本发明的目的在于,提供能够提供磁性能优良、可靠性、尤其温度特性优良的磁铁的磁铁粉末及各向同性粘结磁铁。
本发明是为了达到上述目的而完成的,是关于磁铁粉末,该磁铁粉末是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw(R是至少一种稀土元素,x:7.1~9.9原子%、y:0~0.30、z:4.6~6.9原子%、w:0.02~1.5原子%)表示的合金组成构成,以具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成的磁铁粉末,其特征在于,在与粘合树脂混合后进行成形,形成密度ρ[Mg/m3]的各向同性粘结磁铁时,室温下的最大磁能积(BH)max[kJ/m3]满足(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≥2.1的关系,而且室温下的固有矫顽力HcJ是320~720kA/m。
采用上述的磁铁粉末,能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的磁铁。
在本发明中,在与粘合树脂混合后进行成形,形成密度ρ[Mg/m3]的各向同性粘结磁铁时,室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
由此,能够更加提高磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等。
本发明的其他方面,是关于磁铁粉末,它是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw(R是至少一种稀土元素,x:7.1~9.9原子%、y:0~0.30、z:4.6~6.9原子%、w:0.02~1.5原子%)表示的合金组成构成,以具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成的磁铁粉末,其特征在于,在与粘合树脂混合后进行成形,形成密度ρ[Mg/m3]的各向同性粘结磁铁时,室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
采用上述的磁铁粉末,能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的磁铁。
在该磁铁粉末与粘合树脂混合后进行成形,形成各向同性粘结磁铁时,室温下的固有矫顽力HcJ最好是320~720kA/m。由此,即使在得不到充分的磁化磁场时,也能够进行良好的磁化,从而得到充分的磁通密度。
另外,在本发明中,在上述磁铁粉末与粘合树脂混合后进行成形,形成各向同性粘结磁铁时,不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值最好是6.2%以下。由此,使耐热性(热稳定性)也变得特别优良。
在以上的场合,上述R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。由此,提高构成复合组织(尤其是纳米复合组织)的硬磁性相的饱和磁化,矫顽力也变得更优良。
另外,另外,上述R包括Pr,相对上述R全体,其比例最好是5~75%。由此,使剩余磁通密度几乎不降低,能够提高矫顽力和矩形性。
进而,上述R包括Dy,相对上述R全体,其比例最好是14%以下。由此,不伴随剩余磁通密度的显著降低,能够提高矫顽力和耐热性(热稳定性)。
另外,在本发明中,上述磁铁粉末最好是采用急冷合金熔液得到的磁铁粉末。由此,能够较容易地使金属组织(晶粒)细化,更加提高磁性能。
另外,该磁铁粉末最好是将使用冷却辊制成的急冷薄带粉碎而得到的磁铁粉末。由此,能够较容易地使金属组织(晶粒)细化,更加提高磁性能。
此外,上述磁铁粉末在其制造过程中,或者制造后,最好进行至少1次热处理。由此,使组织均匀化,或者去除由粉碎引入的应变的影响,从而更加提高磁性能。
上述磁铁粉末最好平均粒径是0.5~150μm。由此,能够使磁性能特别优良。另外,在用于粘结磁铁的制造时,得到磁铁粉末的含量(含有率)高、磁性能优良的粘结磁铁。
本发明的另一方面,是关于各向同性粘结磁铁,它是用粘合树脂粘结含有Al的磁铁粉末而构成的各向同性粘结磁铁,其特征在于,在以各向同性粘结磁铁的密度为ρ[Mg/m3]时,室温下的最大磁能积(BH)max[kJ/m3]的值满足(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≥2.1的关系,而且室温下的固有矫顽力HcJ是320~720kA/m。
按照上述构成,能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的各向同性粘结磁铁。
此时,室温下的剩余磁通密度Br[T]最好满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
这样,磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等特别优良。
本发明的又一方面,是关于各向同性粘结磁铁,它是用粘合树脂粘结含有Al的磁铁粉末而构成的各向同性粘结磁铁,其特征在于,在以各向同性粘结磁铁的密度为ρ[Mg/m3]时,室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
按照上述构成,能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的各向同性粘结磁铁。
此时,室温下的固有矫顽力HcJ最好是320~720kA/m。由此,即使在得不到充分的磁化磁场时,也能够进行良好的磁化,从而得到充分的磁通密度。
在这种各向同性粘结磁铁中,上述磁铁粉末最好是由R-TM-B-Al系合金(R是至少1种稀土元素,TM是以铁为主的过渡金属)构成。由此,磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等变得特别优良。
另外,在这种各向同性粘结磁铁中,上述磁铁粉末最好是以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw(R是至少一种稀土元素,x:7.1~9.9原子%、y:0~0.30、z:4.6~6.9原子%、w:0.02~1.5原子%)表示的合金组成构成。由此,磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等变得特别优良。
此外,在在这种各向同性粘结磁铁中,上述R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。由此,矫顽力变得更优良。
此时,最好是,上述R包括Pr,相对上述R全体,其比例是5~75%。由此,使剩余磁通密度几乎不降低,能够提高矫顽力和矩形性。
另外,最好是,上述R包括Dy,相对上述R全体,其比例是14%以下。由此,不伴随剩余磁通密度显著地降低,能够提高矫顽力和耐热性(热稳定性)。
另外,上述各向同性粘结磁铁的上述磁铁粉末平均粒径最好是0.5~150μm。由此,能够提供磁铁粉末的含量(含有率)高、磁性能优良的各向同性粘结磁铁。
此外,上述各向同性粘结磁铁的不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值最好是6.2%以下。由此,耐热性(热稳定性)变得特别优良。
另外,在上述各向同性粘结磁铁中,上述磁铁粉末最好是由具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成。由此,在提高磁化性的同时,提高耐热性(热稳定性),使磁性能随时间的变化小。
此外,上述各向同性粘结磁铁最好供给多极磁化,或者被多极磁化。由此,即使在得不到充分的磁化磁场时,也能够进行良好的磁化,从而得到充分的磁通密度。
进而,上述各向同性粘结磁铁最好用于电动机。由此,能够得到小型且高性能的电动机。
通过以下的实施例的说明可以更清楚本发明的其他目的、构成和效果。
以下,详细地说明本发明的磁铁粉末和各向同性粘结磁铁的实施方式。
本发明的概要
为了谋求电动机等小型化,得到磁通密度高的磁铁,就成为课题。决定粘结磁铁中的磁通密度的因素有磁铁粉末的磁化值及粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)。但是,在磁铁粉末自身的磁化不那么高的情况下,粘结磁铁中的磁铁粉末的含量如果不极多,就得不到充分的磁通密度。
现在已普及的上述MQI公司制造的MQP-B粉末,如上所述,按照用途,磁通密度是不充分的。因此,在制造粘结磁铁时,提高粘结磁铁中的磁铁粉末的含量,即进行高密度化,在耐蚀性、耐热性或机械强度等方面缺少可靠性的同时,因为矫顽力高,所以有磁化性恶化的缺点。
与此相反,本发明的磁铁粉末和各向同性粘结磁铁得到充分的磁通密度和适度的矫顽力。由此,粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)不必要提高到那么高,其结果能够提供高强度、而且成形性、耐蚀性、磁化性等优良、可靠性高的粘结磁铁。另外,由于粘结磁铁的小型化、高性能化,对电动机等的搭载磁铁机器的小型化也能够做出大的贡献。
进而,本发明的磁铁粉末能够构成具有软磁性相和硬磁性相的复合组织。
上述的MQI公司制造的MQP-B粉末是硬磁性相的单相组织,在这样的复合组织中,存在磁化高的软磁性相。因此有总磁化高的优点,进而因为反弹导磁率高,所以一旦施加相反磁场,也有此后的退磁率小的优点。
磁铁粉末的合金组成
本发明的磁铁粉末最好是由R-TM-B-Al系合金(R是至少一种稀土元素,TM是以铁为主的过渡金属)构成的磁铁粉末。其中,尤其最好是以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw(但R是至少一种稀土元素,x:7.1~9.9原子%、y:0~0.30、z:4.6~6.9原子%、w:0.02~1.5原子%)表示的合金组成构成的磁铁粉末。
作为R(稀土元素),可举出Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、混合稀土,可以含有它们中的1种或者2种以上。
R的含量(含有率)规定为7.1~9.9原子%。在R不到7.1原子%时,得不到充分的矫顽力,即使添加Al,矫顽力的提高也少。另一方面,如果R超过9.9原子%,磁化的潜能会降低,因此得不到充分的磁通密度。
在此,R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。其理由是,这些稀土元素提高构成复合组织(尤其纳米复合组织)的硬磁性相的饱和磁化,并且作为磁铁对实现良好的矫顽力是有效的。
另外,上述R包括Pr,相对上述R全体,其比例较好是5~75%,最好是20~60%。如果是该范围,就几乎不发生剩余磁通密度的降低,从而能够提高矫顽力和矩形性。
另外,R包括Dy,相对上述R全体,其比例最好是14%以下。如果是该范围,剩余磁通密度就不显著地降低,在能够提高矫顽力的同时,使温度特性(热稳定性)的提高也成为可能。
Co是具有和Fe相同的特性的过渡金属。通过添加Co(取代Fe的一部分),使居里温度变高,而提高温度特性,但如果Co对Fe的取代比率超过0.30,出现矫顽力、磁通密度同时降低的倾向。Co对Fe的取代比率在0.05~0.20的范围,不仅温度特性提高,而且磁通密度本身也提高,因此是最佳的。
B(硼)是为了得到高磁性能的有效元素,其含量规定为4.6~6.9原子%。如果B不到4.6原子%,B-H(J-H)回线的矩形性就恶化。另一方面,如果B超过6.9原子%,非磁性相变多,磁通密度就急剧减少。
Al对提高矫顽力是有利的元素,尤其在0.02~1.5原子%的范围,明显地出现矫顽力提高的效果。另外,在该范围,追随矫顽力提高,矩形性和最大磁能积也提高。并且耐热性和耐蚀性电变得良好。但是,如上所述,在R不到7.1原子%时,由添加Al产生的这种效果是非常小的。另外,如果Al超过1.5原子%,就发生磁化降低。
再者,虽然Al本身不是新的物质,但本发明人反复进行了实验、研究,结果发现,在以具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成的磁铁粉末中,通过在0.02~1.5原子%的范围含有Al,得到①既确保优良的矩形性、最大磁能积,又达到矫顽力的提高;②谋求不可逆退磁率的改善(绝对值的降低);③能够保持良好的耐蚀性的三种效果,尤其在同时得到这些效果上本发明是有意义的。
像这样,在本发明中,微量或者少量含有Al时,即可显现这一特征,超过1.5原子%量的添加,与其说是相反的效果,不如说没有达到本发明的意图。
Al含量的适宜范围,如上所述,是0.02~1.5原子%,但该范围的上限更好是1.0原子%,最好是0.8原子%。
另外,以更提高磁性能等为目的,在构成磁铁粉末的合金中,根据需要,还可以含有从Cu、Si、Ga、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr、W组成的组(以下该组以“Q”表示)中选择的至少一种元素。在含有属于Q的元素时,其含量较好是2原子%以下,更好是0.1~1.5原子%,最好是0.2~1.0原子%。
含有属于Q的元素,根据其种类发挥固有的效果。例如,Cu、Si、Ga、V、Ta、Zr、Cr、Nb有提高耐蚀性的效果。
复合组织
另外,磁铁材料成为具有软磁性相和硬磁性相的复合组织。
关于该复合组织(纳米复合组织),软磁性相10和硬磁性相11例如以图1、图2或者图3所示的图案(模样)存在,各相的厚度或粒径以纳米级(例如1~100nm)存在。而且软磁性相10和硬磁性相11相邻接(也包括通过晶界相邻接的情况),产生磁的交互作用。图1~图3所示的图案是一例,但不限于这些图案,例如在图2所示的图案中,软磁性相10和硬磁性相11也可以成为相反的。
软磁性相的磁化,通过外部磁场的作用,容易改变其取向,因此如果在硬磁性相中混合存在,体系全体的磁化曲线,在B-H图的第二象限,形成具有段的“蛇形曲线”。但是,在软磁性相的尺寸是数10nm以下的十分小时,软磁性体的磁化,由于和周围的硬磁性体的磁化相结合,而受到十分强的约束,体系全体已作为硬磁性体动作。
具有这样的复合组织(纳米复合组织)的磁铁,主要具有以下举出的特征1)~5)。
1)在B-H图(J-H图)的第二象限,磁化发生可逆地反弹(按照该意义也称为“弹性磁铁”)。
2)磁化性良好,能够以比较低的磁场磁化。
3)磁性能的温度依存性比硬磁性相单独的场合小。
4)磁性能随时间的变化小。
5)即使粉碎,磁性能也不劣化。
在上述的合金组成中,硬磁性相和软磁性相例如成为像以下那样的硬磁性相和软磁性相。
硬磁性相:R2TM14B系(TM是Fe或者Fe和Co)、或者R2(TM,Al)14B系(或者R2(TM,Q)14B系、R2(TM,Al,Q)14B系)
软磁性相:TM(尤其α-Fe、α-(Fe,Co))、或者TM和Al的合金相、TM和B的化合物相、TM和B和Al的化合物相(或者这些包括Q的相)
磁铁粉末的制造
本发明的磁铁粉末最好是采用急冷熔液合金而制成的,尤其,最好是将合金的熔液急冷、凝固而得到的急冷薄带(带材)粉碎而制成的。以下,说明其制造方法的一例。
图4表示使用单辊的急冷法制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的斜视图,图5是图4所示装置中的合金熔液向冷却辊进行碰撞部位的状态的断面侧面图。
如图4所示,急冷薄带制造装置1具备能容纳磁铁材料的筒体2和相对该筒体2沿图中箭头9A的方向旋转的冷却辊5。在筒体2的下端形成喷射磁铁材料(合金)熔液的喷嘴(孔口)3。
另外,在筒体2的喷嘴3附近的外周,配置加热用的线圈4,在该线圈4上,例如通过外加高频电,将筒体2内加热(感应加热),使筒体2内的磁铁材料处于熔化状态。
冷却辊5由基部51和形成冷却辊5的圆周面53的表面层52构成。
基部51的构成材料可以使用与表面层52相同的材质整体的构成,另外也可以使用与表面层52不同的材质构成。
基部51的构成材料没有特别的限制,但最好例如以像铜或者铜合金那样的导热率高的金属材料构成,以便能够使表面层52的热更迅速地散去。
作为表面层52,最好以导热率和基部51相等或者比基部51低的材料构成。作为表面层52的具体例子,可举出Cr等金属薄层或者金属氧化物层或陶瓷。
作为陶瓷,例如可举出Al2O3、SiO2、TiO2、Ti2O3、ZrO2、Y2O3、钛酸钡、钛酸锶等氧化物系陶瓷,AlN、Si3N4、TiN、BN等氮化物系陶瓷,石墨、SiC、ZrC、Al4C3、CaC2、WC等碳化物系陶瓷,或者任意组合它们之中的2种以上的复合陶瓷。
这样的急冷薄带制造装置1设置在室(未图示)内,在该室内最好在填充惰性气体或其他的保护气体的状态下进行工作。尤其,为了防止急冷薄带8的氧化,氛围气体最好是氩气、氦气、氮气等惰性气体。
急冷薄带制造装置1,在筒体2内放入磁铁材料(合金),利用线圈4进行加热而熔化,从喷嘴3吐出合金熔液6,如图5所示,合金熔液6碰撞冷却辊5的圆周面53,形成积液7后,在旋转的冷却辊5的圆周面53上一边拖长,一边急速冷却,进行凝固,连续地或者断续地形成急冷薄带8。这样形成的急冷薄带8不久从圆周面53离开其辊面81,沿图4中的箭头9B的方向前进。在图5中,以虚线表示合金熔液的凝固界面71。
冷却辊5的圆周速度,根据合金熔液的组成、圆周面53对合金熔液6的润湿性等,其最佳的范围是不同的,但为了提高磁性能,通常较好是1~60m/s,最好是5~40m/s。如果冷却辊5的圆周速度过慢,由于急冷薄带8的体积流量(每单位时间所吐出的合金熔液的体积)增加,急冷薄带8的厚度t变厚,出现晶粒直径增大的倾向,相反,如果冷却辊5的圆周速度过快,大部分成为非晶体组织,不论在哪种场合,即使以后进行热处理,也不能期望提高磁性能。
对得到的急冷薄带8,例如为了促进非晶体组织的再结晶化、组织的均匀化,也可以进行至少1次热处理。作为该热处理的条件,例如可以在400~900℃,进行大约0.5~300分钟。
另外,为了防止氧化,该热处理最好在真空、或者减压状态下(例如1×10-1~1×10-6托)、或者在像氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气体中进行。
采用像以上的制造方法得到的急冷薄带(薄带状的磁铁材料)8形成细晶粒组织,或者在非晶体组织中包含细晶粒的组织,从而得到优良的磁性能。然后将该急冷薄带8粉碎,就得到本发明的磁铁粉末。
粉碎的方法没有特别的限制,例如可以使用球磨机、振动磨机、喷射式磨机、钢针冲击研磨机等各种粉碎装置、破碎装置进行。此时,为了防止氧化,也可以在真空、或者减压状态下(例如1×10-1~1×10-6托)、或者在像氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气体中进行粉碎。
磁铁粉末的平均粒径没有特别的限制,但在制造后述的各向同性粘结磁铁的场合,考虑防止磁铁粉末的氧化及由粉碎而产生的磁性能劣化,磁铁粉末的平均粒径较好是0.5~150μm左右,更好是0.5~80μm左右,最好是1~50μm左右。
另外,为了得到粘结磁铁成形时的更良好的成形性,磁铁粉末的粒径分布最好有某种程度的分散(有波动)。由此,能够减低所得到的粘结磁铁的孔隙率,其结果,在粘结磁铁中的磁铁粉末的含量达到相同时,能够更提高粘结磁铁的密度或机械强度,能够更加提高磁性能。
对得到的磁铁粉末,例如为了去除由粉碎而引入的应变的影响、控制晶粒直径,也可以进行热处理。作为热处理的条件,例如可以在350~850℃,进行大约0.5~300分钟。
另外,为了防止氧化,该热处理最好在真空、或者减压状态下(例如1×10-1~1×10-6托)、或者在像氮气、氩气、氦气等情性气体的非氧化性气体中进行。
在使用像以上的磁铁粉末制造粘结磁铁时,这样的磁铁粉末与粘合树脂的粘合性(粘合树脂的润湿性)良好,因此,这种粘结磁铁的机械强度高,热稳定性(耐热性)、耐蚀性优良。因此,该磁铁粉末适合于制造粘结磁铁。
在以上中,作为急冷法,虽然举例地说明了单辊法,但也可以采用双辊法。另外,除此之外,例如也可以采用像气体雾化法的雾化法、旋转圆盘法、熔体提取法、机械制合金(MA)法等进行制造。这样的急冷法能够使金属组织(晶粒)细化,因此对提高粘结磁铁的磁性能,特别是矫顽力等是有效的。
粘结磁铁及其制造
接着,说明本发明的各向同性粘结磁铁(以下,简单地称为“粘结磁铁”)。
本发明的粘结磁铁最好是用粘合树脂粘结上述的磁铁粉末而构成的。
作为粘合树脂(粘合剂),可以是热塑性树脂、热固性树脂的任一中。
作为热塑性树脂,例如可举出聚酰胺(如尼龙6、尼龙46、尼龙66、尼龙610、尼龙612、尼龙11、尼龙12、尼龙6-12、尼龙6-66)、热塑性聚酰亚胺,芳香族聚酯等液晶聚合物,聚苯醚、聚苯硫醚、聚乙烯、聚丙烯、乙烯一乙酸乙烯酯共聚物等聚烯烃、改性聚烯烃,聚碳酸酯、聚甲基丙烯酸甲酯、聚对苯二甲酸乙二醇酯、聚对苯二甲酸丁二醇酯等聚酯,聚醚、聚醚醚酮、聚醚酰亚胺、聚缩醛等,或者以它们为主的共聚物、掺合物、聚合物合金等,可以将它们中的1种或者2种以上混合使用。
即使它们之中,从成形性特别优良、机械强度高考虑,最好是聚酰胺,从提高耐热性方面考虑,最好是以液晶聚合物、聚苯硫醚为主的热塑性树脂。另外,这些热塑性树脂和磁铁粉末的混炼性也良好。
这样的热塑性树脂由于其种类、共聚合等不同,具有能宽范围的地择的优点,以便例如重视成形性或重视耐热性、机械强度。
另一方面,作为热固性树脂,例如可举出双酚型、线型酚醛树脂、萘系等各种环氧树脂、酚醛树脂、尿素树脂、三聚氰胺树脂、聚酯(不饱和聚酯)树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂、聚氨酯树脂等,可以将它们之中的1种或者2种以上混合使用。
即使在这些树脂中,从成形性优良、机械强度高、耐热性优良方面考虑,以环氧树脂、酚醛树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂为佳,以环氧树脂最佳。另外,这些热固性树脂和磁铁粉末的混炼性、混炼的均匀性都优良。
所使用的热固性树脂(未固化)在室温可以是液状的,也可以是固形(粉末状)的。
这样的本发明粘结磁铁,例如像下述进行制造。将磁铁粉末和粘合树脂以及根据需要使用的添加剂(防止氧化剂、润滑剂等)进行混合、混炼(例如,温间混炼),制造粘结磁铁用组合物(混合物),使用该粘结磁铁用组合物,采用压缩成形(压制成形)、挤出成形、注射成形等成形方法,在无磁场中成形成所希望的磁铁形状。粘合树脂是热固性树脂时,成形后,利用加热等使其固化。
在此,上述的3种成形方法中,挤出成形和注射成形(尤其注射成形),有形状选择的自由度大,生产率高等优点,但在这些成形方法中,为了得到良好的成形性,必须确保成形机内的混合物的充分流动性,因此与压缩成形相比,不能使磁铁粉末的含量多,即不能使粘结磁铁进行高密度化。但是,本发明如后所述,得到高磁通密度,因而即使不使粘结磁铁高密度化,也得到优良的磁性能,因此在采用挤出成形、注射成形制造的粘结磁铁中也能够享受其优点。
粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)没有特别的限制,通常考虑成形方法或成形性和高磁性能并立来决定。具体地说,较好是75~99.5重量%左右,最好是85~97.5重量%。
尤其,在采用压缩成形制成的粘结磁铁中,磁铁粉末的含量较好是90~99.5重量%左右,最好是93~98.5重量%左右。
在采用挤出成形或者注射成形制成的粘结磁铁中,磁铁粉末的含量较好是75~98重量%左右,最好是85~97重量%左右。
粘结磁铁的密度ρ由粘结磁铁中含有的磁铁粉末的比重、磁铁粉末的含量、孔隙率等因素决定。在本发明的粘结磁铁中,其密度ρ没有特别的限制,但较好是5.3~6.6Mg/m3左右,最好是5.5~6.4Mg/m3左右。
在本发明中,磁铁粉末的磁通密度、矫顽力大,因此在成形成粘结磁铁时,无论磁铁粉末的含量多的还是含量比较少的,都得到优良的磁性能(尤其是高的最大磁能积(BH)max)。
本发明的粘结磁铁的形状、尺寸等没有特别的限制,例如关于形状,例如可以是圆柱状、棱柱状、圆筒状(环状)、圆弧状、平板状、弯曲板状等的所有形状,其大小也可以是从大型至超小型的所有大小的形状。尤其,对小型化、超小型化的磁铁是有利的,在本说明书中如屡次所描述。
由此可知,本发明的粘结磁铁最好是供给多极磁化,或者被多极磁化。
像以上的本发明粘结磁铁最好满足以下所述的条件。
(1)粘结磁铁的矫顽力(室温下的固有矫顽力)HcJ是320~720kA/m。尤其最好是400~640kA/m。在矫顽力不到上述下限值时,根据电动机的用途,施加反磁场时的退磁显著,并且高温的耐热性劣化。另外,如果矫顽力超过上述上限值,磁化性就降低。因此,通过将矫顽力HcJ规定在上述范围,在粘结磁铁(尤其圆筒状磁铁)上进行多极磁化时,即使在得不到充分的磁化磁场时,良好的磁化也成为可能,得到充分的磁通密度,能够提供高磁性能粘结磁铁,特别是电动机用粘结磁铁。
(2)粘结磁铁,在后述的最大磁能积(BH)max[kJ/m3]和密度ρ[Mg/m3]之间,满足下式(Ⅰ)
2.1≤(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]……(Ⅰ)或者代替式(Ⅰ),更好满足式(Ⅱ),最好满足式(Ⅲ)。
2.2≤(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≤3.2……(Ⅱ)
2.3≤(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≤3.1……(Ⅲ)
(BH)max/ρ2[×10-9m3/g2]的值不到上述式中的下限值时,如果不提高磁铁的密度,即如果不提高磁铁粉末的含量,就得不到充分的磁性能。在这样的情况下,导致成形方法的限制、高成本化、由粘合树脂的减少引起的成形性降低的问题。另外,为了得到一定的磁性能,体积增大,机器的小型化变得困难。
(3)粘结磁铁,在室温下的剩余磁通密度Br[T]和密度ρ[Mg/m3]之间,满足下式(Ⅳ)。
0.125≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]……(Ⅳ)
或者代替式(Ⅳ),较好是满足式(Ⅴ),最好是满足式(Ⅵ)。
0.128≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.16……(Ⅴ)
0.13≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.155……(Ⅵ)
Br/ρ[×10-6T·m3/g]的值不到上述式中的下限值时、如果不提高磁铁的密度,即如果不提高磁铁粉末的含量(含有率),就得不到充分的磁通密度。在这样的情况下,导致成形方法的限制、高成本化、由粘合树脂减少引起的成形性降低的问题。另外,为了得到一定的磁通密度,体积增大,机器的小型化变得困难。
(4)粘结磁铁的最大磁能积(BH)max较好是60kJ/m3以上,更好是65kJ/m3以上,最好是70~130kJ/m3。如果最大磁能积(BH)max不到60kJ/m3,在用于电动机时,根据其种类、结构,得不到充分的转矩。
(5)粘结磁铁的不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值较好是6.2%以下,更好是5%以下,最好是4%以下。由此,得到热稳定性(耐热性)优良的粘结磁铁。
以下,说明本发明的具体实施例。
实施例1
采用以下所述的方法,得到合金组成以(Nd0.7Pr0.25Dy0.05)8.5Fe余量Co7.0B5.3Alw表示的磁铁粉末(变化Al含量w的7种磁铁粉末)。
首先,称量Nd、Pr、Dy、Fe、Co、B、Al的各种原料,铸造成母合金铸锭,从该铸锭切取约15g的试料。
准备图4和图5所示构成的急冷薄带制造装置1,将上述试料放入在底部设置喷嘴(圆孔孔口:孔口直径0.6mm)3的石英管内。使容纳急冷薄带制造装置1的室内脱气后,导入惰性气体(氩气),形成所希望的温度和压力的气氛。
冷却辊5使用在铜制基部51的外周设置由ZrC构成的约6μm厚的表面层52的冷却辊(直径200mm)。
此后,利用高频感应加热使石英管内的铸锭试料熔化,再调整合金熔液的喷射压(石英管的内压和气氛压力的压差)、冷却辊的圆周速度,制成急冷薄带。
将得到的急冷薄带粗粉碎后,在氩气气氛中,进行690℃×300s的热处理,得到磁铁粉末。
接着,为了调整粒度,再使用粉碎机(磨碎机),在氩气中将该磁铁粉末粉碎,形成平均粒径50μm的磁铁粉末。
对于得到的磁铁粉末,为了分析其相构成,使用Cu-Kα,以衍射角20°~60°进行X射线衍射。从衍射花样可以确认是硬磁性相的R2(Fe·Co)14B型相及是软磁性相的α-(Fe,Co)型相的衍射峰,从利用透射电子显微镜(TEM)的观察结果,可以确认都形成复合组织(纳米复合组织)。
在该磁铁粉末中,混合聚酰胺树脂(尼龙12)、少量的肼系防止氧化剂和润滑剂,将其进行225℃×15分钟的混炼,制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时,磁铁粉末和聚酰胺树脂(尼龙12)的配合比率(重量比),对于各磁铁规定为大致相等的值。即各磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)大约是97重量%。
接着,将该混合物粉碎成粒状,称量该粒状物,填充在压制装置的金属模内,在温度215℃,以压力750MPa进行压缩成形(在无磁场下),得到直径10mm×高7mm的圆柱状的各向同性粘结磁铁。
以磁场强度3.2MA/m对这些粘结磁铁实施脉冲磁化后,使用直流自记磁通计(东英工业(株)制,TRF-5BH),以最大外加磁场2.0MA/m,测定磁性能(剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ和最大磁能积(BH)max)。测定时的温度是23℃(室温)。
接着进行耐热性的试验。在100℃×1h的环境下将粘结磁铁保持后,测定至返回室温时的不可逆退磁率(初期退磁率),进行评价耐热性。不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值越小,耐热性(热稳定性)越优良。
关于各粘结磁铁,在表1中表示Al含量w、密度ρ、剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ、最大磁能积(BH)max和不可逆退磁率的值。
正如表1所清楚地表明,试样No.2~No.6(本发明)的粘结磁铁都具有优良的磁性能(剩余磁通密度Br、最大磁能积(BH)max和矫顽力HcJ),同时不可逆退磁率小,耐热性(热稳定性)也优良。
与此相反,试样No.1、No.7(比较例)的粘结磁铁,在磁性能劣化的同时,不可逆退磁率的绝对值大,热稳定性也降低。
实施例2
和实施例1相同地制作,得到合金组成以(Nd0.75Pr0.2Dy0.05)8.6Fe余量Co6.9B5.4Al1.0表示的磁铁粉末。
在得到的磁铁粉末中,混合聚酰胺树脂(尼龙12)、少量的肼系防止氧化剂和润滑剂,将其进行200~230℃×15分钟的混炼,制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时,磁铁粉末中的磁铁粉末含量(含有率)进行各种变化,得到7种混合物。
在这样得到的混合物中,将磁铁粉末的含量较多的混合物粉碎成粒状后,在无磁场下进行压缩成形,或者将磁铁粉末的含量较少的混合物粉碎成粒状后,在无磁场下进行注射成形,形成粘结磁铁。
粘结磁铁的尺寸都是直径10mm×高7mm的圆柱状。
将粒状物填充在压制装置的金属模内,在温度210~220℃,以压力750MPa进行压缩成形。使成形时的金属模温度达到90℃,注射圆筒内温度达到230~280℃进行注射成形。
对于这样制作得到的各粘结磁铁,与实施例1相同地进行磁性能的测定、和耐热性试验。
关于各粘结磁铁,在表2中表示混炼温度、成形方法、成形温度、密度ρ、剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ、最大磁能积(BH)max和不可逆退磁率的值。
正如表2所清楚地表明,本发明的粘结磁铁,密度ρ遍及宽的范围,在具有优良的磁性能(剩余磁通密度Br、最大磁能积(BH)max和矫顽力)的同时,不可逆退磁率小,耐热性(热稳定性)也优良。
尤其,本发明的粘结磁铁,即使在像采用注射成形得到的低密度的粘结磁铁(磁铁粉末的含量少)的情况下,也具有优良的磁性能,这是因为有如下的原因。
低密度,即如果粘合树脂的含量多,混炼时或成形时的混合物的流动性变高。因此,磁铁粉末和粘合树脂在较低的温度、以短时间进行混炼成为可能,容易使磁铁粉末和粘合树脂达到均匀化。另外,如果混合物的流动性高,在较低的温度、以短时间简便地进行成形也成为可能。即,能够放宽成形条件。其结果,能够将混炼时和成形时的磁铁粉末的劣化(氧化等)抑制到最小,由此得到高磁性能的粘结磁铁,成形性也提高。
另外,如果混合物的流动性高,就能够降低所得到的粘结磁铁的孔隙率,由此在提高机械强度的同时,也提高磁性能。
实施例3
使用实施例1得到的各磁铁粉末,和实施例1相同地制作,制造外径22mm×内径20mm×高4mm的圆筒状(环状)的各向同性粘结磁铁,所得到的各粘结磁铁在8极进行多极磁化。在磁化时,流过磁化线圈的电流值是16kA。
此时,为了达到磁化率90%所需要的磁化磁场的大小比较小,因此磁化性良好。
以这样进行磁化的各粘结磁铁作为转子磁铁使用,组装CD-ROM用主轴电动机。
在各CD-ROM用主轴电动机中,测定以1000rpm旋转转子时的卷绕线圈中发生的反电压。其结果,使用试样No.1、No.7(都是比较例)的粘结磁铁的电动机,电压是0.80V以下,与此相对,使用试样No.2~No.6(本发明)的粘结磁铁的电动机,都得到0.96V以上和20%以上的高值。
其结果,如果使用本发明的粘结磁铁,证实能够制造高性能的电动机。
除了采用挤出成形制造粘结磁铁(粘结磁铁中的磁铁粉末的含有率:92~95重量%)以外,和上述实施例1~3相同地制造本发明的粘结磁铁和电动机,进行性能评价,得到和上述相同的结果。
除了采用注射成形制造粘结磁铁(粘结磁铁中的磁铁粉末的含有率:90~93重量%)以外,和上述实施例1~3相同地制造本发明的粘结磁铁和电动机,进行性能评价,得到和上述相同的结果。
发明得的效果
如以上所述,按照本发明得到如下的效果。
·磁铁粉末含有规定量的Al,并且含有有软磁性相和硬磁性相的复合组织,由此磁化高,发挥优良的磁性能,固有矫顽力和矩形性得到改善。
·不可逆退磁率的绝对值小,得到优良的耐热性(热稳定性)。
·得到高的磁通密度,因此即使是各向同性也得到具有高磁性能的粘结磁铁。尤其和以往的各向同性粘结磁铁相比,能够以更小的体积的粘结磁铁发挥同等以上的磁性能,因此以更小型得到高性能的电动机成为可能。
·另外,由于得到高磁通密度,因此在制造粘结磁铁时,即使不追求高密度化,也能够得到充分高的磁性能,其结果,在成形性提高的同时,谋求尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性(热稳定性)等进一步提高,能够容易制造可靠性高的粘结磁铁。
·磁化性良好,因此能够以更低的磁化磁场进行磁化,尤其能够容易且可靠地进行多极磁化等,而且能够得到高磁通密度。
·从要求高密度化考虑,与压缩成形法相比,也适合利用不易进行高密度成形的挤出成形法或注射成形法制造粘结磁铁,即使以这样的成形法成形的粘结磁铁,也得到像上述的效果。因此,粘结磁铁的成形方法的选择范围宽,而且由这些成形方法产生的选择的自由度大。
表1
试 样No. |
W |
ρ(Mg/m3) |
Br(T) |
HcJ(kA/m) |
(BH)max(kJ/m3) |
(BH)max/ρ2(×10-9J·m3/g2) |
Br/ρ2(×10-6T·m3/g) |
不可逆退磁率(%) |
1(比较例) |
0 |
6.27 |
0.82 |
319 |
70.7 |
1.80 |
0.131 |
-7.0 |
2(本发明) |
0.04 |
6.26 |
0.87 |
390 |
100.1 |
2.55 |
0.139 |
-5.2 |
3(本发明) |
0.1 |
6.32 |
0.90 |
462 |
108.3 |
2.71 |
0.142 |
-4.5 |
4(本发明) |
0.2 |
6.29 |
0.91 |
480 |
111.1 |
2.81 |
0.145 |
-3.9 |
5(本发明) |
0.5 |
6.30 |
0.88 |
503 |
106.9 |
2.69 |
0.140 |
-3.5 |
6(本发明) |
1.5 |
6.33 |
0.83 |
542 |
93.7 |
2.34 |
0.131 |
-3.1 |
7(比较例) |
2.2 |
6.31 |
0.76 |
538 |
76.2 |
1.91 |
0.120 |
-4.0 |
表2
试 样No. |
混炼温度(℃) |
成形方法 |
成形温度(℃) |
ρ(Mg/m3) |
Br(T) |
HcJ(kA/m) |
(BH)max(kJ/m3) |
(BH)max/ρ2(×10-9J·m3/g2) |
Br/ρ(×10-6T·m3/g) |
不可逆退磁率(%) |
8(本发明) |
200 |
注射成形 |
230 |
5.30 |
0.78 |
532 |
80.4 |
2.86 |
0.147 |
-2.4 |
9(本发明) |
203 |
注射成形 |
245 |
5.50 |
0.80 |
521 |
85.2 |
2.82 |
0.145 |
-2.7 |
10(本发明) |
211 |
注射成形 |
260 |
5.67 |
0.82 |
513 |
89.8 |
2.79 |
0.144 |
-3.0 |
11(本发明) |
216 |
注射成形 |
275 |
5.80 |
0.83 |
506 |
93.2 |
2.77 |
0.143 |
-3.2 |
12(本发明) |
220 |
压缩成形 |
210 |
5.95 |
0.84 |
50l |
97.3 |
2.75 |
0.14l |
-3.5 |
13(本发明) |
224 |
压缩成形 |
215 |
6.2l |
0.87 |
495 |
105.2 |
2.73 |
0.140 |
-4.0 |
14(本发明) |
230 |
压缩成形 |
220 |
6.48 |
0.90 |
481 |
113.4 |
2.70 |
0.139 |
-4.6 |