JP2003092208A

JP2003092208A - 希土類系ボンド磁石

Info

Publication number: JP2003092208A
Application number: JP2001283816A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Nishiuchi; 武司西内; Hirokazu Kanekiyo; 裕和金清; Satoru Hirozawa; 哲広沢
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2001-09-18
Filing date: 2001-09-18
Publication date: 2003-03-28

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】優れた磁気特性を有し、且つ、耐食性などの
要求特性に優れた希土類系ボンド磁石を提供する。【解決手段】希土類合金粉末と結合剤とを含む磁石成
形体と、前記磁石成形体の表面に設けられた樹脂被膜を
有する希土類系ボンド磁石であって、前記希土類合金粉
末は、組成式（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（Ｔは
ＣｏおよびＮｉからなる群から選択された１種以上の元
素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択された元素であ
ってＢをかならず含む少なくとも１種の元素、ＲはＬａ
およびＣｅを実質的に含まない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
金属元素である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、希土類磁石粉末を
用いた希土類系ボンド磁石に関する。

【０００２】

【従来の技術】現在、ボンド磁石は、各種モータ、アク
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。

【０００３】従来、ボンド磁石用の磁石粉末として、Ma
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、Ｆｅ_100-a-bＢ_aＲ_b（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。

【０００４】ＭＱ粉に代表される従来のボンド磁石用の
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１５０
μｍ）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。

【０００５】従来の急冷磁石粉末と樹脂（ここでは、ゴ
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。

【０００６】このコンパウンドを、例えば圧縮成形、押
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。

【０００７】ボンド磁石には磁気特性や耐食性以外に様
々な特性が要求される。しかしボンド磁石成形体をその
まま使用した場合には、必要とされる特性を満たさな
い。

【０００８】例えば、結合剤として樹脂を用いた磁石成
形体は、本質的に機械強度が弱く、特にモータ等に使用
される圧縮成形されたリング型磁石などの薄肉状の成形
体は、割れや欠けを生じ易い。従って、ボンド磁石成形
体をそのまま用いると、モータ組み込み時に磁石成形体
の破壊などの問題が発生する。

【０００９】また、ボンド磁石成形体をそのまま使用す
ると、ボンド磁石成形体の表面から脱落した磁石粒子
が、組み込んだ部品内に飛散し、モータ動作に影響を与
えるなど、種々の問題を引き起こす。特に、コンピュー
ターなどに使用されるハードディスクドライブ装置（Ｈ
ＤＤ）用の部品（スピンドルモータなど）にボンド磁石
成形体をそのまま使用すると、磁石成形体表面から脱落
した磁石粒子が磁気的に記録された情報を破壊するなど
の致命的な問題を招くことがある。

【００１０】また、磁石を接着することによって部品に
組み込む場合に、成形体をそのまま用いると、ボンド磁
石成形体の樹脂部分（結合剤部分）と磁石粉末部分との
両方に対して十分な接着強度を得ることが難しく、使用
可能な接着剤の種類が限られてしまうことがある。

【００１１】上述の問題の発生を防ぐために、特に、圧
縮成形や押出し成形によって作製された結合剤の含有率
が少ないボンド磁石は、磁石成形体の表面を樹脂膜で被
覆することが広く行われている（例えば、特開平４−２
５００３号公報)。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＭＱ粉
に代表される従来の急冷磁石粉末は、優れた磁気特性を
有しているものの、希土類元素の含有率が高いため、耐
食性が低いという問題がある。

【００１３】さらに、従来の急冷磁石粉末は、急冷過程
において比較的高い急冷速度を必要とするので、高いロ
ール表面周速度（例えば１５ｍ／秒以上）で急冷された
薄い急冷合金薄体（厚さ５０μｍ以下、典型的には約２
０μｍ〜約４０μｍ）を粉砕することによって作製され
る結果、粒子の形状が扁平であり、その粉末粒子のアス
ペクト比の大部分は０．３未満である。このように扁平
な形状を有している磁石粉末は、コンパウンドの作製過
程や成形過程で、粒子が破壊され、新たな表面が露出さ
れるので、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。

【００１４】また、ボンド磁石の磁気特性の磁気特性を
向上するために、磁石粉末の充填率を高くしようとして
も、扁平な形状を有している磁石粉末の充填率を高くす
ることが困難である。そこで、例えば、従来の急冷磁石
粉末の成形性（特に流動性）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
れた球状に近い磁石粉末を用いる方法を提案している
が、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。

【００１５】さらに、扁平な形状を有している磁石粉末
を用いると、圧縮成形における圧力解放時に成形体の密
度が減少する、いわゆるスプリングバック現象が起こ
り、その結果、成形体に空隙が形成されやすい。磁石成
形体の表面に空隙が形成されると、樹脂被膜の形成を阻
害したり、樹脂被膜形成後の加熱処理（硬化処理）時に
空隙内に浸透した樹脂中の溶剤が急激に蒸発したりする
ことにより、樹脂被膜にピンホールができやすく、十分
な耐食性を有するボンド磁石を得ることができない。

【００１６】逆に、樹脂被膜にピンホールが形成される
ことを防止し、十分な耐食性を得るために、厚膜を形成
すると、磁石の表面の非磁性層の厚さが増すことになる
ので、磁石の有効体積が減少したりモータ等の磁気回路
における磁気的なギャップが広くなったりして、磁気エ
ネルギーの利用効率の低下を招くことになる。

【００１７】また、寸法精度に優れた樹脂被膜を形成す
る方法として、電着塗装法が知られているが、電着塗装
のように水系の処理液を用いる湿式表面処理プロセスに
おいては、処理液が空隙へ進入し残存すると、磁石粉末
の腐食を引き起こすおそれがある。

【００１８】これらの観点から、ＭＱ粉に代表される従
来の扁平状の粉末を用いたボンド磁石に樹脂被膜を形成
し、十分な耐食性を有するボンド磁石を得るためには、
より複雑な処理（例えば空隙を予め埋める（封孔処
理））を要することになる。

【００１９】一方、近年、ボンド磁石に用いられる磁石
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
願平１１−３６２１０３号および特願２０００−３７１
７８８号参照）。しかしながら、従来のＦｅ−Ｒ−Ｂ系
のナノコンポジット磁石粉末は、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Ｈ_cJ）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ＨＤＤのモータ等に適用することがで
きなかった。

【００２０】本発明は上記事情に鑑みてなされたもので
あり、その目的は優れた磁気特性を有し、且つ、耐食性
などの要求特性に優れた希土類系ボンド磁石を提供する
ものである。

【００２１】

【課題を解決するための手段】本発明による希土類系ボ
ンド磁石は、希土類合金粉末と結合剤とを含む磁石成形
体と、前記磁石成形体の表面に設けられた樹脂被膜を有
する希土類系ボンド磁石であって、前記希土類合金粉末
は、組成式（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（ＴはＣ
ｏ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およびＣからなる群から選択された元素であ
ってＢをかならず含む少なくとも１種の元素、ＲはＬａ
およびＣｅを実質的に含まない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、１
０＜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Ｔｉ含有粉末を含み、前
記Ｔｉ含有粉末は、アスペクト比が０．３以上１．０以
下範囲内にある粉末粒子を、前記希土類合金粉末の全体
の質量に対して７０質量％以上含むことを特徴とする。

【００２２】前記Ｔｉ含有粉末は、粒径が５３μｍ以下
の粉末粒子を、前記希土類合金粉末の全体の質量に対し
て１０質量％以上含むことが好ましい。

【００２３】前記Ｔｉ含有粉末は６０μｍ以上３００μ
ｍ以下の平均厚さの急冷合金を粉砕することによって得
られたものであることことが好ましい。

【００２４】前記Ｔｉ含有粉末はストリップキャスト法
を用いて作製された急冷合金を粉砕することによって得
られたものであることが好ましい。

【００２５】前記磁石成形体は、圧縮成形法を用いて形
成されたものであることが好ましい。

【００２６】前記樹脂被膜の膜厚は５μｍ以上３０μｍ
以下であることが好ましい。

【００２７】前記樹脂被膜が有機溶剤で希釈された塗料
を用いて形成されたものであることが好ましい。

【００２８】前記樹脂被膜は電着塗装によって形成され
たものであることが好ましい。

【００２９】希土類ボンド磁石は、リング形状を有する
ものであることが好ましい。

【００３０】本発明のボンド磁石は、モータに好適に用
いられる。

【００３１】

【発明の実施の形態】本発明によるボンド磁石は、希土
類合金粉末と結合剤とを含む磁石成形体と、磁石成形体
の表面に設けられた樹脂被膜とを有し、希土類合金粉末
（以下、「磁粉」と略す。）は、Ｔｉ含有ナノコンポジ
ット磁粉を含む。このＴｉ含有ナノコンポジット磁粉
は、アスペクト比が０．３以上１．０以下の範囲内にあ
る粉末粒子を、ボンド磁石が含む希土類合金粉末の全体
の質量に対して７０質量％以上含む。

【００３２】本発明のボンド磁石が含むＴｉ含有ナノコ
ンポジット磁粉は、組成式（Ｆｅ_1- _mＴ_m）_100-x-y-zＱ_x
Ｒ_yＭ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群から選択された
１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる群から選択さ
れた元素であってＢをかならず含む少なくとも１種の元
素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない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。

【００３３】Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉は、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
磁性相とが磁気的な交換相互作用によって結合してお
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Ｈ_cJが高い）。具体的には、本発明による
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Ｈ_cJ：７
００ｋＡ／ｍ以上、残留磁束密度Ｂ_r：０．７Ｔ以上を
実現でき、さらには、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａ
ｘ：９０ｋＪ／ｍ³以上、保磁力Ｈ_cJ：８００ｋＡ／ｍ
以上、残留磁束密度Ｂ_r：０．８Ｔ以上を実現できる
（例えば、下記の表３参照）。

【００３４】本発明によるボンド磁石が含む希土類合金
粉末の７０質量％以上がＴｉ含有ナノコンポジット磁粉
であり、希土類合金粉末中の希土類量含有量が比較的少
ないため、得られるボンド磁石成形体の耐食性が本質的
に優れる。

【００３５】一般に、従来の（Ｒ量が比較的多い）希土
類合金粉末は、腐食生成物としてＲの水酸化物などを生
成する。特にこのＲの水酸化物は生成時に大きな体積膨
張を伴い、且つ、腐食反応が広い範囲に亘って容易に進
行する。仮に、樹脂被膜の下で腐食が起こると、腐食生
成物によって樹脂被膜のフクレという致命的な欠陥を生
じてしまう。特に樹脂被膜は、金属被膜に比べて本質的
に透水性が高いため、被膜中を水分が通過して磁石粉末
に到達しやすく、磁石粉末が腐食されやすい。

【００３６】本発明のボンド磁石に用いられるＴｉ含有
ナノコンポジット磁粉のＲ含有量は少ないので、腐食生
成物としては、Ｒの水酸化物よりも、むしろＦｅの水酸
化物またはＦｅの水和酸化物（いわゆる赤錆）を主に生
成する。Ｆｅの水酸化物または水和酸化物はＲの水酸化
物よりも生成時の体積膨張が小さく、且つ、錆の進行が
遅い。従って、本発明のボンド磁石においては、何らか
の原因で、仮に樹脂被膜の下で錆が発生しても、樹脂被
膜のフクレなどの問題の発生が抑制される。

【００３７】また、一般に、希土類磁石中の希土類元素
は電着塗装など水系溶剤を含む処理液中で容易に溶出す
る。このため、樹脂被膜の形成が阻害され、樹脂被膜の
密着性が低下したり、一旦溶出した希土類元素が樹脂被
膜中に取り込まれることによって、耐食性に優れた被膜
が形成できないことがある。従って、従来の希土類元素
を多く含む希土類合金粉末を用いたボンド磁石成形体に
水系溶剤を含む処理液を用いる方法で樹脂被膜を形成す
ると、十分な耐食性を有するボンド磁石が得られないこ
とがある。また、この処理液中に溶出した希土類元素が
処理液中に蓄積すると、良好な被膜が得られなくなるた
め、処理液の定期的な交換等が必要となる。

【００３８】これに対し、本発明のボンド磁石に用いら
れる希土類合金粉末中に含まれる希土類元素の量は比較
的少ないので、処理液中への希土類元素の溶出量が少な
く、その結果、樹脂被膜の形成が阻害されたり、密着性
が低下するなどの問題の発生が抑制され、十分な耐食性
を有するボンド磁石が得られる。さらに、ボンド磁石成
形体から処理液中への希土類元素の溶出量が低減される
ので、処理液の劣化を抑制することができる。

【００３９】さらに、本発明のボンド磁石に用いられる
Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉は、アスペクト比が０．
３以上１．０以下範囲内にある粉末粒子を、ボンド磁石
中の希土類合金粉末の全体の質量に対して７０質量％以
上含むので、充填性に優れ、且つ、圧縮時にスプリング
バックが起こることも少ない。従って、空隙の少ない成
形体を得ることができる。その結果、成形体の表面にピ
ンホールの少ない樹脂被膜を形成することができ、ま
た、樹脂被膜の厚さを従来よりも小さくしても、十分な
耐食性を得ることができる。

【００４０】すなわち、本発明によると、例えば樹脂被
膜の形成に要する時間を従来よりも短縮し、所望の耐食
性を有するボンド磁石を低コストで得られるだけでな
く、ＨＤＤなどのコンピューター部品や、種々のモータ
用の磁石に要求される高い寸法精度や部品の小型化等へ
の要求に応えることができる。さらに、本発明のボンド
磁石をモータに使用する場合、樹脂被膜の薄膜化によ
り、ロータ／ステータ間の磁気的なギャップを小さくす
ることができるので、結果として優れたモータ特性を発
揮させることができる。

【００４１】また、アスペクト比が０．３以上１．０以
下の粉末粒子は成形時にも割れにくく、磁石粉末への表
面処理（カップリング剤や潤滑剤による被覆、または化
成処理）の効果を最大限に生かすことが可能となる。そ
の結果として、ボンド磁石成形体自身の耐食性を向上す
ることができ、結果として、樹脂被膜の薄膜化に伴う低
コスト化、寸法精度の向上、モータ特性の向上を図るこ
とができる。

【００４２】本発明のボンド磁石に用いられるＴｉ含有
ナノコンポジット磁粉は、従来の高い特性を有する等方
性磁石粉末（例えばＭＱＩ社のＭＱＰ−Ｂ）に比べてＢ
含有量が多いため、アモルファス生成能が高い。さらに
磁石合金がＴｉを含有することによって、硬磁性相と軟
磁性相の微細構造かならなるナノコンポジット組織を形
成させることができることから、溶湯冷却速度が比較的
遅い液体急冷法を用いても高性能の磁石合金を生成する
ことができる。従って、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石
合金を作製するときの急冷速度の設定の幅が広く、急冷
合金を粉砕することによって得られる粉末の形状を等軸
的なものから扁平的なものまで任意の形状に作製するこ
とができる。すなわち、急冷速度を比較的遅く設定する
ことによって、アスペクト比が０．３以上１．０以下の
粉末粒子を含有し高い磁気特性を有する磁粉を容易に得
ることができるため、先述した種々の効果を得ることが
可能となる。

【００４３】具体的には、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０．３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、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。

【００４４】また、本発明のボンド磁石に含まれる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、酸化され難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。
これに対し、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い。

【００４５】例えば、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とＭＱＩ社から市販されている
ＭＱＰ−Ｂ（最大粒径３００μｍ以下）の耐酸化性の違
いを図１および表１を参照しながら説明する。

【００４６】図１は、それぞれの磁粉を１０℃／分の昇
温速度で加熱したときの重量増加率を示すグラフであ
る。実施例１で用いたＴｉ含有ナノコンポジット磁粉は
ＭＱＰ−Ｂに比べて耐酸化性に優れるため、酸化による
重量増加が非常に少ないことがわかる。

【００４７】また、表１は、それぞれの磁粉を種々の温
度で大気中に１時間放置した後の磁気特性と、酸素含有
率の増加量を示している。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、酸
素含有量の増加は２０００ｐｐｍと少なく、且つ、最大
磁気エネルギー積（ＢＨ）_max、残留磁束密度Ｂ_rおよび
保磁力Ｈ_cJのいずれもわずかに低下するに過ぎない。こ
れに対し、ＭＱＰ−Ｂは、３５０℃で１時間放置する
と、酸素含有量の増加が１９３００ｐｐｍと非常に多
く、且つ、磁気特性は大きく低下している。

【００４８】

【表１】

【００４９】さらに、本発明のボンド磁石に含まれるＴ
ｉ含有ナノコンポジット磁粉は、その磁気特性に粉末の
粒径依存性が小さいという特徴を有している。これは、
Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉が上述したように耐酸化
性に優れているためで、製造工程における酸化の影響が
少ないためである。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、粉末の粒径が
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Ｂ_rについて
みると、最も高い値を示している１０６μｍ超１２５μ
ｍ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Ｂ
_r（０．７９Ｔ）は９０％未満まで低下している。

【００５０】これに対し、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、Ｔｉ含有ナノコンポジ
ット磁粉（組成：Ｎｄ：９原子％、Ｂ：１１原子％、Ｔ
ｉ：３原子％、Ｃｏ：２原子％、残部Ｆｅ、最大粒径３
００μｍ以下）では、表３に実施例として示すように、
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Ｂ_r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Ｂ_r（０．８４５Ｔ）に対して、５３μｍ
以下の粉末粒子の残留磁束密度Ｂ_r（約０．８２９Ｔ）
は９８％以上の値を有している。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。

【００５１】

【表２】

【００５２】

【表３】

【００５３】このようにＴｉ含有ナノコンポジット磁粉
は粒径が５３μｍ以下であっても磁気特性の低下が無い
ので、希土類合金粉末の充填性（成形性）をさらに向上
するために、５３μｍ以下の粉末粒子を混合しても、磁
気特性を低下させることがない。希土類合金粉末の充填
性をさらに向上させ、かつボンド磁石の磁気特性をより
優れたものにするためには、粒径が５３μｍ以下のＴｉ
含有ナノコンポジット磁粉を希土類合金粉末の全体の質
量に対して１０質量％以上混合することが好ましい。充
填性を考慮して希土類合金粉末の粒度分布を適宜調整
し、磁石成形体を作製することにより、磁石成形体密度
を向上して磁気特性を向上させるとともに、表面に空隙
の少ない磁石成形体を作製することができるので、これ
ら本発明の特徴により、樹脂被膜形成時のピンホール発
生や、空隙に処理液が残ることによる腐食の問題を低減
することが可能となり、薄膜でより高い耐食性を持つ被
膜形成が可能となるとともに、仮に、より完全な封孔が
要求される場合でも、従来の圧縮成型ボンド磁石よりも
簡便な方法を採用することができるため、低コストで所
望の機能を有するボンド磁石を得ることが可能となる。

【００５４】例えば、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容易に得ることができる。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０．３以
上１．０以下の磁粉を用いることによって、例えば結合
剤との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。

【００５５】なお、本発明のボンド磁石が含む希土類合
金粉末は、７０質量％以上のＴｉ含有ナノコンポジット
磁粉を含めば上述の効果が得られることから、従来の急
冷磁石粉末（典型的にはＭＱ粉）と混合して用いても良
い。但し、先述した磁気特性の観点から、従来の急冷磁
石粉末としては、粒径が５３μｍ以上のものを従来の急
冷磁石粉末全体に対して９５％以上とすることが好まし
い。

【００５６】本発明によるＴｉ含有ナノコンポジット磁
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、本発明に用いら
れる磁粉（特にＴｉ含有ナノコンポジット磁粉のみを用
いた場合）は３００℃以上の高温でも酸化がおこりにく
く（図１参照）、酸化に起因す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
った耐熱性に優れた樹脂（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、ボンド磁石表面に形成する
樹脂被膜にも被膜形成時に高い加熱温度を必要とする耐
熱樹脂を採用することが可能となる。また、気相成膜法
で樹脂被膜を形成する場合も磁石の温度をより高温にで
きることから、より密着性に優れた被膜形成が可能とな
る。

【００５７】なお、充填性および成形性の観点から、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
とがより好ましい。平均粒径は、本発明におけるボンド
磁石成形体を圧縮成形で形成する場合は、５０μｍ以上
２００μｍ以下が好ましく、１００μｍ以上１５０μｍ
以下がより好ましい。また、射出成形や押出成形で形成
する場合には、１０μｍ以上７０μｍ以下であることが
好ましい。

【００５８】以下に、本発明のボンド磁石に用いられる
Ｔｉ含有ナノコンポジットボンド磁石用磁粉およびそれ
を用いたコンパウンドならびに本発明のボンド磁石をさ
らに詳細に説明する。

【００５９】（１）Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉本発明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。

【００６０】本発明者は、特定範囲の組成を有する鉄基
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
Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【００６１】Ｔｉを添加しなかった場合、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄
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、優れた磁気特性（特にＨ _cJ）や角形性が得られな
い。

【００６２】これに対し、Ｔｉを添加した場合は、α−
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。

【００６３】すなわち、本発明のボンド磁石に用いられ
るＴｉ含有ナノコンポジット磁粉は、Ｔｉの働きによっ
て鉄基硼化物や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Ｎ
ｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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ため、得られるボンド磁石
の優れた磁気特性に寄与している。

【００６４】以下、本発明のＴｉ含有ナノコンポジット
磁粉をより詳細に説明する。

【００６５】本発明のボンド磁石が少なくとも含むＴｉ
含有ナノコンポジット磁粉は、好適には、その組成式が
（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z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）およびＣ（炭素）からなる
群から選択された元素であってＢを必ず含む少なくとも
１種の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まない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少なくとも１種の金属元素であ
り、Ｔｉを必ず含んでいる。

【００６６】組成比率を規定する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
の関係を満足することが好ましい。

【００６７】Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉は、希土類
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。

【００６８】Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉では、軟磁
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。

【００６９】Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉は、好適に
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。

【００７０】通常、Ｂの組成比率ｘが１０原子％を超
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やＦｅ₃Ｂなどの軟磁性鉄基硼化物相を生
成することができる。すなわち、Ｔｉを添加することに
より、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の比率を増加できるとともに、生
成した鉄基硼化物相が磁化向上に寄与する。

【００７１】本発明者の実験によると、Ｔｉを添加した
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。

【００７２】また、このようなＴｉ添加効果は、Ｂが１
０原子％を超える場合に顕著に発揮される。以下、図２
を参照しながら、この点を説明する。

【００７３】図２は、Ｔｉが添加されていないＮｄ−Ｆ
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３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。

【００７４】図２からわかるように、Ｔｉが添加されて
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。

【００７５】これに対して、Ｔｉが添加された試料で
は、図３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。

【００７６】このように本発明によれば、Ｂが１０原子
％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。その結果、先述した本発明のボンド磁石が
有する優れた特徴に寄与する磁粉が得られる。

【００７７】次に、本発明のボンド磁石用磁粉が少なく
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。

【００７８】〔Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉用急冷合
金〕上記の組成式（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ
_z（ｘ、ｙ、ｚ、およびｍは、それぞれ、１０＜ｘ≦２
０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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
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。

【００７９】メルトスピニング法やストリップキャスト
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。

【００８０】本発明者の実験によれば、急冷時に雰囲気
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。

【００８１】上記雰囲気ガス圧力のもとで、ロール表面
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。

【００８２】実験によると、ロール表面周速度の更に好
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。

【００８３】なお、本発明のボンド磁石が含むＴｉ含有
ナノコンポジット磁粉の組成は、急冷合金中に粗大なα
−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。

【００８４】従来、本発明のボンド磁石が含むＴｉ含有
ナノコンポジット磁粉の組成に類似する組成（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。

【００８５】特に本発明のボンド磁石が含むＴｉ含有ナ
ノコンポジット磁粉の組成のようにＢの含有量が比較的
多い場合、合金溶湯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、合金溶湯の冷却速度を充分に
低下させてＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【００８６】以上のことから、従来、ナノコンポジット
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。

【００８７】このため、アモルファス生成能に優れたＬ
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
ON THE MAGNETIC PROPERTIES OF α-Fe/R₂Fe₁₄B-TYPE
NANOCOMPOSITES”、 IEEE、 Trans. Magn. No.5、 INTE
RMAG. 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（Ｒ₂Ｆｅ₂₃
Ｂ₃やＦｅ₃Ｂ）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。

【００８８】これに対し、本発明のボンド磁石が含むＴ
ｉ含有ナノコンポジット磁粉では、添加Ｔｉの働きによ
り、急冷凝固工程でα−Ｆｅ相の析出を抑えることがで
きる。更には、結晶化熱処理工程において鉄基硼化物等
の軟磁性相を生成させ、か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。

【００８９】すなわち、希土類元素量が比較的少ない
（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。

【００９０】前述のように、本発明によるＴｉ含有ナノ
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。

【００９１】上述のようにして得られた原料合金に対し
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。

【００９２】ナノコンポジット磁粉用原料合金における
最終的なＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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４は、この原料
合金の金属組織を模式的に示している。図４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Ｒ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【００９３】上述の製造方法において硼化物が生成され
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。

【００９４】本発明者の実験によれば、Ｔｉを添加した
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、
本発明のＴｉ含有ナノコンポジット磁粉作製で用いる原
料合金の組成範囲のうち、ＢおよびＴｉ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Ｂ_rが向上すると考えられる。

【００９５】以下、図５を参照しながら、この点をより
詳細に説明する。

【００９６】図５は、Ｔｉを添加した場合、および、Ｔ
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も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。

【００９７】まず、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加した場合を説
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。

【００９８】一方、Ｔｉを添加した場合は、熱処理によ
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。

【００９９】ＶやＣｒを添加した場合は、これらの添加
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。

【０１００】このようにＴｉを添加した場合のみ、α−
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。

【０１０１】合金溶湯を急冷して原料合金を得る方法と
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、非磁性のアモルファス相の他、粗大なα−Ｆｅ相や
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。

【０１０２】なお、急冷合金がアモルファス相を多く含
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、メスバウアー分光法で
測定されたものである。

【０１０３】次に、本発明におけるＴｉ含有ナノコンポ
ジット磁粉用合金の製造についてロール法の一種である
メルトスピニング法、ストリップキャスト法を用いた実
施形態をさらに具体的に説明する。

【０１０４】＜液体急冷装置＞本実施形態では、例え
ば、図６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。

【０１０５】図６の装置は、真空または不活性ガス雰囲
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６（ａ）は
全体構成図であり、図６（ｂ）は、一部の拡大図であ
る。

【０１０６】図６（ａ）に示されるように、溶解室１
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。

【０１０７】急冷室２は、出湯ノズル５から出た溶湯２
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。

【０１０８】この装置においては、溶解室１および急冷
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。

【０１０９】溶解炉３は傾動可能であり、ロート６を介
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。

【０１１０】貯湯容器４の出湯ノズル５は、溶解室１と
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。

【０１１１】冷却ロール７は、熱伝導度の点からＡｌ合
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。

【０１１２】図６に示す装置によれば、例えば合計１０
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。

【０１１３】このとき、合金薄帯の厚さが６０μｍ以上
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０．３以上
１．０以下の粒子を７０質量％以上含み、さらに粒径が
５３μｍ以下の粒子を１０質量％以上含む粉末を得るこ
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、粉末中のほとんどに
ついて、アスペクト比を０．３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、Ｊ
ＩＳ８８０１の標準ふるいによって分別されたものとす
る。

【０１１４】＜液体急冷法＞まず、前述の組成式で表現
される原料合金の溶湯２１を作製し、図６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。

【０１１５】本実施形態の場合、溶湯２１の冷却凝固に
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。

【０１１６】合金の溶湯２１が冷却ロール７によって冷
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。

【０１１７】本実施形態では、ロール表面速度を１０ｍ
／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。

【０１１８】なお、本発明によるＴｉ含有ナノコンポジ
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
スト法等の種々の方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。

【０１１９】上記急冷法の中でも、ストリップキャスト
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。

【０１２０】また、メルトスピニング法やストリップキ
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３
００μｍ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。

【０１２１】これに対して、ロール表面周速度を速くし
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。

【０１２２】図７（ａ）は、本実施形態による磁石粉末
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７
（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。

【０１２３】図７（ａ）に示されるように、本実施形態
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７（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。

【０１２４】このように、ロール表面周速度を制御し、
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。

【０１２５】＜熱処理＞本実施形態では、前記急冷合金
の熱処理をアル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Ｎｄ₂Ｆ
ｅ₁₄Ｂ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、Ｎｄ
₂Ｆｅ₁₄Ｂ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。

【０１２６】なお、熱処理温度が５５０℃を下回ると、
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Ｂ_r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。

【０１２７】本実施形態では、雰囲気ガスによる二次冷
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。

【０１２８】熱処理雰囲気は、合金の酸化を防止するた
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。

【０１２９】なお、原料合金に炭素を添加すると、磁粉
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、急冷合金に対する熱処理を大気雰囲気下で
行なっても良い。

【０１３０】熱処理前の急冷合金中には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ
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、熱処理によって、Ｒ₂Ｆｅ₂₃Ｂ₃相は消失
し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ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Ｆｅ
₂₃Ｂ₆）やα−Ｆｅを結晶成長させることができる。

【０１３１】本発明の場合、最終的にα−Ｆｅのような
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。

【０１３２】熱処理後におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相
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。

【０１３３】なお、熱処理前に急冷合金の薄帯を粗く切
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。

【０１３４】＜粉砕工程の説明＞本発明のボンド磁石に
は、最大粒径が５００μｍ以下、特に３００μｍ以下の
希土類合金粉末が用いられる。平均粒径は圧縮成形に用
いる場合５０μｍから２００μｍの範囲にあることが好
ましく、１００μｍから１５０μｍの範囲にあるがのよ
り好ましい。

【０１３５】特にＴｉ含有ナノコンポジット磁粉のアス
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０．３以上１．０以下にあるこ
とが好ましいが、磁粉全体の７０％以上がアスペクト比
０．３以上１．０以下とすることで本願発明のボンド磁
石への効果が得られる。さらにＭＱ粉など粉末粒子のア
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。

【０１３６】上述のようなアスペクト比を有するＴｉ含
有ナノコンポジット磁粉は、例えば図８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
することができる。図８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４１
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８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９に示す。図９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。

【０１３７】ピンディスクミルによって粉砕されるべき
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。

【０１３８】本実施形態のピンミル装置４０において、
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。

【０１３９】例えば、上記ピンミル装置を用いて平均粒
径が１００μｍ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０．３以上１．０以下の粉末
を得ることができる。また、例えば粒径が５３μｍ以下
の粉末粒子は、これらを分級すればよい。

【０１４０】原料合金を細かく粉砕するほど、アスペク
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。

【０１４１】本実施形態で好適に用いられるピンミル装
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。

【０１４２】［組成の限定理由］本発明のボンド磁石に
用いられるＴｉ含有ナノコンポジット磁粉は、組成式
（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_zで表される（ＴはＣ
ｏ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およびＣからなる群から選択された元素であ
ってＢをかならず含む少なくとも１種の元素、ＲはＬａ
およびＣｅを実質的に含まない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、１
０＜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。

【０１４３】Ｑは、その全量がＢ（硼素）から構成され
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。

【０１４４】Ｑの組成比率ｘが１０原子％以下になる
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０．３〜１．０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Ｂ
_r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Ｂ_r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。

【０１４５】Ｒは、希土類元素（Ｙを含む）の群から選
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。

【０１４６】Ｒは、より具体的には、ＰｒまたはＮｄを
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Ｈ_cJ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。

【０１４７】添加金属元素Ｍは、Ｔｉを必須としてお
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Ｈ_cJおよび残留磁束密度Ｂ_r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。

【０１４８】金属元素Ｍの組成比率ｚが全体の０．５原
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Ｂ_r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。

【０１４９】また、Ｑの組成比率ｘが高いほど、Ｑ（例
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。

【０１５０】なお、Ｔｉは特に好ましい働きをするた
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。

【０１５１】Ｆｅは、上述の元素の含有残余を占める
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Ｂ_r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、Ｓ
ｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、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。

【０１５２】（２）磁石成形体の製造方法の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。典型
的には、ニーダ等を用いて混練される。

【０１５３】磁粉の耐食性の向上などのために、磁粉の
表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
剤などを更に使用してもよい。

【０１５４】磁石用コンパウンドは種々の成形方法で種
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。

【０１５５】さらに、本発明のボンド磁石に用いられる
磁粉によってコンパウンドの充填性および／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
いたり、硬化温度を高く設定することによってボンド磁
石の機械強度を向上させることができる。

【０１５６】成形方法としては、圧縮成形、圧延成形、
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体積％を超える）充填率を実現すること
ができ、最大で９０体積％程度まで充填することができ
る。但し、充填率が高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体積％以下が好ましい。また、圧縮成
形においては本発明による磁粉を用いることによって、
成形体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。

【０１５７】〔ボンド磁石の樹脂被膜〕本発明のボンド
磁石が有する樹脂被膜の形成には、公知の樹脂材料を広
く用いることができる。例えば、乾性油、アルキド樹
脂、ポリエステル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹
脂、エポキシ樹脂、メラミン樹脂、フェノール樹脂、ビ
ニル樹脂、フッ素系樹脂、ポリエチレン樹脂、ポリプロ
ピレン樹脂、シリコーン樹脂、ポリイミド樹脂、ポリア
ミド樹脂、ポリ塩化ビニル樹脂、ポリプロピレン樹脂、
アクリレート樹脂、パリレン樹脂およびそれらの変性体
や共重合物、混合物などを利用することができるが、ボ
ンド磁石に要求される性能、コストなどの観点からエポ
キシ樹脂、フェノール樹脂、ポリアミド樹脂、アクリル
樹脂、およびその変性体（例えばエポキシ変性フェノー
ル）、それらを含む共重合物、混合物が特に望ましい。

【０１５８】本発明のボンド磁石は、磁石形成体の耐食
性が優れているため、被膜の膜厚は従来のボンド磁石の
被膜より薄くても同等以上の耐食性が得られる。ＨＤＤ
用磁石やモータ用磁石などでは、近年高い寸法精度や磁
石の小型化の要請があり、またコストダウンの観点か
ら、樹脂被膜の膜厚は１μｍ〜５０μｍ、好ましくは５
μｍ〜３０μｍが望ましい。また、本発明のボンド磁石
をモータに使用する際には、ローターとステーターのギ
ャップに面する部分の膜厚を２５μｍ以下にすること
で、モータ特性を向上させることが可能となる。

【０１５９】また、樹脂被膜中には耐食性の向上や被膜
硬度の向上など、種々の目的を満たすために、金属やセ
ラミックスなどの無機物粒子やＰＴＦＥ（テフロン（登
録商標））などの有機物粒子などを分散させてもよい。

【０１６０】また、磁石成形体の表面に形成される被膜
は、単層でもよいし、多層でもよい。また、めっき被膜
などとの積層であってもよい。

【０１６１】スプレー塗装やディップ塗装などで得られ
た被膜はでは角部の膜厚が小さくなり場合によってはそ
こを起点に腐食が発生する可能性が生じる。これを防止
するため、必要に応じてバレル研磨などで磁石の角部を
除去することが望ましい。

【０１６２】さらに、本発明の磁石粉末を利用すること
で、空隙のすくない磁石成形体を形成することができる
が、処理液残りなどのトラブルを完全に防止するために
は種々の封孔処理を施すことが望ましい。封孔処理方法
としては、樹脂含浸法、特開平５−３０２１７６号公報
などに記載のバレルペインティング法、特開２００１−
１１５０４公報記載の方法など、またその他種々の乾
式、湿式の方法による微粒子の埋め込み等が挙げられ
る。

【０１６３】また、ボンド磁石表面の金属部における密
着性にすぐれた被膜を形成したり、ボンド磁石の耐食性
をさらに向上させるために、樹脂塗装の前にクロメート
処理やリン酸処理、リン酸亜鉛処理など、種々の表面調
整を行うことがより望ましい。

【０１６４】本発明の樹脂被膜を形成するための方法と
しては、スプレー塗装、電着塗装、ディップ塗装、静電
塗装、気相成膜法、ロールコートなど種々の方法を採用
することができる。が、得られる被膜の膜厚均一性から
スプレー塗装、電着塗装を採用することが望ましく、特
にリング形状のボンド磁石に対して効果が大きい。ま
た、スプレー塗装、電着塗装が困難な、大きさ１０ｍｍ
以下の小型磁石においてはディップ塗装を採用すること
が望ましい。

【０１６５】本発明の樹脂被膜形成方法としてスプレー
塗装を採用する場合、塗膜となる樹脂を水、もしくは有
機溶剤に投入して溶液もしくはエマルジョンとした塗料
を圧縮空気などの気流を用いて分散霧化してボンド磁石
成形体表面に被膜を形成するか、前記塗料に直接高圧を
かけて被膜を形成する。

【０１６６】塗装効率を向上させるためには、スプレー
ノズルとボンド磁石組成物の間に電位差を与え、スプレ
ーノズルから噴射された塗料を帯電させて磁石表面に効
率よく到達させ、被膜を形成させることが望ましい。

【０１６７】塗料に用いる有機溶剤としては、樹脂成分
を溶解もしくは均一分散させることができる溶剤であれ
ば特段限定されず、樹脂の種類によって適宜選定され
る。具体的にはヘキサン、ヘプタン、シクロヘキサン、
トルエン、キシレンなどの炭化水素、アセトン、メチル
エチルケトン、メチルイソブチルケトン、ジイソブチル
ケトンなどのケトン、ジエチルエーテル、ジオキサンな
どのエーテル、酢酸エチル、酢酸ブチル、酢酸イソアミ
ルなどのエステル、メタノール、エタノール、ｎ−プロ
パノール、イソプロパノール、ｎ−ブタノール、ｎ−ペ
ンタノール、２−エチルヘキサノール、シクロヘキサノ
ール、ジアセトンアルコール、エチレングリコール、プ
ロピレングリコール、ジエチレングリコール、グリセリ
ンなどのアルコール、エチレングリコールモノエチルエ
ーテル、エチレングリコールモノブチルエーテル、プロ
ピレングリコールモノエチルエーテル、プロピレングリ
コールモノプロピルエーテル、プロピレングリコールモ
ノブチルエーテルなどのエーテルアルコール、エチレン
グリコールモノエチルアルコールアセテート、プロピレ
ングリコールモノメチルアルコールアセテートなどのエ
ーテルアルコールのエステル化合物、２−ニトロプロパ
ン、Ｎ、Ｎ−ジメチルホルムアミドなどを使用すること
ができるが、溶剤の蒸発を迅速かつ十分に行い、塗料の
液だれによる寸法精度の低下や加熱処理時のピンホール
の発生を抑制するため、２０℃において、１ｍｍＨｇ以
上の蒸気圧を有する溶剤を採用することが望ましく、ト
ルエン、キシレンなどの炭化水素、メチルエチルケトン
などのケトンを用いることがより望ましい。

【０１６８】塗料の粘度は安定した成膜を行うために、
１００ｃＰ以下が望ましい。

【０１６９】また、塗料には必要に応じてそれぞれの樹
脂に対応した種々の硬化剤を含有させてもよい。また、
目的とする特性の塗料を製造したり、塗膜形成を安定に
行ったり、得られる被膜の性能を向上するために、界面
活性剤、増粘剤、カップリング剤、レオロジー調整剤、
表面調整剤、硬化触媒、消泡剤、可塑剤、防錆剤、顔料
などの種々の添加剤を添加してもかまわない。

【０１７０】熱硬化樹脂を用いる場合、磁石表面への被
膜形成後、加熱処理を行って被膜を硬化し、緻密化させ
ることが望ましい。加熱条件は形成する樹脂によって適
宜設定されるが、特にＨＤＤ用に用いられるボンド磁石
に置いてはモータ回転時の温度上昇でボンド磁石からガ
スが発生しないように、８０℃以上の温度で加熱処理を
行うことが望ましく、減圧雰囲気下で加熱処理を行うこ
とがより望ましい。また、被膜硬化とアウトガス防止の
熱処理を別々に行ってもよい。

【０１７１】本発明の樹脂被膜形成方法として電着塗装
を採用する場合、磁石成形体を陽極にするアニオン型電
着塗装と磁石成形体を陰極にするカチオン型電着塗装が
あるが、カチオン型電着塗装は被膜自身の耐食性に優れ
ることに加え、ｐＨを比較的高く設定でき、処理時の磁
石の腐食を抑制できるため、特に望ましい。

【０１７２】また、環境上の配慮から鉛およびその化合
物を含有しない処理液を用いて被膜を得ることが望まし
い。

【０１７３】アニオン型電着塗装を採用する場合の樹脂
としては、乾性油、ポリエステル、ポリブタジエン、エ
ポキシエステル、ポリアクリル酸エステルなどを骨格に
したポリカルボン酸樹脂などが採用できる。実際の使用
に際しては、該樹脂を有機アミンや、水酸化カリウムな
どで中和し、水溶液もしくはエマルジョンの形で水溶化
したものを用いることが望ましい。

【０１７４】カチオン型電着塗装を採用する場合の樹脂
としては、エポキシ系樹脂、アクリル系樹脂などを骨格
にしたポリアミノ樹脂を用いることができるが、被膜自
身が優れた耐食性を有していることから、エポキシ系樹
脂を骨格としたポリアミノ樹脂を採用することが望まし
い。実際の使用に際しては、該樹脂を低級有機酸で中和
し、水溶液もしくはエマルジョンの形で水溶化したもの
を用いることが望ましい。

【０１７５】さらに被膜の耐食性を向上させるために、
上記樹脂中に酸化亜鉛などの防錆用顔料やベンゾトリア
ゾールなどを含有させても良い。

【０１７６】電着塗装においては、電極跡が磁石表面に
残る場合がある。電極跡の耐食性付与や磁石粉末の脱落
を防止するために、電極跡に樹脂を塗布することが望ま
しい。

【０１７７】このように電着塗装を採用することによっ
て、耐食性に優れた被膜を形成することができ、薄膜で
良好な耐食性が得られる。また、被膜のつき回り性に優
れ、リング磁石の内面などにも確実に被膜を形成するこ
とができる。さらに、電解めっきで生じるドッグボーン
や、ディップ塗装などで生じるエッジ部の薄膜化を回避
するために施される磁石成形体角部の除去量を減らすま
たはなくすことができるため、磁石特性の観点からも有
利である。

【０１７８】本発明の樹脂被膜形成方法としてディップ
塗装を採用する場合、塗膜となる樹脂を水、もしくは有
機溶剤に投入して溶液もしくはエマルジョンとした塗料
を収容した処理層に、ボンド磁石成形体を浸漬し、引き
上げることによって形成する。

【０１７９】得られる被膜の膜厚を均一化するために
は、エアーブローや遠心力を用いて、溶剤が蒸発する前
に、磁石成形体上に形成された余分な塗料を除去するこ
とが望ましい。

【０１８０】塗料に用いる有機溶剤としては、樹脂成分
を溶解もしくは均一分散させることができる溶剤であれ
ば特段限定されず、樹脂の種類によって適宜選定され
る。具体的には先述したスプレー塗装の塗料に用いる溶
剤と同様のものが採用できる。

【０１８１】塗料の粘度は安定した成膜を行うために、
２０ｃＰ以下が望ましい。

【０１８２】また、塗料には目的とする特性の塗料を製
造したり、塗膜形成を安定に行ったり、得られる被膜の
性能を向上するために、界面活性剤、増粘剤、カップリ
ング剤、レオロジー調整剤、表面調整剤、硬化触媒、消
泡剤、可塑剤、防性剤、顔料などの種々の添加剤を添加
してもかまわない。

【０１８３】熱硬化性樹脂を用いる場合、磁石表面への
被膜形成後、加熱処理を行って被膜を硬化させることが
望ましい。加熱条件は形成する樹脂によって適宜設定さ
れるが、特にＨＤＤ用に用いられるボンド磁石において
はモータ回転時の温度上昇でボンド磁石からガスが発生
しないように、８０℃以上の温度で加熱処理を行うこと
が望ましく、減圧雰囲気下で加熱処理を行うことがより
望ましい。

【０１８４】本発明の樹脂被膜形成方法として静電塗装
を採用する場合、塗膜となる樹脂を粒子状にして個々の
粒子を帯電させた粉体塗料を用い、粉体塗料をスプレー
で噴射したり、種々の手段で発生させた気流を用いて粉
体塗料の流れを形成したりして、粉体塗料と逆の電荷を
持たせた磁石表面に効率よく被着させ、その後加熱処理
によって、被膜を形成する。

【０１８５】本方法は有機溶剤を用いないため、環境へ
の影響を低減した被膜形成プロセスである。

【０１８６】塗料として用いる樹脂粒子は形成する被膜
の膜厚にもよるが、５０μｍ以下が望ましく、３０μｍ
以下がより望ましく、１５μｍ以下がさらに望ましい。

【０１８７】磁石表面への粉体塗料を被着させた後に行
う加熱処理の条件は形成する樹脂によって適宜設定され
るが、８０℃以上の温度で加熱処理を行うことが望まし
い。

【０１８８】本発明の樹脂被膜形成方法として気相成膜
法を採用する場合、減圧下で有機分子蒸発して、磁石表
面に被着させ被着と同時及び／または被着後の加熱処理
やプラズマ処理によって重合反応を進行させる、プラズ
マ重合法や気相重合法、蒸着重合法などの種々の方法を
採用することができる。

【０１８９】プラズマ重合法の一例としては、メタクリ
レートモノマー（アクリル酸メタクリレートなど）や炭
化水素モノマー（メタン、エチレン、アセチレンなど）
などのガス、もしくはこれらと水素、不活性ガスとの混
合ガスを用いて、真空槽内でプラズマを発生させること
で、ボンド磁石の表面に重合膜を形成する。

【０１９０】気相重合法の一例としては、真空中でパラ
キシリレン二量体や塩素化パラキシリレン二量体を熱分
解してパラキシリレンまたは塩素化パラキシリレンのラ
ジカルを形成し、前記ラジカルをボンド磁石表面で重合
させ、パリレン被膜等の保護被膜を形成する。

【０１９１】蒸着重合法の一例としては、芳香族カルボ
ン酸二無水物（ピロメリット酸二無水物など）と芳香族
ジアミン（ジアミノジフェニルエーテル）の２種類の原
料モノマーを加熱蒸発させ、ボンド磁石表面に被着さ
せ、必要に応じて熱処理をすることによって、ポリイミ
ド被膜などの重合被膜を形成する。

【０１９２】これらの方法はつき回り性に優れ、例えば
リング磁石の内面にも均一に被膜を形成することがで
き、寸法精度に優れたボンド磁石を形成することが可能
である。

【０１９３】以下、本発明の実施例を示す。

【０１９４】（実施例１）＜磁石粉末の作製＞Ｎｄ：８．９原子％、Ｂ：１２．６
原子％、Ｔｉ：３．０原子％、Ｃ：１．４原子％、Ｎ
ｂ：１．０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。

【０１９５】坩堝を傾転することによって、この合金溶
湯をシュートを介して、ロール表面周速度１４ｍ／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。

【０１９６】得られた急冷合金について、鋳片１００個
の厚みをマイクロメータで測定した結果、急冷合金の平
均厚さは８５μｍ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７
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。

【０１９７】得られた磁粉の結晶構造を粉末Ｘ線回折法
を用いて解析した結果、本磁粉がＮｅ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とＦ
ｅ₂₃Ｂ₆相およびα−Ｆｅ相から構成されるＴｉ含有ナ
ノコンポジット磁粉であることを確認した。

【０１９８】次いで、得られた磁粉を図８および図９を
参照しながら上述したように、ピンディスクミルを用い
て粉砕し、表４のような粒度分布を持つ磁粉を得た。な
お、粒度分布は、粉末５０ｇをＪＩＳ８８０１の標準ふ
るいを用いて分級し、それぞれの粒度の粉末質量から求
めた。

【０１９９】

【表４】

【０２００】得られた磁粉粒子１００個について、その
アスペクト比を走査型電子顕微鏡によって求めた結果、
全てアスペクト比が０．３以上１．０以下の粒子であっ
た。

【０２０１】＜ボンド磁石の作製＞上記磁粉にエポキシ
樹脂２重量％を加え、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重量％加え、ボンド磁
石用コンパウンドを得た。

【０２０２】上記ボンド磁石用コンパウンドを９８０Ｍ
Ｐａの圧力にて圧縮成形し、外径２２ｍｍ、内径２０ｍ
ｍ、高さ３ｍｍ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。

【０２０３】＜樹脂塗装＞得られたボンド磁石を網の上
にのせ、エポキシ樹脂塗料（溶剤：トルエン）を用いて
片面ずつスプレー塗装した後、１５０℃で２時間加熱処
理を行うことによってボンド磁石表面にエポキシ樹脂被
膜を形成した。得られた被膜の膜厚を磁石の断面の光学
顕微鏡観察によって測定したところ、外周側２０μｍ、
内周側１５μｍであった。

【０２０４】＜評価＞得られたボンド磁石について、被
膜中のピンホールの評価、ならびに耐食性を評価した結
果を表５に示す。なお、ピンホールの評価は２０個の磁
石について光学顕微鏡を用いて観察し、ピンホールの存
在する磁石数を調査した。また、耐食性の評価は２０個
の磁石についてプレッシャークッカーテスト（１２５℃
×１００％ＲＨ×２気圧）を行い、２４時間後の外観を
拡大鏡で観察し、発錆、被膜のフクレなどの異常のない
磁石数を評価した。

【０２０５】評価の結果、実施例１のボンド磁石は、樹
脂被膜中にピンホールが無く、耐食性に優れていること
がわかった。また、実施例１のボンド磁石の磁気特性を
ＢＨトレーサーで測定した結果、Ｂ_r＝０．６５Ｔ、Ｈ
_cJ＝９９５ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝６５ｋＪ／ｍ³と優
れた値を示した。

【０２０６】（比較例１）実施例１で用いた磁石粉末の
代わりに市販のＭＱＰ−Ｂ（ＭＱＩ社製）粉をＪＩＳ８
８０１の標準ふるいを用いて分級し、実施例１の磁石粉
末と同じ粒度分布となるように各粒度の粉末を混合して
用いた。

【０２０７】磁粉粒子１００個について、そのアスペク
ト比を走査型電子顕微鏡によって求めた結果、アスペク
ト比が０．３以上１．０以下の粒子は約５５％であっ
た。

【０２０８】上記磁石粉末を用いて実施例１と同様の方
法でボンド磁石を作製し、実施例１と同様の方法でボン
ド磁石表面にエポキシ樹脂被膜を形成した。

【０２０９】＜評価＞得られた磁石について実施例１と
同様の方法で被膜中のピンホールの評価ならびに耐食性
を評価した結果を表５に示す。

【０２１０】

【表５】

【０２１１】（実施例２）＜磁石粉末の作製＞Ｎｄ：８．２原子％、Ｂ：１０．５
原子％、Ｔｉ：２．０原子％、Ｃ：０．５原子％、Ｎ
ｂ：０．７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。

【０２１２】坩堝を傾転することによって、この合金溶
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。

【０２１３】得られた急冷合金について、鋳片１００個
の厚みをマイクロメータで測定した結果、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５００ｍｍｇ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。

【０２１４】得られた磁粉の結晶構造を粉末Ｘ線回折法
を用いて解析した結果、本磁粉がＮｅ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とＦ
ｅ₂₃Ｂ₆相およびα−Ｆｅ相から構成されるＴｉ含有ナ
ノコンポジット磁粉であることを確認した。

【０２１５】次いで、得られた磁粉を図８および図９を
参照しながら上述したように、ピンディスクミルを用い
て粉砕し、表６のような粒度分布を持つ磁粉を得た。な
お、粒度分布は、粉末５０ｇをＪＩＳ８８０１の標準ふ
るいを用いて分級し、それぞれの粒度の粉末質量から求
めた。

【０２１６】

【表６】

【０２１７】得られた磁粉粒子１００個について、その
アスペクト比を走査型電子顕微鏡によって求めた結果、
アスペクト比が０．３以上１．０以下の粒子は約８０％
であった。

【０２１８】＜ボンド磁石の作製＞上記の磁粉にエポキ
シ樹脂２重量％を加え、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重量％加え、ボンド
磁石用コンパウンドを得た。上記ボンド磁石用コンパウ
ンドを９８０ＭＰａの圧力にて圧縮成形し、外径２２ｍ
ｍ、内径２０ｍｍ、高さ３ｍｍ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。

【０２１９】＜樹脂塗装＞得られたボンド磁石を塗料と
してエレクロン（関西ペイント製）を用いて電圧１４０
Ｖの条件下で電着塗装をした後、１７０℃で２時間加熱
処理を行うことによってボンド磁石表面にエポキシ樹脂
被膜を形成した。得られた被膜の膜厚を磁石の断面の光
学顕微鏡観察によって測定したところ、外周側１８μ
ｍ、内周側１５μｍであった。

【０２２０】＜評価＞得られた磁石について、被膜中の
ピンホールの評価ならびに耐食性を評価した結果を表６
に示す。なお、ピンホールの評価は２０個の磁石につい
て光学顕微鏡を用いて観察し、ピンホールの存在する磁
石数を調査した。また、耐食性の評価は２０個の磁石に
ついてプレッシャークッカーテスト（１２５℃×１００
％ＲＨ×２気圧）を行い、７２時間後の外観を拡大鏡で
観察し、発錆、被膜のフクレなどの異常のない磁石数を
評価した。

【０２２１】評価の結果、実施例２のボンド磁石は、樹
脂被膜中にピンホールが無く、耐食性に優れていること
がわかった。また、実施例２のボンド磁石の磁気特性を
ＢＨトレーサーで測定した結果、Ｂ_r＝０．６７Ｔ、Ｈ
_cJ＝９９０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝６８ｋＪ／ｍ³と優
れた値を示した。

【０２２２】（比較例２）実施例２で用いた磁石粉末の
代わりに市販のＭＱＰ−Ｂ（ＭＱＩ社製）粉をＪＩＳ８
８０１の標準ふるいを用いて分級し、実施例２の磁石粉
末と同じ粒度分布となるように各粒度の粉末を混合して
用いた。

【０２２３】磁粉粒子１００個について、そのアスペク
ト比を走査型電子顕微鏡によって求めた結果、アスペク
ト比が０．３以上１．０以下の粒子は約３０％であっ
た。

【０２２４】実施例２と同様の方法でボンド磁石を作製
した後、実施例２と同様の方法で電着塗装によりエポキ
シ樹脂被膜を形成した。

【０２２５】＜評価＞得られた磁石について実施例２と
同様の方法で被膜中のピンホールの評価ならびに耐食性
を評価した結果を表７に示す。

【０２２６】

【表７】

【０２２７】

【発明の効果】本発明による希土類系ボンド磁石は、希
土類元素の含有率が比較的少ないにも関わらず優れた磁
気特性（高い保磁力と高い残留磁束密）を有するＴｉ含
有ナノコンポジット磁粉を希土類合金粉末の全体の７０
質量％以上含むので、磁気特性に優れるとともに耐食性
にも優れる。さらに、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉の
アスペクト比が０．３以上１．０以下であるので、高充
填で、空隙の少ないボンド磁石成形体が得られる。

【０２２８】このボンド磁石成形体に樹脂被膜を形成す
ると、被膜のピンホールの発生や空隙への処理液残りに
よる腐食が抑制された磁石が得られる。さらに、従来よ
りも薄い樹脂被膜を形成しても、従来と同等以上の耐食
性、表面清浄性、機械強度、寸法精度、接着剤との接着
性を得ることができる。さらに、ボンド磁石のコストを
低減することも出来る。さらに、樹脂被膜を薄くするこ
とによって、磁気回路における磁気ギャップを小さく出
来るので、磁気エネルギーの利用効率を向上することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のボンド磁石に用いられるＴｉ含有ナノ
コンポジット磁粉と従来の急冷磁粉について、大気中の
加熱による重量増加率を示すグラフである。

【図２】Ｔｉが添加されていないＮｄ−Ｆｅ−Ｂナノコ
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。

【図３】Ｔｉが添加されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂナノコンポジ
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。

【図４】本発明で用いられるＴｉ含有ナノコンポジット
磁粉におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相と（Ｆｅ、Ｔｉ）
−Ｂ相を示す模式図である。

【図５】Ｔｉを添加した場合、および、Ｔｉに代えてＮ
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。

【図６】（ａ）は、本発明のボンド磁石に用いられるＴ
ｉ含有ナノコンポジット磁粉を作製するための急冷合金
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。

【図７】（ａ）は、本発明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。

【図８】本発明のボンド磁石に用いられるＴｉ含有ナノ
コンポジット磁粉の作製に用いられるピンミル装置の構
成を示す図である。

【図９】図８に示したピンミル装置のピン配列を示す図
である。

【符号の説明】

１ｂ、２ｂ、８ｂ、および９ｂ雰囲気ガス供給口１ａ、２ａ、８ａ、および９ａガス排気口１溶解室２急冷室３溶解炉４貯湯容器５出湯ノズル６ロート７回転冷却ロール２１溶湯２２合金

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｈ０１Ｆ 1/06 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ｈ 41/02 1/06 Ａ (72)発明者広沢哲大阪府三島郡島本町江川２丁目15番17号住友特殊金属株式会社山崎製作所内Ｆターム(参考） 4K018 BA18 BB01 BB04 BB06 BD01 FA25 GA02 HA04 KA46 KA58 5E040 AA04 BB00 BC05 CA01 HB17 NN01 NN05 5E062 CD05 CG07

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】希土類合金粉末と結合剤とを含む磁石成
形体と、前記磁石成形体の表面に設けられた樹脂被膜を
有する希土類系ボンド磁石であって、前記希土類合金粉末は、組成式（Ｆｅ_1-mＴ_m）
_100-x-y-zＱ_xＲ_yＭ_z（ＴはＣｏおよびＮｉからなる群か
ら選択された１種以上の元素、ＱはＢおよびＣからなる
群から選択された元素であってＢをかならず含む少なく
とも１種の元素、ＲはＬａおよびＣｅを実質的に含まな
い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１０
ｎｍ以上２００ｎｍ以下、軟磁性相の平均結晶粒径が１
ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にある組織を有するＴ
ｉ含有粉末を含み、前記Ｔｉ含有粉末は、アスペクト比が０．３以上１．０
以下範囲内にある粉末粒子を、前記希土類合金粉末の全
体の質量に対して７０質量％以上含む、希土類系ボンド
磁石。
【請求項２】前記Ｔｉ含有粉末は、粒径が５３μｍ以
下の粉末粒子を、前記希土類合金粉末の全体の質量に対
して１０質量％以上含む、請求項１に記載の希土類系ボ
ンド磁石。
【請求項３】前記Ｔｉ含有粉末は６０μｍ以上３００
μｍ以下の平均厚さの急冷合金を粉砕することによって
得られたものであること請求項１または２に記載の希土
類系ボンド磁石。
【請求項４】前記Ｔｉ含有粉末はストリップキャスト
法を用いて作製された急冷合金を粉砕することによって
得られたものである請求項１から３のいずれかに記載の
希土類系ボンド磁石。
【請求項５】前記磁石成形体は、圧縮成形法を用いて
形成されたものである、請求項１から４のいずれかに記
載の希土類系ボンド磁石。
【請求項６】前記樹脂被膜の膜厚は５μｍ以上３０μ
ｍ以下である請求項１から５のいずれかに記載の希土類
系ボンド磁石。
【請求項７】前記樹脂被膜が有機溶剤で希釈された塗
料を用いて形成されたことを特徴とする請求項１から６
のいずれかに記載の希土類系ボンド磁石。
【請求項８】前記樹脂被膜は電着塗装によって形成さ
れたものである請求項１から６のいずれかに記載の希土
類系ボンド磁石。
【請求項９】リング形状を有する請求項１から８のい
ずれかに記載の希土類系ボンド磁石。
【請求項１０】請求項１から９のいずれかに記載のボ
ンド磁石を備えるモータ。