JP2004193207A

JP2004193207A - Magnet material and bonded magnet using the same

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Publication number: JP2004193207A
Application number: JP2002356733A
Authority: JP
Inventors: Katsutoshi Nakagawa; 勝利中川; Fumiyuki Kawashima; 史行川島; Takao Sawa; 孝雄沢
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2002-12-09
Filing date: 2002-12-09
Publication date: 2004-07-08
Anticipated expiration: 2022-12-09
Also published as: JP4421185B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To satisfy high heat-proof characteristics and good magnetization property through a high coersive force and realize high density of the bonded magnet using a magnet material having the main phase of TbCu<SB>7</SB>crystal phase. <P>SOLUTION: The magnet material is mainly made of of rare earth element, iron, nitrogen, and has a TbCu<SB>7</SB>crystal phase as the main phase. This magnet material has the composition which is substantially expressed by [(Sm<SB>1-x-y</SB>R<SB>x</SB>Zr<SB>y</SB>)(Fe<SB>1-a</SB>Co<SB>a</SB>)<SB>z</SB>N<SB>v</SB>] (Wherein, R is at least an element of a kind selected from Ce, Pr and Nd, a is in the range of 0 ≤a≤0.25, x, y, z and v are atomic ratios in the ranges of 0.01≤x≤0.15, 0.05≤y≤0.18, 8.2≤z≤8.9, and 1.2≤v≤1.7). <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高性能永久磁石などとして用いられる磁石材料とそれを用いたボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石などの希土類系高性能永久磁石は、主としてモータや計測器などの電気機器に使用されている。各種電気機器への小形化および低価格化の要求が高まり、それらに対応するために永久磁石の高性能化を図ることが求められている。特に、ＨＤＤ装置、ＣＤ装置、ＤＶＤ装置などに用いられる媒体駆動用のスピンドルモータ、またＣＤ装置やＤＶＤ装置に用いられる光ピックアップの駆動用アクチュエータには、装置の小形・高性能化を実現する上で、より一層高性能化を図った永久磁石が求められている。
【０００３】
また、上述したような要求特性以外にも、使用環境や製造過程などで持続的もしくは一時的に高温に晒された場合においても、熱減磁が少ない永久磁石、すなわち耐熱性に優れる永久磁石が要求される用途もある。例えば、ページャや携帯電話に使用される振動モータには小形・軽量化を求められていると共に、他の電子部品と同様に組立コストの削減を図る上で、表面実装が可能な部品形状への要求が高まりつつある。
【０００４】
表面実装工程ではリフロー炉による半田付けが実施されるが、永久磁石を組み込んだ小形モータをリフロー炉に通過させると、モータに組み込まれた磁石の温度上昇に応じて熱減磁が生じる。永久磁石に熱減磁が生じると、その減少幅に応じてモータ出力が低下するため、熱減磁を最小限にするように耐熱性を向上させた永久磁石が求められている。さらに、自動車のスピードメータに使用されるモータに代表されるように、使用環境温度が高い用途においても、耐熱性に優れる永久磁石が求められている。
【０００５】
上述したような永久磁石への要求に対して、例えば永久磁石の高性能化（最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）の向上など）については、ＴｂＣｕ_７型結晶構造を有する相（以下、ＴｂＣｕ_７型結晶相と記す）を主相とするＲ_１−Ｒ_２−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｎ系磁石材料（Ｒ_１：Ｓｍなどの希土類元素、Ｒ_２：ＺｒやＨｆなど）が提案されている（特許文献１など参照）。ここで、このような磁石材料を使用した永久磁石としては、例えば磁石粉末を樹脂系バインダなどと混合し、この混合物を例えば圧縮成形した成形体（圧縮成形体）により構成されるボンド磁石が一般的に使用されている。
【０００６】
また、永久磁石の高耐熱性化に対してはキュリー温度並びに保磁力の増大が有効である。例えば、特許文献２にはＴｂＣｕ_７型結晶相を有するＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料に、Ｓｍ_ｘＦｅ_{１００−ｘ−ｙ−ｖ}Ｍ_ｙＮ_ｖ（ＭはＨｆおよびＺｒから選ばれる１種または２種、７≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５、０．５≦ｖ≦２０（原子％））の合金組成を適用することによって、保磁力などの磁気特性を向上させることが記載されている。上記したように保磁力の増大は耐熱性の向上に対して有効である。なお、特許文献２にはＳｍの３０原子％以下をＣｅ、もしくはＣｅ以外の希土類元素で置換することが記載されている。
【０００７】
しかしながら、上述した特許文献２に記載されているＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料は、高保磁力化に基づいて耐熱性に優れるものの、着磁性が悪いという欠点を有している。このため、強磁界着磁では良好な特性が得られたとしても、工業的に用いられる２０〜２５ｋＯｅ程度の磁界では着磁性が悪く、本来の特性を実現することができない。さらに、量産性を考えた場合には特性のばらつきが大きいことに起因して、良好な特性を再現性よく実現できないという問題がある。
【０００８】
一方、特許文献３にはＴｂＣｕ_７型結晶相を有するＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料に、Ｒ_ｘＴ_{１００−ｘ−ｙ−ｖ}Ｍ_ｙＮ_ｖ（ＲはＳｍおよびＬａを必須元素として含む希土類元素（Ｓｍ比率：５０原子％以上、Ｌａ比率：０．０５〜２原子％）、ＴはＦｅまたはＦｅ−Ｃｏ、ＭはＺｒやＨｆなど、４≦ｘ≦１５、０≦ｙ≦１０、１０≦ｖ≦２０（原子％））の合金組成を適用すると共に、ＴｂＣｕ_７型結晶相からなる硬質磁性相に加えて、面積比で１０％未満のｂｃｃ構造の軟質磁性相を含ませることによって、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料の着磁性を改善することが記載されている。このＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料は着磁性に優れる反面、耐熱性が不十分であることから、特にリフロー炉などを通過させる際に生じる熱減磁が大きく、本来の高（ＢＨ）ｍａｘを活かすことができないという問題を有している。
【０００９】
さらに、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料を用いたボンド磁石の（ＢＨ）ｍａｘなどを改善するためには、例えば特許文献４に記載されているように、薄片状磁石材料とバインダとの圧縮成形体を高密度化（特許文献４では６．０×１０^３ｋｇ／ｍ^３以上）することが有効である。ただし、特許文献４に記載されているように、磁石材料とバインダとの混合物にプレス圧力を複数回印加したり、また圧縮成形用金型に回転運動や往復運動などを加えることは、圧縮成形体の高密度化に対して有効であるものの、実用的な生産性の観点からは製造工数や製造コストの増大を招くことから、通常の圧縮成形工程で高密度化を達成することが望まれる。
【００１０】
【特許文献１】特開平６−１２７９３６号公報
【特許文献２】特開２００２−５７０１７号公報
【特許文献３】特開２００１−１３５５０９号公報
【特許文献４】特開２００１−３５７１４号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、ＴｂＣｕ_７型結晶相を有するＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料は、高（ＢＨ）ｍａｘを有する高性能磁石材料として期待されているものの、高耐熱性をもたらす高保磁力と実用性の向上などに繋がる着磁性とを両立させたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料は得られていないのが現状である。前述したように、高耐熱性が求められる用途も拡大していることから、着磁性を維持しつつ耐熱性を向上させたＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料が強く求められている。また、Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料を用いたボンド磁石の実用的特性を高めるためには、高密度ボンド磁石の製造性や量産性を高めることが望まれている。
【００１２】
本発明はこのような課題に対処するためになされたもので、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とするＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料の高耐熱性と着磁性を両立させ、耐熱用途などにおける実用性の向上を図った磁石材料、さらには高密度ボンド磁石の製造性や特性を高めることを可能にした磁石材料を提供することを目的としており、またそのような磁石材料を用いることによって、耐熱性や磁気特性の向上を図ると共に、着磁性や製造性などに基づく実用性を高めたボンド磁石を提供することを目的としている。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者等はＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とするＳｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料の耐熱性と着磁性を両立させ、さらには磁気特性や生産性などを改善するために鋭意研究を重ねた結果、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする磁性合金の組成を制御し、磁石材料に高保磁力をもたらすＳｍの一部をＺｒと共に他の希土類元素Ｒ、具体的にはＣｅ、ＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種の元素で置換すると共に、これら置換元素の含有量を制御することによって、着磁性を維持しつつ耐熱性を向上させることが可能であること、さらにはボンド磁石の製造性や特性を高めることが可能であることを見出した。
【００１４】
本発明の磁石材料はこのような知見に基づいて成されたものである。すなわち、本発明の磁石材料は請求項１に記載したように、希土類元素−鉄−窒素を主成分とし、かつＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする磁石材料であって、
一般式：（Ｓｍ_{１−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＺｒ_ｙ）（Ｆｅ_１−ａＣｏ_ａ）_ｚＮ_ｖ
（式中、ＲはＣｅ、ＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ａは０≦ａ≦０．２５を満足する数、ｘ、ｙ、ｚおよびｖはそれぞれ原子比で０．０１≦ｘ≦０．１５、０．０５≦ｙ≦０．１８、８．２≦ｚ≦８．９、１．２≦ｖ≦１．７を満足する数である）
で実質的に表される組成を有することを特徴としている。
【００１５】
本発明の磁石材料は請求項２に記載したように、保磁力が８７６ｋＡ／ｍ（１１ｋＯｅ）以上であることが好ましい。また、本発明の磁石材料を構成するＴｂＣｕ_７型結晶相は、請求項３に記載したように１５〜４０ｎｍの範囲の平均結晶粒径を有することが好ましい。さらに、本発明の磁石材料は請求項４に記載したように、平均板厚が８〜３０μｍの範囲の合金薄片を有することが好ましい。
【００１６】
本発明のボンド磁石は、請求項７に記載したように、磁石材料とバインダ成分との混合物を磁石形状に成形してなるボンド磁石において、前記磁石材料が上記した本発明の磁石材料であることを特徴としている。本発明のボンド磁石において、バインダ成分は請求項８に記載したように樹脂系バインダであることが好ましく、また樹脂系バインダを０．５〜５質量％の範囲で含有することが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施するための形態について説明する。
【００１８】
本発明の磁石材料は、希土類元素（ＲＥ）−鉄（Ｆｅ）−窒素（Ｎ）を主成分とし、かつＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とするものである。このＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とするＲＥ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料は、
一般式：（Ｓｍ_{１−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＺｒ_ｙ）（Ｆｅ_１−ａＣｏ_ａ）_ｚＮ_ｖ …（１）
（式中、ＲはＣｅ、ＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ａは０≦ａ≦０．２５を満足する数、ｘ、ｙ、ｚおよびｖはそれぞれ原子比で０．０１≦ｘ≦０．１５、０．０５≦ｙ≦０．１８、８．２≦ｚ≦８．９、１．２≦ｖ≦１．７を満足する数である）
で実質的に表される組成を有している。
【００１９】
上記した（１）式において、サマリウム（Ｓｍ）は磁石材料の基本となる元素であり、Ｆｅ−Ｎと格子を組むことで大きな磁気異方性エネルギーをもたらし、ひいては高い保磁力を与える成分である。保磁力の増大は前述したように耐熱性の向上に有効に作用する。ただし、Ｓｍの含有比率が高くなりすぎると着磁性が低下するため、本発明ではＳｍの一部をＲ元素とＺｒで置換している。
【００２０】
ジルコニウム（Ｚｒ）は、磁気異方性エネルギーの制御による着磁性の改善、急冷効果すなわち結晶粒の微細化による磁石特性の向上、熱処理後の結晶粒の均質化効果、さらには急冷効果や特性の安定化などによる量産性の向上などをもたらす成分である。このようなＺｒの含有量ｙは原子比で０．０５〜０．１８の範囲とする。Ｚｒの含有量ｙが０．０５未満では安定した急冷効果を得ることができないため、磁石材料（合金薄片など）の量産性が低下する。一方、Ｚｒの含有量ｙが０．１８を超えると強度や靭性などが高くなりすぎて、ボンド磁石の作製時（例えば圧縮成形時）において磁石材料に割れが生じにくくなる。これはボンド磁石の成形体密度の低下、ひいては（ＢＨ）ｍａｘの減少などをもたらすことになる。Ｚｒの含有量ｙは０．０７〜０．１５の範囲とすることがより好ましい。
【００２１】
上述したように、Ｓｍの一部をＺｒで置換することによって、磁気異方性の制御による着磁性の改善効果などが得られるものの、過剰なＺｒによる置換は磁石材料の量産性の低下やボンド磁石の特性低下などをもたらす。そこで、本発明ではＳｍの一部をＺｒと同時に他の希土類元素、具体的にはＣｅ、ＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種のＲ元素で置換している。このようなＲ元素は、主相の磁気異方性の制御による着磁性の改善、磁石材料の残留磁化Ｂｒの向上、磁石材料（合金薄片など）の砕けやすさの向上によるボンド磁石の高密度化や高性能化などに寄与する成分である。
【００２２】
Ｒ元素の含有量ｘはＺｒ含有量の減少を補う上で、原子比で０．０１〜０．１５の範囲とする。Ｒ元素の含有量ｘが０．０１未満では上述したような効果を十分に得ることができない。一方、Ｒ元素の含有量ｘが０．１５を超えると磁気異方性エネルギーが低下しすぎてしまい、保磁力ひいては耐熱性が低下する。Ｒ元素の含有量ｘは０．０２〜０．１３の範囲とすることがより好ましい。さらに、上述したＲ元素（Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）のうち、特にＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種を適用することが好ましい。これは飽和磁化が向上することから、高残留磁化ひいては高磁気エネルギー積を実現できることによる。また、同じ残留磁束密度を得るためには、結晶粒の微細化による高残留磁束密度化の効果を低減することができる。すなわち、結晶粒を若干大きくすることによって、熱に弱いレマネンスエンハンスメントの部分を低減できるため、不可逆熱減磁を抑制することができる。なお、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｙなどの他の希土類元素を不可避不純物として含有していても特に問題はない。
【００２３】
上述したように、本発明の磁石材料はＳｍの一部をＺｒと共にＲ元素（Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）で置換することに特徴を有する。これらＳｍの置換元素は、Ｒ元素とＺｒの合計量（ｘ＋ｙ）が０．０６〜０．２５の範囲となるように調整することがより好ましい。このような置換元素量の範囲において、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とするＲＥ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料に高残留磁化と好適な磁気異方性を付与することができる。Ｒ元素とＺｒの合計量（ｘ＋ｙ）は０．０８〜０．２０の範囲とすることがさらに好ましい。
【００２４】
鉄（Ｆｅ）およびコバルト（Ｃｏ）は磁石材料の飽和磁化を増大させる働きを有する。飽和磁化の増大は残留磁化の増大をもたらし、これに伴って最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）も向上する。このようなＦｅとＣｏの合計量ｚは原子比で８．２〜８．９の範囲とする。原子比ｚが８．２未満では十分な残留磁化が得られず、その結果として（ＢＨ）ｍａｘが低下する。一方、原子比ｚが８．９を超えると高保磁力が得られにくくなり、その結果として耐熱性の低下を招く。ＦｅとＣｏの合計量の原子比ｚは８．３〜８．８の範囲とすることがより好ましい。
【００２５】
本発明の磁石材料は、主相のＴｂＣｕ_７型結晶相を構成する磁性元素として少なくともＦｅを含んでいればよい。従って、ＦｅとＣｏの比率を示すａの値は０を含むものである。耐食性などの点からＦｅとＣｏの組合せを使用することが好ましく、磁気異方性の適正化効果や飽和磁化の増大効果をより確実に得る上で、ＦｅとＣｏの合計量に対するＦｅ量の比率は７５％以上（ａの値＝０．２５以下）とする。ａの値は０．０３〜０．２２の範囲とすることがさらに好ましい。
【００２６】
なお、ＦｅもしくはＦｅ−Ｃｏの一部は、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｎｂ、ＳｉおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素（以下、Ｍ元素と記す）で置換してもよい。このようなＭ元素でＦｅもしくはＦｅ−Ｃｏの一部を置換することによって、耐食性や耐熱性などの実用上の諸特性を改善することができる。ただし、あまり多量のＭ元素で置換すると磁気特性の低下が顕著となるため、Ｍ元素によるＦｅもしくはＦｅ−Ｃｏの置換量は１０原子％以下とすることが好ましい。
【００２７】
窒素（Ｎ）は主として主相の格子間位置に存在し、Ｎを含まない場合と比較して主相のキュリー温度や磁気異方性を向上させる働きを示す。これらのうち、磁気異方性の向上は、磁石材料に十分な保磁力、ひいては良好な耐熱性を付与するために重要である。Ｎは少量の配合でその効果を発揮するが、その量が少なすぎたり、また多すぎると減磁曲線が２段となったり、保磁力の低下などが生じるため、Ｎの含有量ｖは原子比で１．２〜１．７の範囲とする。Ｎの含有量ｖは１．３〜１．６の範囲とすることがより好ましい。
【００２８】
なお、Ｎの一部はＨ、ＣおよびＰから選ばれる少なくとも１種の元素（以下、Ｘ元素と記す）で置換してもよく、これにより保磁力などの磁気特性を改善することができる。ただし、Ｘ元素によるＮの置換量があまり多いと、主相のキュリー温度や磁気異方性の向上効果が低下するため、Ｘ元素によるＮの置換量は２０原子％以下とすることが好ましい。
【００２９】
上記した（１）式で実質的に表される磁石材料は、酸化物などの不可避不純物を含有することを許容する。また、磁石材料は微量の硼素（Ｂ）を含んでいてもよい。Ｂは磁石材料（合金薄片）を急冷工程で作製する際のアモルファス化、さらには熱処理後の結晶粒の微細化、および結晶粒の微細化による残留磁化の向上や軟磁性相の析出抑制などに対して有効な働きを示す。
【００３０】
本発明の磁石材料における主相（ＴｂＣｕ_７型結晶相）とは、合金中のアモルファス相を含む構成相中の体積比が最大のものを指し、体積比で７０％以上含むことが好ましい。さらに、磁石特性などの観点からはＴｂＣｕ_７型結晶相を体積比で８０％以上含むことが望ましい。結晶構造はＸ線回折などにより容易に確認することができる。また、主相としてのＴｂＣｕ_７型結晶相の結晶粒径は、平均結晶粒径として１５〜４０ｎｍの範囲であることが好ましい。
【００３１】
このように、ＴｂＣｕ_７型結晶相（結晶粒）を微細化することによって、残留磁化が大きくて最大磁気エネルギー積に優れると共に、保磁力も高い磁石材料が得られる。ＴｂＣｕ_７型結晶相の平均結晶粒径が１５ｎｍ未満であると、磁石材料の保磁力の低下、あるいは不可逆熱減磁率の増大を招くおそれがある。一方、平均結晶粒径が４０ｎｍを超えると、残留磁化ひいては最大エネルギー積を十分に高めることができないおそれがある。主相としてのＴｂＣｕ_７型結晶相の平均結晶粒径は１７〜３５ｎｍの範囲であることがさらに好ましい。
【００３２】
なお、ＴｂＣｕ_７型結晶相（硬磁性相）の平均結晶粒径は、例えばＴＥＭ観察で得られた一視野の微細結晶の集合写真において、ＴｂＣｕ_７型結晶相であることが確認された結晶粒の粒径の最大値と最小値の平均をとり、これを１０視野について測定して平均を求めて平均結晶粒径とする。あるいは、Ｘ線回折の半値幅からシェラーの式で平均結晶粒径を求めてもよい。
【００３３】
本発明の磁石材料は、上述したようにＳｍの一部を置換するＺｒおよびＲ元素の含有量、ＦｅもしくはＦｅ−Ｃｏの含有量、Ｎの含有量、さらにはＴｂＣｕ_７型結晶相の平均結晶粒径などに基づいて、良好な着磁性を維持した上で、高保磁力ひいては高耐熱性を付与したものである。磁石材料の保磁力に関しては、高耐熱性を得るために８７６ｋＡ／ｍ（１１ｋＯｅ）以上であることが好ましい。言い換えると、本発明の磁石材料は良好な着磁性を維持した上で、８７６ｋＡ／ｍ以上の保磁力を得ることを可能にしたものである。
【００３４】
ＲＥ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料の保磁力が８７６ｋＡ／ｍ未満であると、１００℃以上の高温環境に晒されたときに熱減磁が大きいため、ＲＥ−Ｆｅ−Ｎ系磁石材料本来の高性能を発揮することができない。磁石材料の保磁力を８７６ｋＡ／ｍ以上に制御することで、例えば１２０℃以上の高温環境下でも低い熱減磁が得られる。耐熱性の観点から磁石材料の保磁力は９５５ｋＡ／ｍ（１２ｋＯｅ）以上であることがより好ましい。なお、保磁力は上述したように合金組成により調整され、また熱処理条件や窒化処理条件によっても制御することができる。
【００３５】
上述したように、本発明の磁石材料は高保磁力に基づいて、高温環境下における熱減磁が少ないという特性を有している。具体的には、本発明の磁石材料は１２０℃での熱減磁がパーミアンス２の条件で５％以下とされている。このように、高温環境下（１２０℃）における熱減磁を低減することによって、本発明の磁石材料を用いた各種電気機器の耐熱性の向上、また表面実装工程におけるリフロー炉の適用などが可能となる。磁石材料の１２０℃での熱減磁は、合金組成や製造プロセスの最適化などで磁気異方性エネルギーや保磁力を制御することにより３％以下にすることができる。
【００３６】
上記した熱減磁（条件：パーミアンス２）は以下のようにして求めるものである。まず、磁石材料を用いて円筒状ボンド磁石（直径１０ｍｍ×高さ７ｍｍの円筒状試料）を作製する。このボンド磁石を約３．９ＭＡ／ｍ（５０ｋＯｅ）で着磁した後、サーチコイルとデジタル磁束計を用いて開放磁束量Φ_１（Ｗｂ）を測定し、次いで大気中にて１２０℃×２時間の条件で加熱し、さらに室温まで冷却した後、この大気中加熱後の開放磁束量Φ_２（Ｗｂ）を測定する。これらの測定値から熱減磁率を下記の式に基づいて求める。
式：熱減磁率＝｛（Φ_１−Φ_２）／Φ_１｝×１００（％）
【００３７】
さらに、上述したＴｂＣｕ_７型結晶相を有する磁石材料は高保磁力を得た上で、合金組成やプロセス制御などに基づいて磁気異方性エネルギーを適正化しているため、実用的な着磁性を有するものである。具体的には、磁界強度が３．９８ＭＡ／ｍ（５０ｋＯｅ）の条件で着磁した際の最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ−５０）と１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）の条件で着磁した際の最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ−２０）との比から求められる着磁率を８０％以上にすることができる。この着磁率はさらに精密な合金組成制御やプロセス調整を行うことで８５％以上にすることができる。
【００３８】
上記した着磁率は以下のようにして求めるものである。まず、磁石材料を用いて円筒状ボンド磁石を作製する。このボンド磁石を着磁界１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）で着磁した後に（ＢＨ）ｍａｘ−２０（ｋＪ／ｍ^３）を測定し、次いで測定後のボンド磁石を同一方向に３．９８ＭＡ／ｍ（５０ｋＯｅ）で着磁した後に（ＢＨ）ｍａｘ−５０（ｋＪ／ｍ^３）を測定する。これらの測定値から着磁率を下記の式に基づいて求める。
式：着磁率＝｛（ＢＨ）ｍａｘ−２０／（ＢＨ）ｍａｘ−５０｝×１００（％）
【００３９】
本発明の磁石材料は、例えば以下のようにして製造することができる。まず、所定組成の母合金インゴットをアーク溶解や高周波溶解などにより調製する。母合金インゴットには、基本的には上述した（１）式の合金組成から窒素を除いた組成、すなわち
一般式：（Ｓｍ_{１−ｘ−ｙ}Ｒ_ｘＺｒ_ｙ）（Ｆｅ_１−ａＣｏ_ａ）_ｚ …（２）
（式中、ＲはＣｅ、ＰｒおよびＮｄから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ａは０≦ａ≦０．２５を満足する数、ｘ、ｙおよびｚはそれぞれ原子比で０．０１≦ｘ≦０．１５、０．０５≦ｙ≦０．１８、８．２≦ｚ≦８．９を満足する数である）
で実質的に表される組成を有するものが用いられる。
【００４０】
このような母合金を再溶融した後、この合金溶湯を不活性雰囲気中で単ロールや双ロールなどの高速移動する冷却体上に射出して急冷することによって、微細なＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする薄片状（または薄帯状）合金材（一部にアモルファス相を含む）、もしくは完全にアモルファス化させた薄片状合金材を作製する。このような薄片状合金材の作製条件は、ロール材質にＣｕ基材料（例えばＢｅＣｕ合金）を用い、かつロール周速を２０〜５０ｍ／ｓとすることが好ましい。冷却ロールはＣｕ基材料にＣｒやＮｉをメッキしたものであってもよい。
【００４１】
急冷法により得られる薄片状合金材の板厚は、平均板厚として８〜３０μｍの範囲であることが好ましい。平均板厚が８μｍ未満であると、薄片状合金材の表面に顕著な凹凸が見られ、場合によっては板厚方向に貫通する孔が生じて特性低下をもたらすおそれがある。一方、平均板厚が３０μｍを超えると、急冷時のアモルファス化もしくは微細結晶化が困難となり、その後のプロセスで高磁気特性が得られにくくなる。薄片状合金材の平均板厚は１０〜２５μｍであることがより好ましく、さらに好ましくは１２〜２０μｍである。
【００４２】
ここで、上述した薄片状（または薄帯状）合金材は、特に合金組成中のＺｒ量に基づいて量産性に優れるものである。すなわち、上記した（２）式におけるＺｒの含有量ｙが０．０５未満では、急冷時における冷却ロールとの密着性が低下して、優れた磁気特性を得るのに十分な急冷を実現することができない。Ｚｒの含有量ｙが多い分には量産性に関する問題はないが、前述したように薄片状磁石材料に割れが生じにくくなり、通常の製造工程ではボンド磁石を高密度化することが困難となる。このように、ボンド磁石の高密度化の点から、Ｚｒの含有量ｙは０．１８以下とする。
【００４３】
また、合金組成中のＦｅまたはＦｅ−Ｃｏの原子比ｚも、薄片状（または薄帯状）合金材の量産性に影響を及ぼす。すなわち、ＦｅまたはＦｅ−Ｃｏの原子比ｚが８．９を超えると、急冷時における冷却ロールとの密着性が低下し、優れた磁気特性を得るのに十分な急冷が実現できない。また、Ｆｅなどの析出量が多くなり、高保磁力ひいては高耐熱性の磁石材料が得られにくくなる。さらに、冷却ロール上に射出する合金溶湯の温度も融点の高さから高く設定する必要があり、十分な冷却速度が取れにくくなる。一方、ＦｅまたはＦｅ−Ｃｏの原子比ｚが８．２未満であると、前述したように高残留磁化が得られにくくなり、その結果として（ＢＨ）ｍａｘの低下する。
【００４４】
そして、急冷法により得られる薄片状合金材には、必要に応じて不活性雰囲気中で熱処理が施される。この熱処理で組織調整（例えば微細結晶化）することによって、微細でかつ均質なＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする薄片状合金材を再現性よく得ることが可能となる。結晶化のための熱処理、あるいは均質かつ微細な金属組織を得るのための熱処理は、合金組成や冷却条件などにより最適条件が異なるものの、例えばＡｒなどの不活性ガス雰囲気や真空中にて７００〜８５０℃の温度で１０分〜２４時間の条件で実施することが好ましい。熱処理条件は７４０〜８２０℃の温度で３０分〜１０時間とすることがより好ましい。この際、熱処理条件などによってはα−Ｆｅ相の析出などを招いて磁気特性を劣化させることがあるが、α−Ｆｅ相などの軟磁性相の比率が面積比で１０％以下であれば許容され、上述したような磁気特性を得ることができる。
【００４５】
次に、上述したＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする薄片状合金材に窒素を導入するための熱処理を行う。この窒素導入のための熱処理（窒化処理）は、窒素ガス雰囲気中、あるいはアンモニアガスと水素、窒素、アルゴンなどのガスとの混合ガス雰囲気中で実施する。窒化処理条件は雰囲気ガスによっても異なるが、例えば６５０〜８００℃の温度で３０分〜５時間の条件で行うことが好ましい。このような窒化処理を経ることによって、前述した（１）式で示される合金組成を有すると共に、ＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする薄片状磁石材料（磁石粉末）が得られる。窒化処理は、５ｍｍ以下の長さのフレークが５０質量％以上の薄片状合金材（必要に応じて破砕）に対して行うことが好ましく、これにより窒化反応速度を高めることができる。
【００４６】
上述したような本発明の磁石材料はボンド磁石の作製に好適に用いられるものである。すなわち、磁石材料をバインダ成分と混合し、この混合物を所望の磁石形状に圧縮成形することによって、本発明のボンド磁石を構成する成形体が得られる。磁石形状は特に限定されるものではなく、例えばリング状、棒状、平板状などのいずれでもよいが、特に厚さの薄いボンド磁石に対して有効である。また、ボンド磁石の作製に使用するバインダは特に限定されるものではなく、通常の樹脂系バインダやメタルバインダを使用することができるが、本発明は樹脂系バインダを用いたボンド磁石に対して特に効果的である。
【００４７】
樹脂系バインダとしては、例えばエポキシ系、ナイロン系、ポリアミド系、ポリイミド系、シリコーン系などの各種樹脂を使用することができ、特にエポキシ系樹脂が好適である。耐熱性が要求される用途に使用する場合には、エポキシ系、ポリアミド系、ポリイミド系などを用いることが好ましい。このような樹脂系バインダは、磁石材料に対して０．５〜５質量％の範囲で含有させることが好ましい。バインダ量が５質量％を超えるとボンド磁石の磁気特性が低下する。一方、バインダ量が０．５質量％未満であると、磁石材料間の接着が不十分になるおそれがある。バインダ量は１〜３質量％の範囲がより好ましい。バインダとしてエポキシ系樹脂のような熱硬化性樹脂を用いる場合には、圧縮成形工程後に１００〜２００℃程度の温度で硬化処理を行うことが好ましい。
【００４８】
なお、本発明のボンド磁石には、チタン系、シリコーン系などのカップリング剤を加えてもよい。カップリング剤は磁石粉末の分散性を向上させるなどして、磁石密度の向上に対して有効に作用する。また、脂肪酸、脂肪酸塩類、アミン類、アミン酸類などの滑剤で磁石粉末の表面を処理してもよい。このような処理もボンド磁石の密度向上に対して有効に作用する。
【００４９】
本発明の磁石材料を用いたボンド磁石は、前述したように充填密度を高くすることができるため、ボンド磁石としての特性を高めることができる。これは以下の理由による。すなわち、上述したような方法で作製したボンド磁石において、バインダ成分は磁気特性に寄与しないため、ボンド磁石としての最大磁気エネルギー積は磁石材料とバインダ成分との比率で決まる。つまり、バインダ成分の使用量だけ最大磁気エネルギー積が減少することを意味する。
【００５０】
また、ボンド磁石内部をＳＥＭなどで微視的に見ると空隙を確認できるが、この空隙も磁気特性に寄与しないため、空隙の量だけ最大磁気エネルギー積の減少に繋がる。この空隙は薄片状磁石材料が折り重なる際に隙間を埋めるように微細に砕けないことによるものであり、薄片状磁石材料の砕けやすさを増すことでボンド磁石内部の空隙を減少させることができる。すなわち、磁石材料の砕けやすさを増すことによって、ボンド磁石としての最大磁気エネルギー積を向上させることが可能である。
【００５１】
例えば、ＳｍとＺｒのみで磁気異方性エネルギーを調整した磁石材料は、ボンド磁石を作製する際に割れが生じにくいため、高密度化するためには工業的な圧縮力を超えるような圧縮工程、もしくは複雑な圧縮工程を行う必要がある。これに対して、本発明ではＳｍとＲ元素とＺｒの組合せで磁気異方性を調整しているため、薄片状磁石材料が割れやすく、これによって一般的な圧縮工程を適用した場合においてもボンド磁石を高密度化することができる。これはボンド磁石の量産性の向上、さらには量産時における特性向上などに寄与する。
【００５２】
なお、Ｓｍ、Ｒ元素およびＺｒは非常に酸化されやすく、しかも最も飽和磁化が大きいＦｅも酸化されやすいため、磁石材料の製造工程で酸素が混入すると酸化物などを形成し、飽和磁化および最大磁気エネルギー積の低下につながり、場合によっては２段の減磁曲線となる。このようなことから、酸素含有量は少ないほうがよく、具体的には１０００ｐｐｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは８５０ｐｐｍ以下である。
【００５３】
本発明のボンド磁石は、モータ、計測器などの各種電気機器に利用することができる。特に、ＨＤＤ、ＣＤ、ＤＶＤなどに用いられる媒体駆動用スピンドルモータ、光ピックアップのレンズアクチュエータ、プリンタ用モータ、携帯電話などの振動発生用ページャモータ、自動車用スピードメータのアクチュエータなど、小形・高性能が求められる種々のモータの部品として好適である。特に、耐熱性が求められる用途に対して、本発明のボンド磁石は好適である。
【００５４】
【実施例】
次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。
【００５５】
実施例１
まず、高純度のＳｍ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｏの各金属原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解して母合金インゴットを作製した。次いで、この母合金インゴットをＡｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、ノズルから合金溶湯を周速３５ｍ／ｓで回転する冷却ロール上に噴射して急冷させて薄帯状合金を作製した。薄帯状合金の平均板厚は約１５μｍであった。なお、急冷は１回３０ｋｇを単位とし、また冷却ロールの材質をＢｅＣｕ合金、ロール径を５００ｍｍとして実施した。
【００５６】
続いて、上記した薄帯状合金をＡｒ雰囲気中にて７７０℃で６０分間熱処理した。熱処理後の薄帯状合金のＸ線回折を行ったところ、微小なα−Ｆｅ相の回折ピークを除いて、全てのピークがＴｂＣｕ_７型結晶構造で指数付けされることを確認した。次いで、薄帯状合金を平均粒度が３００μｍ程度となるように粉砕して薄片状とした後、アンモニアと水素の流量比を１：１０とした混合ガス（ＮＨ_３＋Ｈ_２）中にて４６０℃×３時間の条件で熱処理して窒素を導入し、さらに同一温度の窒素ガス中にて２時間熱処理することによって、目的とする磁石材料（磁石粉末）を作製した。
【００５７】
上記した磁石材料は化学分析の結果、［（Ｓｍ_０．８１Ｃｅ_０．１０Ｚｒ_０．０９）（Ｆｅ_０．８５Ｃｏ_０．１５）_８．５Ｎ_１．５］の組成を有していることが確認された。また、この磁石材料をＴＥＭ観察することによって、主相（ＴｂＣｕ_７型結晶相）の平均結晶粒径を測定した。その結果、ＴｂＣｕ_７型結晶相の平均結晶粒径は２８ｎｍであった。また磁石材料の磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを測定したところ、Ｂｒは９２０ｍＴ、ｉＨｃは１０４３ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは１５０ｋＪ／ｍ^３であった。磁石材料の合金組成や特性は表１に示す通りである。
【００５８】
このようにして得た磁石材料（合金粉末）に、バインダとしてエポキシ樹脂を２質量％添加して混合した後、この混合物を油圧式プレス成形装置にセットし、１０００ＭＰａの圧力条件で圧縮成形した。この圧縮成形体を１２０℃×１時間の条件で加熱処理することによって、目的とするボンド磁石（５０個）を得た。得られたボンド磁石の密度を測定すると共に、ボンド磁石の磁気特性として残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを測定した。さらに、前述した方法にしたがってボンド磁石の熱減磁率と着磁率を測定した。これらの測定結果を表２に示す。測定結果は５０個のボンド磁石の平均値である。
【００５９】
実施例２〜２９
実施例１と同様に、高純度の各金属原料を所定の割合で調合し、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解して母合金インゴットをそれぞれ作製した。次いで、これら母合金インゴットをＡｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶融した後、ノズルから合金溶湯を周速３５〜４５ｍ／ｓで回転する冷却ロール上に噴射して急冷させることによって、それぞれ薄帯状合金を作製した。各薄帯状合金の平均板厚は表１に示す通りである。なお、急冷時の条件は実施例１と同様とした。
【００６０】
続いて、上記した各薄帯状合金をＡｒ雰囲気中にて７７０〜８００℃で３０〜６０分間熱処理した。熱処理後の各薄帯状合金のＸ線回折を行ったところ、微小なα−Ｆｅ相の回折ピークを除いて、全てのピークがＴｂＣｕ_７型結晶構造で指数付けされることを確認した。次いで、各薄帯状合金を平均粒度が３００μｍ程度となるように粉砕して薄片状とした後、アンモニアと水素の流量比を１：１０とした混合ガス（ＮＨ_３＋Ｈ_２）中にて４６０℃×３時間の条件で熱処理して窒素を導入し、さらに同一温度の窒素ガス中にて２時間熱処理することによって、目的とする磁石材料（磁石粉末）をそれぞれ作製した。
【００６１】
各磁石材料の合金組成はそれぞれ表１に示す通りである。また、各磁石材料の主相（ＴｂＣｕ_７型結晶相）の平均結晶粒径、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを測定した。これらの測定結果は表１に示す通りである。
【００６２】
このようにして得た各磁石材料（合金粉末）に、バインダとしてエポキシ樹脂を２質量％添加して混合した後、この混合物を実施例１と同一条件で圧縮成形した。これら圧縮成形体を１２０℃×１時間の条件で加熱処理することによって、それぞれ目的とするボンド磁石（各５０個）を得た。得られた各実施例のボンド磁石の密度、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ｉＨｃ、最大磁気エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを測定した。さらに、前述した方法にしたがって各ボンド磁石の熱減磁率と着磁率を測定した。それらの測定結果を表２に示す。
【００６３】
比較例１〜１２
表１に示す合金組成を適用する以外は、上述した実施例と同様にして磁石材料（磁石粉末）をそれぞれ作製し、さらに各磁石材料を用いて上述した実施例と同様にしてボンド磁石（各５０個）を作製した。これら比較例の磁石材料およびボンド磁石についても、実施例と同様にして特性を測定、評価した。これらの測定結果を表２に併せて示す。
【００６４】
比較例１３
表１に示す磁石材料組成を満足するように調製した合金溶湯を、周速０．５ｍ／ｓで回転する冷却ロール上に噴射して急冷させることによって、平均板厚が約３００μｍのフレーク状合金を作製した。このフレーク状合金に１×１０^５Ｐａの水素ガス雰囲気中にて６７５℃×１時間の条件で水素化・分解反応処理を施し、続いて６Ｐａの真空中で７９０℃×１．５時間の脱水素・再結合反応処理を行った。次に、Ａｒ雰囲気中で微粉化し、さらに１×１０^５Ｐａの窒素雰囲気中にて４４０℃×８時間の条件で熱処理（窒化処理）して磁石材料とした。この磁石材料を用いる以外は、上述した実施例と同様にしてボンド磁石（５０個）を作製した。この比較例１３の磁石材料およびボンド磁石についても、実施例と同様にして特性を測定、評価した。その測定結果を表２に併せて示す。
【００６５】
【表１】

【００６６】
【表２】

【００６７】
表１から明らかなように、実施例１〜２９による各磁石材料は、量産性を念頭に１回の急冷量を増やして作製したにもかかわらず、優れた着磁性と大幅に低減された熱減磁率とが両立していることが分かる。さらに、実施例１〜２９による各磁石材料を用いて作製したボンド磁石は、いずれも高密度とそれに基づく高磁石特性（高（ＢＨ）ｍａｘなど）が得られていることが分かる。一方、比較例１〜１３は、磁石粉末としての特性が低い、磁石粉末の特性は高いがボンド磁石にした場合に密度が上がりにくく特性が低い、着磁特性が悪い、あるいは熱減磁率が大きいなどのいずれかに当てはまり、実用性の低いものであった。
【００６８】
また、（Ｓｍ_{０．９−ｙ}Ｎｄ_０．１Ｚｒ_ｙ）（Ｆｅ_０．８５Ｃｏ_０．１５）_８．５Ｎ_ｖ組成におけるＺｒの含有量ｙと磁石材料（磁石粉末）の（ＢＨ）ｍａｘとの関係を図１に示す。さらに、同様な組成の磁石材料（磁石粉末）を用いて作製したボンド磁石の密度とＺｒの含有量ｙとの関係を図２に示す。図１からはＺｒ含有量が低すぎると急冷効果の低下などに基づいて磁気特性が低下し、一方Ｚｒ含有量が多すぎても、言い換えるとＳｍの置換量が多すぎても磁気特性が低下することが分かる。また、図２からはＺｒ含有量がボンド磁石の密度、言い換えると磁石材料の割れやすさに影響していることが分かる。
【００６９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば高耐熱性と良好な着磁性を両立させた磁石材料（ＴｂＣｕ_７型結晶相を主相とする磁石材料）を提供することができる。これは耐熱用途などにおける高性能磁石材料、さらにはそれを用いたボンド磁石の実用性向上に大きく寄与するものである。さらに、本発明の磁石材料はボンド磁石の高密度化に対しても有効であるため、耐熱性や磁気特性の向上を図ると共に、着磁性や製造性などを高めたボンド磁石を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例における磁石材料中のＺｒの含有量ｙと磁石材料の（ＢＨ）ｍａｘとの関係を示す図である。
【図２】本発明の実施例における磁石材料中のＺｒの含有量ｙとそれを用いて作製したボンド磁石の密度との関係を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnet material used as a high-performance permanent magnet and a bonded magnet using the same.
[0002]
[Prior art]
Rare earth type high performance permanent magnets such as Sm—Co based magnets and Nd—Fe—B based magnets are mainly used in electric devices such as motors and measuring instruments. There is an increasing demand for miniaturization and price reduction of various electric devices, and in order to meet these demands, it is required to improve the performance of permanent magnets. In particular, a spindle motor for driving a medium used in an HDD device, a CD device, a DVD device, etc., and an actuator for driving an optical pickup used in a CD device or a DVD device are required to realize a small size and high performance of the device. Therefore, there is a demand for permanent magnets with even higher performance.
[0003]
In addition to the required characteristics as described above, there is a permanent magnet with little thermal demagnetization, that is, a permanent magnet excellent in heat resistance, even when exposed to a high temperature continuously or temporarily in the use environment or manufacturing process. Some applications are required. For example, vibration motors used in pagers and mobile phones are required to be smaller and lighter, and in the same way as other electronic components, in order to reduce assembly costs, the shape of parts that can be surface-mounted is reduced. There is a growing demand.
[0004]
In the surface mounting process, soldering is performed by a reflow furnace. However, when a small motor incorporating a permanent magnet is passed through the reflow furnace, thermal demagnetization occurs according to the temperature rise of the magnet incorporated in the motor. When thermal demagnetization occurs in the permanent magnet, the motor output decreases in accordance with the reduction width, and therefore a permanent magnet with improved heat resistance is required to minimize thermal demagnetization. Furthermore, as represented by motors used in automobile speedometers, there is a need for permanent magnets that are excellent in heat resistance even in applications where the operating environment temperature is high.
[0005]
In response to the demands for the permanent magnets as described above, for example, regarding the performance enhancement of the permanent magnets (such as improvement of the maximum magnetic energy product ((BH) max)), TbCu₇Phase having a crystal structure (hereinafter referred to as TbCu₇R with the main phase of₁-R₂-Fe (Co) -N magnet material (R₁: Rare earth elements such as Sm, R₂: Zr, Hf, etc.) have been proposed (see Patent Document 1). Here, as a permanent magnet using such a magnet material, for example, a bonded magnet constituted by a molded body (compression molded body) in which, for example, magnet powder is mixed with a resin binder and the mixture is compression-molded is generally used. Has been used.
[0006]
Also, increasing the Curie temperature and the coercive force is effective for increasing the heat resistance of the permanent magnet. For example, Patent Document 2 discloses TbCu.₇Sm-Fe-N magnet material having a type crystal phase_xFe_100-x-y-vM_yN_v(M is one or two selected from Hf and Zr, 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ y ≦ 1.5, 0.5 ≦ v ≦ 20 (atomic%)) Describes improving magnetic characteristics such as coercive force. As described above, increasing the coercive force is effective for improving heat resistance. Patent Document 2 describes that 30 atomic% or less of Sm is replaced with Ce or a rare earth element other than Ce.
[0007]
However, although the Sm-Fe-N magnet material described in Patent Document 2 described above has excellent heat resistance based on high coercive force, it has a drawback of poor magnetization. For this reason, even if good characteristics are obtained by strong magnetic field magnetization, magnetization is poor in a magnetic field of about 20 to 25 kOe that is used industrially, and the original characteristics cannot be realized. Furthermore, when considering mass productivity, there is a problem that good characteristics cannot be realized with good reproducibility due to large variations in characteristics.
[0008]
On the other hand, Patent Document 3 discloses TbCu.₇Sm—Fe—N magnet material having a type crystal phase, R_xT_100-x-y-vM_yN_v(R is a rare earth element containing Sm and La as essential elements (Sm ratio: 50 atomic% or more, La ratio: 0.05-2 atomic%), T is Fe or Fe—Co, M is Zr, Hf, etc. 4 ≦ x ≦ 15, 0 ≦ y ≦ 10, 10 ≦ v ≦ 20 (atomic%)) and TbCu₇In addition to the hard magnetic phase composed of the type crystal phase, it is described that the magnetization of the Sm—Fe—N magnet material is improved by including a soft magnetic phase having a bcc structure of less than 10% in area ratio. Yes. Although this Sm-Fe-N magnet material is excellent in magnetism, it is insufficient in heat resistance, and therefore has a large thermal demagnetization particularly when passing through a reflow furnace and the like, and the original high (BH) max is increased. It has a problem that it cannot be utilized.
[0009]
Furthermore, in order to improve the (BH) max of the bond magnet using the Sm—Fe—N based magnet material, for example, as described in Patent Document 4, compression molding of a flaky magnet material and a binder is performed. Densified body (In Patent Document 4, 6.0 × 10³kg / m³This is effective. However, as described in Patent Document 4, it is possible to apply a press pressure to a mixture of a magnet material and a binder a plurality of times, or to apply a rotational motion or a reciprocating motion to a compression molding die. Although effective for increasing the density of the body, from the viewpoint of practical productivity, it leads to an increase in manufacturing man-hours and manufacturing costs, so it is desirable to achieve higher density in the normal compression molding process. .
[0010]
[Patent Document 1] JP-A-6-127936
[Patent Document 2] JP-A-2002-57017
[Patent Document 3] Japanese Patent Laid-Open No. 2001-135509
[Patent Document 4] Japanese Patent Laid-Open No. 2001-35714
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
As mentioned above, TbCu₇Sm-Fe-N-based magnet material having a type crystal phase is expected as a high-performance magnet material having a high (BH) max, but it has a high magnetism resulting in high heat resistance and improved magnetism. The present situation is that no Sm—Fe—N-based magnet material that satisfies both of the above has been obtained. As described above, since applications requiring high heat resistance are expanding, there is a strong demand for Sm—Fe—N based magnet materials having improved heat resistance while maintaining magnetism. Moreover, in order to improve the practical characteristic of the bonded magnet using the Sm—Fe—N-based magnet material, it is desired to improve the manufacturability and mass productivity of the high-density bonded magnet.
[0012]
The present invention has been made to cope with such a problem, and TbCu₇Sm-Fe-N-based magnet material that has a main phase of the type crystal phase that achieves both high heat resistance and magnetism, improves the practicality in heat-resistant applications, etc., and also produces high-density bonded magnets In addition to improving the heat resistance and magnetic characteristics by using such a magnet material, it is based on magnetism and manufacturability. It aims at providing the bond magnet which raised practicality.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
We have TbCu₇As a result of intensive studies to achieve both heat resistance and magnetization of Sm—Fe—N magnet materials having a main phase of a crystalline phase as well as to improve magnetic properties and productivity, TbCu₇At least one selected from Zr and other rare earth elements R, specifically Ce, Pr and Nd, to control the composition of the magnetic alloy whose main phase is the type crystal phase and to provide a high coercive force to the magnet material It is possible to improve heat resistance while maintaining magnetism by substituting with seed elements and controlling the content of these substitute elements, and further improve the manufacturability and characteristics of bonded magnets. Found that is possible.
[0014]
The magnet material of the present invention is made based on such knowledge. That is, the magnet material of the present invention has a rare earth element-iron-nitrogen as a main component and TbCu as described in claim 1.₇A magnet material whose main phase is a crystalline phase,
General formula: (Sm_1-xyR_xZr_y) (Fe_1-aCo_a)_zN_v
(In the formula, R represents at least one element selected from Ce, Pr and Nd, a represents a number satisfying 0 ≦ a ≦ 0.25, and x, y, z and v each represent an atomic ratio of 0.00. 01 ≦ x ≦ 0.15, 0.05 ≦ y ≦ 0.18, 8.2 ≦ z ≦ 8.9, 1.2 ≦ v ≦ 1.7)
It has the composition substantially represented by these.
[0015]
As described in claim 2, the magnetic material of the present invention preferably has a coercive force of 876 kA / m (11 kOe) or more. Further, TbCu constituting the magnet material of the present invention₇The type crystal phase preferably has an average crystal grain size in the range of 15 to 40 nm. Furthermore, as described in claim 4, the magnet material of the present invention preferably has alloy flakes having an average plate thickness in the range of 8 to 30 μm.
[0016]
As described in claim 7, the bonded magnet of the present invention is a bonded magnet formed by molding a mixture of a magnet material and a binder component into a magnet shape, and the magnet material is the above-described magnet material of the present invention. It is characterized by. In the bonded magnet of the present invention, the binder component is preferably a resin binder as described in claim 8, and preferably contains a resin binder in the range of 0.5 to 5% by mass.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, modes for carrying out the present invention will be described.
[0018]
The magnet material of the present invention comprises a rare earth element (RE) -iron (Fe) -nitrogen (N) as a main component and TbCu.₇The type crystal phase is the main phase. This TbCu₇The RE-Fe-N magnet material whose main phase is a type crystal phase is
General formula: (Sm_1-xyR_xZr_y) (Fe_1-aCo_a)_zN_v ... (1)
(In the formula, R represents at least one element selected from Ce, Pr and Nd, a represents a number satisfying 0 ≦ a ≦ 0.25, and x, y, z and v each represent an atomic ratio of 0.00. 01 ≦ x ≦ 0.15, 0.05 ≦ y ≦ 0.18, 8.2 ≦ z ≦ 8.9, 1.2 ≦ v ≦ 1.7)
It has the composition substantially represented by these.
[0019]
In the above formula (1), samarium (Sm) is a basic element of the magnet material, and is a component that brings about a large magnetic anisotropy energy by combining Fe—N and a lattice, and thus gives a high coercive force. . As described above, the increase in coercive force effectively works to improve the heat resistance. However, if the Sm content is too high, the magnetism decreases, and therefore in the present invention, a part of Sm is substituted with R element and Zr.
[0020]
Zirconium (Zr) improves the magnetization by controlling the magnetic anisotropy energy, improves the quenching effect, that is, improves the magnetic properties by refining the crystal grains, homogenizes the crystal grains after heat treatment, and further improves the quenching effect and characteristics It is a component that improves mass productivity due to stabilization. The Zr content y is in the range of 0.05 to 0.18 in terms of atomic ratio. If the content y of Zr is less than 0.05, a stable rapid cooling effect cannot be obtained, so that the mass productivity of magnet materials (such as alloy flakes) is reduced. On the other hand, if the Zr content y exceeds 0.18, the strength, toughness, and the like are too high, and it is difficult for the magnet material to crack during the production of a bonded magnet (for example, during compression molding). This results in a decrease in the density of the bonded magnet compact and, in turn, a decrease in (BH) max. The Zr content y is more preferably in the range of 0.07 to 0.15.
[0021]
As described above, by replacing a part of Sm with Zr, the effect of improving the magnetization can be obtained by controlling the magnetic anisotropy. However, the replacement with an excessive amount of Zr reduces the mass productivity of the magnet material or bonds. It causes a decrease in the characteristics of the magnet. Therefore, in the present invention, a part of Sm is replaced simultaneously with Zr by another rare earth element, specifically, at least one R element selected from Ce, Pr and Nd. Such an R element improves the magnetization by controlling the magnetic anisotropy of the main phase, improves the remanent magnetization Br of the magnet material, and increases the density of the bonded magnet by improving the friability of the magnet material (such as alloy flakes). It is a component that contributes to high performance and high performance.
[0022]
In order to compensate for the decrease in the Zr content, the content x of the R element is in the range of 0.01 to 0.15 in terms of atomic ratio. If the content x of the R element is less than 0.01, the above-described effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the content x of the R element exceeds 0.15, the magnetic anisotropy energy is excessively decreased, and the coercive force and thus the heat resistance is decreased. The R element content x is more preferably in the range of 0.02 to 0.13. Furthermore, it is preferable to apply at least one selected from Pr and Nd among the R elements (Ce, Pr, Nd) described above. This is because the saturation magnetization is improved, so that a high residual magnetization and thus a high magnetic energy product can be realized. In addition, in order to obtain the same residual magnetic flux density, the effect of increasing the residual magnetic flux density by refining crystal grains can be reduced. That is, by slightly increasing the crystal grains, the portion of the remanence enhancement that is vulnerable to heat can be reduced, and thus irreversible thermal demagnetization can be suppressed. There is no particular problem even if other rare earth elements such as Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Lu, and Y are contained as inevitable impurities.
[0023]
As described above, the magnet material of the present invention is characterized in that a part of Sm is replaced with R element (Ce, Pr, Nd) together with Zr. These substitution elements of Sm are more preferably adjusted so that the total amount (x + y) of R element and Zr is in the range of 0.06 to 0.25. In such a range of substitution element amounts, TbCu₇High remanent magnetization and suitable magnetic anisotropy can be imparted to a RE-Fe-N magnet material having a main phase of a type crystal phase. The total amount (x + y) of the R element and Zr is more preferably in the range of 0.08 to 0.20.
[0024]
Iron (Fe) and cobalt (Co) have a function of increasing the saturation magnetization of the magnet material. The increase in saturation magnetization results in an increase in residual magnetization, and the maximum magnetic energy product ((BH) max) is improved accordingly. The total amount z of Fe and Co is in the range of 8.2 to 8.9 in terms of atomic ratio. If the atomic ratio z is less than 8.2, sufficient residual magnetization cannot be obtained, and as a result, (BH) max is lowered. On the other hand, when the atomic ratio z exceeds 8.9, it is difficult to obtain a high coercive force, resulting in a decrease in heat resistance. The atomic ratio z of the total amount of Fe and Co is more preferably in the range of 8.3 to 8.8.
[0025]
The magnet material of the present invention is a main phase TbCu.₇It is sufficient that at least Fe is contained as a magnetic element constituting the type crystal phase. Therefore, the value of a indicating the ratio of Fe to Co includes 0. It is preferable to use a combination of Fe and Co from the viewpoint of corrosion resistance, etc., and in order to more reliably obtain the effect of optimizing magnetic anisotropy and the effect of increasing saturation magnetization, the ratio of the amount of Fe to the total amount of Fe and Co Is 75% or more (value of a = 0.25 or less). The value of a is more preferably in the range of 0.03 to 0.22.
[0026]
A part of Fe or Fe—Co is at least one element selected from Ti, Cr, Cu, Mo, W, Mn, Ga, Al, Sn, Ta, Nb, Si and Ni (hereinafter referred to as M element). May be substituted). By substituting part of Fe or Fe—Co with such an M element, various practical characteristics such as corrosion resistance and heat resistance can be improved. However, if the amount of M element is replaced with a too large amount of M, the magnetic properties are significantly lowered. Therefore, the amount of substitution of Fe or Fe—Co with M element is preferably 10 atomic% or less.
[0027]
Nitrogen (N) is mainly present at the interstitial position of the main phase, and has a function of improving the Curie temperature and magnetic anisotropy of the main phase as compared with the case where N is not included. Among these, the improvement of magnetic anisotropy is important in order to give a sufficient coercive force and thus good heat resistance to the magnet material. N is effective in a small amount, but if the amount is too small or too large, the demagnetization curve becomes two steps or the coercive force is lowered. The ratio is in the range of 1.2 to 1.7. The N content v is more preferably in the range of 1.3 to 1.6.
[0028]
A part of N may be substituted with at least one element selected from H, C and P (hereinafter referred to as X element), whereby magnetic characteristics such as coercive force can be improved. However, if the substitution amount of N by the X element is too large, the effect of improving the Curie temperature and magnetic anisotropy of the main phase is lowered. Therefore, the substitution amount of N by the X element is preferably 20 atomic% or less.
[0029]
The magnet material substantially represented by the above-described formula (1) allows to contain inevitable impurities such as oxides. The magnet material may contain a trace amount of boron (B). B is used to make magnet materials (alloy flakes) amorphous during the rapid cooling process, further refine crystal grains after heat treatment, improve residual magnetization by suppressing crystal grains, and suppress precipitation of the soft magnetic phase. It shows an effective work against it.
[0030]
The main phase (TbCu in the magnet material of the present invention₇The “type crystal phase” refers to the largest volume ratio in the constituent phase including the amorphous phase in the alloy, and it is preferable to include 70% or more by volume ratio. Furthermore, from the viewpoint of magnet characteristics, TbCu₇It is desirable to contain 80% or more of the type crystal phase by volume. The crystal structure can be easily confirmed by X-ray diffraction or the like. TbCu as the main phase₇The crystal grain size of the type crystal phase is preferably in the range of 15 to 40 nm as the average crystal grain size.
[0031]
Thus, TbCu₇By refining the type crystal phase (crystal grains), a magnet material having a large remanent magnetization and an excellent maximum magnetic energy product and a high coercive force can be obtained. TbCu₇If the average crystal grain size of the type crystal phase is less than 15 nm, the coercive force of the magnet material may decrease or the irreversible thermal demagnetization rate may increase. On the other hand, if the average crystal grain size exceeds 40 nm, the residual magnetization and thus the maximum energy product may not be sufficiently increased. TbCu as the main phase₇The average crystal grain size of the type crystal phase is more preferably in the range of 17 to 35 nm.
[0032]
TbCu₇The average crystal grain size of the type crystal phase (hard magnetic phase) is, for example, TbCu in a group photo of fine crystals in one field of view obtained by TEM observation.₇The average of the maximum and minimum grain sizes of the crystal grains that have been confirmed to be the type crystal phase is taken, and this is measured for 10 fields of view to obtain the average to obtain the average grain size. Or you may obtain | require an average crystal grain diameter by Scherrer's formula from the half value width of X-ray diffraction.
[0033]
As described above, the magnetic material of the present invention includes the contents of Zr and R elements that substitute part of Sm, the content of Fe or Fe—Co, the content of N, and further TbCu.₇Based on the average crystal grain size of the type crystal phase and the like, while maintaining good magnetization, high coercive force and thus high heat resistance are imparted. The coercive force of the magnet material is preferably 876 kA / m (11 kOe) or more in order to obtain high heat resistance. In other words, the magnetic material of the present invention can obtain a coercive force of 876 kA / m or more while maintaining good magnetization.
[0034]
When the coercive force of the RE-Fe-N magnet material is less than 876 kA / m, the thermal demagnetization is large when exposed to a high temperature environment of 100 ° C. or higher. The performance cannot be demonstrated. By controlling the coercive force of the magnet material to 876 kA / m or more, low thermal demagnetization can be obtained even in a high temperature environment of, for example, 120 ° C. or more. From the viewpoint of heat resistance, the coercive force of the magnet material is more preferably 955 kA / m (12 kOe) or more. The coercive force is adjusted by the alloy composition as described above, and can also be controlled by heat treatment conditions and nitriding conditions.
[0035]
As described above, the magnetic material of the present invention has a characteristic that the thermal demagnetization is low in a high temperature environment based on a high coercive force. Specifically, the magnetic material of the present invention has a thermal demagnetization at 120 ° C. of 5% or less under the condition of permeance 2. In this way, by reducing thermal demagnetization in a high temperature environment (120 ° C.), it is possible to improve the heat resistance of various electric devices using the magnet material of the present invention and to apply a reflow furnace in the surface mounting process. It becomes. Thermal demagnetization of the magnet material at 120 ° C. can be reduced to 3% or less by controlling the magnetic anisotropy energy and coercive force by optimizing the alloy composition and manufacturing process.
[0036]
The above-mentioned thermal demagnetization (condition: permeance 2) is obtained as follows. First, a cylindrical bonded magnet (a cylindrical sample having a diameter of 10 mm and a height of 7 mm) is prepared using a magnet material. This bonded magnet is magnetized at about 3.9 MA / m (50 kOe), and then the amount of open magnetic flux Φ using a search coil and a digital magnetometer₁(Wb) is measured, then heated in the atmosphere at 120 ° C. for 2 hours, further cooled to room temperature, and then the amount of open magnetic flux Φ after heating in the atmosphere₂(Wb) is measured. The thermal demagnetization factor is obtained from these measured values based on the following formula.
Formula: Thermal demagnetization factor = {(Φ₁−Φ₂) / Φ₁} × 100 (%)
[0037]
Furthermore, the above-mentioned TbCu₇A magnet material having a type crystal phase has a high coercive force and has an appropriate magnetic anisotropy based on the alloy composition, process control, etc., and thus has a practical magnetization. Specifically, the magnetic field strength is 3.98 MA / m (50 kOe), and the magnet is magnetized under the condition of the maximum magnetic energy product ((BH) max-50) and 1.59 MA / m (20 kOe). The magnetization rate obtained from the ratio with the maximum magnetic energy product ((BH) max-20) can be 80% or more. This magnetizability can be increased to 85% or more by performing more precise alloy composition control and process adjustment.
[0038]
The above-mentioned magnetization rate is obtained as follows. First, a cylindrical bonded magnet is produced using a magnet material. This bonded magnet is magnetized with a magnetic field of 1.59 MA / m (20 kOe) and then (BH) max-20 (kJ / m³), And then magnetizing the bond magnet after measurement at 3.98 MA / m (50 kOe) in the same direction, (BH) max-50 (kJ / m)³). The magnetization rate is obtained from these measured values based on the following formula.
Formula: Magnetization rate = {(BH) max−20 / (BH) max−50} × 100 (%)
[0039]
The magnet material of the present invention can be manufactured, for example, as follows. First, a mother alloy ingot having a predetermined composition is prepared by arc melting or high frequency melting. The master alloy ingot basically has a composition obtained by removing nitrogen from the alloy composition of the above formula (1), that is,
General formula: (Sm_1-xyR_xZr_y) (Fe_1-aCo_a)_z ... (2)
(In the formula, R represents at least one element selected from Ce, Pr, and Nd, a is a number satisfying 0 ≦ a ≦ 0.25, and x, y, and z are each 0.01 ≦ x ≦ 0.15, 0.05 ≦ y ≦ 0.18, 8.2 ≦ z ≦ 8.9)
A material having a composition substantially represented by:
[0040]
After re-melting such a master alloy, the molten alloy is injected onto a fast-moving cooling body such as a single roll or a twin roll in an inert atmosphere and rapidly cooled, so that fine TbCu₇A flaky (or thin ribbon) alloy material (partly including an amorphous phase) whose main phase is a type crystal phase, or a flaky alloy material that is completely amorphized is prepared. The production conditions for such a flaky alloy material are preferably a Cu-based material (for example, a BeCu alloy) as a roll material and a roll peripheral speed of 20 to 50 m / s. The cooling roll may be a Cu base material plated with Cr or Ni.
[0041]
The plate thickness of the flaky alloy material obtained by the rapid cooling method is preferably in the range of 8 to 30 μm as the average plate thickness. When the average plate thickness is less than 8 μm, remarkable unevenness is observed on the surface of the flaky alloy material, and in some cases, there is a possibility that a hole penetrating in the plate thickness direction is generated, resulting in deterioration of characteristics. On the other hand, if the average plate thickness exceeds 30 μm, it becomes difficult to amorphize or finely crystallize during rapid cooling, and it becomes difficult to obtain high magnetic properties in the subsequent processes. The average plate thickness of the flaky alloy material is more preferably 10 to 25 μm, and further preferably 12 to 20 μm.
[0042]
Here, the flaky (or ribbon-like) alloy material described above is excellent in mass productivity, particularly based on the amount of Zr in the alloy composition. That is, when the Zr content y in the above formula (2) is less than 0.05, the adhesion with the cooling roll at the time of quenching is lowered, and sufficient quenching is achieved to obtain excellent magnetic properties. I can't. As the Zr content y is high, there is no problem with mass productivity, but as described above, the flaky magnet material is hardly cracked, and it is difficult to increase the density of the bonded magnet in the normal manufacturing process. . Thus, from the viewpoint of increasing the density of the bonded magnet, the Zr content y is set to 0.18 or less.
[0043]
Further, the atomic ratio z of Fe or Fe—Co in the alloy composition also affects the mass productivity of the flaky (or strip-like) alloy material. That is, if the atomic ratio z of Fe or Fe—Co exceeds 8.9, the adhesion with the cooling roll during quenching is reduced, and quenching sufficient to obtain excellent magnetic properties cannot be realized. In addition, the amount of precipitation of Fe or the like increases, and it becomes difficult to obtain a high coercive force and thus a highly heat-resistant magnet material. Furthermore, it is necessary to set the temperature of the molten alloy injected onto the cooling roll to be high from the high melting point, and it becomes difficult to obtain a sufficient cooling rate. On the other hand, if the atomic ratio z of Fe or Fe—Co is less than 8.2, it becomes difficult to obtain high residual magnetization as described above, and as a result, (BH) max decreases.
[0044]
And the flaky alloy material obtained by a rapid cooling method is heat-processed in inert atmosphere as needed. Fine and homogeneous TbCu by adjusting the structure (for example, fine crystallization) by this heat treatment₇It becomes possible to obtain a flaky alloy material whose main phase is a type crystal phase with good reproducibility. The heat treatment for crystallization or the heat treatment for obtaining a homogeneous and fine metal structure varies depending on the alloy composition, cooling conditions, and the like, but for example 700 to 700 in an inert gas atmosphere such as Ar or in vacuum. It is preferable to carry out at a temperature of 850 ° C. for 10 minutes to 24 hours. The heat treatment condition is more preferably 30 minutes to 10 hours at a temperature of 740 to 820 ° C. In this case, depending on the heat treatment conditions, the α-Fe phase may be precipitated and the magnetic properties may be deteriorated. However, it is acceptable if the ratio of the soft magnetic phase such as the α-Fe phase is 10% or less in terms of area ratio. Thus, the magnetic characteristics as described above can be obtained.
[0045]
Next, TbCu mentioned above₇A heat treatment is performed to introduce nitrogen into a flaky alloy material having a main phase of a type crystal phase. This heat treatment (nitriding treatment) for introducing nitrogen is performed in a nitrogen gas atmosphere or in a mixed gas atmosphere of ammonia gas and a gas such as hydrogen, nitrogen, or argon. The nitriding conditions vary depending on the atmospheric gas, but it is preferable to perform the nitriding treatment at a temperature of 650 to 800 ° C. for 30 minutes to 5 hours, for example. By undergoing such nitriding treatment, it has the alloy composition represented by the above-mentioned formula (1), and TbCu₇A flaky magnet material (magnet powder) having a main phase of the mold crystal phase is obtained. The nitriding treatment is preferably performed on a flaky alloy material (fracture if necessary) having a flake length of 5 mm or less of 50% by mass or more, whereby the nitriding reaction rate can be increased.
[0046]
The magnet material of the present invention as described above is suitably used for producing a bonded magnet. That is, the molded material which comprises the bonded magnet of this invention is obtained by mixing magnet material with a binder component and compression-molding this mixture to a desired magnet shape. The magnet shape is not particularly limited, and may be any of a ring shape, a rod shape, a flat plate shape, etc., but is particularly effective for a bonded magnet having a small thickness. In addition, the binder used for the production of the bond magnet is not particularly limited, and a normal resin binder or metal binder can be used, but the present invention is particularly suitable for a bond magnet using a resin binder. It is effective.
[0047]
As the resin binder, for example, various resins such as epoxy, nylon, polyamide, polyimide, and silicone can be used. Epoxy resins are particularly preferable. When used in applications requiring heat resistance, it is preferable to use epoxy, polyamide, polyimide, or the like. Such a resin binder is preferably contained in a range of 0.5 to 5% by mass with respect to the magnet material. When the amount of the binder exceeds 5% by mass, the magnetic properties of the bonded magnet are deteriorated. On the other hand, when the amount of the binder is less than 0.5% by mass, the adhesion between the magnet materials may be insufficient. The binder amount is more preferably in the range of 1 to 3% by mass. When a thermosetting resin such as an epoxy resin is used as the binder, it is preferable to perform a curing process at a temperature of about 100 to 200 ° C. after the compression molding step.
[0048]
In addition, you may add coupling agents, such as a titanium type and a silicone type, to the bonded magnet of this invention. The coupling agent effectively works to improve the magnet density by improving the dispersibility of the magnet powder. Further, the surface of the magnet powder may be treated with a lubricant such as fatty acid, fatty acid salt, amine, and amine acid. Such treatment also works effectively for improving the density of the bonded magnet.
[0049]
Since the bonded magnet using the magnet material of the present invention can increase the packing density as described above, the characteristics as a bonded magnet can be improved. This is due to the following reason. That is, in the bonded magnet manufactured by the method as described above, since the binder component does not contribute to the magnetic characteristics, the maximum magnetic energy product as the bonded magnet is determined by the ratio of the magnet material to the binder component. That is, it means that the maximum magnetic energy product is reduced by the amount of binder component used.
[0050]
Further, when the inside of the bond magnet is microscopically viewed with an SEM or the like, the air gap can be confirmed. However, since this air gap does not contribute to the magnetic characteristics, the maximum magnetic energy product is reduced by the amount of the air gap. This gap is due to the fact that the flaky magnet material is not crushed so as to fill a gap when the flaky magnet material is folded, and the gap inside the bonded magnet can be reduced by increasing the friability of the flaky magnet material. That is, the maximum magnetic energy product as a bonded magnet can be improved by increasing the friability of the magnet material.
[0051]
For example, a magnetic material whose magnetic anisotropy energy is adjusted only with Sm and Zr is less prone to cracking when producing a bonded magnet. Or a complicated compression process is required. On the other hand, in the present invention, since the magnetic anisotropy is adjusted by the combination of Sm, R element and Zr, the flaky magnet material is easily cracked, and this makes it possible to bond even when a general compression process is applied. The magnet can be densified. This contributes to improving the mass productivity of bonded magnets and further improving the characteristics during mass production.
[0052]
Sm, R element and Zr are very easy to oxidize, and Fe having the largest saturation magnetization is also easily oxidized. Therefore, when oxygen is mixed in the manufacturing process of the magnet material, an oxide is formed, and the saturation magnetization and the maximum magnetic This leads to a decrease in energy product, and in some cases results in a two-stage demagnetization curve. For this reason, it is better that the oxygen content is small. Specifically, the oxygen content is preferably 1000 ppm or less, and more preferably 850 ppm or less.
[0053]
The bonded magnet of the present invention can be used for various electric devices such as motors and measuring instruments. In particular, small and high performance such as spindle motors for medium drive used in HDDs, CDs, DVDs, etc., lens actuators for optical pickups, motors for printers, pager motors for vibration generation such as mobile phones, and actuators for automobile speedometers. It is suitable as a component of various required motors. In particular, the bonded magnet of the present invention is suitable for applications requiring heat resistance.
[0054]
【Example】
Next, specific examples of the present invention and evaluation results thereof will be described.
[0055]
Example 1
First, high-purity Sm, Ce, Zr, Fe, and Co metal raw materials were prepared at a predetermined ratio and melted by high frequency in an Ar atmosphere to prepare a master alloy ingot. Next, this mother alloy ingot was melted by high-frequency induction heating in an Ar atmosphere, and then the molten alloy was injected from a nozzle onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 35 m / s to be rapidly cooled to produce a ribbon-shaped alloy. The average plate thickness of the ribbon-like alloy was about 15 μm. The rapid cooling was performed in units of 30 kg at a time, and the material of the cooling roll was BeCu alloy and the roll diameter was 500 mm.
[0056]
Subsequently, the above-described ribbon-shaped alloy was heat-treated at 770 ° C. for 60 minutes in an Ar atmosphere. When the X-ray diffraction of the ribbon-shaped alloy after the heat treatment was performed, all peaks except for the diffraction peak of the minute α-Fe phase were TbCu.₇It was confirmed that it was indexed by the type crystal structure. Next, after pulverizing the ribbon-like alloy so as to have an average particle size of about 300 μm to form a flake, a mixed gas (NH) having a flow rate ratio of ammonia and hydrogen of 1:10₃+ H₂) Was introduced under nitrogen at a temperature of 460 ° C. for 3 hours, and further heat-treated for 2 hours in nitrogen gas at the same temperature, thereby producing the target magnet material (magnet powder).
[0057]
As a result of chemical analysis, the above-mentioned magnet material is [(Sm_0.81Ce_0.10Zr_0.09) (Fe_0.85Co_0.15)_8.5N_1.5It was confirmed that the composition had the following composition: Further, by observing this magnet material with a TEM, the main phase (TbCu₇Type crystal phase) was measured. As a result, TbCu₇The average crystal grain size of the type crystal phase was 28 nm. Further, as magnetic properties of the magnet material, residual magnetic flux density Br, coercive force iHc, and maximum magnetic energy product (BH) max were measured. Br was 920 mT, iHc was 1043 kA / m, and (BH) max was 150 kJ / m.³Met. The alloy composition and characteristics of the magnet material are as shown in Table 1.
[0058]
The magnet material (alloy powder) thus obtained was mixed by adding 2% by mass of an epoxy resin as a binder, and this mixture was set in a hydraulic press molding apparatus and compression molded under a pressure condition of 1000 MPa. The compression-molded body was heat-treated at 120 ° C. for 1 hour to obtain target bonded magnets (50 pieces). The density of the obtained bonded magnet was measured, and the residual magnetic flux density Br, the coercive force iHc, and the maximum magnetic energy product (BH) max were measured as the magnetic properties of the bonded magnet. Furthermore, the thermal demagnetization rate and magnetization rate of the bonded magnet were measured according to the method described above. These measurement results are shown in Table 2. The measurement result is an average value of 50 bonded magnets.
[0059]
Examples 2-29
In the same manner as in Example 1, each metal raw material with high purity was prepared at a predetermined ratio and melted at a high frequency in an Ar atmosphere to prepare mother alloy ingots. Next, these master alloy ingots are melted by high frequency induction heating in an Ar atmosphere, and then molten alloy is injected from a nozzle onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 35 to 45 m / s to be rapidly cooled, thereby forming a ribbon-like alloy. Was made. The average plate thickness of each ribbon-like alloy is as shown in Table 1. The conditions for rapid cooling were the same as in Example 1.
[0060]
Subsequently, each of the ribbon-shaped alloys described above was heat-treated at 770 to 800 ° C. for 30 to 60 minutes in an Ar atmosphere. When X-ray diffraction of each ribbon-shaped alloy after the heat treatment was performed, all peaks except for the diffraction peak of the minute α-Fe phase were TbCu₇It was confirmed that it was indexed by the type crystal structure. Next, each ribbon-like alloy was pulverized so as to have an average particle size of about 300 μm to form flakes, and then a mixed gas (NH) with a flow rate ratio of ammonia and hydrogen of 1:10.₃+ H₂), Heat treatment was performed at 460 ° C. for 3 hours, and nitrogen was introduced. Further, heat treatment was performed in nitrogen gas at the same temperature for 2 hours, thereby producing respective target magnet materials (magnet powders).
[0061]
The alloy composition of each magnet material is as shown in Table 1, respectively. The main phase of each magnet material (TbCu₇Average crystal grain size, residual magnetic flux density Br, coercive force iHc, and maximum magnetic energy product (BH) max. These measurement results are as shown in Table 1.
[0062]
Each magnet material (alloy powder) thus obtained was mixed by adding 2% by mass of an epoxy resin as a binder, and this mixture was compression molded under the same conditions as in Example 1. These compression-molded bodies were heat-treated at 120 ° C. for 1 hour to obtain target bonded magnets (50 pieces each). The density, residual magnetic flux density Br, coercive force iHc, and maximum magnetic energy product (BH) max of the obtained bonded magnets of each example were measured. Furthermore, the thermal demagnetization rate and the magnetization rate of each bonded magnet were measured according to the method described above. The measurement results are shown in Table 2.
[0063]
Comparative Examples 1-12
Except for applying the alloy composition shown in Table 1, magnet materials (magnet powders) were respectively produced in the same manner as in the above-described examples, and bonded magnets (each 50). The characteristics and properties of the comparative magnet materials and bonded magnets were measured and evaluated in the same manner as in the examples. These measurement results are also shown in Table 2.
[0064]
Comparative Example 13
A molten alloy prepared so as to satisfy the magnetic material composition shown in Table 1 is jetted onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 0.5 m / s and rapidly cooled to obtain a flaky alloy having an average plate thickness of about 300 μm. Was made. This flaky alloy is 1 × 10⁵Hydrogenation / decomposition reaction treatment was performed under conditions of 675 ° C. × 1 hour in a hydrogen gas atmosphere of Pa, followed by 790 ° C. × 1.5 hour dehydrogenation / recombination reaction treatment in a 6 Pa vacuum. . Next, it was pulverized in an Ar atmosphere and further 1 × 10⁵A magnet material was heat-treated (nitrided) at 440 ° C. for 8 hours in a Pa nitrogen atmosphere. Bond magnets (50 pieces) were produced in the same manner as in the above-described example except that this magnet material was used. The characteristics and properties of the magnet material and bond magnet of Comparative Example 13 were measured and evaluated in the same manner as in the example. The measurement results are also shown in Table 2.
[0065]
[Table 1]

[0066]
[Table 2]

[0067]
As is apparent from Table 1, each magnet material according to Examples 1 to 29 has excellent magnetism and greatly reduced heat despite being manufactured by increasing the amount of quenching once in consideration of mass productivity. It can be seen that the demagnetization factor is compatible. Furthermore, it can be seen that all the bonded magnets manufactured using the magnet materials according to Examples 1 to 29 have high density and high magnet characteristics (such as high (BH) max). On the other hand, Comparative Examples 1 to 13 have low properties as magnet powder, high properties of magnet powder, but when used as a bonded magnet, the density is difficult to increase, the properties are low, the magnetization properties are poor, or the thermal demagnetization factor is large. It was applied to any of the above, and was not practical.
[0068]
Also, (Sm_0.9-yNd_0.1Zr_y) (Fe_0.85Co_0.15)_8.5N_vThe relationship between the Zr content y in the composition and the (BH) max of the magnet material (magnet powder) is shown in FIG. Furthermore, the relationship between the density of the bonded magnet produced using the magnet material (magnet powder) of the same composition and the content y of Zr is shown in FIG. From FIG. 1, if the Zr content is too low, the magnetic properties are deteriorated due to a decrease in the quenching effect, etc. On the other hand, even if the Zr content is excessive, in other words, the magnetic properties are deteriorated even if the substitution amount of Sm is excessive. I understand that Further, FIG. 2 shows that the Zr content affects the density of the bonded magnet, in other words, the fragility of the magnet material.
[0069]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a magnet material (TbCu that achieves both high heat resistance and good magnetization).₇A magnet material having a main phase of a type crystal phase). This greatly contributes to improving the practicality of high-performance magnet materials in heat-resistant applications and the like, as well as bonded magnets using them. Furthermore, since the magnet material of the present invention is also effective for increasing the density of bonded magnets, it is possible to provide a bonded magnet with improved heat resistance and magnetic properties, as well as improved magnetization and manufacturability. It becomes possible.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a relationship between a Zr content y in a magnet material and (BH) max of the magnet material in an example of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the content y of Zr in a magnet material and the density of a bonded magnet produced using the same in an embodiment of the present invention.

Claims

A magnet material having a rare earth element-iron-nitrogen as a main component and a TbCu _7- type crystal phase as a main phase,
General _{_{_{formula: (Sm 1-x-y}}} R x Zr y) (Fe 1-a Co a) z N v
(In the formula, R represents at least one element selected from Ce, Pr and Nd, a represents a number satisfying 0 ≦ a ≦ 0.25, and x, y, z and v each represent an atomic ratio of 0.00. 01 ≦ x ≦ 0.15, 0.05 ≦ y ≦ 0.18, 8.2 ≦ z ≦ 8.9, 1.2 ≦ v ≦ 1.7)
A magnetic material having a composition substantially represented by:

The magnet material according to claim 1,
A magnet material having a coercive force of 876 kA / m or more.

The magnet material according to claim 1 or 2,
The TbCu _7- type crystal phase has an average crystal grain size in the range of 15 to 40 nm.

In the magnet material according to any one of claims 1 to 3,
A magnet material having alloy flakes having an average thickness of 8 to 30 μm.

In the magnet material according to any one of claims 1 to 4,
A magnet material having a thermal demagnetization at 120 ° C. (permeance 2 condition) of 5% or less.

The magnet material according to any one of claims 1 to 5,
The maximum magnetic energy product when magnetized with a magnetic field of 3.98 MA / m is (BH) max-50, and the maximum magnetic energy product when magnetized with a magnetic field of 1.59 MA / m is (BH) max-20. Then, a magnet material having a magnetization rate ({(BH) max−20 / (BH) max−50} × 100) determined from these ratios of 80% or more.

In a bonded magnet formed by molding a mixture of a magnet material and a binder component into a magnet shape,
The said magnet material is a magnet material of any one of Claim 1 thru | or 6, The bonded magnet characterized by the above-mentioned.

The bonded magnet according to claim 7, wherein
The said binder component consists of a resin binder, and contains the said resin binder in 0.5-5 mass%, The bonded magnet characterized by the above-mentioned.