JPH1041116A - Ｒ−ｔ−ｍ−ｎ系永久磁石粉末および異方性ボンド磁石の製造方法 - Google Patents

Ｒ−ｔ−ｍ−ｎ系永久磁石粉末および異方性ボンド磁石の製造方法

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JPH1041116A
JPH1041116A JP8212006A JP21200696A JPH1041116A JP H1041116 A JPH1041116 A JP H1041116A JP 8212006 A JP8212006 A JP 8212006A JP 21200696 A JP21200696 A JP 21200696A JP H1041116 A JPH1041116 A JP H1041116A
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pulverized powder
finely pulverized
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pulverized
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JP8212006A
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Akira Makita
顕 槇田
Satoru Hirozawa
哲 広沢
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Sumitomo Special Metals Co Ltd
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系ボンド磁石の製造方法にお
いて、工程中の熱履歴及び応力を受けたときの保磁力の
低下が少なく、磁気特性のすぐれたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系異
方性ボンド磁石用の永久磁石粉末の製造方法の提供。 【解決手段】 特定組成のＲ−Ｔ−Ｍ系粉末（Ｒ：Ｙを
含む希土類元素の少なくとも１種で、かつＰｒまたはＮ
ｄの１種または２種を５０ａｔ％以上含有、Ｔ：Ｆｅま
たはＦｅの一部を３０％以下のＣｏで置換、Ｍ：Ｔｉ、
Ｖ、Ｍｏ少なくとも１種含有）を、Ｎ2とＨ2の混合ガス
中で窒化処理し、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系粗粉砕粉を
そのまま、あるいは、潤滑剤を添加後微粉砕し、該微粉
砕粉の表面に特定量のＺｎをコーティングした後、熱処
理し、さらに樹脂と混合し磁界中で成形する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、永久磁石粉末を
樹脂と混合して磁界中で成形し、各種モーター、アクチ
ュエーター等の磁気回路を構成するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系異
方性ボンド磁石に用いる永久磁石粉末の磁気特性の安定
性の改良に係り、窒化したＴｈＭｎ12型構造を有する化
合物からなる粗粉砕粉を、ジェットミル粉砕にて微粉砕
し、かつ粉末表面にＺｎを被覆して改質し、さらに熱処
理後、微粉末の形態で得ることにより、バインダー樹脂
の混合時や成形時に保磁力ｉＨｃを低下させることなく
異方性ボンド磁石を得るＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末
およびＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系異方性ボンド磁石の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｔｈ2Ｚｎ17構造を持つＳｍ2Ｆｅ17合金
は、窒素を格子間に侵入させることによりＴｃが絶対温
度で２倍近く高くなり、このＳｍ2Ｆｅ17Ｎx窒素侵入型
化合物（ｘはＳｍ2Ｆｅ17Ｎxのｘの値、以下同様）のＴ
ｃは、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物のＴｃよりも１６０℃も高
く、また、Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ化合物を上回る異方性磁界が
得られることが報告されている（Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇ
ｎ．Ｍａｔ．８７（１９９０）Ｌ２５１．）。
【０００３】このＳｍ2Ｆｅ17Ｎx窒素侵入型化合物を用
いた永久磁石の製造方法としては、Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎx合金
粉末をアンモニアと水素の混合ガス中で加熱保持して窒
化処理を行った後冷却し、ボールミルを用いて平均粒径
３μｍ以下に微粉砕し、エポキシ等の熱硬化性樹脂を混
合した後、磁界中でプレス成形し、さらに樹脂を加熱硬
化させる微粉末型異方性ボンド磁石の製造方法が、例え
ば特開平２−２５７６０３号に開示されている。
【０００４】しかし、このＳｍ2Ｆｅ17Ｎx窒素侵入型化
合物を用いた永久磁石は、資源的に少ないＳｍを多く含
有することから比較的高価になる問題があり、資源的に
豊富な他の希土類元素を含有する永久磁石材料が求めら
れている。
【０００５】一方、ＴｈＭｎ12型構造を持つＲＴｉＦｅ
11、ＲＶ2Ｆｅ10、ＲＭｏ2Ｆｅ10などの合金は、窒素を
格子間に侵入させることによりＴｃが絶対温度で２倍近
く高くなり、このＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系窒素侵入型化合物
は、希土類元素Ｒが資源的に豊富なＰｒまたはＮｄの場
合に強い結晶磁気異方性を持つため、Ｓｍを含有しない
低コストな永久磁石材料として注目されている。
【０００６】出願人は、先に超急冷法、メカニカルアロ
イング法、ＨＤＤＲ法によりＴｈＭｎ12型構造を持つＲ
ＴｉＦｅ11、ＲＶ2Ｆｅ10、ＲＭｏ2Ｆｅ10などの合金の
結晶粒径を微細化した後、窒化するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永
久磁石粉末の製造方法を提案した（特願平５−２４４０
２０号、特願平５−２２５２５６号、特願平５−２４４
０１９号）。この従来技術で得られる磁石粉末はすべて
結晶方位のバラバラな等方性のものであり、高い磁気特
性が得られない。
【０００７】ＴｈＭｎ12型構造を持つ異方性のＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｎ系永久磁石の製造方法としては、平均粒径２０μ
ｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末の表面に、メッ
キ、蒸着、機械的結合等の方法により、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐ
ｂ、Ｉｎ、Ａｌ、Ｍｇの少なくとも１種の金属膜を形成
し、１００〜６００℃で熱処理を行った後、金属または
樹脂を結合材として磁界中で成形し磁石体を得る希土類
ボンド磁石の製造方法が、例えば特開平５−２１２１７
号に開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】前述の従来技術ではＴ
ｈＭｎ12型構造を持つ平均粒径２０μｍ以上のＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｎ系化合物粉末を出発原料としているが、このよう
な粒径に粉砕したままの粉末は単磁区粒子径よりもはる
かに大きな粒径を有し、しかも表面に酸素を多く含んだ
アモルファス相からなる磁気的にソフトな相が存在する
ために実用的な保磁力を持ち得ない。
【０００９】すなわち、ＴｈＭｎ12型構造を持つ平均粒
径２０μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末の保磁力
は０．５ｋＯｅ以下であり、Ｚｎコーティング後の熱処
理によって、コーティング層を構成するＺｎ元素と、磁
石粒子を構成するＲ、Ｆｅ、およびＮ元素が相互に拡散
して混在部を形成し、もとのＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ相の表面の
構造が改善されて、初めて実用的な保磁力が得られる
が、Ｚｎコーティングのみで熱処理を行わないと、Ｒ−
Ｔ−Ｍ−Ｎ相の表面の構造が変化しないので、実用的な
保磁力は得られない。
【００１０】Ｚｎコーティングと熱処理を施したＴｈＭ
ｎ12型構造を持つ平均粒径２０μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−
Ｎ系化合物粉末を樹脂と混合してボンド磁石を製造する
際に、粉末は、圧縮成形の場合には成形工程で強い圧縮
応力を、また、射出成形の場合には樹脂混練工程で強い
剪断応力を受ける。このため、粉末は容易に粒内破壊を
起こし、Ｚｎのコーティングされていない新しい破断面
（以下これを新生破面と呼ぶ）が露出される。
【００１１】新生破面の表面には直ちに酸素を多く含む
アモルファス相が形成されるが、この表面状態はＺｎコ
ーティングを行う前と同じなので保磁力が実用レベルか
ら低下する。また、この新生破面が１００℃以上の熱履
歴を受けるとさらに保磁力が低下する。
【００１２】新生破面が発生する工程ではすでに樹脂が
混合されているので、新生破面に再度Ｚｎをコーティン
グして修復を計ることは困難である。たとえＺｎのコー
ティングができたとしても、Ｚｎの拡散が容易な高温で
熱処理すると樹脂が分解してしまい、ボンド磁石が製造
できない。
【００１３】また、ＴｈＭｎ12型構造を持つ平均粒径２
０μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末は、新生破面
が露出するに至らなくても、前述のボンド磁石の製造工
程における圧縮応力、または、剪断応力を受けて大きく
歪む。この際に、Ｚｎ相とＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ相では弾性定
数が異なるため、両者の界面が剥離したり、界面構造の
不整合が生じたりして、保磁力が低下する可能性もある
と推定される。
【００１４】さらに、従来技術における熱処理工程で形
成される混在部は、Ｚｎ7Ｆｅ3やＺｎ9Ｆｅ1などの非磁
性の金属間化合物を含有し、このことが磁石粉末の保磁
力の向上をもたらしているが、磁石粉末中の磁性を担う
Ｆｅ原子が非磁性化されるために、磁化が減少してしま
うという問題点もあった。
【００１５】以上述べたように、好ましい平均粒径２０
μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末を出発原料とし
て、Ｚｎコーティング、および熱処理を施した従来技術
による磁石粉末は、樹脂と混合してボンド磁石を製造す
る工程において受ける応力を原因とする保磁力の低下を
免れ得ず、また、磁化が低いという問題点があった。
【００１６】この問題の解決方法として、発明者らは、
ＴｈＭｎ12型構造を有するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物を平
均粒径１〜５μｍに微粉砕したものを出発原料とすれ
ば、Ｚｎコーティング、および熱処理を施さずとも３ｋ
Ｏｅ以上の実用的な保磁力が得られ、しかも、前述のボ
ンド磁石を製造する工程において受ける応力を原因とす
る保磁力の低下を免れることを知見した。
【００１７】しかし、平均粒径１〜５μｍに粉砕したＴ
ｈＭｎ12型構造を有するＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物の微粉
末は、Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎxの微粉末と同様に１００℃以上に
加熱すると保磁力が低下し、例えば、ＮｄＶ2Ｆｅ10Ｎx
の微粉砕粉を１２０℃の大気中で１時間加熱すると、ｉ
Ｈｃが約５０％低下する。この保磁力の低下は、加熱の
雰囲気を不活性ガスにしても起こる。
【００１８】Ｓｍ2Ｆｅ17Ｎxの微粉砕粉の表面には、厚
さが約１０ｎｍの酸素を多く含んだアモルファス相が存
在することが知られており、このアモルファス相とＳｍ
2Ｆｅ17Ｎx相の界面の構造が該微粉砕粉の保磁力を決定
すると考えられている（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌ
ｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，１９３（１９９
３）ｐ．２３５）。Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物の微粉砕粉
の表面にも同様の酸素の多いアモルファス相が存在する
と考えられ、また、前述の保磁力の低下は、アモルファ
ス相とＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ相の界面の構造が変化したためと
推定される。
【００１９】ところで、Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物の微粉
砕粉から異方性ボンド磁石を製造するには、圧縮成形ボ
ンド磁石の場合は、該微粉砕粉にエポキシ樹脂等の熱硬
化性樹脂を混合し、磁界中で成形した後、約１５０℃に
加熱して樹脂を硬化させる。また、射出成形ボンド磁石
の場合は、該微粉砕粉とナイロン等の熱可塑性樹脂を２
００〜３００℃で混練してコンパウンドを製造し、さら
にコンパウンドを２００〜３００℃に加熱しながら磁界
中で射出成形する。いずれの場合も、該微粉砕粉が１０
０℃以上の熱履歴を受ける工程が含まれており、前述の
保磁力の低下が避けられない。
【００２０】この保磁力の低下を防止するために、該微
粉砕粉の表面にシランカップリング剤による表面処理を
施す永久磁石粉末の製造方法が、例えば特開平６−２０
８１４号に開示されている。この従来技術では、前述の
酸素を多く含んだアモルファス相の表面にカップリング
処理がなされるため、アモルファス相とＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ
相の界面の構造は何ら改善されず、保磁力の低下に対し
て充分な防止効果が現れない。
【００２１】この発明は、ＴｈＭｎ12型構造を持つ平均
粒径１〜５μｍのＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末を出発原
料とし、Ｚｎの薄いコーティング層を有し、１００〜３
００℃の熱履歴を受けても保磁力が低下せず、また、樹
脂との混練時や、成形時に強い応力を受けても保磁力が
低下せず、微粉砕粉の形状を有する磁化の高いＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末を製造する方法を提供し、さら
に、磁気特性の安定性にすぐれたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系異方
性ボンド磁石を製造する方法の提供を目的としている。
【００２２】
【課題を解決するための手段】発明者らは、平均粒径１
〜５μｍに微粉砕したＴｈＭｎ12型構造を有するＲ−Ｔ
−Ｍ−Ｎ系化合物の微粉砕粉を１００℃以上に加熱する
と保磁力が半減してしまうが、該微粉砕粉の表面に、微
粉末の表面積１ｍ2当たり１〜５００ｍｇのＺｎをコー
ティングした後、熱処理を行うと磁化を大きく低下させ
ることなく、また、微粉砕粉の形状を保ったまま、加熱
時の保磁力の低下を防止できることを知見した。
【００２３】また、発明者らは、上記の平均粒径１〜５
μｍのＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物の微粉砕粉を製造する際
に、微粉砕前の粗粉砕粉に潤滑剤を添加し、不活性ガス
中でジェットミル粉砕すると、Ｚｎコーティング後の熱
処理における微粉末表面でのＺｎの拡散がスムーズに行
われ、より優れた耐熱性をもつ磁石粉末が得られること
を知見した。
【００２４】さらにまた、発明者らは、上記の方法で得
られた、Ｚｎコーティングと熱処理を施した微粉砕粉に
樹脂を混合し樹脂ボンド磁石を作製すると、Ｚｎコーテ
ィングを行わない平均粒径１〜５μｍの微粉砕粉から作
製した樹脂ボンド磁石に比べて、工程中の熱履歴による
保磁力の低下が少なく、また、従来技術で得られた平均
粒径２０μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末を出発
原料とする、Ｚｎコーティング、および熱処理を行った
磁石粉末から作製した樹脂ボンド磁石に比べて磁石粉末
の粒径が小さいために、工程中に受ける応力を原因とす
る保磁力の低下が少なく、また、必要なＺｎ量が少なく
てすむため優れた磁気特性を持つボンド磁石が得られる
ことを知見し、この発明を完成した。
【００２５】すなわち、この発明は、次の工程からなる
Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方法であり、ま
た、得られた永久磁石粉末と樹脂を混合し、磁界中で成
形することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｎ系異方性ボンド磁石
の製造方法である。 １）Ｒ ７．０〜９．０ａｔ％（Ｒ：Ｙを含む希土類元
素の少なくとも１種で、かつＰｒまたはＮｄの１種また
は２種を５０％以上含有）、Ｔ ７４．０〜８９．５ａ
ｔ％（Ｔ：ＦｅあるいはＦｅの一部を３０％以下のＣｏ
で置換）、Ｍ ３．５〜１６．０ａｔ％（Ｍ：Ｔｉ、
Ｖ、Ｍｏの少なくとも１種含有）の組成の粒径が１５０
μｍ以下の少なくとも９０ｖｏｌ％以上がＴｈＭｎ12型
構造を有する化合物からなる粗粉砕粉を得る、 ２）前記粗粉砕粉を、圧力０．２〜１０ａｔｍ、Ｈ2の
モル比は１〜９５％、残部Ｎ2からなるＮ2とＨ2の混合
ガス中で、３５０〜５５０℃に５〜５０時間加熱保持し
た後冷却し、Ｒ ６．５〜８．５ａｔ％、Ｔ ６５．０
〜８５．０ａｔ％、Ｍ ３．３〜１５．０ａｔ％、Ｎ
５．５〜１２．０ａｔ％を含有し、主としてＴｈＭｎ12
型構造を有する粗粉砕粉を得る、 ３）不活性ガス中でジェットミル粉砕機を用いて微粉砕
し、粒径が１〜５μｍの粒子が全体の８０ｗｔ％以上を
占めるような微粉砕粉を得る、 ４）次いで、該微粉砕粉の表面にＺｎを微粉末の表面積
１ｍ2当たり１〜５００ｍｇの割合でコーティングす
る、 ５）コーティングしたＺｎ含有微粉砕粉を、不活性ガス
中または真空中で３００〜４５０℃で熱処理し、微粉砕
粉の形状を有する永久磁石粉末を得る。
【００２６】また、この発明は、上記のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ
系永久磁石粉末の製造方法において、Ｒ ６．５〜８．
５ａｔ％、Ｔ ６５．０〜８５．０ａｔ％、Ｍ ３．３
〜１５．０ａｔ％、Ｎ ５．５〜１２．０ａｔ％を含有
し、主としてＴｈＭｎ12型構造を有する粗粉砕粉を得た
後、該粗粉砕粉に少なくとも１種の潤滑剤を重量比で
０．１〜５．０ｗｔ％になるように添加混合し、その後
に不活性ガス中でジェットミル粉砕機を用いて微粉砕す
るＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方法を併せて提
案する。
【００２７】さらに、この発明は、前記製造方法で得ら
れたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末と樹脂を混合し、磁
界中で成形してＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系異方性ボンド磁石を得
る製造方法を併せて提案する。
【００２８】
【発明の実施の形態】
組成の限定理由 この発明に使用する粗粉砕粉および微粉砕粉の組成にお
いて、希土類元素ＲはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓ
ｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕが包含され、
これらのうち少なくとも１種以上で、且つＰｒ又はＮｄ
の１種または２種をＲの５０ａｔ％以上含有する。希土
類元素Ｒの５０ａｔ％以上をＰｒまたはＮｄとするの
は、５０ａｔ％未満では十分な保磁力が得られないため
である。窒化処理前の粗粉砕粉の成分Ｒは、７．０ａｔ
％未満ではα−Ｆｅの析出により保磁力が低下し、また
９．０ａｔ％を超えるとＲＦｅ3相などが析出して磁化
が低下するため、７．０〜９．０ａｔ％とする。
【００２９】Ｔは鉄属元素で、Ｆｅ、Ｃｏを含有する。
ＦｅをＴの７０％以上含有することが重要である。すな
わち、Ｔ中のＦｅが７０％未満では十分な磁化が得られ
ず好ましくない。なお、ＣｏをＴの３０％以下添加する
ことは、キュリー温度が上昇し、磁化と異方性磁界が若
干向上するので好ましい。Ｃｏの添加量がＴの３０％を
超えることは、後工程の窒化処理における窒化量の低下
を招くので好ましくない。したがって、Ｔ中のＣｏの置
換率は３０％以下とする。
【００３０】窒化処理前の粗粉砕粉の成分Ｔは、７４．
０ａｔ％未満ではＲＦｅ3相などが析出して磁化が低下
し、８９．５ａｔ％を超えるとα−Ｆｅの析出により保
磁力が低下するため、７４．０〜８９．５ａｔ％とす
る。
【００３１】また、窒化処理後の粗粉砕粉の窒素量Ｎ
は、５．５ａｔ％未満では結晶磁気異方性が弱いために
高保磁力が得られず、また、１２．０ａｔ％を超えると
ＴｈＭｎ12型構造が不安定となり、母相がＲＮやα‐Ｆ
ｅに分解して好ましくないため、５．５〜１２．０ａｔ
％とする。
【００３２】窒化処理後の粗粉砕粉の成分Ｒ、およびＴ
の組成は、窒化処理前に比べて低下する。これは、新た
な成分Ｎを含有することにより組成比が下がるためであ
る。すなわち、窒化処理後のＲ、およびＴの組成は、そ
れぞれＲ ６．５〜８．５ａｔ％、Ｔ ６５．０〜８
５．０ａｔ％とする。
【００３３】製造条件の限定理由 この発明において、所定の組成を持つ粗粉砕粉を製造す
るには、鋳塊粉砕法、還元拡散法、アトマイズ法等の公
知の技術を適宜選択すればよい。
【００３４】この発明において、少なくとも９０ｖｏｌ
％以上がＴｈＭｎ12型構造を有する化合物からなる粗粉
砕粉に限定した理由は、該化合物が９０ｖｏｌ％未満で
あると、磁気特性が低下する。より具体的には、混在す
る第２相がα‐Ｆｅ相の場合は保磁力が低下し、Ｒリッ
チ相の場合は磁化が低下するため、ＴｈＭｎ12型化合物
の存在比を９０ｖｏｌ％以上とした。体積比で９０％以
上のＴｈＭｎ12型化合物を有する粗粉砕粉を得るために
は、鋳塊粉砕法の場合には、鋳造まま鋳塊を９００〜１
２００℃の温度で１時間以上焼鈍するか、造塊工程で鋳
塊の冷却速度を制御するなど、適宜選択できる。
【００３５】還元拡散法の場合には、Ｒ2Ｏ3、鉄粉、成
分Ｍの粉末、およびＣａを所定の比率で配合し、使用す
る鉄粉の粒径に応じて、ＴｈＭｎ12型化合物の合成に十
分な温度と時間で還元拡散処理を行った後、ＣａＯを水
洗除去し、必要に応じて粉砕、整粒することにより、少
なくとも９０ｖｏｌ％以上がＴｈＭｎ12型構造を有する
化合物からなる粗粉砕粉を得ることができる。
【００３６】この発明において、粗粉砕粉の粒径を１５
０μｍ以下に限定した理由は、１５０μｍを超えると、
窒化処理において窒素の拡散経路が長いため、短時間で
粗粉砕粉の中心まで均一に窒化することが困難となるか
らである。粗粉砕の方法は、従来の機械的な粉砕方法の
ほか、Ｈ2吸蔵粉砕法で粗粉砕してもよく、また、これ
らの粉砕方法と不活性ガス中のジェットミル粉砕を組み
合わせる方法も好ましい。
【００３７】この発明において、粗粉砕粉を窒化処理す
る場合、まず粗粉砕粉を耐熱容器に充填し、次に該粗粉
砕粉を耐熱容器ごとヒーターを内蔵した圧力容器内に装
入することが望ましい。耐熱容器は、Ｎ2ガスとの反応
性が低く窒化処理温度で変形しないものが望ましく、具
体的にはステンレス鋼、あるいはシリカなどのセラミッ
クスを用いる。
【００３８】耐熱容器中の粗粉砕粉の充填深さは、あま
り深くするとＮ2ガスとの真空置換がスムーズに行え
ず、また、窒素との反応熱のために粉体が発熱し窒化処
理温度が変化してしまうといった弊害が生ずるため、ｌ
ｃｍ以下にするのが望ましい。粗粉砕粉の充填深さをｌ
ｃｍ以下にする方法は、耐熱容器を二重にし、内側に高
さの低い容器を多数積み重ねる方法、あるいは、耐熱容
器の内部に多数の段を設ける方法などが適宜選定でき
る。
【００３９】この発明において、内熱型加熱炉に用いる
内部ヒーターの材質はＮ2ガスとの反応性の低いものが
望ましく、具体的にはＭｏ、Ｐｔなどが用いられる。ヒ
ーターの形状は、被処理物を充填した耐熱容器を取り囲
むような籠状のもの、あるいは、耐熱容器の底部に接す
るプレート状のものが用いられ、また、両者を同時に用
いてもよい。
【００４０】窒化処理時のＮ2とＨ2の混合ガスの圧力
は、０．２ａｔｍ未満では窒化反応が遅く、１０ａｔｍ
を超えると処理設備が大きくなりすぎ工業生産コスト的
に好ましくないので、０．２〜１０ａｔｍに限定する。
【００４１】窒化処理に用いるＮ2とＨ2の混合ガス中の
Ｈ2のモル比は、１％未満では窒化の反応速度が遅く、
また９５％を超えると窒素分圧が低すぎてやはり窒化の
反応速度が遅くなるので、１〜９５％とする。
【００４２】窒化処理時の温度を３５０〜５５０℃に限
定した理由は、３５０℃未満では窒化が進行せず、５５
０℃を超えるとＲ−Ｔ−Ｍ化合物がＲＮとα−Ｆｅに分
解し、磁気特性の劣化を招来するためである。また、窒
化処理時の保持時間は、５時間未満では充分な窒化が進
行せず、また、５０時間を超えると分解が起こり、磁気
特性の劣化を招来するため、５〜５０時間とする。
【００４３】この発明において、潤滑剤をジェットミル
粉砕の前に添加することは、ジェットミル時の粉砕能率
と歩留まりが向上するために好ましい。また、潤滑剤は
ジェットミル粉砕時の強力な撹拌作用により微粉砕粉の
表面に均一に分散されるが、この潤滑剤はＺｎコーティ
ング後の熱処理時に先に溶けてフラックスの働きをする
ため、コーティングされたＺｎの拡散がスムーズに行わ
れ、微粉末の表面全体にＺｎが行き渡り、耐熱性の優れ
た磁石粉末が得られる。コーティング材料であるＺｎを
含むステアリン酸Ｚｎでは特にこの効果が大きいので好
ましい。
【００４４】この発明において、潤滑剤の添加量を重量
比で０．１〜５．０ｗｔ％に限定した理由は、０．１ｗ
ｔ％未満では添加量が少なすぎて磁化の向上効果がな
く、５．０ｗｔ％を超えると磁界中での配向性の向上効
果が飽和してしまい、むしろ非磁性の添加物が増加して
磁化が下がるため、０．１〜５．０ｗｔ％とする。
【００４５】また、添加する潤滑剤の種類は、ステアリ
ン酸Ｚｎ、ステアリン酸Ｃａなどの固形のもの、あるい
は脂肪酸エステルなどを液状にしたものの何れでもよ
く、また、両者を併用してもよい。潤滑剤の添加方法
は、そのままで、あるいは、シクロヘキサンなどの溶媒
に溶解した状態でＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粗粉砕粉に添加し、ロ
ッキングミキサーなどを用いて均一混合することが望ま
しい。
【００４６】この発明において、粗粉砕粉を不活性ガス
中でジェットミル粉砕機を用いて微粉砕するときの平均
粒径は３μｍ以下が望ましい。また、微粉砕粉の粒度分
布は、粒径が５μｍを超える粒子が増えると保磁力、お
よび滅磁曲線の角型性が低下し、粒径が１μｍ未満の粒
子が増えると磁化が低下するため、微粒子全体のうち粒
径が１〜５μｍのものの占める割合が８０ｗｔ％以上に
なるように粉砕するのが望ましい。
【００４７】このような粒度分布は、気流分級機を備え
たジェットミル粉砕機を用いて、分級点を制御すること
によって得られる。ジェットミル粉砕に用いる不活性ガ
スはＮ2、Ａｒの何れでもよく、粉砕効率の向上、およ
び粉砕機の配管内壁への粉末の付着防止のために５ｖｏ
ｌ％以下のＯ2を混合することが望ましい。
【００４８】この発明において得られる微粉砕粉は粒径
が１〜５μｍと細かいため、Ｚｎコーティングや熱処理
を行わなくてもすでにボンド磁石用の粉末として充分な
保磁力を有している。また、３μｍの平均粒径というの
は、一般のジェットミル粉砕機で金属系材料を粉砕する
ときの限界の粒径に近く、これ以上細かく粉砕しようと
すると必要とされる機械的エネルギーが飛躍的に増大す
る。従って、このような微粉砕粉に樹脂を混練したり、
成形したりして強い応力を加えても、粒内破壊による新
生破面はほとんど生じない。これが、平均粒径２０μｍ
以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系化合物粉末を出発原料とする従
来技術と大きく異なる点である。
【００４９】この発明において、Ｚｎをコーティングす
る目的は微粉末の表面改質であるから、Ｚｎのコーティ
ング量を表示するには、磁石粉末中に占めるＺｎの重量
比ではなく、磁石粉末の単位表面積をコーティングして
いるＺｎの重量を用いるのが適切である。実際の微粉砕
粉の表面積を求める方法は、ＢＥＴ法や、粒度分布を測
定して計算で求める方法など、適宜選択できる。
【００５０】また、Ｚｎのコーティング量を微粉末の表
面積１ｍ2当たり１〜５００ｍｇに限定した理由は、１
ｍｇ未満だとＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉の表面全体に拡散
するのに充分でないため、保磁力低下の防止効果がなく
なり、また、５００ｍｇを越えると非磁性相の割合が増
えて磁化が著しく低下するため、Ｚｎの量は微粉末の表
面積１ｍ2当たり１〜５００ｍｇとする。
【００５１】Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉の表面にＺｎをコ
ーティングする方法としては、微粉砕粉の形状を保つも
のならば、スパッタリング、真空蒸着などのいずれの公
知技術を用いてもよい。スパッタリング、真空蒸着の場
合のＺｎのコーティング量は、微粉砕粉の表面積１ｍ2
当たり１〜２００ｍｇが好ましい。コーティング中に微
粉砕粉を撹拌する機構を有する装置を用いて、Ｚｎの均
一な分散を図ることも好ましい。
【００５２】また、微細なＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉の表
面にＺｎを薄くコーティングする方法としてＺｎの超微
粉を用いることも好ましい。Ｚｎの超微粉は、金属Ｚｎ
をプラズマ加熱によって気化、凝固することによって製
造される。この発明に用いる場合は、Ｚｎ超微粉の粒径
は０．３μｍ以下が好ましい。
【００５３】コーティング方法としては、Ｚｎ超微粉と
Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉を機械的に混合するか、あるい
は、超微粉生成装置中のＺｎ超微粉が凝固、生成する直
近の位置にＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉を分散しながら供給
し、微粉砕粉の表面にＺｎ超微粉を付着させる方法があ
る。後者の方法は、連続的にコーティング処理ができる
ので特に好ましい。Ｚｎの超微粉を用いる場合のＺｎの
コーティング量は、微粉砕粉の表面積１ｍ2当たり１０
０〜５００ｍｇが好ましい。
【００５４】この発明において、Ｚｎ含有微粉砕粉の熱
処理温度を３００〜４５０℃に限定した理由は、３００
℃未満ではＺｎの拡散が起こりにくく、保磁力の低下を
防止する効果がなくなり、また、４５０℃を越えるとＲ
−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉の熱分解が進み、磁気特性が低下
するため３００〜４５０℃とする。
【００５５】この発明においてコーティングするＺｎの
量は、微粉砕粉の表面に存在する厚みｌ０ｎｍの酸素の
多いアモルファス相内を拡散して、Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ相に
到達するのに充分な量（微粉末の表面積１ｍ2当たり
０．５ｇ以下）であればよく、平均粒径２０μｍ以上の
Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粉末を出発原料とする従来技術において
保磁力を実用レベルまで増加させるのに必要な量（好ま
しい実施形態では、粉末表面積１ｍ2当たり３．６ｇ以
上）に比べるとずっと少量で目的の効果が得られる。従
って、この発明では、Ｚｎコーティング、熱処理後も出
発原料である平均粒径１〜５μｍのＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉
砕粉が互いに凝集することなく、元の形態をそのまま保
ったままで表面改質を行うことができる。
【００５６】また、Ｚｎコーティング後、熱処理した微
粉砕粉の表面には、Ｚｎ7Ｆｅ3やＺｎ9Ｆｅ1などの非磁
性の金属間化合物を含有する混在部が形成される必要は
ない。従って、平均粒径２０μｍ以上のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ
粉末を出発原料とする従来技術に比べて、熱処理での磁
化の低下が少ない。
【００５７】Ｚｎ含有微粉砕粉の熱処理の雰囲気は窒素
を含む不活性ガス中、あるいは真空中が好ましい。Ｚｎ
は蒸気圧が高いため熱処理中に微粉砕粉の表面に拡散す
る前に雰囲気中に蒸発してしまう恐れがある。このよう
な場合には、熱処理する粉末を密閉容器に収容するか、
別のＺｎ源を加熱するなどして、Ｚｎの蒸気圧を高める
工夫を行うことが望ましい。また、Ｚｎ含有微粉砕粉の
熱処理時間は特に限定しないが、Ｚｎが微粉砕粉表面に
拡散するのに充分な時間だけ熱処理することが好まし
い。熱処理に要する時間は、Ｚｎ量、熱処理温度、雰囲
気などの条件によって経験的に決定するのが望ましい。
【００５８】この発明において、Ｚｎのコーティング処
理と、コーティングした粉末の熱処理を、同一の装置内
で連続的に行うことも好ましい実施形態である。具体的
な実施方法としては、真空蒸着の場合は微粉砕粉を予め
熱処理温度まで加熱保持しながら蒸着を行う、あるい
は、Ｚｎ超微粉コーティングの場合は超微粉生成装置の
プラズマ加熱の温度が熱処理温度と一致する位置に微粉
砕粉を供給するなど、適宜選択できる。
【００５９】この発明におけるＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系ボンド
磁石は、以下に示す圧縮成形、射出成形、押し出し成
形、圧延成形、樹脂含浸法など、公知のいずれの製造方
法であってもよい。圧縮成形の場合は、磁石粉末に熱硬
化性樹脂、カップリング剤、滑剤などを添加混練した
後、磁界中で圧縮成形後加熱し、樹脂を硬化して得られ
る。射出成形、押し出し成形、圧延成形の場合は、磁石
粉末に熱可塑性樹脂、カップリング剤、滑剤などを添加
混練した後、磁界中で射出成形、押し出し成形、圧延成
形のいずれかの方法で成形して得られる。樹脂含浸法に
おいては、磁石粉末を磁界中で圧縮成形後、必要に応じ
て熱処理した後、熱硬化性樹脂を含浸し、加熱して樹脂
を硬化させ得る。あるいは磁石粉末を圧縮成形後、必要
に応じて熱処理した後、熱可塑性樹脂を含浸して得る。
【００６０】上述のいずれのボンド磁石の製造方法にお
いても、磁石粉末は微粉砕粉の形態を保持しているた
め、磁界中での配向性がよく、強い応力が加わっても新
生破面が生ずることなく耐熱性が保たれる。また、応力
によって微粉砕粉に歪が生じても、粒径が小さいために
歪量は小さく、さらに、Ｚｎコーティング相の厚みも薄
いので剥離や界面の不整合は起こらない。
【００６１】この発明において、ボンド磁石中の磁石粉
末の充填率は、前記製造方法により異なるが、７０〜９
９．５ｗｔ％であり、残部０．５〜３０ｗｔ％が樹脂そ
の他である。圧縮成形法の場合、磁石粉末の充填率は９
５〜９９．５ｗｔ％、射出成形法の場合、９０〜９５ｗ
ｔ％、樹脂含浸法の場合、９６〜９９．５ｗｔ％が好ま
しい。
【００６２】この発明において、バインダーとして用い
る合成樹脂は熱硬化性、熱可塑性のいずれでも使用でき
るが、熱的に安定な樹脂が好ましく、例えば、エポキシ
樹脂、ナイロンなどが適宜選択される。
【００６３】
【実施例】
実施例１ 高周波溶解法によって得られた表１に示す試料Ｎｏ．１
〜７の組成の鋳塊を、１１００℃、５０時間溶体化処理
して、鋳塊中のＴｈＭｎ12型化合物を９５ｖｏｌ％以上
となした後、Ｎ2ガス雰囲気中でジョークラッシャーお
よびパワーミルにて粒径１５０μｍ以下に粗粉砕し、こ
の粗粉砕粉をＨ2のモル比が５０％、残部Ｎ2からなる、
圧力１ａｔｍのＮ2とＨ2の混合ガス中で、４５０℃、３
０時間の窒化条件で窒化処理を行った後冷却し、表１に
示す平均組成を有する粗粉砕粉を得た。
【００６４】次に、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粗粉砕粉を
気流分級機を有する衝突型ジェットミルを用いて３ｖｏ
ｌ％のＯ2ガスを混合したＮ2ガス中で、平均粒径が約３
μｍになるように微粉砕した。得られた微粉砕粉の粒度
分布を調べたところ、微粒子全体のうち粒径が１〜５μ
ｍのものの占める割合が８５ｗｔ％以上であった。ま
た、ＢＥＴ法で測定した微粉砕粉の表面積は１ｇ当たり
０．２６ｍ2であった。得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕
粉の保磁力を表２に示す。
【００６５】さらに、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉
を５×１０-5Ｔｏｒｒの真空中で撹拌しながら、微粉砕
粉の表面積１ｍ2当たり、表２に示す量のＺｎを真空蒸
着した後、３ａｔｍのＮ2ガス中で３８０℃、１２時間
の熱処理を行った。得られた粉体は、微粉砕粉の形態を
保っており、Ｘ線回折パターンはＴｈＭｎ12型構造のピ
ークと低いα−Ｆｅのピークを示していた。
【００６６】得られたＺｎコーティング、熱処理後の粉
体の保磁力を表２に示す。また、このＺｎコーティン
グ、熱処理後の粉体を１２０℃、大気中で１００時間放
置した後、室温まで冷却したところ、表２に示すように
保磁力はほとんど低下しなかった。
【００６７】比較例１ 高周波溶解法によって得られた表１に示す試料Ｎｏ．８
〜９の組成の鋳塊を、１１００℃、５０時間溶体化処理
して、鋳塊中のＴｈＭｎ12型化合物を９５ｖｏｌ％以上
となした後、Ｎ2ガス雰囲気中でジョークラッシャーお
よびパワーミルにて粒径１５０μｍ以下に粗粉砕し、こ
の粗粉砕粉Ｈ2のモル比が５０％、残部Ｎ2からなる、圧
力１ａｔｍのＮ2とＨ2の混合ガス中で、４５０℃、３０
時間の窒化条件で窒化処理を行った後冷却し、表１に示
す平均組成を有する粗粉砕粉を得た。
【００６８】次に、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粗粉砕粉を
気流分級機を有する衝突型ジェットミルを用いて３ｖｏ
ｌ％のＯ2ガスを混合したＮ2ガス中で、平均粒径が約３
μｍになるように微粉砕した。得られた微粉砕粉の粒度
分布を調べたところ、微粒子全体のうち粒径が１〜５μ
ｍのものの占める割合が８５ｗｔ％以上であった。ま
た、ＢＥＴ法で測定した微粉砕粉の表面積は１ｇ当たり
０．２６ｍ2であった。得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕
粉の保磁力を表２に示す。
【００６９】さらに、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉
を１２０℃、大気中で１００時間放置した後、室温まで
冷却したところ、表２に示すように保磁力は大きく低下
した。
【００７０】実施例２ 実施例１で得られた表１に示す組成を持つ試料Ｎｏ．２
の窒化後の粗粉砕粉に、ステアリン酸Ｚｎを重量比で
０．５ｗｔ％になるように添加後、ロッキングミキサー
で均一混合し、気流分級機を有する衝突型ジェットミル
を用いて３ｖｏｌ％のＯ2ガスを混合したＮ2ガス中で、
平均粒径が約３μｍになるように微粉砕した。得られた
微粉砕粉の粒度分布を調べたところ、微粒子全体のうち
粒径が１〜５μｍのものの占める割合が８５ｗｔ％以上
であった。また、ＢＥＴ法で測定した微粉砕粉の表面積
は１ｇ当たり０．２８ｍ2であった。得られたＲ−Ｔ−
Ｍ−Ｎ微粉砕粉のｉＨｃは３．５ｋＯｅであった。
【００７１】次に、ジェットミル粉砕後の微粉砕粉を、
プラズマ加熱によるＺｎ超微粉生成装置の内部に分散供
給し、該微粉砕粉の表面に粒径０．１μｍのＺｎ超徴粉
を、微粉砕粉の表面積１ｍ2当たり３００ｍｇないし４
５０ｍｇコーティングした後、３ａｔｍのＮ2ガス中で
３８０℃、１２時間の熱処理を行った。
【００７２】得られた粉体は微粉砕粉の形態を保ってお
り、Ｘ線回折パターンはＴｈＭｎ12型構造のピークと低
いα−Ｆｅのピークを示していた。得られたＺｎコーテ
ィング、熱処理後の粉体のｉＨｃは、Ｚｎコーティング
量が３００ｍｇ／ｍ2の場合は３．６ｋＯｅ、Ｚｎコー
ティング量が４５０ｍｇ／ｍ2の場合は３．９ｋＯｅで
あった。
【００７３】その後、この粉体に９．０ｗｔ％のナイロ
ン樹脂を混合し、２８０℃に加熱しながら樹脂を混練
し、冷却後、粉砕してペレット状のコンパウンドを得
た。このコンパウンドを射出成形機に充填し、２５０℃
に加熱後、１０ｋＯｅの磁界中で１．５ｔｏｎ／ｃｍ2
の圧力で金型中に射出成形し、ボンド磁石を作製した。
Ｚｎコーティング量が３００ｍｇ／ｍ2の場合、得られ
たボンド磁石のｉＨｃは３．５ｋＯｅ、Ｂｒは６．４ｋ
Ｇであった。また、Ｚｎコーティング量が４５０ｍｇ／
ｍ2の場合、得られたボンド磁石のｉＨｃは３．８ｋＯ
ｅ、Ｂｒは６．０ｋＧであった。
【００７４】さらに、得られた２種類のボンド磁石を１
２０℃、大気中で１００時間放置した後、室温まで冷却
した時の磁気特性は、Ｚｎコーティング量が３００ｍｇ
／ｍ2の場合、ｉＨｃは３．４ｋＯｅ、Ｂｒは６．３ｋ
Ｇであった。また、Ｚｎコーティング量が４５０ｍｇ／
ｍ2の場合、ｉＨｃは３．８ｋＯｅ、Ｂｒは６．０ｋＧ
であった。
【００７５】比較例２ 高周波溶解法によって得られた表１に示す試料Ｎｏ．２
の組成の鋳塊を、１１００℃、５０時間溶体化処理し
て、鋳塊中のＴｈＭｎ12型化合物を９５ｖｏｌ％以上と
なした後、Ｎ2ガス雰囲気中で平均粒径２０μｍに粉砕
し、この粉砕粉をＨ2のモル比が５０％、残部Ｎ2からな
る、圧力１ａｔｍのＮ2とＨ2の混合ガス中で、４５０
℃、３０時間の窒化条件で窒化処理を行った後冷却し、
Ｒ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粉砕粉を得た。ＢＥＴ法で測定した粉砕
粉の表面積は１ｇ当たり０．０７ｍ2であった。得られ
たＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粉砕粉のｉＨｃは０．２ｋＯｅであっ
た。
【００７６】次に、得られた平均粒径２０μｍのＲ−Ｔ
−Ｍ−Ｎ粉砕粉を、プラズマ加熱によるＺｎ超微粉生成
装置の内部に分散供給し、該微粉砕粉の表面に粒径０．
１μｍのＺｎ超微粉を、微粉砕粉の表面積１ｍ2当たり
３ｇコーティングした後、３ａｔｍのＮ2ガス中で３８
０℃、１２時間の熱処理を行った。得られた粉体は徴粉
砕粉の形態を保っており、Ｘ線回折パターンはＴｈＭｎ
12型構造のピークとＺｎ7Ｆｅ3のピーク、および低いα
‐Ｆｅのピークを示していた。得られたＺｎコーティン
グ、熱処理後の粉体のｉＨｃは３．８ｋＯｅであった。
【００７７】その後、この粉体に９．０ｗｔ％のナイロ
ン樹脂を混合し、２８０℃に加熱しながら樹脂を混練
し、冷却後粉砕してペレット状のコンパウンドを得た。
このコンパウンドを射出成形機に充填し、２５０℃に加
熱後、１０ｋＯｅの磁界中で１．５ｔｏｎ／ｃｍ2の圧
力で金型中に射出成形し、ボンド磁石を作製した。
【００７８】ボンド磁石の表面を研磨して顕微鏡で観察
すると、多くの磁石粒子が混練、成形時に受けた応力に
より粉砕され、細かく分裂しているのが見られた。得ら
れたボンド磁石のｉＨｃは３．３ｋＯｅ、Ｂｒは５．１
ｋＧであった。さらに、得られたボンド磁石を１２０
℃、大気中で１００時間放置した後、室温まで冷却した
ときのｉＨｃは１．２ｋＯｅ、Ｂｒは３．６ｋＧであっ
た。
【００７９】実施例３ ２２０ｇのＮｄ2Ｏ3、４５０ｇの電解鉄粉、２３０ｇの
Ｆｅ−Ｖ合金粉末（Ｖ５０ｗｔ％）、１００ｇの粒状の
Ｃａを混合し、蓋付きの容器に入れて、Ａｒ雰囲気中で
９００℃、１０ｈの還元拡散処理を行い、ＮｄＶ2Ｆｅ
10とＣａＯおよびその他の不純物との混合物を得、これ
を純水で洗浄してＣａＯを除去し、ＮｄＶ2Ｆｅ10化合
物を９８ｖｏｌ％以上含有した粗粉約８００ｇを得た。
これをパワーミルにて粒径１５０μｍ以下に粗粉砕し、
この粗粉砕粉をＨ2のモル比が５０％、残部Ｎ2からな
る、圧力１ａｔｍのＮ2とＨ2の混合ガス中で、４５０
℃、３０時間の窒化条件で窒化処理を行った後冷却し、
Ｎｄ ６．９ａｔ％、Ｆｅ６９．０ａｔ％、Ｖ １３．
８ａｔ％、Ｎ １０．３ａｔ％の平均組成を有する粗粉
砕粉を得た。
【００８０】次に、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ粗粉砕粉を
気流分級機を有する衝突型ジェットミルを用いて３ｖｏ
ｌ％のＯ2ガスを混合したＮ2ガス中で、平均粒径が約３
μｍになるように微粉砕した。得られた微粉砕粉の粒度
分布を調べたところ、微粒子全体のうち粒径が１〜５μ
ｍのものの占める割合が８７ｗｔ％以上であった。ま
た、ＢＥＴ法で測定した微粉砕粉の表面積は１ｇ当たり
０．２７ｍ2であった。得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕
粉のＢｒは８．３ｋＧ、ｉＨｃは３．３ｋＯｅであっ
た。
【００８１】さらに、得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉
を５×１０-5Ｔｏｒｒの真空中で撹拌しながら、微粉砕
粉の表面積１ｍ2当たり、７０ｍｇのＺｎを真空蒸着し
た後、３ａｔｍのＮ2ガス中で３８０℃、１２時間の熱
処理を行った。得られた粉体は微粉砕粉の形態を保って
おり、Ｘ線解析パターンはＴｈＭｎ12型構造のピークと
低いα−Ｆｅのピークを示していた。得られたＺｎコー
ティング、熱処理後の粉体のＢｒは５．８ｋＧ、ｉＨｃ
は３．７ｋＯｅであった。また、このＺｎコーティン
グ、熱処理後の粉体を１２０℃、大気中で１０００時間
放置した後、室温まで冷却したときのＢｒとｉＨｃは放
置前と同一で、全く低下しなかった。
【００８２】
【表１】
【００８３】
【表２】
【００８４】
【発明の効果】この発明によれば、平均粒径１〜５μｍ
のＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ微粉砕粉の表面に、微粉末の表面積１
ｍ2当たり１〜５００ｍｇのＺｎをコーティングした
後、熱処理を行うことにより、磁化を大きく低下させる
ことなく、微粉砕粉の形状を保ったまま、加熱時の保磁
力の低下を防止でき、また、微粉砕粉を得る際に、微粉
砕前の粗粉砕粉に潤滑剤を添加し、不活性ガス中でジェ
ットミル粉砕すると、Ｚｎコーティング後の熱処理にお
ける微粉末表面でのＺｎの拡散が円滑になり、より優れ
た耐熱性をもつ磁石粉末が得られる。
【００８５】また、この発明によれば、上記の方法で得
られた微粉砕粉に樹脂を混合し樹脂ボンド磁石を製造す
ることにより、従来技術で得られた微粉砕粉から作製し
た樹脂ボンド磁石に比べて、工程中の熱履歴による保磁
力の低下が少なく、また、樹脂との混練時や成形時に強
い応力を受けても保磁力が低下せず、優れた磁気特性を
持つボンド磁石が製造できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/08 Ｈ０１Ｆ 1/04 Ａ 41/02 1/08 Ａ

Claims (5)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 組成が、Ｒ ７．０〜９．０ａｔ％
    （Ｒ：Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種で、かつＰ
    ｒまたはＮｄの１種又は２種を５０％以上含有）、Ｔ
    ７４．０〜８９．５ａｔ％（Ｔ：ＦｅあるいはＦｅの一
    部を３０％以下のＣｏで置換）、Ｍ ３．５〜１６．０
    ａｔ％（Ｍ：Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏのうち少なくとも１種含
    有）からなり、粒径が１５０μｍ以下の少なくとも９０
    ｖｏｌ％以上がＴｈＭｎ12型構造を有する化合物からな
    る粗粉砕粉を、圧力０．２〜１０ａｔｍ、Ｈ2のモル比
    は１〜９５％、残部Ｎ2からなるＮ2とＨ2の混合ガス中
    で、３５０〜５５０℃に５〜５０時間加熱保持した後冷
    却し、Ｒ ６．５〜８．５ａｔ％、Ｔ ６５．０〜８
    ５．０ａｔ％、Ｍ ３．３〜１５．０ａｔ％、Ｎ ５．
    ５〜１２．０ａｔ％を含有し、主としてＴｈＭｎ12型構
    造を有する粗粉砕粉を得た後、不活性ガス中でジェット
    ミル粉砕機を用いて微粉砕し、粒径が１〜５μｍの粒子
    が全体の８０ｗｔ％以上を占めるような微粉砕粉を得
    て、次いで、該微粉砕粉の表面にＺｎを微粉末の表面積
    １ｍ2当たり１〜５００ｍｇの割合でコーティングした
    Ｚｎ含有微粉砕粉を、不活性ガス中または真空中で３０
    ０〜４５０℃で熱処理し、微粉砕粉の形状を有する永久
    磁石粉末を得るＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方
    法。
  2. 【請求項２】 請求項１において、粗粉砕粉は鋳塊を溶
    体化処理後、粗粉砕してなるＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石
    粉末の製造方法。
  3. 【請求項３】 請求項１において、粗粉砕粉は還元拡散
    法により得られたＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造
    方法。
  4. 【請求項４】 請求項１において、Ｒ ６．５〜８．５
    ａｔ％、Ｔ ６５．０〜８５．０ａｔ％、Ｍ ３．３〜
    １５．０ａｔ％、Ｎ ５．５〜１２．０ａｔ％を含有
    し、主としてＴｈＭｎ12型構造を有する粗粉砕粉を得た
    後、該粗粉砕粉に少なくとも１種の潤滑剤を重量比で
    ０．１〜５．０ｗｔ％になるように添加混合し、その後
    に不活性ガス中でジェットミル粉砕機を用いて微粉砕す
    るＲ−Ｔ−Ｍ−Ｎ系永久磁石粉末の製造方法。
  5. 【請求項５】 請求項１または請求項４で得られた永久
    磁石粉末と樹脂を混合し、磁界中で成形するＲ−Ｔ−Ｍ
    −Ｎ系異方性ボンド磁石の製造方法。
JP8212006A 1996-07-22 1996-07-22 Ｒ−ｔ−ｍ−ｎ系永久磁石粉末および異方性ボンド磁石の製造方法 Pending JPH1041116A (ja)

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