friction, shear force, etc. is repeatedly pulverized by the impact force including the interaction between the pulverized materials. Is. The pulverization by the high-speed air-flow impact method may be performed by appropriately setting the conditions so that the magnet powder is composed of particle aggregates having a predetermined particle size distribution. Usually, the rotor peripheral speed is 50 m / second to 70 m / second. It is desirable to carry out for 30 seconds to 4 minutes per second. If the rotor peripheral speed is less than 50 m / second or the processing time is less than 30 seconds, the pulverization cannot be performed sufficiently, and the particle size distribution may not have an appropriate width. If it exceeds 70 m / sec or if the treatment time exceeds 4 minutes, the particles of the magnet powder obtained by excessively pulverization may become too small to be oxidized, and the particle size distribution has an appropriate spread. There is a risk of disappearing.
[0032]
R-Fe-B nanocomposite magnet powder has a 50% mass particle size (D₅₀) And average particle size (D_ave) (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) × 100 is desirably 15 or less. If it exceeds 15, large particles are excessively present and the particle size distribution does not have an appropriate breadth (which may occur when pulverization is insufficient), and fluidity cannot be improved when compounded with a resin binder. This is because there is a fear that small particles are excessively present and the magnet powder is likely to be oxidized, and the magnetic properties thereof may be deteriorated.
[0033]
Further, in the R—Fe—B nanocomposite magnet powder, it is desirable that 50% (number%) or more of particles having a particle diameter of 106 μm or more constituting the magnet powder have an aspect ratio of 0.3 or more. This is because a magnet powder having a large proportion of particles having an aspect ratio of less than 0.3 tends to have poor fluidity when compounded with a resin binder. As described above, such a magnet powder is easily obtained by setting the thickness of the quenched alloy ribbon to 30 μm or more.
[0034]
At the time of pulverization by the impact method in high-speed air current, an inorganic component such as boron nitride is introduced into the apparatus together with the pulverized product obtained by pulverizing the quenched alloy ribbon, and particles by the component are simultaneously pulverized Various properties may be imparted to the particles by performing surface coating. Also, by adhering the coupling agent to the surface of the particles, such as by spraying a silane or titanate coupling agent into the apparatus, the adhesion of the particles to the resin binder or the like can be improved or obtained. The fluidity of the compound may be improved.
[0035]
The reason why the average particle diameter of the particle aggregate constituting the R—Fe—B nanocomposite magnet powder is defined as 20 μm to 50 μm is as follows. That is, if the average particle size is less than 20 μm, the total surface area as a particle aggregate increases, so for example, a compound containing 90% by mass or more of magnet powder is prepared, and the magnet powder is highly filled. Even if an attempt is made to manufacture a bonded magnet, a compound having excellent fluidity may not be obtained because the surface of each particle is not sufficiently covered with a resin binder. In addition, since the presence ratio of small particles that are easily oxidized increases, their oxidation heat generation becomes remarkable, and when the magnetic powder and the resin binder are kneaded, the resin is deteriorated and a compound having excellent fluidity cannot be obtained. There is a fear. On the other hand, if the average particle size exceeds 50 μm, the proportion of particles having a small aspect ratio on the coarse powder side of the particle size distribution increases, so that the fluidity may not be sufficiently improved even as a compound together with the resin binder. For the above reason, the average particle size of the particle aggregate constituting the magnet powder is defined as 20 μm to 50 μm, and the average particle size is preferably 30 μm to 45 μm.
[0036]
The R-Fe-B nanocomposite magnet powder desirably has an oxygen content of 0.2% by mass or less. This is because when the oxygen content exceeds 0.2% by mass, the magnetic properties are drastically deteriorated. A magnet powder having an oxygen content of 0.2% by mass or less can be easily obtained by setting the average particle size of the particle aggregate constituting the magnet powder to 25 μm or more. A magnet powder composed of a particle aggregate having an average particle size of less than 25 μm contains many small particles that are easily oxidized, and therefore the oxygen content may not be 0.2 mass% or less. .
[0037]
The R-Fe-B nanocomposite magnet powder is based on a method known per se, that is, for example, after the magnet powder and a resin binder dissolved in an organic solvent are uniformly mixed, the organic solvent is evaporated and granulated. Thus, the high fluidity compound of the present invention is obtained. The compound preferably contains 92% to 96% by mass of magnet powder. If the magnet powder content is less than 92% by mass, a bonded magnet having excellent magnetic properties may not be produced. On the other hand, if the magnet powder content exceeds 96% by mass, the resin binder This is because there is a risk that injection molding, extrusion molding, roll molding, and the like may become difficult because a compound having excellent fluidity cannot be obtained due to being too small. Incidentally, a magnet powder in which the soft magnetic phase of the particles constituting the magnet powder is mainly composed of an iron-based boride phase (such a magnet powder has the composition described in the above-mentioned WO 02/030595 pamphlet, Can be easily obtained by adopting the composition described in JP-A No. 2002-175908, etc.), because the iron-based boride phase has a very hard property. This is advantageous in that the phenomenon that the particle size distribution changes due to the pulverization that does not occur hardly occurs.
[0038]
Resin binders include thermosetting resins such as epoxy resins, phenolic resins, melamine resins, thermoplastic resins such as polyamide (nylon 66, nylon 6, nylon 12, etc.), polyethylene, polypropylene, polyvinyl chloride, polyester, polyphenylene sulfide, etc. , Rubber and elastomers, modified products, copolymers and mixtures of these materials (for example, thermoplastic resin powder dispersed in thermosetting resin (epoxy resin, etc.): F. Yamashita, Applications of Rare-Earth Magnets to See the Small motor industry, pp. 100-111, Proceedings of the seventeenth international workshop, Rare Earth Magnets and Their Applications, August 18-22, 2002, Newark, Delaware, USA, Edited by GC Hadjipanayis and MJBonder, Rinton Press For example, from the viewpoint of recycling sprue in injection molding. It is desirable to use a plastic resin. When preparing the compound, additives such as a coupling agent, a lubricant and a curing agent may be added in an amount usually used.
[0039]
The method for producing a bonded magnet using the high fluidity compound of the present invention prepared as described above is not particularly limited, and under conditions usually employed by injection molding, extrusion molding, roll molding, or the like. Just do it.
[0040]
The R-Fe-B-based nanocomposite magnet powder composed of particle aggregates having a predetermined particle size distribution used for producing the high fluidity compound in the present invention is the above-described high-speed air current impact method. May be prepared by different pulverization methods, or may be prepared by preparing particles of various sizes separately and blending them so as to form a particle aggregate having a desired particle size distribution. Moreover, the said powder is good also as a compound with a resin binder by mixing with other magnet powders, such as anisotropic R-Fe-B type magnet powder, R-Fe-N type magnet powder, and ferrite magnet powder. Moreover, you may use the said powder for the raw material of the bond magnet manufactured by compression molding, and the bulk magnet manufactured by hot forming.
[0041]
【Example】
The present invention will be described in more detail with reference to the following examples and comparative examples, but the present invention should not be construed as being limited thereto.
[0042]
Experimental example A:
(Examples 1 to 5, Comparative Example 1 and Comparative Example 2)
Step 1:
Nd: 8.5 atomic%, B: 11.0 atomic%, Ti: 2.5 atomic%, C: 1.0 atomic%, Co: 2.0 atomic%, blended so as to have an alloy composition of the remaining Fe After putting 5 kg of the raw material into the crucible, a molten alloy was obtained by high frequency induction heating in an Ar atmosphere maintained at 50 kPa.
A quenched alloy ribbon was prepared from the molten alloy obtained using the strip cast method. Specifically, by tilting the crucible, the molten alloy is directly supplied onto a pure copper cooling roll (diameter: 250 mm) rotating at a roll surface speed of 15 m / sec via a chute to quench the molten alloy. did. When supplying the molten metal to the roll, the molten metal is divided into two strips on the chute, and the supply rate of the molten metal is adjusted to 1.3 kg / min per strip by adjusting the tilt angle of the crucible. Adjusted.
As for the obtained quenched alloy ribbon, the thickness of 100 slabs was measured with a micrometer. As a result, the average thickness of the ribbon was 85 μm and its standard deviation (σ) was 11 μm (σ is the following formula ( It is a frequency distribution calculated by applying to III)).
[0043]
[Formula 11]
[0044]
(T_iIs thickness, t_aveIndicates average thickness)
[0045]
The obtained quenched alloy ribbon was pulverized to 850 μm or less using a power mill. For the obtained pulverized product, using a hoop belt furnace having a soaking zone of 500 mm in length, 20 g / min of powder was put into a furnace maintained at 700 ° C. at a belt feed rate of 100 mm / min under Ar flow. A crystallization heat treatment was performed by feeding at a feed rate of.
As a result of analyzing the crystal structure of the pulverized product subjected to the crystallization heat treatment as described above using a powder X-ray diffraction method, Nd as a hard magnetic phase was analyzed.₂Fe₁₄B phase and Fe as soft magnetic phase₂₃B₆Phase and Fe₃It was confirmed to have a nanocomposite structure composed of an iron-based boride phase such as B phase and a small amount of α-Fe phase. The magnetic properties of this pulverized product are (BH)_maxWas measured with a vibrating sample magnetometer (VSM-5-20 manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd .; the same shall apply hereinafter), and 101.1 kJ / m³Met.
[0046]
Step 2:
The pulverized product subjected to the crystallization heat treatment obtained in step 1 was further pulverized by a high-speed air-flow impact method to obtain a magnet powder. The pulverization by the high-speed air impact method was carried out using a hybridization system (manufactured by Nara Machinery Co., Ltd.) as an apparatus under a nitrogen atmosphere at the seven rotor peripheral speeds and times shown in Table 1. The processing amount of the pulverized material in the apparatus at one time was 100 g.
About the obtained seven types of magnet powder (sample 1 to sample 7), a laser diffraction type particle size distribution measuring device (SALD2100J manufactured by Shimadzu Corporation: the same shall apply hereinafter) is used, and the average particle size (D_ave: 10^μΜ is a common logarithm of the average particle diameter calculated by applying to the following formula (I)), 10% mass particle diameter (D₁₀: Particle size where the total mass accumulated from the smaller particle size becomes 10% of the total particle mass), 50% mass particle size (D₅₀: 50% particle size), 90% mass particle size (D₉₀: Particle diameter at 90%), standard deviation (σ: frequency distribution based on mass calculated by applying to the following formula (II)), (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) X 100 was determined (ethanol was used as a dispersion medium at the time of measurement: the same applies hereinafter). The results are shown in Table 1.
[0047]
[Formula 12]
[0048]
(X_jIs the j-th particle size (μm) from the larger particle size when the particle size is divided into 51 logarithmic scales (n = 51) from 700.000 μm to 0.030 μm, x_{j + 1}Is the particle size (μm) on the fine powder side, q_jIs x_jShows the relative particle amount (%) with respect to the whole particle in mass conversion)
[0049]
[Formula 13]
[0050]
(Each parameter is the same above)
[0051]
Moreover, as a result of evaluating the oxygen content of the obtained magnet powder with an oxygen-nitrogen analyzer (EMGA-550W manufactured by HORIBA, Ltd .; the same applies hereinafter) and magnetic properties (BH)_maxTable 2 shows the results of measuring with a vibrating sample magnetometer.
[0052]
Step 3:
3. 94% by mass of magnet powder obtained in Step 2, 1% by mass of titanate coupling agent (KR-TTS manufactured by Ajinomoto Fine Techno Co., Ltd.), 0.55% by mass of stearic acid amide, nylon 12 resin powder as a thermoplastic resin. After mixing 45% by mass, a compound was produced by kneading for 10 minutes at a rotation speed of 80 rpm and a kneading temperature of 230 ° C. using a lab plast mill.
In order to evaluate the fluidity of the obtained compound, the melt flow rate (MFR) was measured using the JIS K7210 B method. However, the load was 15 kg and the measurement was performed at 270 ° C. The results are shown in Table 2.
[0053]
(Comparative Example 3)
The pulverized material subjected to the crystallization heat treatment obtained in Step 1 of Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 and 2 was pulverized at 5000 revolutions using a pin disk mill. D obtained by a laser diffraction type particle size distribution measuring device for the obtained magnet powder (sample 8)_ave, D₁₀, D₅₀, D₉₀, Σ, (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) × 100 values are shown in Table 1. Moreover, as a result of evaluating the oxygen content of the obtained magnet powder with an oxygen-nitrogen analyzer, (BH)_maxTable 2 shows the results of measuring with a vibrating sample magnetometer.
[0054]
[Table 1]
[0055]
[Table 2]
[0056]
As is clear from Tables 1 and 2, the magnetic powders of Samples 3 to 7 are all D_ave20 μm to 50 μm, D₁₀Is 5 μm or more, D₉₀Is composed of a particle aggregate having a particle size distribution in which σ is 50 μm or more and σ is 0.35 or more, and has excellent magnetic properties. In addition, even under low torque conditions such as Laboplast Mill, a compound having excellent fluidity can be obtained by kneading with a resin binder, even though the magnet powder is contained at a high content of 94% by mass. I was able to. In particular, the magnetic powders of Samples 3 to 6 are (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) X100 was 15 or less, and the fluidity when compounded was excellent. Further, the magnet powders of Sample 4 to Sample 7 had an oxygen content of 0.2% by mass or less, and no significant decrease in magnetic properties during preparation (during pulverization) was observed.
The magnetic powders of Sample 1 and Sample 2 are inferior in magnetic properties because the oxygen content exceeds 0.2% by mass due to excessive grinding, and also have excellent fluidity as a compound together with a resin binder. The compound with it could not be obtained. The compound prepared with the resin binder using the magnet powder of Sample 3 was inferior in fluidity so that MFR could not be measured.
[0057]
(Continuation of Example 3)
Step 4:
When injection molding was performed at an injection temperature of 230 ° C. using the compound prepared in step 3 using the magnetic powder of sample 5, a bond having a diameter of 15 mm and a height of 5 mm despite a relatively low injection temperature. The magnet could be manufactured stably.
[0058]
Experimental example B:
(Example 6)
Step 1:
After putting 5 kg of raw materials blended so as to have an alloy composition of Nd: 4.5 atomic%, B: 18.5 atomic%, Cr 2.0 atomic%, Co: 2.0 atomic%, and the balance Fe into the crucible The molten alloy was obtained by high frequency induction heating in an Ar atmosphere maintained at 50 kPa.
Using the strip cast (SC) method described in WO 02/030595 pamphlet, a quenched alloy ribbon was produced from the obtained molten alloy. Specifically, by tilting the crucible under the condition of an atmospheric pressure of 8 kPa, the molten alloy is directly supplied via a chute onto a pure copper cooling roll rotating at a roll surface speed of 8 m / sec. The molten alloy was quenched. The molten metal supply rate to the roll was adjusted to 8 kg / min by adjusting the tilt angle of the crucible.
As for the obtained quenched alloy ribbon, the thickness of 100 cast pieces was measured with a micrometer, and as a result, the average thickness of the ribbon was 90 μm. The obtained quenched alloy ribbon was pulverized to 850 μm or less using a power mill. For the obtained pulverized product, using a hoop belt furnace having a soaking zone of 500 mm in length, 20 g / min of powder was put into a furnace held at 670 ° C. at a belt feed rate of 100 mm / min under Ar flow. A crystallization heat treatment was performed by feeding at a feed rate of.
As a result of analyzing the crystal structure of the pulverized product subjected to the crystallization heat treatment as described above using a powder X-ray diffraction method, Nd as a hard magnetic phase was analyzed.₂Fe₁₄B phase and Fe as soft magnetic phase₃It was confirmed that it had a nanocomposite structure composed of B phase and a few α-Fe phases. The magnetic properties of this pulverized product are (BH)_maxWas measured with a vibrating sample magnetometer, 72.1 kJ / m³Met.
[0059]
Step 2:
The pulverized product subjected to the crystallization heat treatment obtained in step 1 was further pulverized for 2 minutes at a rotor peripheral speed of 50 m / sec by a high-speed air-flow impact method to obtain a magnet powder. About the obtained magnet powder (sample 9), D obtained by a laser diffraction type particle size distribution analyzer_ave, D₁₀, D₅₀, D₉₀, Σ, (| D₅₀-D_ave| ÷ D_aveTable 3 shows the ratio of particles having an aspect ratio of 0.3 or more among particles having a value of × 100 and a particle diameter of 106 μm or more. Moreover, as a result of evaluating the oxygen content of the obtained magnet powder with an oxygen-nitrogen analyzer, (BH)_maxTable 4 shows the results of measuring with a vibrating sample magnetometer.
[0060]
Step 3:
A compound was produced in the same manner as in Example 1 to Example 5 of Experimental Example A, Step 3 of Comparative Example 1 and Comparative Example 2. The MFR is shown in Table 4.
[0061]
(Example 7)
Step 1:
A quenched alloy ribbon was prepared at a roll peripheral speed of 20 m / sec by a melt spinning (MS) method using raw materials blended to have the same composition as in Example 6.
As for the obtained quenched alloy ribbon, the thickness of 100 ribbons was measured with a micrometer, and as a result, the average thickness of the ribbon was 40 μm. The obtained quenched alloy ribbon was pulverized to 850 μm or less using a power mill. For the obtained pulverized product, using a hoop belt furnace having a soaking zone of 500 mm in length, 20 g / min of powder was put into a furnace held at 670 ° C. at a belt feed rate of 100 mm / min under Ar flow. A crystallization heat treatment was performed by feeding at a feed rate of.
As a result of analyzing the crystal structure of the pulverized product subjected to the crystallization heat treatment as described above using a powder X-ray diffraction method, Nd as a hard magnetic phase was analyzed.₂Fe₁₄B phase and Fe as soft magnetic phase₃It was confirmed that it had a nanocomposite structure composed of B phase and a few α-Fe phases. The magnetic properties of this pulverized product are (BH)_maxWas measured with a vibrating sample magnetometer to find 71.2 kJ / m³Met.
[0062]
Step 2:
The pulverized product subjected to the crystallization heat treatment obtained in step 1 was further pulverized for 2 minutes at a rotor peripheral speed of 50 m / sec by a high-speed air-flow impact method to obtain a magnet powder. About the obtained magnet powder (sample 10), D obtained by a laser diffraction type particle size distribution analyzer_ave, D₁₀, D₅₀, D₉₀, Σ, (| D₅₀-D_ave| ÷ D_aveTable 3 shows the ratio of particles having an aspect ratio of 0.3 or more among particles having a value of × 100 and a particle diameter of 106 μm or more. Moreover, as a result of evaluating the oxygen content of the obtained magnet powder with an oxygen-nitrogen analyzer, (BH)_maxTable 4 shows the results of measuring with a vibrating sample magnetometer.
[0063]
Step 3:
A compound was produced in the same manner as in Step 3 of Example 6. The MFR is shown in Table 4.
[0064]
[Table 3]
[0065]
[Table 4]
[0066]
As is clear from Tables 3 and 4, the magnet powders of Sample 9 and Sample 10 are both D_ave20 μm to 50 μm, D₁₀Is 5 μm or more, D₉₀Is 50 μm or more, σ is 0.35 or more, (| D₅₀-D_ave| ÷ D_ave) × 100 is composed of a particle aggregate having a particle size distribution of 15 or less, and even under low torque conditions such as lab plast mill, kneading with a resin binder makes the magnet powder 94 mass% Despite containing at a high content, a compound with excellent fluidity could be obtained. In addition, any of the magnet powders had an oxygen content of 0.2% by mass or less, and no significant decrease in magnetic properties during preparation (pulverization) was observed. In particular, the magnet powder of sample 9 has excellent fluidity when used as a compound because the ratio of particles having an aspect ratio of 0.3 or more in the particle size constituting the magnet powder is 50% (number%) or more. It was.
[0067]
【The invention's effect】
According to the present invention, an R-Fe-B nanocomposite magnet powder having excellent magnetic properties, comprising a particle aggregate having a particle size distribution capable of improving the fluidity of a compound. And a high fluidity compound comprising a resin binder.

Claims (10)

射出成形、押出成形、ロール成形から選ばれるいずれか一つの方法で成形されるボンド磁石を製造するための高流動性コンパウンドであって、以下に規定される粒度分布を有する粒子集合体で構成されてなるＲ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末と、樹脂バインダとからなり、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を９４質量％〜９６質量％含有してなることを特徴とする高流動性コンパウンド。
（１）平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）が３０μｍ〜４５μｍである（Ｄ_ａｖｅは１０^μで表され、μは以下の式（Ｉ）にあてはめて算出した平均粒径の常用対数値である）。
【式１】
（ｘ_ｊは粒径について７００．０００μｍ〜０．０３０μｍまでを対数目盛で５１等分（ｎ＝５１）したときの粒径の大きい方からｊ番目の粒径（μｍ）、ｘ_ｊ＋１はその１つ微粉側の粒径（μｍ）、ｑ_ｊはｘ_ｊにおける質量換算の粒子全体に対する相対粒子量（％）を示す）
（２）１０％質量粒径（Ｄ_１０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）が５μｍ以上１１．２８μｍ以下である。
（３）９０％質量粒径（Ｄ_９０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が５０μｍ以上１０８．１５μｍ以下である。
（４）粒度分布の標準偏差（σ）が０．３５以上０．４３以下である（σは以下の式（ＩＩ）にあてはめて算出した質量基準の頻度分布である）。
【式２】
（各パラメータは上に同じである）
（５）５０％質量粒径（Ｄ_５０：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）と平均粒径（Ｄ_ａｖｅ）で規定される（｜Ｄ_５０−Ｄ_ａｖｅ｜÷Ｄ_ａｖｅ）×１００が５．０以上１５以下である。A high fluidity compound for producing a bonded magnet molded by any one method selected from injection molding, extrusion molding, and roll molding, and is composed of a particle aggregate having a particle size distribution defined below. R-Fe-B-based nanocomposite magnet powder and a resin binder, and containing 94% to 96% by weight of R-Fe-B-based nanocomposite magnet powder. compound.
(1) Average particle diameter _{(D ave)} is 30μm~45μm _{(D ave} is represented by 10 ^mu, mu is the common logarithm value of the average particle diameter calculated by applying the following of formula (I)).
[Formula 1]
(X _j is the j-th particle size (μm) from the larger particle size when the particle size is divided into 51 equal parts (n = 51) on a logarithmic scale from 700.000 μm to 0.030 μm, and x _{j + 1} is 1 The particle size on the fine powder side (μm), q _j represents the relative particle amount (%) with respect to the whole particle in terms of mass at x _j )
(2) The 10% mass particle diameter (D ₁₀ : the particle diameter at which the total mass integrated from the smaller particle diameter becomes 10% of the total particle mass) is 5 μm or more and 11.28 μm or less .
(3) The 90% mass particle size (D ₉₀ : the particle size at which the total mass accumulated from the smaller particle size becomes 90% of the total particle mass) is 50 μm or more and 108.15 μm or less .
(4) The standard deviation (σ) of the particle size distribution is 0.35 or more and 0.43 or less (σ is a mass-based frequency distribution calculated by applying the following formula (II)).
[Formula 2]
(Each parameter is the same above)
(5) 50% mass particle diameter (D ₅₀ : the particle diameter at which the total mass accumulated from the smaller particle diameter is 50% of the total particle mass) and the average particle diameter (D _ave ) (| D ₅₀ −D _ave | ÷ D _ave ) × 100 is 5.0 or more and 15 or less. Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒径が１０６μｍ以上の粒子の５０％（個数％）以上がアスペクト比０．３以上であることを特徴とする請求項１記載の高流動性コンパウンド。  2. The high fluidity according to claim 1, wherein 50% (number%) or more of particles having a particle diameter of 106 μm or more constituting the R—Fe—B nanocomposite magnet powder has an aspect ratio of 0.3 or more. compound. Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末の酸素含有量が０．２質量％以下であることを特徴とする請求項１または２記載の高流動性コンパウンド。  The high fluidity compound according to claim 1 or 2, wherein the oxygen content of the R-Fe-B nanocomposite magnet powder is 0.2 mass% or less. Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末を構成する粒子の軟磁性相が主として鉄基硼化物相で構成されてなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の高流動性コンパウンド。  The high fluidity compound according to any one of claims 1 to 3, wherein the soft magnetic phase of the particles constituting the R-Fe-B nanocomposite magnet powder is mainly composed of an iron-based boride phase. . Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ナノコンポジット磁石粉末が急冷合金薄帯を予め粉砕した後、得られた粉砕物を結晶化熱処理してから高速気流中衝撃法によりさらに粉砕して取得されたものであることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の高流動性コンパウンド。  The R-Fe-B nanocomposite magnet powder was obtained by previously pulverizing the quenched alloy ribbon and then subjecting the obtained pulverized product to crystallization heat treatment and further pulverizing by a high-speed air current impact method. The high fluidity compound according to any one of claims 1 to 4. 急冷合金薄帯がストリップキャスト法により作製されたものであることを特徴とする請求項５記載の高流動性コンパウンド。  6. The high fluidity compound according to claim 5, wherein the quenched alloy ribbon is produced by a strip casting method. 結晶化熱処理を５００℃〜８５０℃で行ったものであることを特徴とする請求項５または６記載の高流動性コンパウンド。  The high fluidity compound according to claim 5 or 6, wherein the crystallization heat treatment is performed at 500 ° C to 850 ° C. 高速気流中衝撃法による粉砕をロータ周速度が５０ｍ／秒〜７０ｍ／秒で３０秒〜４分行ったものであることを特徴とする請求項５乃至７のいずれかに記載の高流動性コンパウンド。  The high fluidity compound according to any one of claims 5 to 7, wherein pulverization by a high-speed air-flow impact method is performed at a rotor peripheral speed of 50 m / sec to 70 m / sec for 30 seconds to 4 minutes. . 樹脂バインダが熱可塑性樹脂であることを特徴とする請求項１乃至８のいずれかに記載の高流動性コンパウンド。  9. The high fluidity compound according to claim 1, wherein the resin binder is a thermoplastic resin. 請求項１乃至９のいずれかに記載の高流動性コンパウンドを用いて所定形状に成形されてなることを特徴とするボンド磁石。  A bonded magnet, which is formed into a predetermined shape using the high fluidity compound according to any one of claims 1 to 9.