JPH08335508A - 高耐熱性ボンド磁石 - Google Patents
高耐熱性ボンド磁石Info
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- JPH08335508A JPH08335508A JP7212616A JP21261695A JPH08335508A JP H08335508 A JPH08335508 A JP H08335508A JP 7212616 A JP7212616 A JP 7212616A JP 21261695 A JP21261695 A JP 21261695A JP H08335508 A JPH08335508 A JP H08335508A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 使用環境並びに製造環境で高い耐熱性が要求
される自動車並びに家庭電化製品用ボンド磁石におい
て、多相の金属組織を有する耐熱性のすぐれたナノコン
ポジット磁性体からなる磁石合金微粉末に高融点樹脂を
用いて射出成形した高耐熱性ボンド磁石の提供。 【解決手段】 単独で存在すれば酸化傾向が強い希土類
化合物相（コンポジット硬磁性相成分）が、酸化傾向の
低いＣｒ含有の鉄基合金相（コンポジットの軟磁性相成
分）で取り囲まれたミクロ組織を有し、酸化に対して従
来のネオジム鉄系超急冷磁石よりも感受性が格段に低
く、磁性体粉末を特定の組成、組織とすることにより耐
熱性を高め、さらに高耐熱熱可塑性樹脂と混合する過程
でも、混練工程の安全性が工業的規模で確保でき、しか
も混練時の酸化に起因する磁気特性の劣化が低減、無視
できるため、結合剤として融点が２５０℃以上の熱可塑
性樹脂を用いた高耐熱性ボンド磁石を提供できる。
される自動車並びに家庭電化製品用ボンド磁石におい
て、多相の金属組織を有する耐熱性のすぐれたナノコン
ポジット磁性体からなる磁石合金微粉末に高融点樹脂を
用いて射出成形した高耐熱性ボンド磁石の提供。 【解決手段】 単独で存在すれば酸化傾向が強い希土類
化合物相（コンポジット硬磁性相成分）が、酸化傾向の
低いＣｒ含有の鉄基合金相（コンポジットの軟磁性相成
分）で取り囲まれたミクロ組織を有し、酸化に対して従
来のネオジム鉄系超急冷磁石よりも感受性が格段に低
く、磁性体粉末を特定の組成、組織とすることにより耐
熱性を高め、さらに高耐熱熱可塑性樹脂と混合する過程
でも、混練工程の安全性が工業的規模で確保でき、しか
も混練時の酸化に起因する磁気特性の劣化が低減、無視
できるため、結合剤として融点が２５０℃以上の熱可塑
性樹脂を用いた高耐熱性ボンド磁石を提供できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車や家庭電
化製品の用途のように使用環境並びに製造環境で高い耐
熱性が要求される高耐熱性ボンド磁石に係り、特定の多
相からなる硬質磁性体としての金属組織を有する耐熱性
のすぐれたのナノコンポジット磁性体と、結合剤として
融点が２５０℃以上の熱可塑性樹脂からなることを特徴
とし、射出成形が可能な高耐熱性ボンド磁石に関する。
化製品の用途のように使用環境並びに製造環境で高い耐
熱性が要求される高耐熱性ボンド磁石に係り、特定の多
相からなる硬質磁性体としての金属組織を有する耐熱性
のすぐれたのナノコンポジット磁性体と、結合剤として
融点が２５０℃以上の熱可塑性樹脂からなることを特徴
とし、射出成形が可能な高耐熱性ボンド磁石に関する。
【０００２】
【従来の技術】電子機器デバイスの静磁界源として、例
えば小型モーター用界磁磁石やブザーなど音響部品に組
み込まれる永久磁石は、組立工程の簡素化によるデバイ
スの製造コスト低減の要求から、研磨加工などの後加工
が不要な樹脂ボンド磁石が使われる傾向が近年ますます
高まっている。なかでも樹脂として、熱可塑性のあるポ
リイミドなどを使用して射出成形法により製造される磁
石は、生産性の高さと寸法精度の高さ、さらに複雑形状
にも対応できる特徴などのため広く用いられている。
えば小型モーター用界磁磁石やブザーなど音響部品に組
み込まれる永久磁石は、組立工程の簡素化によるデバイ
スの製造コスト低減の要求から、研磨加工などの後加工
が不要な樹脂ボンド磁石が使われる傾向が近年ますます
高まっている。なかでも樹脂として、熱可塑性のあるポ
リイミドなどを使用して射出成形法により製造される磁
石は、生産性の高さと寸法精度の高さ、さらに複雑形状
にも対応できる特徴などのため広く用いられている。
【０００３】しかし、前記ポリイミドを用いた場合、樹
脂の軟化温度が低いため、耐熱温度が低いという問題点
があり、使用環境温度が高い自動車用部品や製造工程に
おいてデバイスの電子回路基板への半田づけがリフロー
炉によりなされる一般消費者用電子機器などには適用で
きない問題点がある。そのため、磁石粉末としてハード
フェライト粉末を用い、結合剤として軟化温度が高いＰ
ＰＳ樹脂や耐熱性ポリイミド（６６ナイロンなど）を用
いたフェライトボンド磁石が高耐熱性の射出成形ボンド
磁石用コンパウンドとして実用化されている。
脂の軟化温度が低いため、耐熱温度が低いという問題点
があり、使用環境温度が高い自動車用部品や製造工程に
おいてデバイスの電子回路基板への半田づけがリフロー
炉によりなされる一般消費者用電子機器などには適用で
きない問題点がある。そのため、磁石粉末としてハード
フェライト粉末を用い、結合剤として軟化温度が高いＰ
ＰＳ樹脂や耐熱性ポリイミド（６６ナイロンなど）を用
いたフェライトボンド磁石が高耐熱性の射出成形ボンド
磁石用コンパウンドとして実用化されている。
【０００４】一方、電子機器の小型軽量化と高性能化の
要求から、磁石材料の磁気特性の向上が必要となり、磁
石粉末として希土類磁石粉末を用いた射出成形ボンド磁
石も開発されている。すなわち、希土類磁石粉末とし
て、サマリウムコバルト磁石粉末が用いられてきたが、
最近原料コストが高いサマリウムやコバルトをほとんど
含有せず、サマリウムコバルト磁石粉末より低価格で供
給されるネオジム鉄系の超急冷磁石粉末を用いた射出成
形磁石用コンパウンドが開発されている。
要求から、磁石材料の磁気特性の向上が必要となり、磁
石粉末として希土類磁石粉末を用いた射出成形ボンド磁
石も開発されている。すなわち、希土類磁石粉末とし
て、サマリウムコバルト磁石粉末が用いられてきたが、
最近原料コストが高いサマリウムやコバルトをほとんど
含有せず、サマリウムコバルト磁石粉末より低価格で供
給されるネオジム鉄系の超急冷磁石粉末を用いた射出成
形磁石用コンパウンドが開発されている。
【０００５】しかしながら、上述の超急冷法による希土
類鉄系磁石粉末は、ハードフェライトやサマリウムコバ
ルト磁粉に比べて酸化され易く、微粉末にした場合、発
火などの危険性があるうえ、上記高軟化温度の耐熱性熱
可塑性樹脂と混練する場合の温度が、通常射出成形ボン
ド磁石に使用される軟化温度の低いポリイミド（ナイロ
ン６など）に比べて高くなるため、混練時に磁粉の酸化
に起因する特性劣化が著しく、よって、ネオジム鉄系超
急冷磁石粉末を用いた高耐熱性の射出成形ボンド磁石用
コンパウンドは実用化されていない。
類鉄系磁石粉末は、ハードフェライトやサマリウムコバ
ルト磁粉に比べて酸化され易く、微粉末にした場合、発
火などの危険性があるうえ、上記高軟化温度の耐熱性熱
可塑性樹脂と混練する場合の温度が、通常射出成形ボン
ド磁石に使用される軟化温度の低いポリイミド（ナイロ
ン６など）に比べて高くなるため、混練時に磁粉の酸化
に起因する特性劣化が著しく、よって、ネオジム鉄系超
急冷磁石粉末を用いた高耐熱性の射出成形ボンド磁石用
コンパウンドは実用化されていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従って、高耐熱性の射
出成形ボンド磁石の開発のために、原料コストの低い鉄
を主成分とする高性能で耐酸化性の高い磁石材料の開発
が待たれていた。現在射出成形ボンド磁石に用いられて
いる樹脂は、主として軟化温度が低く、耐熱温度の低い
ポリアミドであり、混練温度、射出成形温度、磁石粉末
との適合性等の観点からナイロン６ないしナイロン１２
が用いられる。
出成形ボンド磁石の開発のために、原料コストの低い鉄
を主成分とする高性能で耐酸化性の高い磁石材料の開発
が待たれていた。現在射出成形ボンド磁石に用いられて
いる樹脂は、主として軟化温度が低く、耐熱温度の低い
ポリアミドであり、混練温度、射出成形温度、磁石粉末
との適合性等の観点からナイロン６ないしナイロン１２
が用いられる。
【０００７】これらポリアミド樹脂の耐熱性を荷重変形
温度で表現するならば、荷重０．４５ＭＰａの時、ガラ
ス繊維で強化されないナイロン６は１７５℃、ナイロン
１２は１４５℃程度である。これに対し、一部のフェラ
イトボンド磁石などで実用化されている高耐熱樹脂であ
る高融点熱可塑樹脂のポリアミドとして、ナイロン４６
（熱変形温度２８５℃）、ナイロン６６（熱変形温度２
４０℃）、結晶性ポリマーとしてポリフェニレンサルフ
ァイド（ＰＰＳ）樹脂（熱変形温度約２６０℃）等があ
る。
温度で表現するならば、荷重０．４５ＭＰａの時、ガラ
ス繊維で強化されないナイロン６は１７５℃、ナイロン
１２は１４５℃程度である。これに対し、一部のフェラ
イトボンド磁石などで実用化されている高耐熱樹脂であ
る高融点熱可塑樹脂のポリアミドとして、ナイロン４６
（熱変形温度２８５℃）、ナイロン６６（熱変形温度２
４０℃）、結晶性ポリマーとしてポリフェニレンサルフ
ァイド（ＰＰＳ）樹脂（熱変形温度約２６０℃）等があ
る。
【０００８】一般にコンパウンドの製造に際しては、同
程度の粒度の樹脂粉末と磁石粉末とを予め混合した後、
加熱して樹脂を溶融し、充分な剪断応力を加えながら混
練する。この時の温度はナイロン６および１２の場合で
約２００〜２５０℃、ナイロン４６ないし６６やＰＰＳ
などの高融点樹脂の場合約３００℃以上である。さら
に、射出成形時にコンパウンドは高流動性を持つ必要か
ら、ナイロン６ないしナイロン１２で２７０℃から３０
０℃、高融点樹脂では３００℃以上に加熱される。
程度の粒度の樹脂粉末と磁石粉末とを予め混合した後、
加熱して樹脂を溶融し、充分な剪断応力を加えながら混
練する。この時の温度はナイロン６および１２の場合で
約２００〜２５０℃、ナイロン４６ないし６６やＰＰＳ
などの高融点樹脂の場合約３００℃以上である。さら
に、射出成形時にコンパウンドは高流動性を持つ必要か
ら、ナイロン６ないしナイロン１２で２７０℃から３０
０℃、高融点樹脂では３００℃以上に加熱される。
【０００９】しかし、従来のネオジム鉄系の超急冷磁石
の微粉末は高温では酸化のため磁気特性が急激に劣化
し、３００℃以上の混練温度が要求される高融点樹脂を
用いた射出成形ボンド磁石の製造は工業的には成功して
いなかった。
の微粉末は高温では酸化のため磁気特性が急激に劣化
し、３００℃以上の混練温度が要求される高融点樹脂を
用いた射出成形ボンド磁石の製造は工業的には成功して
いなかった。
【００１０】この発明は、使用環境並びに製造環境で高
い耐熱性が要求される自動車並びに家庭電化製品用ボン
ド磁石において、多相の金属組織を有する耐熱性のすぐ
れたナノコンポジット磁性体からなる磁石合金微粉末に
高融点樹脂を用いて射出成形した高耐熱性ボンド磁石の
提供を目的としている。
い耐熱性が要求される自動車並びに家庭電化製品用ボン
ド磁石において、多相の金属組織を有する耐熱性のすぐ
れたナノコンポジット磁性体からなる磁石合金微粉末に
高融点樹脂を用いて射出成形した高耐熱性ボンド磁石の
提供を目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者は先に、特願平
３−３２３７７８号、特願平３−３２３７７９号、特願
平４−９３７８０号、特願平４−９３７８１号、特願平
４−９３７８２号、特願平４−１２４１８０号、特願平
４−１２４１８１号、特願平４−１３０１３９号、特願
平４−１３０１４０号、特願平４−１３０１４１号、特
願平４−１７４７６７号、特願平４−１７４７６８号、
特願平４−１７６１９７号、特願平４−１７６１９８
号、特願平４−１７６１９９号、特願平４−１７６２０
０号、特願平４−２０９７７１号、特願平４−２０９７
７２号、特願平４−２０９７７３号、特願平４−２０９
７７４号、特願平５−３１３２６号、特願平５−５９５
２４号、特願平５−１１３７３１号、特願平５−２９４
７６９号、特願平５−２９４７７０号、特願平５−３４
１６４６号、特願平５−３１４６４７号、特願平５−３
４１６４８号、特願平５−３４１６４９号、特願平５−
３４１６５０号、特願平５−３４３９０３号、特願平５
−３４３５７５号、特願平５−３４３９０４号、特願平
６−０６０３２４号、特願平６−０６０３２５号、特願
平６−０７４４６５号、特願平６−０７６５４３号に
て、軟質磁性相と硬質磁性相とによって構成されるナノ
コポジット磁性体である低希土類含有の鉄基永久磁石材
料を提案した。
３−３２３７７８号、特願平３−３２３７７９号、特願
平４−９３７８０号、特願平４−９３７８１号、特願平
４−９３７８２号、特願平４−１２４１８０号、特願平
４−１２４１８１号、特願平４−１３０１３９号、特願
平４−１３０１４０号、特願平４−１３０１４１号、特
願平４−１７４７６７号、特願平４−１７４７６８号、
特願平４−１７６１９７号、特願平４−１７６１９８
号、特願平４−１７６１９９号、特願平４−１７６２０
０号、特願平４−２０９７７１号、特願平４−２０９７
７２号、特願平４−２０９７７３号、特願平４−２０９
７７４号、特願平５−３１３２６号、特願平５−５９５
２４号、特願平５−１１３７３１号、特願平５−２９４
７６９号、特願平５−２９４７７０号、特願平５−３４
１６４６号、特願平５−３１４６４７号、特願平５−３
４１６４８号、特願平５−３４１６４９号、特願平５−
３４１６５０号、特願平５−３４３９０３号、特願平５
−３４３５７５号、特願平５−３４３９０４号、特願平
６−０６０３２４号、特願平６−０６０３２５号、特願
平６−０７４４６５号、特願平６−０７６５４３号に
て、軟質磁性相と硬質磁性相とによって構成されるナノ
コポジット磁性体である低希土類含有の鉄基永久磁石材
料を提案した。
【００１２】この前記鉄基永久磁石材料は、軟磁性相の
磁化が硬磁性相の磁化と交換相互作用により結合して、
コンポジット全体としてあたかも単一の磁性相で構成さ
れた従来の永久磁石のように振る舞うというものであ
り、一般に「交換スプリング磁石」あるいは「Ｅｘｃｈ
ａｎｇｅ Ｓｐｒｉｎｇ Ｍａｇｎｅｔ」とも呼ばれ
る。この全く新しいタイプの永久磁石材料は、この発明
の実現に対して極めて重要な下記の特徴を兼ね備えてい
る。
磁化が硬磁性相の磁化と交換相互作用により結合して、
コンポジット全体としてあたかも単一の磁性相で構成さ
れた従来の永久磁石のように振る舞うというものであ
り、一般に「交換スプリング磁石」あるいは「Ｅｘｃｈ
ａｎｇｅ Ｓｐｒｉｎｇ Ｍａｇｎｅｔ」とも呼ばれ
る。この全く新しいタイプの永久磁石材料は、この発明
の実現に対して極めて重要な下記の特徴を兼ね備えてい
る。
【００１３】図１はこの発明のナノコンポジット磁性体
（実線で示す）と従来のネオジム鉄系超急冷磁石（マグ
ネクウェンチ社製ＭＱＰ−Ｂ、破線で示す）の、大気中
での酸化による重量変化を試料温度の関数として比較し
たものであり、この発明の磁性体は３００℃近傍でも極
めて高い安定性を示すのに対して、従来の磁性体は３０
０℃近傍以上で急激な酸化を被ることを示している。
（実線で示す）と従来のネオジム鉄系超急冷磁石（マグ
ネクウェンチ社製ＭＱＰ−Ｂ、破線で示す）の、大気中
での酸化による重量変化を試料温度の関数として比較し
たものであり、この発明の磁性体は３００℃近傍でも極
めて高い安定性を示すのに対して、従来の磁性体は３０
０℃近傍以上で急激な酸化を被ることを示している。
【００１４】発明者らは、上記ナノコポジット磁石は、
単独で存在すれば酸化傾向が強い希土類化合物相（コン
ポジット硬磁性相成分）が、酸化傾向の低いＣｒ含有の
鉄基合金相（コンポジットの軟磁性相成分）で取り囲ま
れたミクロ組織を有しているため、酸化に対して従来の
ネオジム鉄系超急冷磁石よりも感受性が格段に低く、従
って、発火温度も高く、微粉末に粉砕しても着火性が低
く安全性が高いため、工業生産に適していることに着目
し、磁性体粉末を特定の組成、組織とすることにより耐
熱性を高め、さらに高耐熱熱可塑性樹脂と混合する過程
でも、混練工程の安全性が工業的規模で確保でき、しか
も混練時の酸化に起因する磁気特性の劣化を無視できる
程度に低減できることを知見した。さらに、特定量のＣ
ｒを含有する場合に、上記ナノコンポジットの組織が微
細化し、保磁力が向上するとともに、２００℃以上の高
温に加熱した場合でも、不可逆熱減磁率が従来の磁石よ
り大幅に低下することを知見し、この発明を完成した。
単独で存在すれば酸化傾向が強い希土類化合物相（コン
ポジット硬磁性相成分）が、酸化傾向の低いＣｒ含有の
鉄基合金相（コンポジットの軟磁性相成分）で取り囲ま
れたミクロ組織を有しているため、酸化に対して従来の
ネオジム鉄系超急冷磁石よりも感受性が格段に低く、従
って、発火温度も高く、微粉末に粉砕しても着火性が低
く安全性が高いため、工業生産に適していることに着目
し、磁性体粉末を特定の組成、組織とすることにより耐
熱性を高め、さらに高耐熱熱可塑性樹脂と混合する過程
でも、混練工程の安全性が工業的規模で確保でき、しか
も混練時の酸化に起因する磁気特性の劣化を無視できる
程度に低減できることを知見した。さらに、特定量のＣ
ｒを含有する場合に、上記ナノコンポジットの組織が微
細化し、保磁力が向上するとともに、２００℃以上の高
温に加熱した場合でも、不可逆熱減磁率が従来の磁石よ
り大幅に低下することを知見し、この発明を完成した。
【００１５】すなわち、この発明は、組成式がＲx（Ｆ
ｅ1-uＣｏu）100-x-y-zＢyＣｒz、（Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄ，
Ｄｙの１種又は２種以上）で表され、ｘ（ａｔ％）、ｙ
（ａｔ％）、ｚ（ａｔ％）及びｕが下記の値を満足し、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、体心立
方鉄および鉄ホウ化物の軟磁性相からなり、各相の平均
結晶粒径が５０ｎｍ以下であるナノコンポジット組織を
有し、直径３００μｍ以下の硬質磁性体粉末を５０ｖｏ
ｌ％以上含み、融点が２５０℃以上の熱可塑性樹脂を結
合剤として成形された高耐熱性ボンド磁石である。 ４．５≦ｘ≦６．０、１５≦ｙ≦２０、３≦ｚ≦７、
０．０４≦ｕ≦０．１０
ｅ1-uＣｏu）100-x-y-zＢyＣｒz、（Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄ，
Ｄｙの１種又は２種以上）で表され、ｘ（ａｔ％）、ｙ
（ａｔ％）、ｚ（ａｔ％）及びｕが下記の値を満足し、
Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有する硬磁性相と、体心立
方鉄および鉄ホウ化物の軟磁性相からなり、各相の平均
結晶粒径が５０ｎｍ以下であるナノコンポジット組織を
有し、直径３００μｍ以下の硬質磁性体粉末を５０ｖｏ
ｌ％以上含み、融点が２５０℃以上の熱可塑性樹脂を結
合剤として成形された高耐熱性ボンド磁石である。 ４．５≦ｘ≦６．０、１５≦ｙ≦２０、３≦ｚ≦７、
０．０４≦ｕ≦０．１０
【００１６】また、この発明は、上記の構成の高耐熱性
ボンド磁石において、ＣｒとＣｏの含有比率が原子濃度
比で０．５〜２．０であること、硬質磁性体粉末の直径
が７５μｍ以下であること、平均のパーミアンス係数が
１．０以上の磁気回路において、２００℃以下の温度に
加熱して、室温にもどした場合の不可逆熱減磁率が１０
％以下であることをそれぞれと特徴とする高耐熱性ボン
ド磁石を併せて提案する。
ボンド磁石において、ＣｒとＣｏの含有比率が原子濃度
比で０．５〜２．０であること、硬質磁性体粉末の直径
が７５μｍ以下であること、平均のパーミアンス係数が
１．０以上の磁気回路において、２００℃以下の温度に
加熱して、室温にもどした場合の不可逆熱減磁率が１０
％以下であることをそれぞれと特徴とする高耐熱性ボン
ド磁石を併せて提案する。
【００１７】
磁石製造方法と組織 この発明のナノコンポジット磁性体は、非晶質化が容易
な鉄−ホウ素合金に若干の希土類とクロムを添加した合
金を、溶融状態から超急冷凝固法により一旦非晶質金属
を得た後、熱処理により結晶化して得られ、さらにこれ
を粉砕して粉末とした後、樹脂と混合、成形して樹脂結
合磁石として利用できる。発明者らは、工業的に製造可
能で磁気的に高い特性を持ち、さらに耐酸化性が高く、
発火性の低い鉄基の磁性体として、ナノコンポジット磁
性体を構成する軟磁性相が体心立方鉄およびホウ化鉄化
合物を含み、硬磁性相がＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
して、前記軟磁性相により取り囲まれたミクロ組織であ
り、かつ、特定量のＣｒを添加することにより保磁力を
高め、不可逆熱減磁率を軽減し、更に酸化傾向が従来の
超急冷磁石よりも低い、耐熱性のすぐれた鉄基低希土類
磁石合金を開発し、これを微粉砕して高耐熱熱可塑性樹
脂とその樹脂の融点以上の温度で混練し、耐熱性に優れ
２００℃以上での使用に耐えるボンド磁石を開発した。
な鉄−ホウ素合金に若干の希土類とクロムを添加した合
金を、溶融状態から超急冷凝固法により一旦非晶質金属
を得た後、熱処理により結晶化して得られ、さらにこれ
を粉砕して粉末とした後、樹脂と混合、成形して樹脂結
合磁石として利用できる。発明者らは、工業的に製造可
能で磁気的に高い特性を持ち、さらに耐酸化性が高く、
発火性の低い鉄基の磁性体として、ナノコンポジット磁
性体を構成する軟磁性相が体心立方鉄およびホウ化鉄化
合物を含み、硬磁性相がＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶構造を有
して、前記軟磁性相により取り囲まれたミクロ組織であ
り、かつ、特定量のＣｒを添加することにより保磁力を
高め、不可逆熱減磁率を軽減し、更に酸化傾向が従来の
超急冷磁石よりも低い、耐熱性のすぐれた鉄基低希土類
磁石合金を開発し、これを微粉砕して高耐熱熱可塑性樹
脂とその樹脂の融点以上の温度で混練し、耐熱性に優れ
２００℃以上での使用に耐えるボンド磁石を開発した。
【００１８】上述のように軟磁性相と硬磁性相との少な
くとも２相からなる多相組織体が、異なる保磁力を持っ
た強磁性体の単なる混合物に特有な２段階の減磁挙動を
示さずに、あたかも単一の硬磁性相からなる磁性体のよ
うな滑らかな減磁曲線を有するためには、原子磁気モー
メントの向きが揃った領域の大きさの指標である交換結
合距離（Ｌex）の程度にそれぞれの相の結晶粒径を小さ
く、しかも軟磁性相と硬磁性相との間の交換結合を確保
するために、非磁性の粒界相を挟まない結晶粒界を持っ
た金属組織を作る必要がある。
くとも２相からなる多相組織体が、異なる保磁力を持っ
た強磁性体の単なる混合物に特有な２段階の減磁挙動を
示さずに、あたかも単一の硬磁性相からなる磁性体のよ
うな滑らかな減磁曲線を有するためには、原子磁気モー
メントの向きが揃った領域の大きさの指標である交換結
合距離（Ｌex）の程度にそれぞれの相の結晶粒径を小さ
く、しかも軟磁性相と硬磁性相との間の交換結合を確保
するために、非磁性の粒界相を挟まない結晶粒界を持っ
た金属組織を作る必要がある。
【００１９】この発明のナノコンポジット磁性体は、超
急冷法により製造される前記組成の非晶質合金を熱処理
して結晶化させることが製法上の特徴であり、超急冷に
より直接結晶相を得る従来のネオジム鉄系超急冷磁石と
は製法が全く異なる。また、従来のネオジウム鉄系超急
冷磁石では、非晶質合金を一旦作製した後にこれに結晶
化熱処理を施す製法も可能であるが、その場合、最高特
性が得られるミクロ組織は、相構成も含めて、直接に結
晶化組織を溶融金属から得た場合と同一でなければなら
ない。
急冷法により製造される前記組成の非晶質合金を熱処理
して結晶化させることが製法上の特徴であり、超急冷に
より直接結晶相を得る従来のネオジム鉄系超急冷磁石と
は製法が全く異なる。また、従来のネオジウム鉄系超急
冷磁石では、非晶質合金を一旦作製した後にこれに結晶
化熱処理を施す製法も可能であるが、その場合、最高特
性が得られるミクロ組織は、相構成も含めて、直接に結
晶化組織を溶融金属から得た場合と同一でなければなら
ない。
【００２０】これに対しこの発明では、非晶質から準安
定相が析出すること、およびその結晶粒径が数十ナノメ
ートル以下であることが重要な特徴であり、溶融金属の
急冷速度を遅くして直接結晶化組織を得た場合とは、ミ
クロ組織が完全に異なる。すなわち、後者の工程を取る
と準安定相でなく安定相が析出してしまう上、結晶粒径
も特に体心立方鉄相が粗大化してナノメートルサイズに
ならず、所期の磁気特性が得られない。また、非晶質合
金を得た場合でも結晶化熱処理を施す工程での加熱昇温
速度が重要な製造上のパラメータであり、結晶化が開始
される５００℃以上の温度範囲で１秒間当たり１０℃か
ら５０℃の範囲が好ましい。
定相が析出すること、およびその結晶粒径が数十ナノメ
ートル以下であることが重要な特徴であり、溶融金属の
急冷速度を遅くして直接結晶化組織を得た場合とは、ミ
クロ組織が完全に異なる。すなわち、後者の工程を取る
と準安定相でなく安定相が析出してしまう上、結晶粒径
も特に体心立方鉄相が粗大化してナノメートルサイズに
ならず、所期の磁気特性が得られない。また、非晶質合
金を得た場合でも結晶化熱処理を施す工程での加熱昇温
速度が重要な製造上のパラメータであり、結晶化が開始
される５００℃以上の温度範囲で１秒間当たり１０℃か
ら５０℃の範囲が好ましい。
【００２１】ボンド磁石の製法、限定理由 この発明によるボンド磁石はＣｒの含有により耐酸化性
が極めて良好なうえ、高い保磁力が得られて磁粉の磁気
特性の熱的安定性も優れているので、実使用状態での環
境温度が２００℃程度の高温でも長時間の使用が可能で
ある。この発明の磁石粉末は適正な条件で製造された場
合、２５μｍ以下の微粉でも着火性がなく、２００℃以
上まで使用しても不可逆熱減磁並びに永久劣化が無視で
きる程度であり、従来のネオジム鉄系超急冷磁石に優る
耐熱性を有する。
が極めて良好なうえ、高い保磁力が得られて磁粉の磁気
特性の熱的安定性も優れているので、実使用状態での環
境温度が２００℃程度の高温でも長時間の使用が可能で
ある。この発明の磁石粉末は適正な条件で製造された場
合、２５μｍ以下の微粉でも着火性がなく、２００℃以
上まで使用しても不可逆熱減磁並びに永久劣化が無視で
きる程度であり、従来のネオジム鉄系超急冷磁石に優る
耐熱性を有する。
【００２２】この発明で得られる磁石合金は、厚さが２
０〜５０μｍ程度の薄片状フレーク形状であり、通常の
粉砕機で数百μｍの大きさに粉砕できる。最大粒径を微
細粉の長さで表すと、３００μｍが射出成形に適した上
限であり、これを越えても射出成形用原料として使用可
能であるが、適用範囲が限定され、樹脂混練の際の磁粉
割れによりコンパウンド中の磁粉粒径は多くの場合、３
００μｍ程度以下となり、しかも、磁気特性は１５０μ
ｍ以上では粒度依存性がないので最大３００μｍとす
る。
０〜５０μｍ程度の薄片状フレーク形状であり、通常の
粉砕機で数百μｍの大きさに粉砕できる。最大粒径を微
細粉の長さで表すと、３００μｍが射出成形に適した上
限であり、これを越えても射出成形用原料として使用可
能であるが、適用範囲が限定され、樹脂混練の際の磁粉
割れによりコンパウンド中の磁粉粒径は多くの場合、３
００μｍ程度以下となり、しかも、磁気特性は１５０μ
ｍ以上では粒度依存性がないので最大３００μｍとす
る。
【００２３】磁粉の比率が大きいほどＢｒは大きいが、
磁粉の比率と磁粉粒度に関しては、磁粉粒度が小さいほ
ど充填可能な磁粉比率も低下する傾向があり、磁粉の比
率が一定でも磁粉粒度１００μｍ以下で磁石特性の磁紛
粒度依存性が認められる。
磁粉の比率と磁粉粒度に関しては、磁粉粒度が小さいほ
ど充填可能な磁粉比率も低下する傾向があり、磁粉の比
率が一定でも磁粉粒度１００μｍ以下で磁石特性の磁紛
粒度依存性が認められる。
【００２４】一方、成形性に関しては、射出成形後の製
品の後加工を完全に無くするかあるいは大幅に軽減する
ためには、極めて細いゲートを通して射出成形すること
が必要であり、良好な流動性と寸法精度を両立する必要
から、磁粉の直径は３００μｍ以下が良く、好ましくは
１００μｍ以下に、さらには７５μｍ以下が好ましい。
多くの場合、射出成形機のゲート口径により使用可能な
磁粉の最大粒度が決定され、１０〜７５μｍの範囲で最
大粒度が制約されることもあるので、要求に合わせて粒
度範囲を適時選択する必要がある。
品の後加工を完全に無くするかあるいは大幅に軽減する
ためには、極めて細いゲートを通して射出成形すること
が必要であり、良好な流動性と寸法精度を両立する必要
から、磁粉の直径は３００μｍ以下が良く、好ましくは
１００μｍ以下に、さらには７５μｍ以下が好ましい。
多くの場合、射出成形機のゲート口径により使用可能な
磁粉の最大粒度が決定され、１０〜７５μｍの範囲で最
大粒度が制約されることもあるので、要求に合わせて粒
度範囲を適時選択する必要がある。
【００２５】従来のネオジム鉄系超急冷磁石磁粉は、微
粉末に粉砕すると磁粉表層部の結晶粒の酸化により磁気
特性が顕著に低下し、しかも経時変化が大きくなるとい
う問題点があった。しかし、この発明の磁石粉末は酸化
され難く、しかも結晶粒径が従来のネオジム鉄系超急冷
磁石よりもさらに小さいので、磁粉表層部の結晶粒がた
とえ酸化されたとしても、その影響が軽微ですみ経時変
化も小さい。
粉末に粉砕すると磁粉表層部の結晶粒の酸化により磁気
特性が顕著に低下し、しかも経時変化が大きくなるとい
う問題点があった。しかし、この発明の磁石粉末は酸化
され難く、しかも結晶粒径が従来のネオジム鉄系超急冷
磁石よりもさらに小さいので、磁粉表層部の結晶粒がた
とえ酸化されたとしても、その影響が軽微ですみ経時変
化も小さい。
【００２６】この発明の硬質磁性体は、融点が２５０℃
以上のＰＰＳや高融点のポリイミド樹脂、あるいは靭性
を高めるためこれらの高融点樹脂と他の樹脂とをアロイ
化したエンジニアリングプラスチックスなどと混合、混
練して射出成形法により直接磁気部品として製造される
が、その場合、磁気回路の構造部品として、磁気ギャッ
プに蓄えられる静磁エネルギーにより発生する構成部品
間の吸引力を同時に機能させる、磁気兼構造部品として
設計することができ、あるいは単に起磁源としてのみの
機能を負わせて、他に支持構造部品を設ける設計も可能
である。
以上のＰＰＳや高融点のポリイミド樹脂、あるいは靭性
を高めるためこれらの高融点樹脂と他の樹脂とをアロイ
化したエンジニアリングプラスチックスなどと混合、混
練して射出成形法により直接磁気部品として製造される
が、その場合、磁気回路の構造部品として、磁気ギャッ
プに蓄えられる静磁エネルギーにより発生する構成部品
間の吸引力を同時に機能させる、磁気兼構造部品として
設計することができ、あるいは単に起磁源としてのみの
機能を負わせて、他に支持構造部品を設ける設計も可能
である。
【００２７】この発明に使用する樹脂は高融点の熱可塑
性樹脂に限定され、融点が２９０℃のナイロン４６、２
６０℃のナイロン６６、２８０℃のＰＰＳ樹脂などの熱
可塑性樹脂を使用する。そこで、この発明の高融点樹脂
の融点を従来樹脂と区別するため２５０℃以上に限定す
るが、樹脂の種類は明細書中に例示したものに限定され
るものではなく、強靭化のためにより他の樹脂と混合、
すなわちアロイ化するなどの種々設計が可能である。
性樹脂に限定され、融点が２９０℃のナイロン４６、２
６０℃のナイロン６６、２８０℃のＰＰＳ樹脂などの熱
可塑性樹脂を使用する。そこで、この発明の高融点樹脂
の融点を従来樹脂と区別するため２５０℃以上に限定す
るが、樹脂の種類は明細書中に例示したものに限定され
るものではなく、強靭化のためにより他の樹脂と混合、
すなわちアロイ化するなどの種々設計が可能である。
【００２８】現在用いられている異方性射出成形ハード
フェライトボンド磁石の典型的な特性はＢｒ＝２．２〜
３．０テスラ、ＨｃＪ＝１８０〜２４０ｋＡ／ｍ、（Ｂ
Ｈ）max＝９〜１８ｋＪ／ｍ3の程度である。これに対
し、本発明は更に高特性のボンド磁石を提供することが
目的であり、磁粉の充填体積率は５０％よりも高くない
と、現在用いられている異方性ハードフェライト射出成
形ボンド磁石に比べて高い磁化が得られない。従って、
磁粉充填量の下限は体積率で５０％とする。
フェライトボンド磁石の典型的な特性はＢｒ＝２．２〜
３．０テスラ、ＨｃＪ＝１８０〜２４０ｋＡ／ｍ、（Ｂ
Ｈ）max＝９〜１８ｋＪ／ｍ3の程度である。これに対
し、本発明は更に高特性のボンド磁石を提供することが
目的であり、磁粉の充填体積率は５０％よりも高くない
と、現在用いられている異方性ハードフェライト射出成
形ボンド磁石に比べて高い磁化が得られない。従って、
磁粉充填量の下限は体積率で５０％とする。
【００２９】一方、上限は特に限定する必要がない。し
かしながら、磁粉充填量を多くし過ぎると射出成形時の
溶融コンパウンドの流動性が低下し成形不可能となるの
で、個々の目的とする形状及び射出成形機の特性を考慮
して、溶融時の流動性により磁粉充填率の上限が自ずと
決定される。一般的には体積比率で５２％〜６２％前後
が好ましい。
かしながら、磁粉充填量を多くし過ぎると射出成形時の
溶融コンパウンドの流動性が低下し成形不可能となるの
で、個々の目的とする形状及び射出成形機の特性を考慮
して、溶融時の流動性により磁粉充填率の上限が自ずと
決定される。一般的には体積比率で５２％〜６２％前後
が好ましい。
【００３０】磁粉の充填率を高くする必要がない場合
は、非磁性化合物などの粉末をフィラーとして混合する
ことにより、高価な樹脂及び磁粉の使用比率を下げるこ
とができ、製造コストを下げることができる。最も好ま
しい実施形態においては、（ＢＨ）ｍａｘ＝３０〜４８
ｋＪ／ｍ3の極めて高性能な射出成形ボンド磁石を得る
ことができる。
は、非磁性化合物などの粉末をフィラーとして混合する
ことにより、高価な樹脂及び磁粉の使用比率を下げるこ
とができ、製造コストを下げることができる。最も好ま
しい実施形態においては、（ＢＨ）ｍａｘ＝３０〜４８
ｋＪ／ｍ3の極めて高性能な射出成形ボンド磁石を得る
ことができる。
【００３１】前記した如く磁石粉末と高融点樹脂と混練
する場合は、従来のネオジム鉄系超急冷磁石粉末では酸
化され易いため高温での混練に耐えないが、この発明の
磁石粉末としては、少量の希土類を含有する硬磁性相が
体心立方鉄や希土類元素を含まない鉄のホウ化物の軟磁
性相により取り囲まれたミクロ組織を有し、特定量のＣ
ｒを添加するることにより組織を微細化して、保磁力を
高めて、不可逆熱減磁率を低減し、耐酸化性に優れたナ
ノコンポジット磁石粉末を使用することにより、高融点
樹脂と混練することが可能になる。
する場合は、従来のネオジム鉄系超急冷磁石粉末では酸
化され易いため高温での混練に耐えないが、この発明の
磁石粉末としては、少量の希土類を含有する硬磁性相が
体心立方鉄や希土類元素を含まない鉄のホウ化物の軟磁
性相により取り囲まれたミクロ組織を有し、特定量のＣ
ｒを添加するることにより組織を微細化して、保磁力を
高めて、不可逆熱減磁率を低減し、耐酸化性に優れたナ
ノコンポジット磁石粉末を使用することにより、高融点
樹脂と混練することが可能になる。
【００３２】組織の限定理由 この発明において、軟磁性相の粒径はナノコンポジット
磁石中の構成相の特性長さである交換結合距離Ｌｅｘの
大きさ程度に小さいことが必要であり、平均粒径が５０
ｎｍ程度の場合に、目的とする磁気回路に適合するリコ
イル透磁率と保磁力が得られるので、平均結晶粒径を５
０ｎｍ以下に限定する。
磁石中の構成相の特性長さである交換結合距離Ｌｅｘの
大きさ程度に小さいことが必要であり、平均粒径が５０
ｎｍ程度の場合に、目的とする磁気回路に適合するリコ
イル透磁率と保磁力が得られるので、平均結晶粒径を５
０ｎｍ以下に限定する。
【００３３】この発明の磁石はナノメートルサイズの微
細金属組織を工業的に安定して製造する過程において、
それを構成する軟磁性相並びに硬磁性相の共存が、重要
な技術課題となる。すなわち、両相は熱平衡的ないしは
準平衡的に共存し得る関系になければならず、しかも結
晶粒成長を起こし難いことが必要である。軟磁性相と共
存し得る硬磁性相としては、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物な
いしＳｍ2Ｆｅ17Ｎが考えられるが、後者は窒化処理と
いう工程が必要であり、原料もＳｍがＮｄに対して高価
であるほか蒸気圧が高温で高くなり、溶解時の組成の制
御がより煩雑になるなどの問題点を含むので好ましくな
い。
細金属組織を工業的に安定して製造する過程において、
それを構成する軟磁性相並びに硬磁性相の共存が、重要
な技術課題となる。すなわち、両相は熱平衡的ないしは
準平衡的に共存し得る関系になければならず、しかも結
晶粒成長を起こし難いことが必要である。軟磁性相と共
存し得る硬磁性相としては、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物な
いしＳｍ2Ｆｅ17Ｎが考えられるが、後者は窒化処理と
いう工程が必要であり、原料もＳｍがＮｄに対して高価
であるほか蒸気圧が高温で高くなり、溶解時の組成の制
御がより煩雑になるなどの問題点を含むので好ましくな
い。
【００３４】また、前記Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎは、Ｓｍが高温
で蒸発するため、機械的合金化（メカニカルアロイン
グ）法により鉄とサマリウムとを超微細に混合、合金化
する方法が提案されるが、大量の非常に活性な超微細金
属粉末を貯蔵し取り扱うことが必要で、この貯蔵し取り
扱うことに伴う危険性を回避するために厳密な雰囲気制
御を課する必要性があるが、現状では工業的製法として
は確立されていない。従って、この発明で用いる硬磁性
ナノコンポジット材料の相構成は、軟磁性相として体心
立方鉄および鉄ホウ化物を含み、硬磁性相としてＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型化合物の組み合わせを基本とする系に限定す
る。
で蒸発するため、機械的合金化（メカニカルアロイン
グ）法により鉄とサマリウムとを超微細に混合、合金化
する方法が提案されるが、大量の非常に活性な超微細金
属粉末を貯蔵し取り扱うことが必要で、この貯蔵し取り
扱うことに伴う危険性を回避するために厳密な雰囲気制
御を課する必要性があるが、現状では工業的製法として
は確立されていない。従って、この発明で用いる硬磁性
ナノコンポジット材料の相構成は、軟磁性相として体心
立方鉄および鉄ホウ化物を含み、硬磁性相としてＮｄ2
Ｆｅ14Ｂ型化合物の組み合わせを基本とする系に限定す
る。
【００３５】組成と限定理由 組成は原料金属の価格の観点から、鉄を多く含み、大き
なシングルイオン結晶磁気異方性を有する希土類元素を
含むものが望ましい。ところが、鉄基の低希土類合金
は、希土類を多く含有する合金に比べて非晶質化するこ
とがはるかに困難であり、非晶質化を促進するためには
ホウ素、炭素、リンなどの非晶質形成促進元素を添加す
る必要がある。
なシングルイオン結晶磁気異方性を有する希土類元素を
含むものが望ましい。ところが、鉄基の低希土類合金
は、希土類を多く含有する合金に比べて非晶質化するこ
とがはるかに困難であり、非晶質化を促進するためには
ホウ素、炭素、リンなどの非晶質形成促進元素を添加す
る必要がある。
【００３６】この発明において、希土類ＲとしてＮｄま
たはＰｒを主体とする場合に、希土類４．５〜６原子パ
ーセント（ａｔ％）の範囲でホウ素を１５〜２０ａｔ％
添加すると、目的とする磁石材料が、超急冷法とそれに
続く結晶熱処理とを経由することによって安定的に得ら
れ、さらに、Ｒの構成成分としてＤｙを含む場合に真性
保磁力の効果的な増加が可能である。
たはＰｒを主体とする場合に、希土類４．５〜６原子パ
ーセント（ａｔ％）の範囲でホウ素を１５〜２０ａｔ％
添加すると、目的とする磁石材料が、超急冷法とそれに
続く結晶熱処理とを経由することによって安定的に得ら
れ、さらに、Ｒの構成成分としてＤｙを含む場合に真性
保磁力の効果的な増加が可能である。
【００３７】さらに、特定量のＣｒを出発合金中に含有
させておくと、結晶化熱処理の際に軟磁性相の結晶粒成
長が効果的に抑制され、目的とする５０ｎｍ以下、特に
好ましい組成範囲では２０ｎｍ以下に微細化され、これ
にともなって保磁力が向上し、さらに、リコイル率が著
しく増強され、同時にＨCJの温度依存性が小さくなる。
ここで、リコイル率とは、ヒステリシス曲線上のマイナ
ーループ、すなわちリコイル曲線のＢ−Ｈ線図におい
て、保磁力ＨCJに等しい減磁界を印加して取り除いた場
合の磁束密度と、飽和着磁後の残留磁束密度に対する比
で表される。
させておくと、結晶化熱処理の際に軟磁性相の結晶粒成
長が効果的に抑制され、目的とする５０ｎｍ以下、特に
好ましい組成範囲では２０ｎｍ以下に微細化され、これ
にともなって保磁力が向上し、さらに、リコイル率が著
しく増強され、同時にＨCJの温度依存性が小さくなる。
ここで、リコイル率とは、ヒステリシス曲線上のマイナ
ーループ、すなわちリコイル曲線のＢ−Ｈ線図におい
て、保磁力ＨCJに等しい減磁界を印加して取り除いた場
合の磁束密度と、飽和着磁後の残留磁束密度に対する比
で表される。
【００３８】従来の磁石材料では、アルニコ磁石のよう
にＨCJが極端に小さな材料を除き、リコイル率はおよそ
０〜０．２の程度で、スプリング磁石と呼ばれるナノコ
ンポジット磁石でも、０．５〜０．７の程度である。Ｃ
ｒを添加した場合、リコイル率は０．７以上、特に優れ
た場合では０．９程度に達する。Ｃｒ含有材のこの特徴
は、温度を上げた場合でもほぼそのまま保たれ、保磁力
の温度依存性の減少と相まって、不可逆減磁が抑制され
る。これらの結果、平均のパーミアンス係数が１．０以
上の磁気回路において、２００℃以下の温度に加熱して
室温にもどした場合の不可逆熱減磁率が、従来のＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系超急冷磁石やナノコンポジット磁石の１４％
に比較して、著しく低減し、例えば２００℃に加熱して
も不可逆熱減磁率が１０％以下の極めて熱安定性に優れ
た磁石材料となる。また、Ｃｒを含有させると、構成相
中にＣｒが含有され、特に体心立方鉄相の耐湿性および
耐酸化性が大幅に改善されるため、ナノコンポジット自
体の耐酸化性も向上する。
にＨCJが極端に小さな材料を除き、リコイル率はおよそ
０〜０．２の程度で、スプリング磁石と呼ばれるナノコ
ンポジット磁石でも、０．５〜０．７の程度である。Ｃ
ｒを添加した場合、リコイル率は０．７以上、特に優れ
た場合では０．９程度に達する。Ｃｒ含有材のこの特徴
は、温度を上げた場合でもほぼそのまま保たれ、保磁力
の温度依存性の減少と相まって、不可逆減磁が抑制され
る。これらの結果、平均のパーミアンス係数が１．０以
上の磁気回路において、２００℃以下の温度に加熱して
室温にもどした場合の不可逆熱減磁率が、従来のＮｄ−
Ｆｅ−Ｂ系超急冷磁石やナノコンポジット磁石の１４％
に比較して、著しく低減し、例えば２００℃に加熱して
も不可逆熱減磁率が１０％以下の極めて熱安定性に優れ
た磁石材料となる。また、Ｃｒを含有させると、構成相
中にＣｒが含有され、特に体心立方鉄相の耐湿性および
耐酸化性が大幅に改善されるため、ナノコンポジット自
体の耐酸化性も向上する。
【００３９】上述の種々の効果を有するＣｒの含有は、
保磁力を高めるためには多いほど良いが、磁化はＣｒ含
有量の増加とともに減少し、７ａｔ％を越えると磁化の
低下が加速度的に著しくなり、ボンド磁石とした場合の
磁化が低下して他の材料との競争力がなくなるので、上
限は７ａｔ％とするのが適当である。Ｃｒ含有量を少な
くすると保磁力およびリコイル率改善効果が小さくな
り、３ａｔ％を下回ると不可逆熱減磁率が増大して耐熱
性ボンド磁石としての特徴が失われるので、Ｃｒ含有量
の下限は３ａｔ％とする。
保磁力を高めるためには多いほど良いが、磁化はＣｒ含
有量の増加とともに減少し、７ａｔ％を越えると磁化の
低下が加速度的に著しくなり、ボンド磁石とした場合の
磁化が低下して他の材料との競争力がなくなるので、上
限は７ａｔ％とするのが適当である。Ｃｒ含有量を少な
くすると保磁力およびリコイル率改善効果が小さくな
り、３ａｔ％を下回ると不可逆熱減磁率が増大して耐熱
性ボンド磁石としての特徴が失われるので、Ｃｒ含有量
の下限は３ａｔ％とする。
【００４０】構成相中にＣｒを含有させると上述のよう
に耐酸化性が向上するが、構成相の磁化の温度依存性が
大きくなる傾向があり、磁束密度の可逆温度係数はかえ
って絶対値において増加してしまう。Ｃｏを含有させる
とこの減少を低減もしくは相殺することができる。特
に、鉄系合金のキューリー温度に対するＣｒとＣｏの寄
与率は、効果が（＋）と（−）で絶対値がほぼ等しいた
め、両者を等量含有させると不可逆熱減磁率と可逆熱減
磁率のバランスの良い永久磁石材料が得られる。この特
に好ましいＣｒとＣｏとの含有比率の範囲は両者の原子
濃度の比率で表すことができ、この値が０．５を下回る
とＣｏ添加による可逆熱減磁率の回復効果が充分でな
く、２．０を上回るとＣｏが過剰に入り保磁力が減少し
て不可逆熱減磁率が増大してしまうので好ましくないの
で、０．５〜２．０に限定する。
に耐酸化性が向上するが、構成相の磁化の温度依存性が
大きくなる傾向があり、磁束密度の可逆温度係数はかえ
って絶対値において増加してしまう。Ｃｏを含有させる
とこの減少を低減もしくは相殺することができる。特
に、鉄系合金のキューリー温度に対するＣｒとＣｏの寄
与率は、効果が（＋）と（−）で絶対値がほぼ等しいた
め、両者を等量含有させると不可逆熱減磁率と可逆熱減
磁率のバランスの良い永久磁石材料が得られる。この特
に好ましいＣｒとＣｏとの含有比率の範囲は両者の原子
濃度の比率で表すことができ、この値が０．５を下回る
とＣｏ添加による可逆熱減磁率の回復効果が充分でな
く、２．０を上回るとＣｏが過剰に入り保磁力が減少し
て不可逆熱減磁率が増大してしまうので好ましくないの
で、０．５〜２．０に限定する。
【００４１】ＲとしてＬａおよびＣｅは磁性を担わない
ので好ましくなく、重希土類は磁気モーメントがＮｄと
は逆方向に向く性質から、磁化を著しく減少させる傾向
があるのでその使用を限定する必要がある。重希土類元
素のうちＴｂとＨｏはＤｙと同じく真性保磁力を増大さ
せる効果があるが、自然存在比が少なく生産量も僅かで
あり、高価であるため選択しない。また、Ｓｍ，Ｅｒ，
Ｔｍ，Ｙｂは２次のスティーブンス因子がＰｒ，Ｎｄ，
Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏなどとは逆符号であるため、シングル
イオン結晶磁気異方性が逆符号となり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型化合物の結晶磁気異方性への寄与がＮｄ等とは逆効果
となり互いに相殺するので、これらの希土類の添加は好
ましくない。従ってＲとしてはＰｒ，Ｎｄ，Ｄｙに限定
する。
ので好ましくなく、重希土類は磁気モーメントがＮｄと
は逆方向に向く性質から、磁化を著しく減少させる傾向
があるのでその使用を限定する必要がある。重希土類元
素のうちＴｂとＨｏはＤｙと同じく真性保磁力を増大さ
せる効果があるが、自然存在比が少なく生産量も僅かで
あり、高価であるため選択しない。また、Ｓｍ，Ｅｒ，
Ｔｍ，Ｙｂは２次のスティーブンス因子がＰｒ，Ｎｄ，
Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏなどとは逆符号であるため、シングル
イオン結晶磁気異方性が逆符号となり、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ
型化合物の結晶磁気異方性への寄与がＮｄ等とは逆効果
となり互いに相殺するので、これらの希土類の添加は好
ましくない。従ってＲとしてはＰｒ，Ｎｄ，Ｄｙに限定
する。
【００４２】希土類ＲとしてＰｒ，Ｎｄ，Ｄｙの少なく
とも１種を選択し、その範囲を４．５〜６ａｔ％に限定
する。Ｒ濃度が４．５ａｔ％未満の場合には４ｋＯｅよ
りも高いＨCJが得られず、６ａｔ％を越えると構成相が
変化して，上記の体心立方鉄、ホウ化鉄、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型化合物の組み合わせによるナノコンポジット磁石の
製造が困難になるので、Ｒ濃度の上限を６ａｔ％に限定
する。
とも１種を選択し、その範囲を４．５〜６ａｔ％に限定
する。Ｒ濃度が４．５ａｔ％未満の場合には４ｋＯｅよ
りも高いＨCJが得られず、６ａｔ％を越えると構成相が
変化して，上記の体心立方鉄、ホウ化鉄、Ｎｄ2Ｆｅ14
Ｂ型化合物の組み合わせによるナノコンポジット磁石の
製造が困難になるので、Ｒ濃度の上限を６ａｔ％に限定
する。
【００４３】ホウ素を１５〜２０ａｔ％添加すると、結
晶化の際に体心立方鉄の他に鉄のホウ化物が生成する
が、後者は良好な軟磁性相として許容できる磁気的性質
を有している。硬磁性相としてはＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合
物が析出する。従って、この発明では構成相を体心立方
鉄とホウ化鉄並びにＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物に限定す
る。
晶化の際に体心立方鉄の他に鉄のホウ化物が生成する
が、後者は良好な軟磁性相として許容できる磁気的性質
を有している。硬磁性相としてはＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合
物が析出する。従って、この発明では構成相を体心立方
鉄とホウ化鉄並びにＮｄ2Ｆｅ14Ｂ型化合物に限定す
る。
【００４４】
実施例１ 化学式がＮｄ5.5Ｆｅ66Ｂ18.5Ｃｒ5Ｃｏ5組成のアモル
ファス合金を超急冷により得た後、６４０℃のアルゴン
雰囲気の炉中を１５℃／分の昇温速度となるように通過
させることにより結晶化し、得られた結晶質合金を大気
中でピンミルにより粉砕して最大粒度６３μｍのナノコ
ンポジット磁性粉末を得た この発明のナノコンポジット磁粉の結晶粒径を透過型電
子顕微鏡を用いて観察したところ、約２０ｎｍであっ
た。このナノコンポジット磁紛の磁気特性はＢｒ＝０．
８６Ｔ、ＨCJ＝０．６１ＭＡ／ｍであった。
ファス合金を超急冷により得た後、６４０℃のアルゴン
雰囲気の炉中を１５℃／分の昇温速度となるように通過
させることにより結晶化し、得られた結晶質合金を大気
中でピンミルにより粉砕して最大粒度６３μｍのナノコ
ンポジット磁性粉末を得た この発明のナノコンポジット磁粉の結晶粒径を透過型電
子顕微鏡を用いて観察したところ、約２０ｎｍであっ
た。このナノコンポジット磁紛の磁気特性はＢｒ＝０．
８６Ｔ、ＨCJ＝０．６１ＭＡ／ｍであった。
【００４５】また、比較例として、組成（ｗｔ％）が２
６．９Ｎｄ−０．３Ｐｒ−６７．３Ｆｅ−１．０Ｂ−
４．５Ｃｏ（商品名ＭＱＰ−Ｂ，ＧＭ社製）を磁紛の粉
塵爆発を避けるため、Ａｒ雰囲気中に設置したピンミル
により粉砕して最大粒度６３μｍの磁紛を得た。得られ
た磁紛の磁気特性Ｂ＝０．８７Ｔ、（ＢＨ）ｍａｘ＝１
００ｋＪ／ｍ3であった。
６．９Ｎｄ−０．３Ｐｒ−６７．３Ｆｅ−１．０Ｂ−
４．５Ｃｏ（商品名ＭＱＰ−Ｂ，ＧＭ社製）を磁紛の粉
塵爆発を避けるため、Ａｒ雰囲気中に設置したピンミル
により粉砕して最大粒度６３μｍの磁紛を得た。得られ
た磁紛の磁気特性Ｂ＝０．８７Ｔ、（ＢＨ）ｍａｘ＝１
００ｋＪ／ｍ3であった。
【００４６】この発明のナノコンポジット磁紛は空気中
においても極めて安定で酸化による発熱は小さく、粉体
の大気中での取扱いには何等問題はなかったが、ＭＱＰ
−Ｂ粉末はＡｒ中でも堆積すると体感できる程度の発熱
があり、不活性雰囲気中での取扱いが必須であった。特
に高温に余熱した混練機への投入には細心の注意を要
し、発火事故もたびたび発生した。
においても極めて安定で酸化による発熱は小さく、粉体
の大気中での取扱いには何等問題はなかったが、ＭＱＰ
−Ｂ粉末はＡｒ中でも堆積すると体感できる程度の発熱
があり、不活性雰囲気中での取扱いが必須であった。特
に高温に余熱した混練機への投入には細心の注意を要
し、発火事故もたびたび発生した。
【００４７】これらの磁石粉末を表１に表すごとく種々
の比率でナイロン４６、ナイロン６６及びＰＰＳ樹脂の
粉末と混合した後、小型２軸混合機を用いて３３０℃で
１５分間混練したのち、冷却しコンパウンドを得た。こ
のコンパウンドを射出成形試験機の中で再度３１０℃に
加熱して溶融させ、１２０℃に加熱した成形金型内に射
出して冷却し、１０ｍｍ×１０ｍｍ×３．５ｍｍのテス
トピースを得た。これらのテストピースの磁気特性を表
１に示す。
の比率でナイロン４６、ナイロン６６及びＰＰＳ樹脂の
粉末と混合した後、小型２軸混合機を用いて３３０℃で
１５分間混練したのち、冷却しコンパウンドを得た。こ
のコンパウンドを射出成形試験機の中で再度３１０℃に
加熱して溶融させ、１２０℃に加熱した成形金型内に射
出して冷却し、１０ｍｍ×１０ｍｍ×３．５ｍｍのテス
トピースを得た。これらのテストピースの磁気特性を表
１に示す。
【００４８】実施例２ 表２に表す磁紛組成のこの発明のナノコンポジット磁紛
（Ｎｏ．１１，１４，１５，１６）およびこの発明の組
成範囲外のナノコンポジット磁紛Ｎｏ．１２，１３を実
施例１と同様の方法で作成し、最大径１５０μｍ以下の
粉体を得た。また、表２のＮｏ．１７，１８に表示の超
急冷粉末（商品名ＭＱＰ−Ｂ，ＧＭ社製）を櫛を通過し
て最大粒径１５０μｍ以下の粉末を得た。表２に組成を
表したＮｏ．１１〜Ｎｏ．１８粉末をＰＰＳ樹脂を体積
比で磁石粉末：樹脂比が５３：４７になるよう混練し、
実施例１と同様に射出成形して１０×１０×３．５ｍｍ
のテストピースを得、着磁後２００℃に加熱して室温に
冷却し、不可逆熱減磁率および磁気特性を測定し、その
結果を表２に表す。
（Ｎｏ．１１，１４，１５，１６）およびこの発明の組
成範囲外のナノコンポジット磁紛Ｎｏ．１２，１３を実
施例１と同様の方法で作成し、最大径１５０μｍ以下の
粉体を得た。また、表２のＮｏ．１７，１８に表示の超
急冷粉末（商品名ＭＱＰ−Ｂ，ＧＭ社製）を櫛を通過し
て最大粒径１５０μｍ以下の粉末を得た。表２に組成を
表したＮｏ．１１〜Ｎｏ．１８粉末をＰＰＳ樹脂を体積
比で磁石粉末：樹脂比が５３：４７になるよう混練し、
実施例１と同様に射出成形して１０×１０×３．５ｍｍ
のテストピースを得、着磁後２００℃に加熱して室温に
冷却し、不可逆熱減磁率および磁気特性を測定し、その
結果を表２に表す。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【発明の効果】この発明は、実施例に明らかなように、
従来のネオジム鉄系超急冷磁石磁粉では易酸化傾向のた
めに製造困難であった、耐熱温度２００℃以上の射出成
形樹脂ボンド磁石を製造でき、磁気特性はフェライト射
出成形ボンド磁石の上限を越えるものを提供でき、ボン
ド磁石の寸法精度や複雑形状対応性、他のパーツとの一
体成形容易性と供に、高温での磁石特性と機械強度の安
定性が要求される自動車部品などの用途に利用でき、工
業的利用価値の大きい磁石材料を供給できる。
従来のネオジム鉄系超急冷磁石磁粉では易酸化傾向のた
めに製造困難であった、耐熱温度２００℃以上の射出成
形樹脂ボンド磁石を製造でき、磁気特性はフェライト射
出成形ボンド磁石の上限を越えるものを提供でき、ボン
ド磁石の寸法精度や複雑形状対応性、他のパーツとの一
体成形容易性と供に、高温での磁石特性と機械強度の安
定性が要求される自動車部品などの用途に利用でき、工
業的利用価値の大きい磁石材料を供給できる。
【図１】この発明のナノコンポジット磁性体（実線）と
従来のネオジム鉄系超急冷磁性体（破線）の、大気中で
の酸化による重量変化を試料温度の関数として比較す
る、温度と重量のグラフである。
従来のネオジム鉄系超急冷磁性体（破線）の、大気中で
の酸化による重量変化を試料温度の関数として比較す
る、温度と重量のグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式がＲx（Ｆｅ1-uＣｏu）100-x-y-z
ＢyＣｒz、（Ｒ：Ｐｒ，Ｎｄ，Ｄｙの１種又は２種以
上）で表され、ｘ（ａｔ％）、ｙ（ａｔ％）、ｚ（ａｔ
％）及びｕが下記の値を満足し、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶
構造を有する硬磁性相と、体心立方鉄および鉄ホウ化物
の軟磁性相からなり、各相の平均結晶粒径が５０ｎｍ以
下であるナノコンポジット組織を有し、直径３００μｍ
以下の硬質磁性体粉末を５０ｖｏｌ％以上含み、融点が
２５０℃以上の熱可塑性樹脂を結合剤として成形された
高耐熱性ボンド磁石。 ４．５≦ｘ≦６．０、１５≦ｙ≦２０、３≦ｚ≦７、
０．０４≦ｕ≦０．１０ - 【請求項２】 請求項１において、ＣｒとＣｏの含有比
率が原子濃度比で０．５〜２．０である高耐熱性ボンド
磁石。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２において、硬質
磁性体粉末の直径が７５μｍ以下である高耐熱性ボンド
磁石。 - 【請求項４】 請求項１、請求項２または請求項３にお
いて、平均のパーミアンス係数が１．０以上の磁気回路
で、２００℃以下の温度に加熱して室温にもどした場合
の不可逆熱減磁率が１０％以下である高耐熱性ボンド磁
石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21261695A JP3481739B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-07-28 | 高耐熱性ボンド磁石 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-100787 | 1995-04-01 | ||
| JP10078795 | 1995-04-01 | ||
| JP21261695A JP3481739B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-07-28 | 高耐熱性ボンド磁石 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08335508A true JPH08335508A (ja) | 1996-12-17 |
| JP3481739B2 JP3481739B2 (ja) | 2003-12-22 |
Family
ID=26441747
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21261695A Expired - Lifetime JP3481739B2 (ja) | 1995-04-01 | 1995-07-28 | 高耐熱性ボンド磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3481739B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999021196A1 (en) * | 1997-10-22 | 1999-04-29 | Rhodia Rare Earths Inc. | Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites |
| JP2002353018A (ja) * | 2001-05-30 | 2002-12-06 | Nichia Chem Ind Ltd | 樹脂磁石 |
| US6585831B2 (en) | 1999-12-27 | 2003-07-01 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Method of making iron base magnetic material alloy powder |
| KR100642328B1 (ko) * | 1998-12-07 | 2006-11-03 | 가부시키가이샤 네오맥스 | 나노콤포지트자석용 원료 합금, 그 분말 및 제조방법,그리고 나노콤포지트자석분말 및 자석의 제조방법. |
| CN104376947A (zh) * | 2014-12-13 | 2015-02-25 | 张乔木 | 一种耐热烧结钕铁硼永磁材料及制备方法 |
| CN108475567A (zh) * | 2016-12-16 | 2018-08-31 | Neo新材料技术（新加坡）私人有限公司 | 合金组合物、磁性材料、粘结磁体及其制造方法 |
-
1995
- 1995-07-28 JP JP21261695A patent/JP3481739B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999021196A1 (en) * | 1997-10-22 | 1999-04-29 | Rhodia Rare Earths Inc. | Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites |
| KR100642328B1 (ko) * | 1998-12-07 | 2006-11-03 | 가부시키가이샤 네오맥스 | 나노콤포지트자석용 원료 합금, 그 분말 및 제조방법,그리고 나노콤포지트자석분말 및 자석의 제조방법. |
| US6585831B2 (en) | 1999-12-27 | 2003-07-01 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Method of making iron base magnetic material alloy powder |
| JP2002353018A (ja) * | 2001-05-30 | 2002-12-06 | Nichia Chem Ind Ltd | 樹脂磁石 |
| CN104376947A (zh) * | 2014-12-13 | 2015-02-25 | 张乔木 | 一种耐热烧结钕铁硼永磁材料及制备方法 |
| CN104376947B (zh) * | 2014-12-13 | 2016-08-17 | 东阳市亿力磁业有限公司 | 一种耐热烧结钕铁硼永磁材料及制备方法 |
| CN108475567A (zh) * | 2016-12-16 | 2018-08-31 | Neo新材料技术（新加坡）私人有限公司 | 合金组合物、磁性材料、粘结磁体及其制造方法 |
| CN108475567B (zh) * | 2016-12-16 | 2022-04-29 | Neo新材料技术（新加坡）私人有限公司 | 合金组合物、磁性材料、粘结磁体及其制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3481739B2 (ja) | 2003-12-22 |
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