JP2005290398A - 希土類磁石粉末およびそれを用いたコンパウンドならびにそれを用いたボンド磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】射出成形用コンパウンドの流動性を向上することができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を提供する。
【解決手段】５０％質量粒径（Ｄ₅₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）が４０μｍ以上１００μｍ以下である第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末と、５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が５μｍ以上２０μｍ以下であり、９０％質量粒径（Ｄ₉₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が３０μｍ以下である第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末とを混合することによって得られた希土類磁石粉末であって、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体の５質量％以上４０質量％以下の範囲で含み、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末が、少なくとも１種の硬磁性相と少なくとも１種の軟磁性相とを含み、磁気的に等方性なＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である。
【選択図】なし

Description

本発明は、ボンド磁石用の希土類磁石粉末に関し、特に、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末およびそれを用いたコンパウンドならびにそれを用いたボンド磁石に関する。

永久磁石粉末をバインダと混合したコンパウンドを所定形状にすることで製造されるボンド磁石は、焼結磁石では作製が困難な、複雑な形状や薄肉形状の磁石を容易に得ることができることから、近年多方面で需要が増加している。

バインダとして樹脂を用いるボンド磁石の成形方法としては、主に、圧縮成形と射出成形とが用いられる。熱硬化性樹脂を用いるボンド磁石は主に圧縮成形で、熱可塑性樹脂を用いるボンド磁石は主に射出成形で成形される。特に、射出成形は、金型の設計自由度が大きく、様々な形状のボンド磁石を成形できるなどの利点を有している。特に、近年、射出成形を用いて、マグロール（磁気ロールともいう。）などに直接磁石を形成する方法や、ヨークに直接磁石を成形固定する、いわゆる一体成形を行う用途が増えてきている。射出成形による一体成形は、焼結磁石などの組み込みで必要となる接着工程などを必要とすることがなく、組立工程の簡略化が可能であるなどの利点を有している。

しかしながら、射出成形用のコンパウンドは、圧縮成形用のコンパウンドに比べて、溶融時に高い流動性を有することが要求される。これは、射出成形が、粉末あるいはペレット状のコンパウンドを加熱溶融し、溶融状態のコンパウンドを所望の形状のキャビティーが形成された金型内に射出し、キャビティまで圧送され充填されたコンパウンドを冷却・固化させて成形するものであり、コンパウンドが金型内で冷却されて流動性が低下するまでの短時間のうちにキャビティ内に充分に充填する必要があることに起因する。すなわちコンパウンドの溶融時の流動性が充分でないと、キャビティ内で充填密度のばらつきが発生し、その結果として磁気特性がばらつくという問題が発生する。もちろん、ひどい場合には、キャビティ内に充填できないという事態も発生する。

そのため、射出成形によるボンド磁石はその形状や大きさがある程度限られており、細い流路あるいは長い流路を必要とする形状や薄肉形状のボンド磁石を射出成形で形成することは困難である。高い流動性を得るためにコンパウンド中の磁粉含有率を低下させると、当然のことながら磁気特性が低下する。

部品の多様化や小型軽量化が進むなか、充分な磁気特性を発現できるだけの磁粉含有率を有し、且つ、射出成形が可能な高い流動性を有するコンパウンドに対する需要は益々増大している。特に、異方性ボンド磁石を射出成形で作製するためには、コンパウンドを射出成形した後、キャビティ内に充填されたコンパウンドに配向磁界を印加し、磁気異方性を有する磁石粉末（例えばＨＤＤＲ法で製造された磁石粉末）の粒子を所定の方向に配向させる必要があるので更に高い流動性が求められる。

永久磁石のなかで、希土類磁石は磁気特性に優れ、その中でもＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は最大エネルギー積（（ＢＨ）_max）が最も大きいので、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を用いることによって高性能のボンド磁石を得ることができる。特に、異方性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を用いた異方性ボンド磁石は１２０ｋＪ／ｍ³（１５ＭＧＯｅ）を超える磁気特性を発揮し得る。

ボンド磁石用コンパウンドの溶融時の流動性を改善する１つの方法として、磁石粉末の粒度分布を調整するという方法がある。

例えば、本願出願人は、特許文献１や特許文献２に、粒径が５３μｍ以下、さらには粒径が３８μｍ以下のＴｉ含有ナノコンポジット磁粉を磁粉全体に対して２質量％以上含有させることにより流動性が改善され、従来のコンパウンドでは成形が困難であった複雑な形状のボンド磁石成形体を得ることが可能となることを開示している。特許文献２の実施例には、磁粉含有率が６１体積％のコンパウンドを用いて、２８０℃×押出し荷重５ｋｇｆで３２０ｇ〜３６６ｇ／１０分のメルトフローレート（ＭＦＲ）が得られることが記載されている。また、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉（特許文献３参照）は、耐酸化性に優れているので、粒径が５３μｍ以下、さらには粒径が３８μｍ以下に粉砕しても磁気特性が低下しないという特徴を有している。

上記特許文献１または２に記載されている技術を用いると、コンパウンドの流動性を向上できるものの、必ずしも充分な流動性が得られたとは言えず、特に、磁粉含有率が６５体積％以上で射出成形可能なコンパウンドを得ることが困難であった。例えば、射出成形でマグロールを成形可能なコンパウンドを提供することは出来なかった。

一方、特許文献４および特許文献５には、代表的な異方性磁石粉末であるＨＤＤＲ磁石粉末に、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系等方性ナノコンポジット磁石粉末を混合することにより、磁粉含有率を向上するとともに、耐候性に優れるボンド磁石が得られた例が記載されている。しかしながら、こられの特許文献は、圧縮成形時のＨＤＤＲ磁石粉末の割れやひずみを抑制することを目的としており、射出成形用のコンパウンドに求められる流動性については検討されていない。上述したように、異方性ボンド磁石を得るためには、異方性磁石粉末の粒子を磁界配向させる必要があるので更に高い流動性が求められる。
特開２００３−２０１５０１号公報 特開２００３−２２４０１０号公報 特許第３２６４６６４号公報 特開平９−１１５７１１号公報 特開平１０−３２１３４号公報

本発明は、上記諸点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、射出成形用コンパウンドの流動性を向上することができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を提供することにある。

本発明による希土類磁石粉末は、５０％質量粒径（Ｄ₅₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）が４０μｍ以上１００μｍ以下である第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末と、５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が５μｍ以上２０μｍ以下であり、９０％質量粒径（Ｄ₉₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が３０μｍ以下である第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末とを混合することによって得られた希土類磁石粉末であって、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体の５質量％以上４０質量％以下の範囲で含み、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末が、少なくとも１種の硬磁性相と少なくとも１種の軟磁性相とを含み、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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Ｂを必ず含む１種以上の元素、ＲはＮｄまたはＰｒを必ず含む１種以上の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｉｎ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択された１種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍおよびｎが、それぞれ、１０≦ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足する、磁気的に等方性なＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末であることを特徴とする。

前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体の１０質量％以上３０質量％以下の範囲で含むことがさらに好ましい。

前記Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末の組成式は、１１≦ｘ≦１４原子％、６＜ｙ＜１０原子％、１≦ｚ≦７原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足することが更に好ましい。

さらに、前記組成式におけるＲは、ＮｄまたはＰｒを８０原子％以上含むことが好ましい。

ある実施形態において、前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は異方性磁石粉末である。

ある実施形態において、前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は前記Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である。

ある実施形態において、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の９０％質量粒径（Ｄ₉₀）は１０μｍ以上である。

ある実施形態において、全体の１０％質量粒径（Ｄ₁₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）が１６μｍ以下である。

ある実施形態において、全体の５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が３５μｍ以上である。

ある実施形態において、全体の９０％質量粒径（Ｄ₉₀）が２００μｍ以下である。

ある実施形態において、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力Ｈ_cJは５００ｋＡ／ｍ以上であり、さらに、８００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。

ある実施形態において、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の残留磁束密度Ｂｒが０．７５Ｔ以上である。

ある実施形態において、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の最大エネルギー積は８０ｋＪ／ｍ³以上である。

ある実施形態において、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力は、前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力の９５％よりも大きい。

本発明の上記いずれかの第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、上記いずれかの第１粉末に上記所定量混合するだけで、高い流動性を有するコンパウンドを実現できる希土類磁石粉末を得ることが出来る。

本発明の射出成形ボンド磁石用コンパウンドは、上記のいずれかの希土類磁石粉末と、熱可塑性樹脂とを含むことを特徴とする。

本発明のボンド磁石は、希土類系ボンド磁石用コンパウンドを用いて射出成形により成形されたことを特徴とする。

ある実施形態において、前記ボンド磁石は、板状、円弧状、円筒形状のいずれかの形状で、厚さが２ｍｍ以下である。

本発明によると、射出成形用コンパウンドの流動性を向上することができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末が提供される。本発明の希土類磁石粉末を用いると、例えば、磁粉含有率が６５体積％以上で射出成形可能なコンパウンドを得ることができる。本発明によると、例えばマグロールを射出成形によって容易に成形することができるコンパウンドが提供される。さらに、本発明によると、最大エネルギー積が１２０ｋＪ／ｍ³以上の異方性ボンド磁石を射出成形によって容易に成形することができるコンパウンドが提供される。

本発明者は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系ボンド磁石の射出成形用コンパウンドの流動性を向上することを主な目的に、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の粒度分布と流動性との関係を詳細に検討した結果、本発明に想到した。

本発明による希土類磁石粉末は、５０％質量粒径（Ｄ₅₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）が４０μｍ以上１００μｍ以下である第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末と、５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が５μｍ以上２０μｍ以下であり、９０％質量粒径（Ｄ₉₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が３０μｍ以下である第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末とを混合することによって得られた希土類磁石粉末である。

第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、公知のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末から用途に応じて適宜選択され、等方性磁粉であっても良いし、異方性磁粉であってもよい。ここで、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石とは、良く知られているように、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を硬磁性相とする磁石である。その中でも、磁気特性の観点から、Ｎｄおよび／またはＰｒをＲの８０原子％以上含むものが好ましい。

第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としては、例えば、Ｍａｇｎｅｑｕｅｎｃｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ社（以下、「ＭＱＩ社」と略する。）から販売されているＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末、いわゆるＭＱ粉を用いることができる。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、Ｂは硼素）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。

また、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を硬磁性相として含むナノコンポジット磁石（「交換スプリング磁石」ともいう。）の粉末を用いることもできる。なお、磁気特性の観点から、特許文献１から３に記載されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石の粉末を用いることが好ましい（本発明の実施形態の希土類磁石粉末は、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を含むので、その詳細については後述する）。もちろん、必要に応じて、ＭＱ粉とナノコンポジット磁粉とを混合して用いることも出来る。

さらに、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、特許文献４および特許文献５に記載されているＨＤＤＲ磁粉を用いることが出来る。また、熱間アプセット法による異方性Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末などを用いることもできる。ＨＤＤＲ磁粉は、特開平１−１３２１０６号公報や特開平２−４９０１号公報に記載されているように、所定の組成を有する希土類磁石合金を水素中で加熱して水素を吸蔵させた後、脱水素処理し、次いで冷却してから粉砕することによって得られる（ＨＤＤＲ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ−Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ−Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ−Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）。ＨＤＤＲ磁粉は、平均結晶粒径が１μｍ以下のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶相を主相とする微細な結晶組織を有する。

第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の粒度分布を上記のように設定するのは、以下の理由による。第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末のＤ₅₀が４０μｍ未満となると、磁石粉末の組成によっては、粉末粒子の酸化により磁気特性が低下したり、さらには、発火などの危険性が増す。また、Ｄ₅₀が１００μｍを越えると射出成形に必要な流動性を得ることが困難になる。従って、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末のＤ₅₀は、４０μｍ以上１００μｍ以下であることが好ましい。

本発明の希土類磁石粉末は、第２の希土類磁石粉末を全体の５質量％以上４０質量％以下の範囲で含む。さらに、この第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、特許文献１から３に記載されているＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末（但し粒度分布は上記の範囲に限られる）である。後に実験例を示して説明するように、Ｄ₅₀が５μｍ以上２０μｍ以下で、Ｄ₉₀が３０μｍ以下である第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体の５質量％以上４０質量％以下となるように第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に混合することによって、この混合粉を用いたコンパウンドの流動性を著しく向上することが出来る。これは、予想外の効果である。例えば、特許文献２には、３８μｍ以下の粒子の含有率が約１６質量％を超える磁粉を用いると成形性が低下すると記載されている。このように、一般に、粒径の細かい粒子は多過ぎると流動性が低下すると考えられていたのに対し、本発明の希土類磁石粉末は、Ｄ₅₀が５μｍ以上２０μｍ以下でＤ₉₀が３０μｍ以下という、粒径の小さい第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体に対し５質量％以上４０質量％以下の範囲で含む。その結果、例えば、希土類磁石粉末の全体のＤ₁₀が１６μｍ以下であっても、特許文献３に記載されている希土類磁石粉末を用いる場合よりも高い流動性（例えば、ＭＦＲが２倍以上）を有するコンパウンドを得ることが出来る。

第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の希土類磁石粉末全体に対する割合は、５質量％以上４０質量％以下であることが好ましく、１０質量％以上３０質量％以下であることが更に好ましい。第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の割合が５質量％未満では流動性向上の効果が充分に得られず、４０質量％を超えると磁粉含有率の高い射出成形ボンド磁石を作製した際に、充分な成形密度が得られないことがある。また、粉末の比表面積が大きくなるため、酸化による磁気特性の低下が大きくなることがある。

また、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末のＤ₅₀が２０μｍを超えると流動性向上の効果が充分に得られない。また、Ｄ₅₀が５μｍ未満であると、酸化などによる磁気特性の低下が大きくなる。さらに、粒径１μｍ以下の粒子の割合が増加することにより、磁粉−樹脂界面の割合が増加したり、コンパウンドを製造する際の混錬工程や成形時において、磁粉が酸化される際の発熱によって樹脂の熱劣化が促進されたりすることによって、却ってコンパウンドの流動性を低下させることがある。

また、高い流動性を得るためには、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末のＤ₉₀は１０μｍ以上であることが好ましく、希土類磁石粉末の全体のＤ₅₀が３５μｍ以上であることが好ましい。また、希土類磁石粉末の全体のＤ₉₀は、２００μｍ以下であることが好ましい。

本発明の希土類磁石粉末が含む第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である。具体的には、少なくとも１種の硬磁性相と少なくとも１種の軟磁性相とを含み、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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Ｂを必ず含む１種以上の元素、ＲはＮｄまたはＰｒを必ず含む１種以上の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｉｎ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択された１種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍおよびｎが、それぞれ、１０≦ｘ≦２０原子％、６≦ｙ＜１０原子％、０．１≦ｚ≦１２原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足する磁気的に等方性なＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である。

第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、上述したように粒径が小さな粒子であり、例えばＭＱ粉などのＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を用いると、磁気特性の低下が著しく、その結果、ボンド磁石の磁気特性が低下する。上述の粒度分布を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末で充分な磁気特性（例えば、固有保磁力Ｈ_cJが５００ｋＡ／ｍ以上、あるいは残留磁束密度Ｂ_rが０．７５Ｔ以上、あるいは最大エネルギー積が８０ｋＪ／ｍ³以上）を有し、かつ、粉末の自然発火等の危険性が無いのは、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末のみである。特に、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としてＨＤＤＲ粉などの異方性磁粉を用いる場合には、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力Ｈ_cJが８００ｋＡ／ｍよりも低いと、希土類磁石粉末（混合粉末）およびボンド磁石の減磁曲線の角型性が低下するので好ましくないが、上述したように粒径が小さな粒子でこのように高い固有保磁力Ｈ_cJを有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は他にない。

このように、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末は優れた磁気特性を有しているので、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を希土類磁石粉末の全体に対して４０質量％となるように混合しても、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の磁気特性を低下させることがなく、逆に、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を混合することにより流動性が向上するので、ボンド磁石中の希土類磁石粉末の含有率を高めることができる結果、ボンド磁石の磁気特性を向上することができる。勿論、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末および第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末のいずれにもＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用いることが出来る。

なお、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末であっても、上記の条件を満足するよう粒径になると酸化による磁気特性（特に保磁力）の低下が起こる。本発明者の実験によると、磁気特性の低下を抑制するためには、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末の組成式が、１１≦ｘ≦１４原子％、６＜ｙ＜１０原子％、１≦ｚ≦７原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足することが好ましい。特にＨＤＤＲなどの異方性磁粉と混合する場合には、このような組成範囲のＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用いることが好ましい。

Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石は、特許文献１から３に記載されているように、上記の組成を有する合金の溶湯から液体急冷法によって得られた急冷合金を必要に応じて結晶化熱処理することによって得られる。Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石を粉砕し、必要に応じて分級することによって、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末が得られる。Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石は、硬磁性相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相（結晶相）と、軟磁性相である鉄基硼化物相（結晶相）とが混在する微細結晶集合体であり、磁気的に等方性のナノコンポジット磁石である。好ましい態様では、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石中に占める全結晶相の体積比率は全体の９５％以上であり、かつ、アモルファス相の体積比率は全体の５％以下である。特に、硬磁性を担うＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の体積比率は、全体の６５％以上８５％以下であることが好ましい。

Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石中に含まれる強磁性鉄基硼化物は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の粒界に存在しており、好ましい実施形態では、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相の平均結晶粒径は１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下、強磁性鉄基硼化物相の平均結晶粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下の範囲内にあり、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物相は強磁性鉄基硼化物相よりも大きい。

Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末は、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交換相互作用によって磁気的に結合しており、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（特に保磁力）を有する。

Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末は、高性能異方性磁粉であるＨＤＤＲ粉と同等の１０００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を有し得る。従って、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としてＨＤＤＲ磁粉を採用しても、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の保磁力の９５％以上の保磁力を有するＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末からなる第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を用いれば、磁気特性、特に減磁曲線の角型性に優れたボンド磁石を得ることができる。

また、異方性磁石粉末と混合する場合には、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は射出成形時の配向磁界の影響を受けにくいため、高いコンパウンド流動性を容易に得ることができるという利点も有する。

さらに、等方性のボンド磁石を作製する場合には、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末にもＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用いることができる。この場合には、メルトスピニング法やストリップキャスティング法で作製されたＴｉ含有ナノコンポジット磁石から第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を作製するとともに、同じＴｉ含有ナノコンポジット磁石を微粉砕することにより第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を得ることができる。

Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石の製造方法は、例えば、特許文献１から３または特開２００３−３２８０１４号公報に記載されている方法を採用することができる。粉砕や分級は上記特許文献に記載されている方法に限られず、公知の方法を広く採用することができる。なお、希土類磁石粉末の粒度分布は、レーザー回折式粒度分布計で求めることが好ましい。上記の粒度分布を示す数値（Ｄ₁₀、Ｄ₅₀およびＤ₉₀等）は、島津製作所製のレーザー回折式粒度分布計ＳＡＬＤ３１００を用いた測定結果に基づいている。

上述の第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末および第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末との混合粉である希土類磁石粉末を用いて公知の方法でコンパウンドを製造することが出来る。例えば、上記希土類磁石粉末を所望の熱可塑性樹脂と混合した後、加圧ニーダや混錬押出機によって溶融混錬し、ペレット化することにより射出成形用のコンパウンドが得られる。

コンパウンド中の希土類磁石粉末の体積分率は、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として異方性磁粉を採用した場合には６５体積％以上、また、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として等方性磁粉を採用した場合には、７０体積％以上においても優れた流動性を有するコンパウンドを比較的容易に得ることができる。

熱可塑性樹脂としては、ナイロン６や、ナイロン６６、ナイロン１２樹脂など、公知の樹脂（エンジニアリングプラスチックやスーパーエンジニアリングプラスチック）を用いることが出来る。その中でも、溶融温度が２５０℃以上（コンパウンドの加熱溶融混錬および／または射出成形における、混錬温度および／または成形温度が２８０℃以上）の樹脂、特に、ポリフェニレンサルファイド樹脂または液晶ポリマーは、優れた流動性が得られるだけでなく、高温での熱安定性の観点から、特に好適に用いられる。上記希土類磁石粉末に含まれる第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の粒径は小さいので、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の代わりに同等の粒度分布を有するＭＱ粉を用いると、加熱溶融混錬や成形時において磁粉が酸化される際の発熱によって樹脂が劣化することがある。特に、ポリフェニレンサルファイド樹脂や液晶ポリマー等のように３００℃以上の温度での加熱溶融混錬や成形を必要とする樹脂を用いる場合にこの傾向が顕著となるが、本発明の希土類磁石粉末に含まれるＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末からなる第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は酸化され難いので、このような劣化が起こりにくい。

また、希土類磁石粉末を樹脂と混錬する前に、熱安定性をさらに向上させるために、希土類磁石粉末に対してりん酸処理などの化成処理を行ったり、シラン系やチタネート系のカップリング剤などによるカップリング処理を行ったりしてもよい。さらに混錬時には滑剤や酸化防止剤など、公知の添加剤を配合してもよい。

本発明のコンパウンドは、例えば希土類磁石粉末の含有率が６５体積％の場合、押出し荷重１５ｋｇｆ、２７０℃の条件で少なくとも５００ｇ／１０分以上、のＭＦＲが得られ、典型的には１０００ｇ／１０分以上のＭＦＲを得ることが可能となり、従来の（例えば特許文献２に記載されている）コンパウンドのＭＦＲの２〜５倍以上に改善される。

従って、従来のコンパウンドでは成形が難しかった、板状、円弧状、円筒形状のいずれかの形状で、厚さが２ｍｍ以下で、且つ磁石の単重が５０ｇ以上のボンド磁石を、希土類磁石粉末を６５体積％以上含むコンパウンドで成形することが出来る。

また、モーター用部品やマグロールなどのように中心軸方向に長いボンド磁石を一体成形することは従来のコンパウンドでは困難であったが、本発明のコンパウンドを用いれば成形可能である。

さらに、後述する実験例からもわかるように、本発明によると、コンパウンドの高い流動性が向上するとともに、得られるボンド磁石の機械特性（強度）も低下せず、むしろ向上する。一般に、カップリング剤等の添加量を増やしたり、樹脂の溶融粘度を下げるなどしてコンパウンドの流動性を向上させると、機械特性が低下するのに対し、本発明によると機械特性を犠牲にすることなく、むしろ機械特性を向上しつつ、流動性を改善するという効果を得ることが出来る。

以下に具体的な実験例を示し、本発明の実施形態をさらに詳細に説明する。

（第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末）
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末、市販のＭＱＰ―Ｏ粉の粒度分布を調整した磁石粉末、およびＨＤＤＲ法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系異方性磁石粉末を用いた。

（第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末）
第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、本発明の実施例の希土類磁石粉末に用いるＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末（磁粉組成はＡとＢの２種類、粒度分布によりＡ−１からＡ−５およびＢ−１）と、比較のために、市販されているＭＱ粉（ＭＱＰ−Ｂ粉およびＭＱＰ−Ｏ粉）および従来のナノコンポジット磁石粉末（非Ｔｉ系ナノコンポジット磁石粉末）を用いた。

［Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉：磁粉組成―Ａ（Ａ−１〜Ａ−５）］
Ｎｄ：８．９原子％、Ｂ：１２．６原子％、Ｔｉ：３．０原子％、Ｃ：１．４原子％、Ｎｂ：１原子％、残部Ｆｅの合金組成になるように配合した原料５ｋｇを坩堝内に投入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により合金溶湯を得た。

ストリップキャスト法を用いて急冷合金を得た。具体的には、坩堝を傾転することによって、前記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）上に供給し、合金溶湯を急冷した。なお、ロールに溶湯を供給する際には、シュート上で溶湯を２条に分流し、その際の溶湯の供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより、１条あたり１．３ｋｇ／分に調整した。

得られた急冷合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、長さ約５００ｍｍの均熱体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７８０℃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、粗粉砕粉を得た。

得られた粗粉砕粉をＡｒ雰囲気下でハンマーミルを用いて粉砕した後、ロータ式分級機によって分級することにより、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、表１に示す粒度分布を有する磁粉Ａ−１〜Ａ−３を得た。得られた磁粉Ａ−１〜Ａ−３の磁気特性を表１に示す。なお、磁粉Ａ−１〜Ａ−３の粒度分布はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）により、分散媒としてイオン交換水、界面活性剤として市販の中性洗剤を用いて、湿式で測定した。また、磁気特性は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

また、得られた粗粉砕粉を、遊星ボールミルを用いて粉砕することにより、表１に示すＡ−４の磁粉を得た。得られた磁粉Ａ−４の粒度分布ならびに磁気特性を表１に示す。

一方、得られた粗粉砕粉を、Ｄ₅₀が約７０μｍとなるようにピンディスクミルを用いて粉砕して得られた粉末を、ＪＩＳ Ｚ ８８０１の標準ふるい（メッシュ目開き３８μｍ）によって分級することにより、磁粉Ａ−５を得た。得られた磁粉Ａ−５の粒度分布ならびに磁気特性を表１に示す。

［Ｔｉ含有ナノコンポジット磁粉：磁粉組成―Ｂ（Ｂ−１）］
Ｎｄ：８．２原子％、Ｂ：９．５原子％、Ｔｉ：２．０原子％、Ｃ：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。

ストリップキャスト法を用いて急冷合金を得た。具体的には、坩堝を傾転することによって、前記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）上に供給し、合金溶湯を急冷した。なお、ロールに溶湯を供給する際には、シュート上で溶湯を２条に分流し、その際の溶湯の供給速度は坩堝の傾転角を調整することにより、１条あたり１．３ｋｇ／分に調整した。

得られた急冷合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、長さ約５００ｍｍの均熱体を有するフープベルト炉を用い、Ａｒ流気下、ベルト送り速度１００ｍｍ／分にて７００℃に保持した炉内へ粉末を２０ｇ／分の供給速度で投入することによって熱処理を施し、粗粉砕粉を得た。

得られた粗粉砕粉をＡｒ雰囲気下でハンマーミルを用いて粉砕した後、ロータ式分級機によって分級することにより、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、表１に示す粒度分布を有する磁粉Ｂ−１を得た。得られた磁粉Ｂ−１の磁気特性を表１に示す。なお、磁粉Ｂ−１の粒度分布はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）を、磁気特性は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

［比較材―１：ＭＱＰ−Ｂ粉（Ｃ−１）］
Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ）が１０原子％以上である、市販のＭＱＰ−Ｂ粉をＡｒ雰囲気下でハンマーミルを用いて粉砕した後、ロータ式分級機によって分級することにより、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、表１に示す粒度分布を有する磁粉Ｃ−１を得た。得られた磁粉Ｃ−１の磁気特性を表１に示す。なお、磁粉Ｃ−１の粒度分布はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）を、磁気特性は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

［比較材―２：ＭＱＰ−Ｏ粉（Ｄ−１）］
Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ）が１０原子％以上である、市販のＭＱＰ−Ｏ粉をＡｒ雰囲気下でハンマーミルを用いて粉砕した後、ロータ式分級機によって分級することにより、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、表１に示す粒度分布を有する磁粉Ｄ−１を得た。得られた磁粉Ｄ−１の磁気特性を表１に示す。なお、磁粉Ｄ−１の粒度分布はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）を、磁気特性は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

［比較材―３：従来のナノコンポジット磁粉（Ｅ−１）］
Ｎｄ：４．５原子％、Ｂ：１８．５原子％、Ｃｏ：２．０原子％、Ｃｒ：２．０原子％、残部Ｆｅの合金組成になるように配合した原料５ｋｇを坩堝内に投入した後、５０ｋＰａに保持したＡｒ雰囲気中にて高周波誘導加熱により合金溶湯を得た。

ストリップキャスト法を用いて急冷合金を得た。具体的には、坩堝を傾転することによって、前記合金溶湯をシュートを介して、ロール表面周速度８ｍ／秒にて回転する純銅製の冷却ロール（直径２５０ｍｍ）上に供給し、合金溶湯を急冷した。なお、合金溶湯の供給速度は５ｋｇ／分に調整した。

得られた急冷合金を８５０μｍ以下に粉砕した後、長さ約５００ｍｍの均熱体を有するフープベルト炉を用い、Ａｒ流気下、ベルト送り速度１００ｍｍ／分にて７００℃に保持した炉内へ粉末を２０ｇ／分の供給速度で投入することによって熱処理を施し、粗粉砕粉を得た。

得られた粗粉砕粉をＡｒ雰囲気下でハンマーミルを用いて粉砕した後、ロータ式分級機によって分級することにより、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、表１に示す粒度分布を有する磁粉Ｅ−１を得た。磁粉Ｅ−１は、Ｆｅ₃Ｂ相を主相とする非Ｔｉ系のナノコンポジット磁粉である。得られた磁粉Ｅ−１の磁気特性を表１に示す。なお、磁粉Ｅ−１の粒度分布はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）を、磁気特性は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した。

表１に示したように、磁粉Ａ−１からＡ−５は、優れた磁気特性（特に保磁力Ｈ_cJ）を有している。磁粉Ｂ−１は、磁粉Ａ−１からＡ−５に比べると、保磁力Ｈ_cJが低い。種々検討した結果、Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末の組成式が、１１≦ｘ≦１４原子％、６＜ｙ＜１０原子％、１≦ｚ≦７原子％、０≦ｍ≦０．５、および０≦ｎ≦１０原子％を満足すると、粒子の微細化による磁気特性の低下が小さく、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として特に好適に用いることができる。

ＭＱ粉を粉砕することによって作製された磁粉Ｃ−１およびＤ−１も粒子の微細化によって磁気特性が低下するため、磁粉Ａ−１からＡ−５に比べると、保磁力Ｈ_cJが低い。非Ｔｉ系のナノコンポジット磁粉Ｅ−１の磁気特性は、他の磁粉に比べて明らかに劣っている。

また、磁粉Ａ−１からＡ−５は、表１に示したように異なる粒度分布を有している。磁粉Ａ−１からＡ−３は、Ｄ₅₀が５μｍ以上２０μｍ以下であり、Ｄ₉₀が３０μｍ以下である（すなわち、本発明による実施例の第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に対応する）。磁粉Ａ−４は、Ｄ₅₀が５μｍ未満であり、また、Ｄ₉₀も１０μｍ以下と、磁粉Ａ−１からＡ−３に比べて粒径が小さい磁粉である。一方、磁粉Ａ−５は、Ｄ₅₀が２０μｍ超であり、また、Ｄ₉₀も３０μｍ超と、磁粉Ａ−１からＡ−３に比べて粒径が大きい磁粉である。磁粉Ｂ−１、磁粉Ｃ−１、磁粉Ｄ−１および磁粉Ｅ−１は、磁粉Ａ−２とほぼ同じ粒度分布を有している。

上述の第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に混合することによって希土類磁石粉末（混合粉）を調製し、それを用いて得られるコンパウンドの流動性および磁気特性、機械特性と粒度分布との関係を検討する実験を行った。

（実験例１）
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、磁粉組成―Ａ（Ｎｄ：８．９原子％、Ｂ：１２．６原子％、Ｔｉ：３．０原子％、Ｃ：１．４原子％、Ｎｂ：１原子％）のＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用い、磁粉Ａ−５と同様の条件にて、急冷合金の作製、粗粉砕、熱処理を行った後、ピンディスクミルにて更に粉砕を行い、Ｄ₅₀＝７４μｍ、Ｂ_r＝０．８０Ｔ、Ｈ_cJ＝１０１０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝１０７．０ｋＪ／ｍ³の磁石粉末を得た。

得られた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ａ−１〜Ａ−５を、表２に示す割合となるように混合を行った。

得られた混合磁粉（比重：約７．５）９４質量％、ナイロン１２樹脂（比重：約１．０）５．５質量％、酸化防止剤（２’，３−ビス［［３−［３，５−ジ―ｔｅｒｔ−ブチル―４―ヒドロキシフェニル］プロピオニル］］プロピオノヒドラジド）０．５質量％を混合した後、ラボプラストミル（東洋精機製作所製）を用いて、回転数８０ｒｐｍ、温度２３０℃で１０分間混錬を行い、冷却した後、粉砕を行うことにより、射出成形用コンパウンドを得た。磁粉および樹脂の比重から求めたコンパウンド中の磁粉含有率は約６７．６体積％である。

得られたコンパウンドの流動性について、ＪＩＳ Ｋ ７２１０に基づくメルトフローレート（ＭＦＲ）をメルトインデクサ（テクノセブン製）を用いて評価した。ただし、ＭＦＲ測定時の温度は２７０℃、荷重は５ｋｇとした。

また、得られたコンパウンドについて、射出成形機を用いて、射出温度２５０℃にて射出成形を行い、径１５ｍｍ×高さ５ｍｍの円柱状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた射出成形ボンド磁石の寸法ならびに重量から、成形密度を算出した。また、３．２ＭＡ／ｍ以上のパルス磁界で着磁を行った後、ＢＨトレーサを用いて、射出成形ボンド磁石の磁気特性を測定した。以上の結果を表２に示す。

表２からわかるように、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を混合していない希土類磁石粉末（表２中の最下段）を用いたコンパウンドは、ＭＦＲが非常に小さく、ボンド磁石を形成できなかった。これに対し、磁粉Ａ−１からＡ−５を混合することによって、流動性が改善されていることが分かる。特に、磁粉Ａ−１からＡ−３のＭＦＲの改善効果が著しい。また、磁粉Ａ−１からＡ−３を用いて得られたボンド磁石の成形密度（比重）は５．４０ｇ／ｃｍ³以上であり、磁気特性も優れていることからも、磁粉Ａ−１からＡ−３を混合したコンパウンドの流動性が優れる結果、良好なボンド磁石が得られたことがわかる。

［実験例２］
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、磁粉組成―Ａ（Ｎｄ：８．９原子％、Ｂ：１２．６原子％、Ｔｉ：３．０原子％、Ｃ：１．４原子％、Ｎｂ：１原子％）のＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用い、磁粉Ａ−５と同様の条件にて、急冷合金の作製、粗粉砕、熱処理を行った後、ピンディスクミルにて更に粉砕を行い、Ｄ₅₀＝７４μｍ、Ｂ_r＝０．８０Ｔ、Ｈ_cJ＝１０１０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝１０７．０ｋＪ／ｍ³の磁石粉末を得た。

得られた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ａ−２を、表３に示す割合（５質量％から５０質量％）となるように混合を行った。

得られた混合磁粉、ナイロン１２樹脂、酸化防止剤（２’，３−ビス［［３−［３，５−ジ―ｔｅｒｔ−ブチル―４―ヒドロキシフェニル］プロピオニル］］プロピオノヒドラジド）を表３に示す割合にて混合した後、ラボプラストミル（東洋精機製作所製）を用いて、回転数８０ｒｐｍ、温度２３０℃で１０分間混錬を行い、冷却した後、粉砕を行うことにより、射出成形用コンパウンドを得た。

得られたコンパウンドの流動性について、ＪＩＳ Ｋ ７２１０に準ずるメルトフローレート（ＭＦＲ）をメルトインデクサ（テクノセブン製）を用いて評価した。ただし、ＭＦＲ測定時の温度は２７０℃、荷重は５ｋｇとした。

また、得られたコンパウンドについて、射出成形機を用いて、射出温度２５０℃にて射出成形を行い、径１５ｍｍ×高さ５ｍｍの円柱状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた射出成形ボンド磁石の寸法ならびに重量から、成形密度を算出した。また、３．２ＭＡ／ｍ以上のパルス磁界で着磁を行った後、ＢＨトレーサを用いて、射出成形ボンド磁石の磁気特性を測定した。

また、一部の条件については、射出成形機を用いて射出温度２５０℃にて射出成形を行い、４ｍｍ×１０ｍｍ×８０ｍｍの棒状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた棒状の磁石について、ＪＩＳ Ｋ ７１７１―₁₉₉₄に基づく曲げ試験を行い、最大曲げ強度を測定した。なお、測定は４ｍｍ方向に荷重をかけ、サンプルの支持間隔６４ｍｍ、圧子降下速度は２ｍｍ／ｍｉｎとした。以上の結果を表３に示す。

また、ここで用いた希土類磁石粉末の粒度分布のデータを表４に示す。表４の上段はＪＩＳ Ｚ ８８０１標準ふるいによって求めた希土類磁石粉末の全体の粒度分布を示し、中段はレーザー回折式粒度分布計（島津製作所製ＳＡＬＤ３１００）によって求めた希土類磁石粉末の全体の粒度分布を示し、下段はＪＩＳ Ｚ ８８０１標準ふるい（メッシュ目開き３８μｍ）で分級した３８μｍ以下の希土類磁石粉末の粒度分布をレーザー回折式粒度分布計で求めた結果を示している。ここで、表中の斜体文字は測定値から計算によって補完した値を示している。なお、一部の試料について、計算値がレーザー回折式粒度分布計による測定値とほぼ一致することを確かめている。

レーザ回折式粒度分布計を用いて測定した粒度分布の一部を図１のグラフに示す。図１（ａ）は、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の粒度分布を示し、図１（ｂ）は第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末（すなわち磁粉Ａ−２）の粒度分布を示し、図１（ｃ）は、磁粉Ａ−２を５質量％含む希土類磁石粉末の粒度分布を示し、図１（ｄ）は、磁粉Ａ−２を３０質量％含む希土類磁石粉末の粒度分布を示している。

なお、ふるいを用いると粒子の短径が反映されやすいのに対し、レーザ回折式粒度分布計を用いると長径が測定される点に留意されたい。さらに、粒径が１μｍ以下の粒子は大きな粒子の表面に付着し、ふるいを通らないことがあるので、３８μｍ以下の粒子をふるいで分級した後のデータは、粒径が１μｍ以下の粒子の分率を過少に評価している傾向がある。

表４には参考のために特許文献２に記載されている希土類磁石粉末（実施例のＮＣＰ−１３に近い粒度分布を有する）の粒度分布をあわせて示している。表４から分かるように、ここで用いた希土類磁石粉末は、いずれも特許文献２に記載されている希土類磁石粉末よりも３８μｍ以下の粒子が非常に多い。第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を加えていない第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末でさえ３８μｍ以下の粒子を３０質量％以上含んでいる。特許文献２の教示しているところによると、３８μｍ以下の粒子を３０質量％以上も含む希土類磁石粉末に、さらに微細な粉末を混合することによって、コンパウンドの流動性が改善することは起こり得ない。

表３をみると、磁粉Ａ−２を混合することによって、いずれもＭＦＲが改善していることが分かる。驚くべきことに、磁粉Ａ−２を全体の５質量％含むだけでＭＦＲが著しく改善する。表３の中段のデータをみると、磁粉Ａ−２を全体の５質量％から４０質量％含む希土類磁石粉末を用いたコンパウンドのＭＦＲが高く、特に、１０質量％から３０質量％含む希土類磁石粉末を用いたコンパウンドのＭＦＲが特に高い。

表３の結果および表４に示した粒度分布から、Ｄ₅₀が５μｍ以上２０μｍ以下であり、Ｄ₉₀が３０μｍ以下であるとともに、Ｄ₉₀は１０μｍ以上であることが好ましいことがわかる。さらに、希土類磁石粉末の全体のＤ₁₀が１６μｍ以下であることが好ましく、また、全体のＤ₅₀が３５μｍ以上であることが好ましいと言える。また、図１（ｄ）に示した粒度分布のように、１０μｍ以上３０μｍ以下の範囲にピークを持つような粒度分布にすることによって、特に優れた流動性改善効果が得られると考えられる。

［実験例３］
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、磁粉組成―Ｂ（Ｎｄ：８．２原子％、Ｂ：９．５原子％、Ｔｉ：２．０原子％、Ｃ：１．０原子％、残部Ｆｅ）のＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用い、磁粉Ｂ−１と同様の条件にて、急冷合金の作製、粗粉砕、熱処理を行った後、ピンディスクミルにて更に粉砕を行い、Ｄ₅₀＝６１μｍ、Ｂ_r＝０．８５Ｔ、Ｈ_cJ＝５９７ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝１１７．８ｋＪ／ｍ³の磁石粉末を得た。この第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は、実験例１および２で用いた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末とほぼ同じ粒度分布を有している。

得られた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ｂ−１ならびに磁粉Ｃ−１を、表５に示す割合となるように混合を行った。

得られた混合磁粉（比重：約７．５）９０質量％とＰＰＳ樹脂（比重：約１．３５）１０質量％を混合した後、ラボプラストミル（東洋精機製作所製）を用いて、回転数８０ｒｐｍ、温度３３０℃で１０分間混錬を行い、冷却した後、粉砕を行うことにより、射出成形用コンパウンドを得た。なお、混錬終了直後のコンパウンド温度を熱電対で計測した。磁粉および樹脂の比重から求めたコンパウンド中の磁粉含有率は、約６１．８体積％である。

得られたコンパウンドの流動性について、ＪＩＳ Ｋ ７２１０に準ずるメルトフローレート（ＭＦＲ）をメルトインデクサ（テクノセブン製）を用いて評価した。ただし、ＭＦＲ測定時の温度は３２０℃、荷重は１５ｋｇとした。

また、得られたコンパウンドについて、射出成形機を用いて、射出温度３３０℃にて射出成形を行い、径１５ｍｍ×高さ５ｍｍの円柱状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた射出成形ボンド磁石の寸法ならびに重量から、成形密度を算出した。また、３．２ＭＡ／ｍ以上のパルス磁界で着磁を行った後、ＢＨトレーサを用いて、射出成形ボンド磁石の磁気特性を測定した。以上の結果を表５に示す。

表５からわかるように、磁粉Ｂ−１を混合することによってＭＦＲが著しく改善されている。また、磁粉Ｃ−１を混合することによってもＭＦＲは改善するものの、磁粉Ｂ−１に比べるとその効果の程度は低い。このように、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としてＭＱ粉を用いるよりもＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用いる方が流動性を改善する効果が大きいことが分かる。さらに、磁気特性（特に保磁力Ｈ_cJ）についても、磁粉Ｂ−１を混合した方が、磁粉Ｃ−１を混合するよりも高い。

［実験例４］
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、市販のＭＱＰ―Ｏ粉をピンディスクミルで粉砕し、Ｄ₅₀＝５３μｍ、Ｂ_r＝０．７９Ｔ、Ｈ_cJ＝１０１９ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝１０３．４ｋＪ／ｍ³の磁石粉末を得た。

得られた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ａ−２ならびに磁粉Ｄ−１を、表６に示す割合となるように混合を行った。

得られた混合磁粉（比重：約７．５）９０質量％とＰＰＳ樹脂（比重：約１．３５）１０質量％を混合した後、ラボプラストミル（東洋精機製作所製）を用いて、回転数８０ｒｐｍ、温度３３０℃で１０分間混錬を行い、冷却した後、粉砕を行うことにより、射出成形用コンパウンドを得た。なお、混錬終了直後のコンパウンド温度を熱電対で計測した。磁粉および樹脂の比重から求めたコンパウンド中の磁粉含有率は、約６１．８体積％である。

得られたコンパウンドの流動性について、ＪＩＳ Ｋ ７２１０に準ずるメルトフローレート（ＭＦＲ）をメルトインデクサ（テクノセブン製）を用いて評価した。ただし、ＭＦＲ測定時の温度は３２０℃、荷重は１５ｋｇとした。

また、得られたコンパウンドについて、射出成形機を用いて、射出温度３３０℃にて射出成形を行い、径１５ｍｍ×高さ５ｍｍの円柱状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた射出成形ボンド磁石の寸法ならびに重量から、成形密度を算出した。また、３．２ＭＡ／ｍ以上のパルス磁界で着磁を行った後、ＢＨトレーサを用いて、射出成形ボンド磁石の磁気特性を測定した。以上の結果を表６に示す。

表６からわかるように、磁粉Ａ−２を混合することによってＭＦＲが著しく改善されている。また、磁粉Ｄ−１を混合することによってもＭＦＲは多少改善するが、磁粉Ａ−２に比べるとその効果の程度はかなり低い。このように、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としてＭＱ粉を用いるよりもＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末を用いる方が流動性を改善する効果が大きいことが分かる。さらに、磁気特性（特に保磁力Ｈ_cJ）についても、磁粉Ａ−２を混合した方が、磁粉Ｄ−１を混合するよりも高い。

［実験例５］
第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として、ＨＤＤＲ法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系異方性磁石粉末を採用した。具体的には、Ｎｄ：１２．４原子％、Ｆｅ：６４．９原子％、Ｃｕ：０．１原子％、Ｃｏ：１６．１原子％、Ｇａ：０．２原子％、Ｚｒ：０．１原子％、Ｂ：６．２原子％の鋳隗を作製し、アルゴンガス雰囲気中で１１００℃×２４時間焼鈍したものを、酸素濃度０．５％以下のアルゴンガス雰囲気中で粉砕してから、これを０．１５ＭＰａの水素ガス加圧雰囲気中で８７０℃×３時間の水素化熱処理を行い、その後、減圧（１ｋＰａ）アルゴンガス流気中で８５０℃×１時間の脱水素処理を行い、その後冷却することによって得られた、Ｄ₅₀＝６３μｍ、Ｂ_r＝１．３１Ｔ、Ｈ_cJ＝１０１９ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）_max＝３００．４ｋＪ／ｍ³の磁石粉末を用いた。

得られた第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末に、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ａ−２ならびに磁粉Ｅ−１の磁粉を、表７に示す割合となるように混合を行った。

得られた混合磁粉、ナイロン１２樹脂、酸化防止剤（２’，３−ビス［［３−［３，５−ジ―ｔｅｒｔ−ブチル―４―ヒドロキシフェニル］プロピオニル］］プロピオノヒドラジド）、滑剤（エチレンビスステアリン酸アミド）を表７に示す割合にて混合した後、ラボプラストミル（東洋精機製作所製）を用いて、回転数８０ｒｐｍ、温度２３０℃で１０分間混錬を行い、冷却した後、粉砕を行うことにより、射出成形用コンパウンドを得た。

得られたコンパウンドの流動性について、ＪＩＳ Ｋ ７２１０に準ずるメルトフローレート（ＭＦＲ）をメルトインデクサ（テクノセブン製）を用いて評価した。ただし、ＭＦＲ測定時の温度は２７０℃、荷重は５ｋｇとした。

また、得られたコンパウンドについて、磁界中射出成形機を用いて、射出温度２６０℃、配向磁界８００ｋＡ／ｍ（試料の高さ方向）、金型温度８０℃の条件にて射出成形を行い、径１５ｍｍ×高さ５ｍｍの円柱状の射出成形ボンド磁石を作製した。

得られた射出成形ボンド磁石の寸法ならびに重量から、成形密度を算出した。また、３．２ＭＡ／ｍ以上のパルス磁界で着磁を行った後、ＢＨトレーサを用いて、射出成形ボンド磁石の磁気特性を測定した。得られた結果を表７に示す。なお、Ｂｒ／Ｊ_1.2の値は、配向度を示す指標で、磁場１．２ＭＡ／ｍにおける磁化Ｊの値で残留磁束密度Ｂ_rを除したものであり、数値が１に近いほど配向性に優れることを示す。

表７からわかるように、磁粉Ａ−２を混合することによってＭＦＲが著しく改善されている。ＨＤＤＲ粉だけを用いた場合に比べてＭＦＲの値は約４倍以上となっている。また、磁粉Ｅ−１を混合することによってもＭＦＲを同程度改善することができるが、磁気特性（特に保磁力Ｈ_cJ）に劣る。また、配向度を示すＢｒ／Ｊ_1.2の値を見ると、磁粉Ａ−２を混合したものは、ＨＤＤＲ粉だけを用いた場合より１に近く、ＨＤＤＲ粉末の配向度を向上していることが分かる。

［実験例６］
実験例１のうち、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末としてＡ−２ならびにＡ−５を用いたコンパウンドにより、外形５０ｍｍ、内径３６．４ｍｍ（厚さ１．８ｍｍ）、高さ４０ｍｍの円筒径の磁石の成形試験を行った。金型としては、円筒形の高さ方向からコンパウンドが注入されるように、径１ｍｍのゲートを４つ有するものを用い、射出温度２６０℃で成形を行った。その結果、第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末として磁粉Ａ−２を用いたコンパウンドでは円筒形の磁石が作製できたのに対し、磁粉Ａ−５を用いたコンパウンドでは、ゲートから一番遠い部分までコンパウンドが充分充填されず、成形不良となった。

本発明によると、射出成形用コンパウンドの流動性を向上することができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末が提供される。従って、従来射出成形で成形することが困難であった複雑な形状のボンド磁石や一体成形型のボンド磁石を射出成形で成形することが可能となる。あるいは、ボンド磁石中の希土類磁石粉末の含有率を増大することによってボンド磁石の高性能化を実現することが出来る。異方性ボンド磁石については、さらに、配向性を高めることよる高性能化を図ることが出来る。

本発明によると、射出成形用のボンド磁石の適用範囲が広がるとともに高性能化を実現することができる。

本発明の実施形態で用いた希土類磁石粉末の粒度分布の例を示すグラフであり、（ａ）は、第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の粒度分布を示し、（ｂ）は第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末（磁粉Ａ−２）の粒度分布を示し、（ｃ）は、磁粉Ａ−２を５質量％含む希土類磁石粉末の粒度分布を示し、（ｄ）は、磁粉Ａ−２を３０質量％含む希土類磁石粉末の粒度分布を示す。

Claims (15)

1. ５０％質量粒径（Ｄ₅₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の５０％になるところの粒径）が４０μｍ以上１００μｍ以下である第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末と、５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が５μｍ以上２０μｍ以下であり、９０％質量粒径（Ｄ₉₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の９０％になるところの粒径）が３０μｍ以下である第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末とを混合することによって得られた希土類磁石粉末であって、前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末を全体の５質量％以上４０質量％以下の範囲で含み、
   前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末が、少なくとも１種の硬磁性相と少なくとも１種の軟磁性相とを含み、組成式が（Ｆｅ_1-mＴ_m）_100-x-y-z-nＱ_xＲ_yＴｉ_zＭ_n（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Ｂを必ず含む１種以上の元素、ＲはＮｄまたはＰｒを必ず含む１種以上の希土類元素、ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｉｎ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択された１種以上の金属元素）で表現され、組成比率ｘ、ｙ、ｚ、ｍおよびｎが、それぞれ、
   １０≦ｘ≦２０原子％、
   ６≦ｙ＜１０原子％、
   ０．１≦ｚ≦１２原子％、
   ０≦ｍ≦０．５、および
   ０≦ｎ≦１０原子％
   を満足し、かつ、磁気的に等方性なＴｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である、
   希土類磁石粉末。
2. 前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は異方性磁石粉末である、請求項１に記載の希土類磁石粉末。
3. 前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末は前記Ｔｉ含有ナノコンポジット磁石粉末である、請求項１に記載の希土類磁石粉末。
4. 前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の９０％質量粒径（Ｄ₉₀）は１０μｍ以上である、請求項１から３のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
5. 全体の１０％質量粒径（Ｄ₁₀：粒径の小さい方から積算した合計質量が粒子全体質量の１０％になるところの粒径）が１６μｍ以下である、請求項１から４のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
6. 全体の５０％質量粒径（Ｄ₅₀）が３５μｍ以上である、請求項１から５のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
7. 全体の９０％質量粒径（Ｄ₉₀）が２００μｍ以下である、請求項１から６のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
8. 前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力Ｈ_cJが５００ｋＡ／ｍ以上である、請求項１から７のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
9. 前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の残留磁束密度Ｂｒが０．７５Ｔ以上である、請求項１から８のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
10. 前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の最大エネルギー積が８０ｋＪ／ｍ³以上である、請求項１から９のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
11. 前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力が、前記第１のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末の固有保磁力の９５％よりも大きい、請求項１から１０のいずれかに記載の希土類磁石粉末。
12. 請求項１から１１のいずれかに記載の希土類磁石粉末に用いられる前記第２のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石粉末。
13. 請求項１から１１のいずれかに記載の希土類磁石粉末と、熱可塑性樹脂とを含む、射出成形ボンド磁石用コンパウンド。
14. 請求項１３に記載の希土類系ボンド磁石用コンパウンドを用いて射出成形により成形されたボンド磁石。
15. 板状、円弧状、円筒形状のいずれかの形状で、厚さが２ｍｍ以下である、請求項１４に記載のボンド磁石。
    

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