JP4899254B2

JP4899254B2 - Isotropic powder magnet material, manufacturing method thereof, and bonded magnet

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Publication number: JP4899254B2
Application number: JP2001151392A
Authority: JP
Inventors: 恭彦入山; 亮大松澤; 孝幸西尾
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2000-05-29
Filing date: 2001-05-21
Publication date: 2012-03-21
Anticipated expiration: 2021-05-21
Also published as: JP2002057017A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気特性が良好で、とくに大きな最大エネルギー積と高い保磁力とを示す点ですぐれ、安価に製造することができる永久磁石粉末と、その製造方法に関する。本発明はまた、この磁石粉末を使用したボンド磁石にも関する。
【０００２】
【従来の技術】
希土類系の等方性ボンド磁石は、エネルギー積の高いことと成形性がよいことが取柄であって、各種の電子機器やＯＡ機器類に使用するモータ部品を中心に、広く使用されている。この種の機器類は、ますます高性能化や小型化が進み、それに伴って、使用するボンド磁石のいっそうの高性能化が要求される。
【０００３】
現在、希土類ボンド磁石の主流を占めるのは、ロール急冷法と呼ばれる製造法で製造したＮｄＦｅＢ系の磁石粉末を、バインダー樹脂で結合した等方性ボンド磁石である。これらのボンド磁石の最大エネルギー積は、圧縮成形ボンド磁石として８〜１２ＭＯｅ程度、射出成形ボンド磁石として５〜８ＭＯｅ程度である。等方性磁石は、異方性磁石に比べれば最大エネルギー積は小さいものの、成形時に磁場を印加する必要がないため、生産性が高く、また着磁パターンの自由度が高いという利点がある。こうした利点が市場に受け入れられて、希土類ボンド磁石の大部分に等方性磁石材料が使用されている。
【０００４】
ＮｄＦｅＢ系磁石合金と同等またはそれ以上の高い性能を期待できる磁石材料として、最近、ＳｍＦｅＮ系磁石合金が注目されている。たとえば、特許第２７０３２１８号公報およびそれに対応するアメリカ特許第５，１８６，７６６号明細書には、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型結晶構造をもつＳｍＦｅＮ系異方性磁石材料が開示されている。この材料は異方性であるため、成形時に磁場を印加する必要があり、製造プロセスは、等方性磁石材料を使用する場合に比べて煩雑になる。
【０００５】
等方性のＳｍＦｅＮ系磁石材料については、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．（ジャーナル・オブ・アプライド・フィジックス）７０巻６号(１９９１年)３１８８〜３１９６頁に、研究報告がある。この文献には、ロール急冷法により製造されるＳｍ−Ｆｅの粉末と、それを窒化して得られるＳｍＦｅＮの結晶構造は組成および冷却条件によって異なり、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型またはＴｂＣｕ_７型の結晶構造をもつということが報告されている。
【０００６】
この論文には、冷却ロールを１０ｍ／秒、５０ｍ／秒および６０ｍ／秒の周速で回転させて急冷することにより得た粉末を窒化した、磁石粉末の磁気特性が示してある。最良の磁気特性は６０ｍ／秒の周速の場合に得られており、それらはつぎのとおりである。

【０００７】
後者のＴｂＣｕ_７型のものは、磁石としては保磁力が不十分である。この文献においても、「高い硬質磁気特性を得るためには、ＴｂＣｕ_７型構造を極力減らすことが必要である」、つまり、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型構造を選択すべきであることが記載されている。しかし、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型構造であれば高い保磁力が得られるものの、最大エネルギー積はよくて８ＭＧＯｅ台であり、現在汎用されているＮｄＦｅＢ系急冷磁石粉末のそれが１５ＭＧＯｅ前後に達していることを考えると、この論文で発表された磁石材料は、実用的とはいえない。
【０００８】
その後、ＳｍＦｅＮ系急冷粉末磁石の性能を高める努力が続けられ、実用的な磁気特性が得られた。具体例としては、「粉体および粉末冶金」第４６巻第６号（１９９９年）第５８１〜５８８頁や、アメリカ特許第５，７５０，０４４号が挙げられる。これらに開示のＳｍＺｒＦｅＣｏＮ系の等方性ボンド磁石は、上記１９９１年の論文に記載されたＳｍＦｅＮ系急冷粉末を用いた磁石よりは磁気特性が改善され、ＮｄＦｅＢ系等方性ボンド磁石に近い性能を示す。
【０００９】
しかし、上記アメリカ特許公報に記載のグラフからもわかるように、開発された磁石材料を製造するためには、ロール周速が５０〜１００ｍ／秒という高速の冷却を必要とする。これは、従来ＮｄＦｅＢ系磁石粉末の製造に当たって実施していたロール急冷にくらべ、数倍の周速である。このような高い周速で冷却を行なうには、まずメカニカルな問題がある。それは克服可能であるが、克服できてもなお、急冷工程で得られる急冷リボンの製品歩留まりが悪くなったり、冷却不十分な粉末が混入して製品品質が低下したりして、磁石粉末の製造それ自体に困難が生じる。原料に比較的高価なＺｒをかなりの量必要とすることも、ＳｍＺｒＦｅＣｏＮ系磁石の難点である。
【００１０】
発明者らは、ＳｍＦｅＮ系磁石材料における上記の問題を解消し、磁気性能の高いＳｍＦｅＮ系等方性磁石材料を安価に提供することを意図して研究し、既知の製造方法とは異なる条件を採用することによって、高価な原料を使用する必要がなく、また、極端に高い冷却速度で冷却しなくても高い磁気特性が得られるという点で、工業的実施に有利な粉末磁石材料を製造できることを見出した。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、上述した発明者らが得た新知見を活用し、溶湯のロール急冷による粉末の製造およびそれに続く窒化により得られるＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料であって、極端に速くはない冷却速度で冷却したにもかかわらず、高い磁気特性をそなえたボンド磁石を与える粉末磁石材料と、そのような粉末磁石材料を製造する適切な方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料の基本的な態様は、ロール急冷法により得た磁石合金の粉末を窒化することにより製造された、フレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料において、原子％で、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-vＮ_v
［式中、７≦ｘ≦１２、かつ、１０≦ｖ≦２０である。］
なる組成と、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有し、フレークの厚さが１０〜２４μｍであることを特徴とする。
【００１３】
本発明のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料のひとつの好ましい変更態様は、ロール急冷法により得た磁石合金の粉末を窒化することにより製造された、フレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料において、原子％で、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-y-vＭ^１ _ｙＮ_v
［式中、Ｍ^１は、ＨｆおよびＺｒからなるグループから選んだ１種または２種であり、７≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５、かつ、１０．７≦ｖ≦２０である。］
なる組成と、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有し、フレークの厚さが１０〜２４μｍであることを特徴とする。この態様によれば、飽和磁化も保磁力も高まり、最大エネルギー積が向上する。
【００１４】
本発明のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料のいまひとつの変更態様は、ロール急冷法により得た磁石合金の粉末を窒化することにより製造されたフレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料において、原子％で、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-z-vＭ^２ _ｚＮ_v
［式中、Ｍ^２は、Ｓｉ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｇａ，Ａｌ，ＴａおよびＣからなるグループから選んだ１種または２種以上であり、７≦ｘ≦１２、０．１≦ｚ≦１．０、かつ、１２≦ｖ≦２０である。］
なる組成と、ＴｂＣｕ₇型結晶構造を有し、フレークの厚さが１０〜２４μｍであることを特徴とする。この態様においては、保磁力が増大し、飽和磁化は若干低下するから、最大エネルギー積はＭ^２を添加しないものに比べて横ばいであるが、原料費が安いという利点がある。
【００１５】
【発明の実施形態】
上記の基本的な態様のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する本発明の方法は、前記のフレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する方法であって、原子％で、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-vＮ_v
［式中、７≦ｘ≦１２、かつ、１０≦ｖ≦２０である。］
なる組成と、ＴｂＣｕ₇構造を有するように、ＳｍおよびＦｅからなる合金成分を配合して溶解し、合金の溶湯を周速３０〜４５ｍ／秒で回転する冷却ロール上に噴射して急冷し、得られたフレーク状の粉末を不活性雰囲気下に５００〜９００℃に加熱処理したのち、窒化することからなる製造方法である。
【００１６】
上記した好ましい変更態様のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する本発明の方法は、前記したフレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する方法であって、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-ｙ-vＭ^１ _ｙＮ_v
［式中、Ｍ^１は、ＨｆおよびＺｒからなるグループから選んだ１種または２種であり、７≦ｘ≦１２、０．１≦ｙ≦１．５、かつ、１０．７≦ｖ≦２０である。］なる組成と、ＴｂＣｕ₇構造を有するように、Ｓｍ、ＦｅおよびＭからなる合金成分を配合して溶解し、合金の溶湯を周速２０〜４５ｍ／秒で回転する冷却ロール上に噴射して急冷し、得られたフレーク状の粉末を不活性雰囲気下に５００〜９００℃に加熱処理したのち、窒化することからなる。
【００１７】
上記したいまひとつの変更態様のＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する本発明の方法は、前記したフレーク状の等方性ＳｍＦｅＮ系粉末磁石材料を製造する方法であって、原子％で、
Ｓｍ_xＦｅ_100-x-z-vＭ^２ _zＮ_v
［式中、Ｍ^２は、Ｓｉ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｇａ，Ａｌ，ＴａおよびＣからなるグループから選んだ１種または２種以上であり、７≦ｘ≦１２、０．１≦ｚ≦１．０、かつ、１２．０≦ｖ≦２０である。］
なる組成と、ＴｂＣｕ₇構造を有するように、Ｓｍ、ＦｅおよびＭからなる合金成分を配合して溶解し、合金の溶湯を周速２０〜４５ｍ／秒で回転する冷却ロール上に噴射して急冷し、得られたフレーク状の粉末を不活性雰囲気下に５００〜９００℃に加熱処理したのち、窒化することからなる。
【００１８】
溶湯のロール急冷は、Ａｒガスの雰囲気下に、圧力０．０００１Torrないし２気圧の範囲で実施するのが適当である。操業が容易な常圧で、通常は差し支えない。
【００１９】
冷却ロールの材質は、従来は、できるだけ速やかな冷却を行なうことを意図して、熱伝導度が高い純Ｃｕが用いられてきたが、発明者らの経験によれば、Ｃｒ−Ｃｕ合金またはＢｅ−Ｃｕ合金で製造した冷却ロールを使用した方が、かえって適切な場合がある。これらの合金は、熱伝導度が純Ｃｕの５０〜６０％しかない。このことは、急冷といっても、冷却速度が高いほどよいわけではなく、ある好適な範囲が存在することを物語っている。
【００２０】
本発明の磁石粉末において、合金組成を上記のように限定した理由は、つぎのとおりである。
【００２１】
Ｓｍ：７〜１２原子％
Ｓｍが７％に満たない少量では、不純物としてα−Ｆｅが多量に混入し、磁石の保磁力が低い。１２％を超える多量になると残留磁束密度が低下し、大きな最大エネルギー積（ＢＨ）maxを得ることができなくなる。
【００２２】
Ｍ^１すなわちＨｆおよびＺｒからなるグループから選んだ１種または２種：０．１〜１．５原子％
これらの元素を適量添加することによって、角型性と保磁力が高まり、最大エネルギー積が増大する。この効果は０．１％以上の添加で明白になるが、
過大に添加するとかえって角型性と保磁力を低くし、最大エネルギー積も減少に向かう。そこで、１．５％を上限とした。
【００２３】
Ｍ^２のうちＣ以外、すなわちＳｉ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｇａ，ＡｌおよびＴａからなるグループから選んだ１種または２種以上：０．１〜１．０原子％
これらの元素は、この磁石合金を急冷したときに結晶粒を微細化するはたらきがあって、極端な急冷を不要にする。この効果は０．１％以上の添加で明白になる。磁気特性の観点からは、いずれも好ましくない存在であるから、高い残留磁束密度を確保するため、１．０％の添加を限度とする。
【００２４】
Ｃ：０．１〜１．０原子％
Ｍが存在する場合にＣを共存させると、Ｃのない場合よりも残留磁束密度が増大する。この作用は、Ｃを０．１％以上添加すると認められる。１．０％を超えると保磁力が低下し、最大エネルギー積も小さくなる。
【００２５】
上記の基本的な合金組成においても、また、いずれの変更態様の合金組成においても、Ｓｍの３０原子％以下を、Ｃｅで置き換えることができる。この置換により、製品磁石粉末の磁気特性を、ひいてはボンド磁石の磁気特性を高めることができる。
【００２６】
同様に、上記の基本的な合金組成においても、また、いずれの変更態様の合金組成においても、Ｆｅの８原子％以下を、Ｃｏで置き換えることができる。この置換により、製品磁石粉末の磁気特性を、ひいてはボンド磁石の磁気特性を高めることができる。Ｆｅの一部をＣｏで置き換えることは、キュリー点を高めて、磁石に耐高温性を与えるという利点もある。しかし、多量のＣｏの添加は残留磁束密度を低下させ、コストを高めるから不利である。
【００２７】
本発明の粉末磁石材料は、ＴｂＣｕ_７構造をとり、平均結晶粒径が１０ｎｍ〜０．５μｍである。これについて説明すれば、まず、一般に等方性磁石材料において高い磁気性能を発揮させるためには、材料のもつ飽和磁化が高いことと、保磁力が大きいことが必要である。
【００２８】
飽和磁化を高くするには、ＳｍＦｅＮの結晶格子中に含まれるＦｅの割合を極力高くすることをはかるべきである。ＳｍＦｅＮの合金原料であるＳｍＦｅはいくつかの結晶構造をとることが知られており、通常の合金製造プロセスである溶解・鋳造法により得たＳｍＦｅ合金は、平衡相であるＴｈ_２Ｚｎ_１７型の菱面体結晶構造を有し、結晶格子中のＳｍ：Ｆｅの原子数の比率は２：１７に固定されているため、結晶格子中のＦｅ含有率は８９．５原子％の一定である。
【００２９】
一方、前掲の文献Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．７０巻６号３１８８〜３１９６頁において明らかにされたように、ロール急冷法により製造された合金は、Ｓｍ：Ｆｅの比率や冷却速度によっては、平衡相であるＴｈ_２Ｚｎ_１７型結晶構造だけでなく、ＴｂＣｕ_７型の六方晶系の結晶構造をとる場合がある。ＴｂＣｕ_７型構造は、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型構造におけるＳｍ原子を２個のＦｅ原子、いわゆるダンベルＦｅでランダムに置換した構造である。置換量は一定ではなく、ＳｍとＦｅの比率に応じて変化する。してみれば、高い飽和磁化を実現するという目的にとっては、ＴｂＣｕ_７型がより好ましい。なお、合金組成によっては、また製造条件によっては、ＴｂＣｕ_７型構造のほかＴｈ_２Ｚｎ_１７型構造の相や、α−Ｆｅ相が若干混在してくることもあるが、その量が１０％以下であれば、磁気特性にあまり影響はない。
【００３０】
大きな保磁力を実現するには、材料の結晶粒径を適度に微細にすることが望ましい。一般に等方性希土類磁石材料においては、結晶粒が微細であることが、高い保磁力を実現するために必須の条件とされ、具体的には、結晶粒径１０〜５００ｎｍの範囲が好適とされている。本発明の磁石材料は、結晶粒径の好適範囲が、従来好適とされてきた範囲よりも大きく、上記のように最大０．５μｍという大きな粒径に至るまで、高い保磁力が得られることが、特徴のひとつである。これが、結晶粒径１０ｎｍ〜０．５μｍの範囲を選んだ理由である。
【００３１】
さらに本発明の粉末磁石材料は、フレーク状粉末の厚さが１０〜２４μｍである。この厚さは、極端に急速なロール急冷を行なわない製法、具体的には、基本的態様にあっては３０〜４５ｍ／秒、変更態様にあっては２０〜４５ｍ／秒というロール周速がもたらしたものである。
【００３２】
本発明の磁石粉末は、適宜のバインダーと混合し、所望の形状に成形してボンド磁石とすることができる。その手段は任意であって、たとえばエポキシ樹脂のような熱硬化性樹脂と混合して圧縮成形すること、ナイロンのような熱可塑性樹脂と混合して射出成形または押出成形することなど、既知のボンド磁石製造技術のいずれによることもできる。
【００３３】
【発明の効果】
本発明の粉末磁石材料は、溶湯のロール急冷とそれに続く窒化により製造されたＳｍＦｅＮ系磁石粉末において、既知の技術において余儀なくされていたほどの極端に速い冷却速度にくらべて、実施が容易な低い冷却速度で冷却したにもかかわらず、結晶が適度に微細であって、しかもある程度の厚さをもったフレークとして得られる。したがって本発明によるときは、磁石粉末製造上のメカニカルな問題が軽減されるだけでなく、フレークの歩留まりや製品品質上の問題を原理的に避けることができ、常に高い磁気特性をそなえた粉末磁石材料が得られる。
【００３４】
特筆すべきは固有保磁力であって、下記の実施例にみるように、保磁力が７ｋＯｅ以上の磁石粉末を得ることが容易であるから、その磁石粉末を使用したボンド磁石においても、高い最大エネルギー積とともに、すぐれた保磁力をもった製品を製造することができる。
【００３５】
フレーク状粉末の厚さが比較的厚い本発明の粉末を使用すれば、従来技術による薄い粉末を使用するよりも、ボンド磁石の成形が容易である、という利点も注目に値する。磁石粉末と樹脂バインダーとの混合物をプレス機の金型へ充填するとき、薄いフレークより厚いフレークの方が、当然に充填性が良好であり、磁石密度の向上すなわち磁力の向上が得られる。高い充填性は、ボンド磁石の寸法精度の向上にも寄与する。
【００３６】
このようにして本発明は、高性能のボンド磁石を安価に提供することができ、ボンド磁石が使用されるさまざまな機器類に対する、いっそうの高性能化・小型化およびコスト低減の要請にこたえることができる。
【００３７】
【実施例】
以下に示す各実施例に共通な、磁石粉末の製造方法、熱処理とそれに続く窒化処理の条件、ボンド磁石の製造方法、ならびに、磁石粉末およびボンド磁石の磁気特性の測定方法は、それぞれ次のとおりである。
【００３８】
［磁石粉末の製造］
磁石合金の原料を、底部に直径０．５mmの細孔をそなえた石英製のノズルに入れ、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解した後、高速回転している銅製ロール上に溶湯を噴射することにより急冷して、リボンを得た。ロール周速を、種々変化させ、その値を各実施例の表に示した。集めたリボンをピンミルで粉砕し、得られたフレーク状の粉末の中から、約３００μｍのふるい目を通過するものを採取した。フレークの厚さを、マイクロメータで測定した。
【００３９】
［熱処理および窒化処理］
採取した粉末を、Ａｒ雰囲気中で加熱した。実施例１６および１７を別にすれば、条件は７５０℃×１０分間である。窒化は、この熱処理をへた粉末を管状炉に入れ、アンモニア：水素＝１：３（容積比）の混合ガスを通過させつつ、４５０℃に３０分間加熱して行なった。窒化後の組成を、フレークの厚さとともに各実施例の表に示す。
【００４０】
［ボンド磁石の製造方法］
磁石粉末に２重量％のエポキシ樹脂を混合し、プレス金型に入れて、１０ｔ／cm²の圧力で圧縮成形することにより、直径１０mm、高さ７mmの円柱状をした成形体を得た。この成形体を、窒素雰囲気中で１５０℃×１時間の加熱をして、エポキシ樹脂を硬化させた。
【００４１】
［磁石粉末の磁気特性の測定］
磁石粉末の磁気特性は、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）で測定した。ここでは磁石合金の真密度を、７．６ｇ／cm³として計算した。
［ボンド磁石の磁気特性の測定］
ボンド磁石の磁気特性は、ＢＨループトレーサーにより測定した。
【００４２】
［実施例１］ＳｍＦｅＮ磁石粉末およびボンド磁石
表１に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１にまとめて示す。No.１８の溶湯を急冷して得たフレーク状粉末の顕微鏡写真を、図１３Ａ〜１３Ｄに示す。No.１８の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図１に示す。
【００４３】
【表１】
ＳｍＦｅＮ（その１）

表１ＳｍＦｅＮ（その２）

【００４４】
［実施例２］ＳｍＦｅＨｆＮ磁石粉末およびボンド磁石
表２に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表２にまとめて示す。No.３５の溶湯を急冷して得たフレーク状粉末の顕微鏡写真を、図１４Ａ〜１３Ｄに示す。No.３５の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図２に示す。
【００４５】
【表２】
ＳｍＦｅＨｆＮ（その１）

表２ＳｍＦｅＨｆＮ（その２）

表２ＳｍＦｅＨｆＮ（その３）

【００４６】
［実施例３］ＳｍＦｅＺｒＮ磁石粉末およびボンド磁石
表３に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表３にまとめて示す。No.３５の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図３に示す。
【００４７】
【表３】
ＳｍＦｅＺｒＮ（その１）

表３ＳｍＦｅＺｒＮ（その２）

表３ＳｍＦｅＺｒＮ（その３）

【００４８】
［実施例４］ＳｍＦｅＳｉＮ磁石粉末およびボンド磁石
表４に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表４にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図４に示す。
【００４９】
【表４】
ＳｍＦｅＳｉＮ

【００５０】
［実施例５］ＳｍＦｅＮｂＮ磁石粉末およびボンド磁石
表５に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表５にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図５に示す。
【００５１】
【表５】
ＳｍＦｅＮｂＮ

【００５２】
［実施例６］
ＳｍＦｅＴｉＮ磁石粉末およびボンド磁石
表６に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表６にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図６に示す。
【００５３】
【表６】
ＳｍＦｅＴｉＮ

【００５４】
［実施例７］ＳｍＦｅＧａＮ磁石粉末およびボンド磁石
表７に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表７にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図７に示す。
【００５５】
【表７】
ＳｍＦｅＧａＮ

【００５６】
［実施例８］ＳｍＦｅＡｌＮ磁石粉末およびボンド磁石
表８に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表８にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図８に示す。
【００５７】
【表８】
ＳｍＦｅＡｌＮ

【００５８】
［実施例９］ＳｍＦｅＴａＮ磁石粉末およびボンド磁石
表９に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表９にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図９に示す。
【００５９】
【表９】
ＳｍＦｅＴａＮ

【００６０】
［実施例１０］ＳｍＦｅＣＮ磁石粉末およびボンド磁石
表１０に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１０にまとめて示す。No.１１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図１０に示す。
【００６１】
【表１０】
ＳｍＦｅＣＮ

【００６２】
［実施例１１］ＳｍＣｅＦｅＮ磁石粉末およびボンド磁石
ＳｍＦｅＮ磁石において、Ｓｍの一部をＣｅで置き換えて、表１１に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速は、いずれも４０ｍ／秒である。磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１１にまとめて示す。No.１の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図１１に示す。
【００６３】
【表１１】
ＳｍＣｅＦｅＮ

【００６４】
［実施例１２］ＳｍＦｅＣｏＮ磁石粉末およびボンド磁石
ＳｍＦｅＮ磁石合金のＦｅの一部をＣｏで置き換えて、表１２に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速、フレーク状の磁石粉末の厚さ、磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１２にまとめて示す。No.４９の磁石粉末のＸ線回折チャートを、図１２に示す。
【００６５】
表１２ＳｍＦｅＣｏＮ（その１）

表１２ＳｍＦｅＣｏＮ（その２）

【００６６】
［実施例１３］ＳｍＣｅＦｅＣｏＮ磁石粉末およびボンド磁石
ＳｍＦｅＮ磁石において、Ｓｍの一部をＣｅで置き換えるとともにＦｅの一部をＣｏで置き換えることにより、表１３に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速は、いずれも４０ｍ／秒である。磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１３にまとめて示す。
【００６７】
表１３ＳｍＣｅＦｅＣｏＮ

【００６８】
［実施例１４］ＳｍＦｅＣｏＭＮ磁石粉末およびボンド磁石
実施例４〜１０のいくつかの例においてＦｅの一部をＣｏで置き換えることにより、表１４に示す組成の磁石合金を製造した。急冷ロールの周速は、いずれも４０ｍ／秒である。磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１４にまとめて示す。
【００６９】
【表１４】
ＳｍＦｅＣｏＭ^２Ｎ

【００７０】
［実施例１５］ＳｍＣｅＦｅＣｏＭＮ磁石粉末およびボンド磁石
ＳｍＦｅＭＮ磁石において、Ｓｍの一部をＣｅで置き換えるとともに、Ｆｅの一部をＣｏで置き換えることにより、表１５に示す組成の磁石合金を製造した。
磁石粉末の磁気特性およびボンド磁石の磁気特性を、表１５に示す。
【００７１】
【表１５】
ＳｍＣｅＦｅＣｏＭ^２Ｎ

【００７２】
［実施例１６］熱処理の温度（その１Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）
実施例１のNo.１８のフレーク状粉末を、窒化に先立って、５００〜９００℃のさまざまな温度にさまざまな時間加熱して、適切な熱処理条件を探した。熱処理条件と得られた磁石粉末およびボンド磁石の磁気特性を表１６に示す。
【００７３】
【表１６】
熱処理温度（その１Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）

【００７４】
［実施例１７］熱処理の温度（その２Ｓｍ8.5−Ｆｅ78.7−Ｎ12.8）
実施例１のNo.２２のフレーク状粉末を、実施例１６と同様に、窒化に先立って、５００〜９００℃のさまざまな温度にさまざまな時間加熱して、適切な熱処理条件を探した。熱処理条件と得られた磁石粉末およびボンド磁石の磁気特性を表１７に示す。
【００７５】
【表１７】
熱処理温度（その２Ｓｍ8.5−Ｆｅ78.7−Ｎ12.8）

【００７６】
［実施例１８］急冷の雰囲気（Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）
実施例１のNo.１８のフレーク状粉末を製造するに当たり、雰囲気の圧力を、０．０００１気圧〜２気圧の間で変化させて、その影響を調べた。急冷ロールの周速は、いずれも４０ｍ／秒である。各圧力において得られた磁石粉末およびボンド磁石の磁気特性を表１８に示す。
【００７７】
【表１８】
急冷雰囲気（Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）

【００７８】
［実施例１９］急冷ロールの材質（Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）
実施例１のNo.１８のフレーク状粉末を製造するに当たり、急冷ロールの材質を、純銅、Ｃｒ−Ｃｕ合金またはＢｅ−Ｃｕ合金と変化させて、その影響を調べた。急冷ロールの周速は、いずれも４０ｍ／秒である。各材質において得られた磁石粉末およびボンド磁石の磁気特性を表１９に示す。
【００７９】
【表１９】
急冷ロール材質（Ｓｍ8.3−Ｆｅ79.2−Ｎ12.5）

【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例１のNo.１８で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図２】本発明の実施例２のNo.３５で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図３】本発明の実施例３のNo.３５で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図４】本発明の実施例４のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図５】本発明の実施例５のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図６】本発明の実施例６のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図７】本発明の実施例７のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図８】本発明の実施例８のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図９】本発明の実施例９のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図１０】本発明の実施例１０のNo.１１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図１１】本発明の実施例１１のNo.１で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図１２】本発明の実施例１２のNo.４９で製造した磁石粉末のＸ線回折チャート。（Ｃｏ−Ｋα）
【図１３】Ａ〜Ｄはいずれも、本発明の実施例１のNo.１８の溶湯を急冷して得たフレーク状粉末の顕微鏡写真。各図を通じて、スケールを示す短い直線群の両端間が、そこに記載された長さに相当する拡大率である。
【図１４】Ａ〜Ｄはいずれも、本発明の実施例２のNo.３５の溶湯を急冷して得たフレーク状粉末の顕微鏡写真。スケールの表示は図１３Ａ〜１３Ｄと同じ。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a permanent magnet powder that is excellent in magnetic properties, particularly excellent in that it exhibits a large maximum energy product and a high coercive force, and can be manufactured at low cost, and a method for manufacturing the same. The present invention also relates to a bonded magnet using the magnet powder.
[0002]
[Prior art]
Rare earth-based isotropic bonded magnets have a high energy product and good moldability, and are widely used mainly for motor parts used in various electronic devices and OA devices. This kind of equipment has been further improved in performance and size, and accordingly, higher performance of bond magnets to be used is required.
[0003]
At present, the mainstream of rare earth bonded magnets is isotropic bonded magnets in which NdFeB-based magnet powders manufactured by a manufacturing method called a roll quenching method are bonded with a binder resin. The maximum energy product of these bonded magnets is about 8-12 MOe as a compression-molded bonded magnet and about 5-8 MOe as an injection-molded bonded magnet. Although the isotropic magnet has a smaller maximum energy product than the anisotropic magnet, it does not require a magnetic field to be applied during molding, and thus has an advantage of high productivity and a high degree of freedom in the magnetization pattern. With these advantages being accepted by the market, isotropic magnet materials are used in the majority of rare earth bonded magnets.
[0004]
Recently, an SmFeN-based magnet alloy has attracted attention as a magnet material that can be expected to have high performance equal to or higher than that of an NdFeB-based magnet alloy. For example, in Japanese Patent No. 2703218 and the corresponding US Pat. No. 5,186,766, Th₂Zn₁₇An SmFeN-based anisotropic magnet material having a type crystal structure is disclosed. Since this material is anisotropic, it is necessary to apply a magnetic field at the time of molding, and the manufacturing process becomes complicated compared to the case where an isotropic magnet material is used.
[0005]
For isotropic SmFeN-based magnet materials, see J.A. Appl. Phys. (Journal of Applied Physics) Volume 70 No. 6 (1991), pages 3188-3196, has a research report. In this document, the Sm—Fe powder produced by the roll quenching method and the crystal structure of SmFeN obtained by nitriding the powder differ depending on the composition and cooling conditions.₂Zn₁₇Mold or TbCu₇It has been reported that it has a type crystal structure.
[0006]
This paper shows the magnetic properties of a magnet powder obtained by nitriding a powder obtained by rotating a cooling roll at peripheral speeds of 10 m / sec, 50 m / sec and 60 m / sec and quenching. The best magnetic properties have been obtained at a peripheral speed of 60 m / sec and are as follows.

[0007]
The latter TbCu₇The mold has insufficient coercive force as a magnet. In this document as well, “To obtain high hard magnetic properties, TbCu₇It is necessary to reduce the mold structure as much as possible. ”₂Zn₁₇It is stated that the type structure should be selected. But Th₂Zn₁₇Although a high coercive force can be obtained with a mold structure, the maximum energy product is at most 8 MGOe, and considering that the currently used NdFeB quenching magnet powder has reached around 15 MGOe, this paper The magnet material announced in is not practical.
[0008]
Thereafter, efforts were made to improve the performance of SmFeN-based quenched powder magnets, and practical magnetic properties were obtained. Specific examples include “Powder and Powder Metallurgy”, Vol. 46, No. 6 (1999), pages 581-588 and US Pat. No. 5,750,044. The SmZrFeCoN-based isotropic bonded magnets disclosed in these are improved in magnetic properties compared to the magnet using the SmFeN-based quenched powder described in the above-mentioned 1991 paper, and have performance close to that of an NdFeB-based isotropic bonded magnet. Show.
[0009]
However, as can be seen from the graph described in the above-mentioned US Patent Publication, in order to produce the developed magnet material, high-speed cooling with a roll peripheral speed of 50 to 100 m / sec is required. This is a peripheral speed several times higher than the roll quenching conventionally performed in the production of NdFeB magnet powder. In order to perform cooling at such a high peripheral speed, there is a mechanical problem first. Although it can be overcome, even if it can be overcome, the product yield of the quenching ribbon obtained in the quenching process will deteriorate, or the quality of the product will deteriorate due to the mixing of powder that is not cooled sufficiently, resulting in the production of magnet powder. Difficulties arise in itself. The necessity of a considerable amount of relatively expensive Zr as a raw material is also a drawback of SmZrFeCoN magnets.
[0010]
The inventors have studied to solve the above-mentioned problems in SmFeN-based magnet materials and to provide SmFeN-based isotropic magnet materials with high magnetic performance at low cost, and have different conditions from the known manufacturing methods. By adopting, it is not necessary to use expensive raw materials, and it is possible to produce a powder magnetic material advantageous for industrial implementation in that high magnetic properties can be obtained without cooling at an extremely high cooling rate. I found.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The object of the present invention is the SmFeN-based powder magnet material obtained by the production of powder by rapid quenching of molten metal and the subsequent nitriding, utilizing the new knowledge obtained by the above-mentioned inventors, and cooling that is not extremely fast It is an object of the present invention to provide a powder magnet material that provides a bonded magnet with high magnetic properties despite being cooled at a rate, and a suitable method for producing such a powder magnet material.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The basic aspect of the SmFeN-based powder magnet material of the present invention is a flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material manufactured by nitriding a magnet alloy powder obtained by a roll quenching method. ,
Sm_xFe_100-xvN_v
[Wherein 7 ≦ x ≦ 12 and 10 ≦ v ≦ 20. ]
And the composition of TbCu₇Having a crystal structure and a flake thickness of 10 to 10.24It is characterized by being μm.
[0013]
One preferable modification of the SmFeN-based powder magnet material of the present invention is a flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material manufactured by nitriding a magnet alloy powder obtained by a roll quenching method. so,
Sm_xFe_100-xyvM¹ _yN_v
[Where M¹Is one or two selected from the group consisting of Hf and Zr, 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ y ≦ 1.5, and10.7≦ v ≦ 20. ]
And the composition of TbCu₇Having a crystal structure and a flake thickness of 10 to 10.24It is characterized by being μm. According to this aspect, the saturation magnetization and the coercive force are increased, and the maximum energy product is improved.
[0014]
  Another modification of the SmFeN-based powder magnet material of the present invention is a flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material produced by nitriding a magnet alloy powder obtained by a roll quenching method, in atomic%,
        Sm_xFe_100-xzvM² _zN_v
[Where M²Is one or more selected from the group consisting of Si, Nb, Ti, Ga, Al, Ta and C, 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ z ≦ 1.0, and12≦ v ≦ 20. ]
And the composition of TbCu₇Having a crystal structure and a flake thickness of 10 to 10.24It is characterized by being μm. In this embodiment, since the coercive force increases and the saturation magnetization slightly decreases, the maximum energy product is M²It has the advantage that the raw material cost is low.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The method of the present invention for producing the SmFeN-based powder magnet material of the above basic aspect is a method for producing the flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material, in atomic%,
        Sm_xFe_100-xvN_v
[Wherein 7 ≦ x ≦ 12 and10≦ v ≦ 20. ]
And the composition of TbCu₇The alloy component composed of Sm and Fe is mixed and melted so as to have a structure, and the molten alloy is sprayed onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 30 to 45 m / sec to be rapidly cooled. This is a manufacturing method comprising subjecting powder to nitriding after heat treatment at 500 to 900 ° C. in an inert atmosphere.
[0016]
The method of the present invention for producing the SmFeN-based powder magnet material according to the preferred modification described above is a method for producing the above-described flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material,
        Sm_xFe_100-x-y-vM¹ _yN_v
[Where M¹Is one or two selected from the group consisting of Hf and Zr, 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ y ≦ 1.5, and10.7≦ v ≦ 20. And a composition of TbCu₇Flakes obtained by mixing and melting an alloy component composed of Sm, Fe and M so as to have a structure, and injecting the molten alloy onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 20 to 45 m / sec. After the heat treatment is performed at 500 to 900 ° C. in an inert atmosphere, the powder is nitrided.
[0017]
The method of the present invention for producing the SmFeN-based powder magnet material according to another modification described above is a method for producing the above-described flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material, in atomic%,
        Sm_xFe_100-xzvM² _zN_v
[Where M²Is one or more selected from the group consisting of Si, Nb, Ti, Ga, Al, Ta and C, 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ z ≦ 1.0, and12.0≦ v ≦ 20. ]
And the composition of TbCu₇Flakes obtained by mixing and melting an alloy component composed of Sm, Fe and M so as to have a structure, and injecting the molten alloy onto a cooling roll rotating at a peripheral speed of 20 to 45 m / sec. After the heat treatment is performed at 500 to 900 ° C. in an inert atmosphere, the powder is nitrided.
[0018]
It is appropriate to perform the rapid quenching of the molten metal in an Ar gas atmosphere at a pressure of 0.0001 Torr to 2 atm. At normal pressures that are easy to operate, there is usually no problem.
[0019]
Conventionally, pure Cu having a high thermal conductivity has been used as the material of the cooling roll with the intention of performing cooling as quickly as possible. However, according to the experience of the inventors, Cr—Cu alloy or Be is used. It may be more appropriate to use a cooling roll made of a Cu alloy. These alloys have a thermal conductivity of only 50-60% of pure Cu. This means that rapid cooling does not mean that the higher the cooling rate, the better.
[0020]
The reason why the alloy composition is limited as described above in the magnet powder of the present invention is as follows.
[0021]
Sm: 7-12 atomic%
If the Sm is less than 7%, a large amount of α-Fe is mixed as an impurity, and the coercive force of the magnet is low. When the amount exceeds 12%, the residual magnetic flux density decreases, and a large maximum energy product (BH) max cannot be obtained.
[0022]
M¹That is, one or two selected from the group consisting of Hf and Zr: 0.1 to 1.5 atomic%
By adding appropriate amounts of these elements, the squareness and the coercive force are increased, and the maximum energy product is increased. This effect becomes apparent with addition of 0.1% or more,
If excessively added, the squareness and coercive force are lowered, and the maximum energy product is also reduced. Therefore, the upper limit was 1.5%.
[0023]

M

²1 or more selected from the group consisting of Si, Nb, Ti, Ga, Al and Ta other than C: 0.1 to 1.0 atomic%
These elements serve to refine the crystal grains when the magnet alloy is rapidly cooled, thereby making extreme quenching unnecessary. This effect becomes apparent with addition of 0.1% or more. From the viewpoint of magnetic properties, none of them is desirable, so 1.0% is added as a limit to ensure a high residual magnetic flux density.
[0024]
C: 0.1 to 1.0 atomic%
When C is present when M is present, the residual magnetic flux density is increased as compared with the case where C is not present. This effect is recognized when 0.1% or more of C is added. If it exceeds 1.0%, the coercive force decreases and the maximum energy product also decreases.
[0025]
In the above basic alloy composition and in any modified alloy composition, 30 atomic% or less of Sm can be replaced with Ce. This replacement can enhance the magnetic properties of the product magnet powder and, in turn, the magnetic properties of the bonded magnet.
[0026]
Similarly, in the above basic alloy composition and in any modified alloy composition, Fe8Atomic% or less can be replaced by Co. This replacement can enhance the magnetic properties of the product magnet powder and, in turn, the magnetic properties of the bonded magnet. Replacing part of Fe with Co also has the advantage of increasing the Curie point and imparting high temperature resistance to the magnet. However, the addition of a large amount of Co is disadvantageous because it reduces the residual magnetic flux density and increases the cost.
[0027]
The powder magnet material of the present invention is TbCu₇It has a structure and an average crystal grain size of 10 nm to 0.5 μm. To explain this, first, in order to exhibit high magnetic performance in an isotropic magnet material, it is necessary that the material has a high saturation magnetization and a large coercive force.
[0028]
In order to increase the saturation magnetization, it is necessary to increase the proportion of Fe contained in the crystal lattice of SmFeN as much as possible. It is known that SmFe, which is an alloy raw material of SmFeN, has several crystal structures, and an SmFe alloy obtained by a melting and casting method, which is a normal alloy manufacturing process, is an equilibrium phase Th.₂Zn₁₇Type rhombohedral crystal structure, and the ratio of the number of Sm: Fe atoms in the crystal lattice is fixed at 2:17, so the Fe content in the crystal lattice is constant at 89.5 atomic% .
[0029]
On the other hand, the literature J. Appl. Phys. As clarified in Vol. 70, No. 6, pp. 3188-3196, the alloy produced by the roll quenching method is an equilibrium phase Th depending on the Sm: Fe ratio and the cooling rate.₂Zn₁₇TbCu as well as type crystal structure₇In some cases, it has a hexagonal crystal structure. TbCu₇The mold structure is Th₂Zn₁₇In this structure, Sm atoms in the mold structure are randomly substituted with two Fe atoms, so-called dumbbell Fe. The amount of substitution is not constant and varies depending on the ratio of Sm and Fe. Therefore, for the purpose of realizing high saturation magnetization, TbCu₇A mold is more preferred. Depending on the alloy composition and the manufacturing conditions, TbCu₇In addition to type structure, Th₂Zn₁₇Although the phase of the mold structure and the α-Fe phase may be mixed slightly, if the amount is 10% or less, the magnetic characteristics are not significantly affected.
[0030]
In order to achieve a large coercive force, it is desirable to make the crystal grain size of the material moderately fine. In general, in an isotropic rare earth magnet material, a fine crystal grain is an indispensable condition for realizing a high coercive force.500A range of nm is preferred. In the magnet material of the present invention, the preferred range of the crystal grain size is larger than the conventionally preferred range, and a high coercive force can be obtained until the maximum grain size of 0.5 μm is reached as described above. , One of the features. This is the reason why the crystal grain size of 10 nm to 0.5 μm is selected.
[0031]
Furthermore, the powder magnet material of the present invention has a flake-like powder thickness of 10 to 10.24μm. This thickness is a manufacturing method that does not perform extremely rapid roll quenching, specifically, a roll peripheral speed of 30 to 45 m / sec in the basic mode and 20 to 45 m / sec in the modified mode. It has been brought.
[0032]
The magnet powder of the present invention can be mixed with an appropriate binder and formed into a desired shape to form a bonded magnet. The means is arbitrary, for example, a known bond such as compression molding by mixing with a thermosetting resin such as epoxy resin, injection molding or extrusion molding by mixing with a thermoplastic resin such as nylon. Any of the magnet manufacturing techniques can be used.
[0033]
【The invention's effect】
The powder magnet material of the present invention is low in the SmFeN-based magnet powder produced by roll quenching of the molten metal and subsequent nitriding, which is easier to implement than the extremely fast cooling rate that has been unavoidable in the known technology. Despite being cooled at a cooling rate, the crystals are obtained as flakes having a moderately fine size and a certain thickness. Therefore, according to the present invention, not only the mechanical problems in the production of magnet powder are reduced, but also the flake yield and product quality problems can be avoided in principle, and the powder magnet always has high magnetic properties. A material is obtained.
[0034]
What should be noted is the intrinsic coercive force, and it is easy to obtain a magnet powder having a coercive force of 7 kOe or more as shown in the following examples. A product with excellent coercive force as well as energy product can be manufactured.
[0035]
It is also worth noting that the use of the powders of the present invention with a relatively thick flake-like powder makes it easier to form bonded magnets than the use of thin powders according to the prior art. When the mixture of the magnet powder and the resin binder is filled into the mold of the press machine, the flakes that are thicker than the thin flakes naturally have better filling properties, and the magnet density, that is, the magnetic force is improved. High fillability also contributes to an improvement in the dimensional accuracy of the bonded magnet.
[0036]
In this way, the present invention can provide a high-performance bonded magnet at a low cost, and meet the demands for higher performance / miniaturization and cost reduction for various devices in which the bonded magnet is used. Can do.
[0037]
【Example】
The method for manufacturing magnet powder, the conditions for heat treatment and subsequent nitriding treatment, the method for manufacturing the bonded magnet, and the method for measuring the magnetic properties of the magnet powder and bonded magnet, which are common to the following examples, are as follows. It is.
[0038]
[Manufacture of magnet powder]
The raw material of the magnet alloy is put into a quartz nozzle with a 0.5 mm diameter pore at the bottom, melted at high frequency in an Ar atmosphere, and then rapidly cooled by spraying the molten metal onto a copper roll rotating at high speed. And got a ribbon. The roll peripheral speed was variously changed, and the value is shown in the table of each example. The collected ribbons were pulverized with a pin mill, and the obtained flake-like powder was collected that passed through an about 300 μm sieve. The thickness of the flakes was measured with a micrometer.
[0039]
[Heat treatment and nitriding]
The collected powder was heated in an Ar atmosphere. Apart from Examples 16 and 17, the conditions are 750 ° C. × 10 minutes. Nitriding was carried out by placing the heat-treated powder in a tube furnace and heating to 450 ° C. for 30 minutes while passing a mixed gas of ammonia: hydrogen = 1: 3 (volume ratio). The composition after nitriding is shown in the table of each example together with the thickness of the flakes.
[0040]
[Method of manufacturing bonded magnet]
2% by weight of epoxy resin is mixed with magnet powder and put into a press die.²Was formed into a cylindrical shape having a diameter of 10 mm and a height of 7 mm. The molded body was heated in a nitrogen atmosphere at 150 ° C. for 1 hour to cure the epoxy resin.
[0041]
[Measurement of magnetic properties of magnetic powder]
The magnetic properties of the magnet powder were measured with a vibrating sample magnetometer (VSM). Here, the true density of the magnet alloy is 7.6 g / cm.^ThreeAs calculated.
[Measurement of magnetic properties of bonded magnet]
The magnetic properties of the bond magnet were measured with a BH loop tracer.
[0042]
[Example 1] SmFeN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 1 were produced. Table 1 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. The micrographs of the flaky powder obtained by quenching the melt of No. 18 are shown in FIGS. An X-ray diffraction chart of the No. 18 magnet powder is shown in FIG.
[0043]
[Table 1]
SmFeN (Part 1)

Table 1 SmFeN (Part 2)

[0044]
[Example 2] SmFeHfN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 2 were produced. Table 2 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. 14A to 13D show micrographs of the flaky powder obtained by rapidly cooling the molten No. 35. An X-ray diffraction chart of the No. 35 magnet powder is shown in FIG.
[0045]
[Table 2]
SmFeHfN (Part 1)

Table 2 SmFeHfN (2)

Table 2 SmFeHfN (Part 3)

[0046]
[Example 3] SmFeZrN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 3 were produced. Table 3 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the No. 35 magnet powder is shown in FIG.
[0047]
[Table 3]
SmFeZrN (Part 1)

Table 3 SmFeZrN (2)

Table 3 SmFeZrN (Part 3)

[0048]
[Example 4] SmFeSiN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 4 were produced. Table 4 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0049]
[Table 4]
SmFeSiN

[0050]
[Example 5] SmFeNbN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 5 were produced. Table 5 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. The X-ray diffraction chart of No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0051]
[Table 5]
SmFeNbN

[0052]
[Example 6]
SmFeTiN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 6 were produced. Table 6 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0053]
[Table 6]
SmFeTiN

[0054]
[Example 7] SmFeGaN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 7 were produced. Table 7 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0055]
[Table 7]
SmFeGaN

[0056]
[Example 8] SmFeAlN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 8 were produced. Table 8 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0057]
[Table 8]
SmFeAlN

[0058]
[Example 9] SmFeTaN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 9 were produced. Table 9 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. The X-ray diffraction chart of No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0059]
[Table 9]
SmFeTaN

[0060]
[Example 10] SmFeCN magnet powder and bonded magnet
Magnet alloys having the compositions shown in Table 10 were produced. Table 10 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the No. 11 magnet powder is shown in FIG.
[0061]
[Table 10]
SmFeCN

[0062]
[Example 11] SmCeFeN magnet powder and bonded magnet
In the SmFeN magnet, a part of Sm was replaced with Ce to produce a magnet alloy having the composition shown in Table 11. The circumferential speed of the quenching roll is 40 m / sec. Table 11 summarizes the magnetic properties of the magnet powder and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of No. 1 magnet powder is shown in FIG.
[0063]
[Table 11]
SmCeFeN

[0064]
[Example 12] SmFeCoN magnet powder and bonded magnet
A part of Fe in the SmFeN magnet alloy was replaced with Co to produce a magnet alloy having the composition shown in Table 12. Table 12 summarizes the peripheral speed of the quench roll, the thickness of the flaky magnet powder, the magnetic properties of the magnet powder, and the magnetic properties of the bonded magnet. An X-ray diffraction chart of the magnet powder of No. 49 is shown in FIG.
[0065]
Table 12 SmFeCoN (Part 1)

Table 12 SmFeCoN (Part 2)

[0066]
[Example 13] SmCeFeCoN magnet powder and bonded magnet
In the SmFeN magnet, a part of Sm was replaced with Ce and a part of Fe was replaced with Co to produce a magnet alloy having the composition shown in Table 13. The circumferential speed of the quenching roll is 40 m / sec. Table 13 summarizes the magnetic properties of the magnet powder and the magnetic properties of the bonded magnet.
[0067]
Table 13 SmCeFeCoN

[0068]
[Example 14] SmFeCoMN magnet powder and bonded magnet
Magnetic alloys having the compositions shown in Table 14 were manufactured by replacing part of Fe with Co in some examples of Examples 4 to 10. The circumferential speed of the quenching roll is 40 m / sec. Table 14 summarizes the magnetic properties of the magnet powder and the magnetic properties of the bonded magnet.
[0069]
[Table 14]
SmFeCoM²N

[0070]
[Example 15] SmCeFeCoMN magnet powder and bonded magnet
In the SmFeMN magnet, a part of Sm was replaced with Ce, and a part of Fe was replaced with Co to produce a magnet alloy having the composition shown in Table 15.
Table 15 shows the magnetic properties of the magnet powder and the magnetic properties of the bonded magnet.
[0071]
[Table 15]
SmCeFeCoM²N

[0072]
[Example 16] Temperature of heat treatment (1 Sm8.3-Fe79.2-N12.5)
Prior to nitriding, the No. 18 flake powder of Example 1 was heated to various temperatures of 500 to 900 ° C. for various times to search for appropriate heat treatment conditions. Table 16 shows the heat treatment conditions and the magnetic properties of the obtained magnet powder and bonded magnet.
[0073]
[Table 16]
Heat treatment temperature (Part 1 Sm8.3-Fe79.2-N12.5)

[0074]
[Example 17] Temperature of heat treatment (2 Sm8.5-Fe78.7-N12.8)
In the same manner as in Example 16, the flaky powder of No. 22 of Example 1 was heated to various temperatures of 500 to 900 ° C. for various times prior to nitriding to search for appropriate heat treatment conditions. Table 17 shows the heat treatment conditions and the magnetic properties of the obtained magnet powder and bonded magnet.
[0075]
[Table 17]
Heat treatment temperature (Part 2 Sm8.5-Fe78.7-N12.8)

[0076]
[Example 18] Quenching atmosphere (Sm8.3-Fe79.2-N12.5)
In producing No. 18 flaky powder of Example 1, the atmospheric pressure was changed between 0.0001 atmosphere and 2 atmospheres, and the influence was examined. The circumferential speed of the quenching roll is 40 m / sec. Table 18 shows the magnetic properties of the magnet powder and bond magnet obtained at each pressure.
[0077]
[Table 18]
Quenching atmosphere (Sm8.3-Fe79.2-N12.5)

[0078]
[Example 19] Material of quenching roll (Sm8.3-Fe79.2-N12.5)
In producing the No. 18 flaky powder of Example 1, the material of the quenching roll was changed to pure copper, Cr—Cu alloy or Be—Cu alloy, and the influence was examined. The circumferential speed of the quenching roll is 40 m / sec. Table 19 shows the magnetic properties of the magnet powder and bond magnet obtained for each material.
[0079]
[Table 19]
Quench roll material (Sm8.3-Fe79.2-N12.5)

[Brief description of the drawings]
1 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 18 of Example 1 of the present invention. (Co-Kα)
FIG. 2 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 35 of Example 2 of the present invention. (Co-Kα)
FIG. 3 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 35 of Example 3 of the present invention. (Co-Kα)
4 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 4 of the present invention. FIG. (Co-Kα)
FIG. 5 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 5 of the present invention. (Co-Kα)
6 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 6 of the present invention. (Co-Kα)
7 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 7 of the present invention. FIG. (Co-Kα)
FIG. 8 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 8 of the present invention. (Co-Kα)
FIG. 9 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 9 of the present invention. (Co-Kα)
FIG. 10 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 11 of Example 10 of the present invention. (Co-Kα)
FIG. 11 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 1 of Example 11 of the present invention. (Co-Kα)
12 is an X-ray diffraction chart of a magnet powder produced in No. 49 of Example 12 of the present invention. FIG. (Co-Kα)
FIGS. 13A to 13D are photomicrographs of flaky powder obtained by quenching the No. 18 melt of Example 1 of the present invention. Throughout each figure, between both ends of the short straight line group indicating the scale is an enlargement ratio corresponding to the length described therein.
FIGS. 14A to 14D are photomicrographs of flaky powder obtained by quenching the molten No. 35 of Example 2 of the present invention. The scale display is the same as in FIGS.

Claims

In the flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material produced by nitriding the magnet alloy powder obtained by the roll quenching method, in atomic%,
Sm _x Fe _100-xv N _v
[Wherein 7 ≦ x ≦ 12 and 10 ≦ v ≦ 20. ]
And a TbCu ₇ type crystal structure, and a flake thickness of 10 to 24 μm.

In the flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material produced by nitriding the magnet alloy powder obtained by the roll quenching method, in atomic%,
_{_{^{Sm x Fe 100-xyv M 1}}} y N v
[Wherein M ¹ is one or two selected from the group consisting of Hf and Zr, and 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ y ≦ 1.5, and 10.7 ≦ v ≦ 20. It is. ]
And a TbCu ₇ type crystal structure, and a flake thickness of 10 to 24 μm.

In the flaky isotropic SmFeN-based powder magnet material produced by nitriding the magnet alloy powder obtained by the roll quenching method, in atomic%,
Sm _x Fe _100-xzv M ² _z N _v
[Wherein M ² is one or more selected from the group consisting of Si, Nb, Ti, Ga, Al, Ta and C, and 7 ≦ x ≦ 12, 0.1 ≦ z ≦ 1. 0 and 12.0 ≦ v ≦ 20. ]
And a TbCu ₇ type crystal structure, and a flake thickness of 10 to 24 μm.

4. The powder magnet material according to claim 1, wherein 30 atomic% or less of Sm is substituted with Ce.

Fe of 8 atomic% or less claims 1 was replaced with Co to either powdered magnetic material 4.

Either powdered magnetic material to an average grain size of claims 1 is 10nm~0.5μm 5.

It claims 1 intrinsic coercive force is equal to or greater than 7kOe to either powdered magnetic material 6.

The bonded magnet formed by shape | molding the magnet powder of Claims 1 thru | or 7 with a binder in a magnet shape.