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已成为当今的课题。决定粘结磁铁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)。在磁铁粉末自身的磁化不那么高的情况下,如果粘结磁铁中的磁铁粉末的含量不是特别多,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,即不得已进行高密度化,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,对电动机等搭载磁铁机器的小型化也能够做出大的贡献。
另外,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,而在这样
的复合组织中,存在磁化高的软磁性相。因此总的磁化高,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。其中,尤其最好是由以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。
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%。R不到7.1原子%时,得不到充分的矫顽力,即使添加Al,矫顽力的提高不多。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,剩余磁通密度就几乎不降低,因此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,能够提高矫顽力,同时,可以提高温度特性(热稳定性)。
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),使居里温度升高,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的范围时,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%,非磁性相增多,磁通密度急剧减少。
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也变得良好。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。
而且,由含有0.02~1.5原子%Al而产生的另一重要效果是,能够使后述的不可逆磁化率(Xirr)减小,进而能够改善不可逆退磁率,提高磁铁的耐热性(热稳定性)。在Al不到0.02原子%时,这样的效果小,并且上述的矫顽力的提高也小。
再者,Al本身虽然不是新的物质,但本发明人反复进行了实验、研究,结果发现,在由具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成的磁铁粉末中,在0.02~1.5原子%的范围含有Al时,可以得到以下4种效果: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能够使后述的不可逆磁化率(Xirr)减小;③达到不可逆退磁率的改善(绝对值降低);④能够保持良好的耐蚀性,尤其是可以同时得到这些效果,这是本发明的意义所在。
如上所述,本发明的特征是微量或者少量含有Al,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%,该范围的上限更好是1.0原子%,最好是0.8原子%。
另外,为了进一步提高磁性能等,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,磁铁材料形成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,因此如果和硬磁性相混合存在,体系全体的磁化曲线,在B-H图的第二象限形成具有段的“蛇型曲线”。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,能够在比较低的磁场中磁化。
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可以是以下所述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(尤其是α-Fe、α-(Fe,Co))、或者TM与Al的合金相、TM与B的化合物相、TM与B和Al的化合物相(或者这些包括Q的相)
磁铁粉末的制造
本发明的磁铁粉末可以采用急冷熔液合金而制成,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。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附近的周围,配置加热用的线圈4,在该线圈4上例如通过施加高频电流,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相同的材质与之形成一体,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,最好是例如由像铜或者铜合金那样的导热率高的金属材料构成,以便表面层52的热能够迅速地散去。
另外,表面层52最好是由导热率与基部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被设置在室(未图示)内,该室内最好填充隋性气体或其他的气氛气体。为了防止急冷薄带8的氧化,气氛气体最好是氩气、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的圆周速度的适宜范围,根据合金熔液的组成、圆周面53对合金熔液6的润湿性等是不同的,为了提高磁性能,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,取决于急冷薄带8的体积流量(每单位时间所吐出的合金熔液的体积),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,大部分变成非晶体组织,上述的无论哪一种情况,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、组织的均匀化,也可以进行至少1次热处理。该热处理的条件,例如可以是在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氛中进行。
采用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、钢针式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)、或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行粉碎。
磁铁粉末的平均粒径没有特别的限制,在制造后述的各向同性粘结磁铁的场合,考虑到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,为了在粘结磁铁成形时得到更好的成形性,磁铁粉末的粒径分布最好有某种程度的分散(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相同时,能够进一步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产生的应变的影响、控制晶粒直径,也可以进行热处理。热处理的条件,例如在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1×10-1~1×1-6托)、或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行。
在使用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)和耐蚀性优良。因此,该磁铁粉末适合于制造粘结磁铁。
以上,作为急冷法举例地说明了单辊法,但也可以采用双辊法。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
下面,说明本发明的各向同性粘结磁铁(以下,简称为“粘结磁铁”)。
本发明的粘结磁铁是用粘合树脂粘结上述的磁铁粉末而构成的。
所述的粘合树脂(粘合剂),可以是热塑性树脂和热固性树脂中的任一种。
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-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,可以使用其中的1种,或者2种以上混合使用。
其中,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,这些热塑性树脂与磁铁粉末的混炼性也很好。
这样的热塑性树脂由于其种类、共聚合等不同,具有能宽范围的选择的优点,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,可以使用其中的1种,或者2种以上混合使用。
其中,从成形性优良、机械强度高、耐热性优良方面考虑,优先选用环氧树脂、酚醛树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂,特别是环氧树脂。另外,这些热固性树脂与磁铁粉末的混炼性、混炼的均匀性都优良。
所使用的热固性树脂(未固化),在室温下可以是液状的,也可以是固形(粉末状)的。
这样的本发明粘结磁铁,例如可以按以下所述进行制造。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,在无磁场中成形为所希望的磁铁形状。粘合树脂是热固性树脂时,成形后利用加热等使其固化。
上述的3种成形方法中,挤出成形和注射成形(尤其是注射成形),具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,磁铁粉末的含量不能太多,即不能使粘结磁铁进行高密度化。但是,本发明如后所述,可以得到高磁通密度,因而即使不使粘结磁铁高密度化,也得到优良的磁性能,因此采用挤出成形、注射成形制造的粘结磁铁也能够享受其优点。
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、兼顾成形性和高磁性能来决定。具体地说,较好是75~99.5重量%左右,最好是85~97.5重量%左右。
尤其是,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造粘结磁铁时,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,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还是比较少,都能得到优良的磁性能(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,例如形状,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各种大小。尤其,对小型化、超小型化的磁铁是有利的,在本说明书中已多次提到这一点。
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。
以上的本发明粘结磁铁具有以下的磁性能,即在表示室温下的磁性能的J-H图(纵轴表示磁化(J),横轴表示磁场(H))中的退磁曲线中,以与通过J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率(Xirr)是5.0×10-7H/m以下,而且室温下的固有矫顽力(HcJ)是320~720kA/m。以下,关于不可逆磁化率(Xirr)、固有矫顽力(HcJ)和剩余磁通密度(Br)及密度ρ的关系依次进行说明。
关于不可逆磁化率
所谓不可逆磁化率(Xirr),如图6所示,是指在J-H图中的退磁曲线中,以在某点P上的该退磁曲线的切线斜率作为微分磁化率(Xdif),从上述点P-旦使退磁场的大小减少,以绘制反弹曲线时的该反弹曲线的斜率(连接反弹曲线两端的直线的斜率)作为可逆磁化率(Xrev)时,以下式表示的数值(单位:H/m)。不可逆磁化率(Xirr)=微分磁化率(Xdif)-可逆磁化率(Xrev)
本发明在J-H图中的退磁曲线中,将与通过J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线y的交点作为上述点P。
在本发明中,将室温下的不可逆磁化率(Xirr)的上限值规定为5.0×10-7H/m的理由如下。
如上所述,不可逆磁化率(Xirr),是表示一旦施加退磁场后,即使其绝对值减少也不能恢复的磁化对磁场的变化率,因此将该不可逆磁化率(Xirr)抑制至某种程度较小的值,可以实现粘结磁铁的热稳定性的提高,尤其是不可逆退磁率绝对值的降低。实际上,在本发明中的不可逆磁化率(Xirr)的范围,粘结磁铁例如在100℃×1小时的环境下放置后,回到室温时的不可逆退磁率,其绝对值约为5%以下,在衫上(尤其在电动机等的使用中)得到充分的耐热性即热稳定性。
与此相反,如果不可逆磁化率(Xirr)超过5.0×10-7H/m,不可逆退磁率的绝对值增大,得不到充分的热稳定性。另外,在固有矫顽力降低的同时,矩形性恶化,因此在粘结磁铁的实际使用中,导磁系数(Pc)增大(例如Pc≥5)的用途中的使用受到限制。另外,矫顽力的降低还造成热稳定性的造成低下。
室温下的不可逆磁化率(Xirr)规定为5.0×10-7H/m以下的理由如上所述,但不可逆磁化率(Xirr)最好是尽可能的小值,因此,在本发明中,不可逆磁化
率(Xirr)较好是4.5×10-7H/m以下,最好是4.0×10-7H/m以下。
关于固有矫顽力
粘结磁铁的室温下的固有矫顽力(HcJ)是320~720kA/m。尤其最好是400~640kA/m。
如果固有矫顽力(HcJ)超过上述的上限值,磁化性就低劣,得不到充分的磁通密度。
另一方面,在固有矫顽力(HcJ)不到上述的下限值时,根据电动机的用途,加上反磁场时的退磁变得显著,并且高温时的耐热性恶化。因此,通过将固有矫顽力(HcJ)限制在上述范围,在粘结磁铁(尤其是圆筒状磁铁)上进行多极磁化的场合,即使得不到充分的磁化磁场时,也可以进行良好的磁化,得到充分的磁通密度,能够提供高性能粘结磁铁,尤其电动机用粘结磁铁。
关于剩余磁通密度Br和密度ρ的关系
剩余磁通密度Br(T)和密度ρ(Mg/m3)之间应满足下述式(Ⅰ)关系。
0.125≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]……(Ⅰ)
另外,代替式(Ⅰ),较好是满足式(Ⅱ),最好是满足式(Ⅲ)。
0.128≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.16……(Ⅱ)
0.13≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.155……(Ⅲ)
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、由粘合树脂的减少引起的成形性降低等问题。另外,为了得到一定的磁通密度,体积就要增加,机器的小型化变得困难。
本发明的粘结磁铁,其最大磁能积和不可逆退磁率应满足以下所述的条件。
关于最大磁能积(BH)max
最大磁能积(BH)max应在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,在电动机用中使用时,根据其种类、构造,得不到足够的转矩。
关于不可逆退磁率
不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值应在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由(Nd0.7Pr0.25Dy0.05)85Fe余量Co7.0B5.3Alw表示的磁铁粉末(Al含量w不同的7种磁铁粉末)。
首先,称量Nd、Pr、Dy、Fe、Co、B、Al各种原料,铸造成母合金铸锭,从该铸锭上切取约15g的试料。
使用图4和图5所示结构的急冷薄带制造装置1,将上述试料放入底部设有喷嘴(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,导入隋性气体(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(石英管的内压与气氛压力的压差)、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,使用粉碎机(磨碎机),在氩气中将该磁铁粉末进一步粉碎,形成平均粒径60μm的磁铁粉末。
对于得到的磁铁粉末,为了分析其相组成,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硬磁性相R2(FeCo)14B型相及软磁性相α-(Fe,Co)型相的衍射峰,根据用透射电子显微镜(TEM)观察的结果,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,磁铁粉末与聚酰胺树脂(尼龙12)的配合比率(重量比),对于各磁铁为大致相等的值。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℃下,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。利用阿基米德法测定各粘结磁
铁的密度ρ。其结果示于表1中。
磁性能、不可逆磁化率的评价
以磁场强度3.2MA/m对各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、固有矫顽力HcJ、最大磁能积(BH)max)。测定时的温度是23℃(室温)。
如图7所示,在得到的J-H图的退磁曲线中,以与通过原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点P为出发点,从该点使磁场一旦变化至0后,再回到原来绘制反弹曲线,以该反弹曲线的斜率(连接反弹曲线的两端的直线的斜率)作为可逆磁化率(Xrev)求出。另外,以上述交点P上的退磁曲线的切线的斜率作为微分磁化率(Xdif)求出。室温下的不可逆磁化率(Xirr)作为Xirr=Xdif-Xrev求出。这些结果示于下述的表1中。
耐热性的评价
接着,调查上述各粘结磁铁(直径10mm×高7mm的圆柱状)的耐热性(热稳定性)。将粘结磁铁在100℃×1h的环境下保持后,测定返回至室温时的不可逆退磁率(初期退磁率),评价耐热性。其结果示于表1中。不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值越小,耐热性(热稳定性)越好。
综合评价
正如表1所清楚地表明,磁铁粉末中的Al含量w是0.02~1.5原子%且不可逆磁化率((Xirr))是5.0×10-7H/m以下的各向同性粘结磁铁(No.2~No.6),都具有优良的磁性能(剩余磁通密度、固有矫顽力、最大磁能积),不可逆退磁率的绝对值也小,因此耐热性(热稳定性)高,并且磁化性也很好。
从以上可知,按照本发明,能够提供高性能而且可靠性(尤其耐热性)高的粘结磁铁。特别是将粘结磁铁用于电动机时,可以发挥高的性能。
实施例2
与实施例1相同地操作,得到合金组成为(Nd0.7Pr0.20Dy0.05)8.6Fe余量Co6.9B5.4Al1.0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,改变粘结磁铁中的磁铁粉末含量(含有率),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,另外,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,制成粘结磁铁。
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。这些结果示于表2中。
综合评价
正如表2所清楚地表明,本发明的粘结磁铁,在宽的密度ρ范围内,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,热稳定性(耐热性)也优良。
本发明的粘结磁铁,即使在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,仍具有优良的磁性能,这是因为有如下的原因。
低密度,即粘合树脂的含量多时,混炼时或成形时的混合物的流动性提高。因此,磁铁粉末和粘合树脂可以在较低的温度和较短时间内进行混炼,容易使磁铁粉末和粘合树脂混炼时均匀化。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,能够将成形时的磁铁粉末的劣化(氧化等)抑制到最小程度,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,与实施例1相同地操作,制造外径22mm×内径20mm×高mm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。
将经过这样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,与此相反,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,与上述实施例1~3同样操作,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,与上述实施例1~3同样操作,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。