JPWO2007119393A1 - ラジアル異方性磁石の製造方法とラジアル異方性磁石を用いた永久磁石モータ及び有鉄心永久磁石モータ - Google Patents

Abstract

ラジアル異方性磁石の形状対応力を高め、最大ネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの向上に伴う有鉄心永久磁石型モータの静音性、制御性を向上させるために、磁石粉末を網目状に固定することで磁石の接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法を提供する。とくに、粘性流動、或いは伸長流動を伴う変形を行うことで磁石の変形能を向上し、厚さに対する形状対応力を向上する。加えて、磁極をセグメントに分割することなく、接線方向に対するＣ軸角度θを任意の位置、任意の角度で制御することでコギングトルクを低減する。

Description

本発明は変形工程を含むラジアル異方性磁石の製造方法に関する。更に詳しくは、永久磁石型モータの小型化や高出力化と同時に、とくに、有鉄心永久磁石型モータの回転に伴うコギングトルク低減に有効な磁石の製造方法に関する。

メルトスパンで得られるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、αＦｅ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、Ｆｅ_３Ｂ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石材料の形態はリボンなどの薄帯や、それを粉砕したフレーク状の粉末に制限される。このため、一般に使用されるバルク状永久磁石とするには材料形態の変換、つまり何らかの方法で薄帯や粉末を特定のバルクに固定化する技術が必要となる。粉末冶金学における基本的な粉末固定手段は常圧焼結であるが、当該リボンは準安定状態に基づく磁気特性を維持する必要があるため常圧焼結の適用は困難である。そのため、もっぱらエポキシ樹脂のような結合剤で特定形状のバルクに固定化することが行われた。例えば、Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅらは（ＢＨ）_ｍａｘ１１１ｋＪ／ｍ^３のリボンを樹脂で固定すると（ＢＨ）_ｍａｘ７２ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石ができるとした［Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ｅ．Ｇ．Ｂｒｅｗｅｒ，Ｎ．Ａ．Ｓｃｈａｆｆｅｌ，“Ｈｏｔ−ｐｒｅｓｓｅｄ Ｎｅｏｄｙｍｉｕｍ−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ ｍａｇｎｅｔｓ”ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２１，（１９８５）］（非特許文献１参照）。

１９８６年、本発明者らは特願昭６１−３８８３０号公報によって上記メルトスパンリボンを粉砕したＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石粉末をエポキシ樹脂で固定した（ＢＨ）_ｍａｘ〜７２ｋＪ／ｍ^３の小口径環状等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石が小型モータに有用であることを明らかにした。その後、Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａも前記小口径環状等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石の小型モータ特性をＳｍ−Ｃｏ系ラジアル異方性ボンド磁石の小型モータ特性と比較し、前者が有用であるとした［Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａ，“Ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｍｏｌｄｉｎｇ ｍａｇｎｅｔ ｍａｄｅ ｆｒｏｍ ｒａｐｉｄ−ｑｕｅｎｃｈｅｄ ｐｏｗｄｅｒ”，“ＰＥＲＭＡＮＥＮＴ ＭＡＧＮＥＴＳ １９８８ ＵＰＤＡＴＥ”，Ｗｈｅｅｌｅｒ Ａｓｓｏｃｉａｔｅ ＩＮＣ（１９８８）］（非特許文献２参照）。さらに、小型モータに有用であるという報告がＷ．Ｂａｒａｎ［“Ｃａｓｅ ｈｉｓｔｏｒｉｅｓ ｏｆ ＮｄＦｅＢ ｉｎ ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ ｃｏｍｍｕｎｉｔｙ”，Ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｂｕｓｉｎｅｓｓ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｏｕｔｌｏｏｋ ｆｏｒ ＮｄＦｅＢ Ｍａｇｎｅｔｓ，Ｎｏｖ．（１９８９）］、Ｇ．Ｘ．Ｈｕａｎｇ，Ｗ．Ｍ．Ｇａｏ，Ｓ．Ｆ．Ｙｕ［“Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔ ｔｏ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏ−ｍｏｔｏｒ”，Ｐｒｏｃ． ｏｆ ｔｈｅ １１ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＵＳＡ，ｐｐ．５８３−５９５（１９９０）］、Ｋａｓａｉ［“ＭＱ１，２＆３ ｍａｇｎｅｔｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ｍｏｔｏｒｓ ａｎｄ ａｃｔｕａｔｏｒｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ ’９２，Ｅｍｂａｓｓｙ Ｓｕｉｔｅ Ｏ’Ｈａｒｅ−Ｒｏｓｅｍｏｎｔ，Ｉｌｌｉｎｏｉｓ，ＵＳＡ，（１９９２）］などによってなされ、１９９０年代から、主にＯＡ、ＡＶ、ＰＣおよびその周辺機器、情報通信機器の永久磁石型モータ用途の環状磁石として、広く普及した経緯がある（非特許文献３、４、５参照）。

他方では、１９８０年代からメルトスピニングによる磁石材料の研究が活発に行われ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３系、或いはそれらとαＦｅ、Ｆｅ_３Ｂ系などとの微細組織に基づく交換結合を利用したナノコンポジット材料を含め、多彩な合金組成をミクロ組織制御した材料に加え、近年ではメルトスピニング以外の急冷凝固法により、粉末形状の異なる等方性磁石粉末も工業的に利用可能になっている［例えば、入山恭彦，“高性能希土類ボンド磁石の開発動向”，文部科学省イノベーション創出事業／希土類資源の有効利用と先端材料シンポジウム，東京，ｐｐ．１９−２６（２００２）、Ｂ．Ｈ．Ｒａｂｉｎ，Ｂ．Ｍ．Ｍａ，“Ｒｅｃｅｎｔ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｓ ｉｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｐｏｗｄｅｒ”，１２０ｔｈ Ｔｏｐｉｃａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｆ ｔｈｅ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｊａｐａｎ，ｐｐ．２３−２８（２００１）、Ｂ Ｍ．Ｍａ，“Ｒｅｃｅｎｔ ｐｏｗｄｅｒ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ａｔ ｍａｇｎｅｑｕｅｎｃｈ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）、Ｓ．Ｈｉｒａｓａｗａ，Ｈ．Ｋａｎｅｋｉｙｏ，Ｔ．Ｍｉｙｏｓｈｉ，Ｋ．Ｍｕｒａｋａｍｉ，Ｙ．Ｓｈｉｇｅｍｏｔｏ，Ｔ．Ｎｉｓｈｉｕｃｈｉ，“Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ／Ｆｅ_ｘＢ−ｔｙｐｅ ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｐｅｒｍａｎｅｎｔ ｍａｇｎｅｔｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｓｔｒｉｐ ｃａｓｔｉｎｇ”，９ｔｈ Ｊｏｉｎｔ ＭＭＭ／ＩＮＴＥＲＭＡＧ，ＣＡ（２００４）ＦＧ−０５］（非特許文献６、７、８、９参照）。

また、等方性でありながら（ＢＨ）_ｍａｘが２２０ｋＪ／ｍ^３に達するというＤａｖｉｅｓらの報告もある［Ｈ．Ａ．Ｄａｖｉｅｓ，Ｊ．Ｉ．Ｂｅｔａｎｃｏｕｒｔ，Ｃ．Ｌ．Ｈａｒｌａｎｄ，“Ｎａｎｏｐｈａｓｅ Ｐｒ ａｎｄ Ｎｄ／Ｐｒ ｂａｓｅｄ ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ−ｉｒｏｎ−ｂｏｒｏｎ ａｌｌｏｙｓ”，Ｐｒｏｃ． ｏｆ １６ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｓｅｎｄａｉ，ｐｐ．４８５−４９５（２０００）］（非特許文献１０参照）。しかし、工業的に利用可能な急冷凝固粉末の（ＢＨ）_ｍａｘは１３４ｋＪ／ｍ^３まで、等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石の（ＢＨ）_ｍａｘは、ほぼ８０ｋＪ／ｍ^３と見積もられる。

上記に拘らず、本発明の対象となる永久磁石型モータは電気電子機器の高性能化のもと、更なる小型化、高出力化、静音化などの要求が絶えない。したがって、等方性ボンド磁石の磁石粉末の（ＢＨ）_ｍａｘに代表される磁気特性の改良では、もはや当該モータの高性能化に有用と言い切れなくなりつつある。よって、このような、等方性ボンド磁石モータの分野では異方性ボンド磁石モータの必要性が高まっている［山下文敏，“希土類磁石の電子機器への応用と展望”，文部科学省イノベ−ション創出事業／希土類資源の有効利用と先端材料シンポジウム，東京，（２００２）］（非特許文献１１参照）。

ところで、異方性磁石に用いるＳｍ−Ｃｏ系磁石粉末はインゴットを粉砕しても大きな保磁力ＨＣＪが得られる。しかし、ＳｍやＣｏは資源バランスの課題が大きく、工業材料としての汎用化には馴染まない。これに対し、ＮｄやＦｅは資源バランスの観点で有利である。しかし、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系合金のインゴットや焼結磁石を粉砕してもＨＣＪは小さい。

このため、異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石粉末の作製に関しては、メルトスピニング材料を出発原料とする研究が先行した。

１９８９年、徳永はＮｄ_１４Ｆｅ_８０−ＸＢ_６Ｇａ_Ｘ（Ｘ＝０．４〜０．５）を熱間据込加工（Ｄｉｅ−ｕｐｓｅｔ）したバルクを粉砕しＨ_ＣＪ＝１．５２ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粉末とし、樹脂で固めて（ＢＨ）_ｍａｘ１２７ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石を得た［徳永雅亮，“希土類ボンド磁石の磁気特性”，粉体および粉末冶金，Ｖｏｌ．３５，ｐｐ．３−７，（１９８８）］（非特許文献１２参照）。

また、１９９１年、Ｈ．ＳａｋａｍｏｔｏらはＮｄ_１４Ｆｅ_７９．８Ｂ_５．２Ｃｕ_１を熱間圧延し、Ｈ_ＣＪ１．３０ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粉末を作製した［Ｈ．Ｓａｋａｍｏｔｏ，Ｍ．Ｆｕｊｉｋｕｒａ ａｎｄ Ｔ．Ｍｕｋａｉ，“Ｆｕｌｌｙ−ｄｅｎｓｅ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｇｎｅｔｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｆｒｏｍ ｈｏｔ−ｒｏｌｌｅｄ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｐｏｗｄｅｒｓ”，Ｐｒｏｃ．１１ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇ，ｐｐ．７２−８４（１９９０）］（非特許文献１３参照）。

このように、ＧａやＣｕの添加で熱間加工性を向上させ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶粒径を制御して高ＨＣＪ化した粉末が知られた。１９９１年、Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｔｈａｎらは熱間加工バルクの粉砕法とし、粒界から水素を侵入させＮｄ_２Ｆｅ_１４ＢＨ_Ｘとして崩壊させ、真空加熱で脱水素したＨＤ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｃｒｅｐｉｔａｔｉｏｎ）−Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子とし、（ＢＨ）_ｍａｘ１５０ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石とした［Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｃｔｈａｎ，ａｎｄ Ｒ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ，“Ｐｕｌｖｅｒｉｚｉｎｇ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｒａｐｉｄｌｙ ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔｓ”，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．７０，ｐｐ．６６０３−６８０５（１９９１）］（非特許文献１４参照）。

２００１年、ＩｒｉｙａｍａはＮｄ_{０．１３７}Ｆｅ_{０．７３５}Ｃｏ_{０．０６７}Ｂ_{０．０５５}Ｇａ_{０．００６}を同法で３１０ｋＪ／ｍ^３の粒子とし、（ＢＨ）_ｍａｘ１７７ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石に改良した［Ｔ．Ｉｒｉｙａｍａ，“Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ＮｄＦｅＢ ｍａｇｎｅｔｓ ｍａｄｅ ｆｒｏｍ ｈｏｔ−ｕｐｓｅｔ ｐｏｗｄｅｒｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）］（非特許文献１５参照）。

一方、ＴａｋｅｓｈｉｔａらはＮｄ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂインゴットを水素中熱処理し、Ｎｄ_２（Ｆｅ，Ｃｏ）_１４Ｂ相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｎｄ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４ＢＨｘ）、６５０〜１０００℃で相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＮｄＨ_２＋Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）するＨＤＤＲ法を提案し［Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ，ａｎｄ Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ，“Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏ−ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｇｎｅｔ ｐｏｗｄｅｒｓ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｈｙｄｒｏｇｅｎ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ”，Ｐｒｏｃ．１０ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｋｙｏｔｏ，ｐｐ．５５１−５６２（１９８９）］、１９９９年にはＨＤＤＲ−Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子から（ＢＨ）_ｍａｘ１９３ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石を作製した［Ｋ．Ｍｏｒｉｍｏｔｏ，Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ，Ｋ．Ｍｏｒｉ，Ｋ．Ｉｇａｒａｓｈｉ，Ｙ．Ｉｓｈｉｉ，Ｍ．Ｉｔａｋｕｒａ，Ｎ．Ｋｕｗａｎｏ，Ｋ．Ｏｋｉ，“Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ−ｂａｓｅｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｏｗｄｅｒ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ ｒｅｍａｎｅｎｃｅ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｍｏｄｉｆｉｅｄ ＨＤＤＲ ｐｒｏｃｅｓｓ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３５，ｐｐ．３２５３−３２５５（１９９９）］（非特許文献１６、１７参照）。

２００１年には、ＭｉｓｈｉｍａらによってＣｏ−ｆｒｅｅのｄ−ＨＤＤＲ Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子が報告され［Ｃ．Ｍｉｓｈｉｍａ，Ｎ．Ｈａｍａｄａ，Ｈ．Ｍｉｔａｒａｉ，ａｎｄ Ｙ．Ｈｏｎｋｕｒａ，“Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ａ Ｃｏ−ｆｒｅｅ ＮｄＦｅＢ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｍａｇｎｅｔ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｄ−ＨＤＤＲ ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ ｐｏｗｄｅｒ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３７，ｐｐ．２４６７−２４７０（２００１）］、Ｎ．Ｈａｍａｄａらは（ＢＨ）_ｍａｘ３５８ｋＪ／ｍ^３の同ｄ−ＨＤＤＲ異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子を１５０℃、２．５Ｔの配向磁界中、０．９ＧＰａで圧縮し、密度６．５１Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ２１３ｋＪ／ｍ^３の立方体（７ｍｍ×７ｍｍ×７ｍｍ）異方性ボンド磁石を作製している［Ｎ．Ｈａｍａｄａ，Ｃ．Ｍｉｓｈｉｍａ，Ｈ．Ｍｉｔａｒａｉ ａｎｄ Ｙ．Ｈｏｎｋｕｒａ，“Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ ２７ ＭＧＯｅ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３９，ｐｐ．２９５３−２９５６（２００３）］（非特許文献１８、１９参照）。しかし、立方体磁石は、一般の永久磁石型モータには適合しない。

一方、２００１年、ＲＤ（Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ＆Ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ）−Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末を用いた（ＢＨ）_ｍａｘ〜１１９ｋＪ／ｍ^３の射出成形ボンド磁石が報告された［川本淳，白石佳代，石坂和俊，保田晋一，“１５ＭＧＯｅ級ＳｍＦｅＮ射出成形コンパウンド”，電気学会マグネティックス研究会，（２００１）ＭＡＧ−０１−１７３］（非特許文献２０参照）。２００２年、Ｏｈｍｏｒｉにより（ＢＨ）_ｍａｘ３２３ｋＪ／ｍ^３の耐候性付与ＲＤ−Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末を使用した（ＢＨ）_ｍａｘ１３６ｋＪ／ｍ^３の射出成形による異方性磁石も報告された［Ｋ．Ｏｈｍｏｒｉ，“Ｎｅｗ ｅｒａ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ＳｍＦｅＮ ｍａｇｎｅｔｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）］（非特許文献２１参照）。このような射出成形ラジアル異方性による（ＢＨ）_ｍａｘ８０ｋＪ／ｍ^３の異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３ボンド磁石を応用した表面磁石（ＳＰＭ）ロータを用いることで、フェライト焼結磁石モータに対して高効率化を実現した報告もある［松岡篤，山崎東吾，川口仁，“送風機用ブラシレスＤＣモータの高性能化検討”，電気学会回転機研究会，（２００１）ＲＭ−０１−１６１］（非特許文献２２参照）。

しかし、ラジアル配向磁界は成形型リングキャビティが小口径化（或いは、長尺化）すると、起磁力の多くが漏洩磁束として消費されるため配向磁界が減少する。したがって、配向度の低下に伴って、ボンド磁石や焼結磁石に拘らず小口径（長尺）化に伴ってラジアル方向の（ＢＨ）_ｍａｘが減少する［例えば、清水元治，平井伸之，“Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結型異方性リング磁石”，日立金属技報，Ｖｏｌ．６，ｐｐ．３３−３６（１９９０）］（非特許文献２３参照）。また、均質なラジアル磁界の発生は困難で等方性ボンド磁石に比べて生産性が低い課題もある。

しかし、仮にラジアル方向の磁気特性が形状に依存せず、均質配向が可能で、且つ高い生産性が実現できれば永久磁石型モータの高性能化に有用な高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石の普及が期待される。

そこで、本発明者らは、結合剤と磁石粉末とのコンパウンドを圧縮成形し、自己組織化後に形成した結合剤の架橋間巨大分子を機械的に延伸し、延伸した垂直異方性薄板磁石の塑性変形で異方性の方向をラジアル方向に転換する磁石の作製技術、並びにその磁気特性を開示した［Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｓ．Ｔｓｕｔｓｕｍｉ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒｉｎｇ− ｏｒ Ａｒｃ−Ｓｈａｐｅｄ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ Ｕｓｉｎｇ Ｓｅｌｆ−Ｏｒｇａｎｉｚａｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｉｑｕ”，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．４０，Ｎｏ．４ ｐｐ．２０５９−２０６４（２００４）］（非特許文献２４参照）。これにより、小口径化（或いは、長尺化）しても磁気特性が殆ど低下しない厚さ約１ｍｍのラジアル異方性磁石が製造できるようになった。

一方、有鉄心永久磁石型モータの鉄心は励磁巻線を装着するスロット、磁石との磁気回路の一部を構成するティースが存在する。このような鉄心の構造上、モータが回転すると鉄心と磁石の間のパーミアンス変化によるトルク脈動、すなわち、コギングトルクが発生する。コギングトルクはモータの滑らかな回転を妨げてモータの静音性、或いは制御性を損なう要因となる。このようなコギングトルクは矩形波状の強い静磁界が発生する高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石において顕著となる。したがって、コギングトルクの増大が高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石の永久磁石型モータへの適用を妨げる要因と言える。

コギングトルク低減法には鉄心や磁石の磁極のスキュー、鉄心と磁石の空隙を不等距離とする方法、磁石内の磁化方向を磁束流に合わせる極異方性方式、ハルバッハ方式などが知られる。とくに、セグメント磁石を組み込んだハルバッハ方式はコギングトルク低減に有効とされる［吉田、袈裟丸、佐野、“表面ＰＭ同期モータのセグメント形磁化方式によるコギングトルクの低減と回転子鉄心の削減”，ＩＥＥＪ．Ｔｒａｎｓ．ＩＡ，Ｖｏｌ．１２４，ｐｐ．１１４−１１５（２００４）］（非特許文献２５参照）。

しかし、磁極をセグメントで分割すると組立精度がコギングトルクに大きく影響するばかりか、実形状や構成上の制約、複雑さなどが重複するため、その製造を難しくする。

例えば、自己組織化した結合剤を含む（ＢＨ）_ｍａｘ＝１６２ｋＪ／ｍ^３、厚さ０．９７ｍｍの垂直異方性薄板磁石を非等方的に延伸し、内半径３．５５ｍｍ、外半径３．６５ｍｍ、最大肉厚０．８８ｍｍ、長さ１０ｍｍの円弧状とする。この磁石を４ＭＡ／ｍのパルス磁界で磁化したときの磁束は（ＢＨ）_ｍａｘ７２ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石の磁束量に対して１．５３倍となり、有鉄心永久磁石型モータの起動トルクを１．４倍以上高める［Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ−Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｈｙｂｒｉｄ Ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ Ｓｅｌ−Ｏｒｇａｎｉｚｉｎｇ Ｂｉｎｄｅｒ Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ Ｕｎｄｅｒ ａ Ｈｅａｔ ａｎｄ ａ Ｌｏｗ−Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ”，Ｐｒｏｃ．１８ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ａｎｎｅｃｙ，Ｆｒａｎｃｅ，ｐｐ．７６−８３（２００４）］。

しかしながら、磁石厚さが例えば１．５ｍｍとなると垂直異方性薄板磁石を非等方的に延伸するのが困難となり、磁気特性を保持しての変形には磁石の厚さに上限があった。また、磁石と対向する鉄心表面に電磁巻線を配置する構造上、磁石と対向する鉄心にはティ−スとスロットが存在する。このため、モータの回転に伴うパ−ミアンスの変化によるコギングトルクが増大する。とくに、強い静磁界と矩形波状の空隙磁束密度分布をもつラジアル異方性磁石は等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石と比較するとコギングトルクが１５倍以上にも達する。

上記、コギングトルク低減の手段としては多くの工夫や考案がなされてきた。とくに、セグメント磁石を組込んだハルバッハ方式はコギングトルク低減に有効とされる［吉田、袈裟丸、佐野、“表面ＰＭ同期モータのセグメント形磁化方式によるコギングトルクの低減と回転子鉄心の削減”，ＩＥＥＪ．Ｔｒａｎｓ．ＩＡ，Ｖｏｌ．１２４，ｐｐ．１１４−１１５（２００４）］。しかし、磁極をセグメントで分割すると組立精度がコギングトルクに重大な影響を及ぼす。さらには実形状や構成上の制約、複雑さなどが重複するため、工業的規模での実施を難しくする。このため、ラジアル異方性磁石は磁極を分割することなく、加えて偏肉化やスキューなど従来技術の組み合わせでなく、出力特性を維持しながらコギングトルクを大幅に低減するラジアル異方性磁石の製造方法が求められていた。
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本発明は磁石粉末を網目状に固定することで磁石の各部分において接線に対する磁気異方性（磁化容易軸であるＣ軸）の角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法である。とくに、粘性流動、或いは伸長流動を伴う変形を行うことで磁石の変形能を向上し、厚さに対する形状対応力を向上する。加えて、磁極をセグメントに分割することなく、磁石の接線方向に対するＣ軸角度を磁石の任意の位置、任意の角度で制御することでコギングトルクを低減する。

本発明で好ましい実施形態の一つは、異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを含む磁石粉末と、それらを固定する網目状高分子、線状高分子、並びに必要に応じて適宜用いる添加剤とで構成する。そして、変形前磁石の樹脂組成物のミクロ構造が磁石粉末固定相Ａ、流動相Ｂとしたとき、相Ｂの一部が相Ａと化学結合して固定相Ａ群を網目状に固定し、且つ相Ｂのせん断流動、伸長流動作用で変形するラジアル異方性磁石の製造方法である。

本発明で好ましい実施形態の一つは、接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分α_０、接線に対するＣ軸角度が０〜９０度（θ）の非垂直異方性部分β_０、並びに接線に対するＣ軸角度が９０〜１８０度（θ’）の非垂直異方性部分β’_０で構成した異形磁石を作製する工程と、前記磁石を環状、または円弧状に変形し、垂直異方性部分α_０に対応するラジアル異方性部分α_１、非垂直異方性部分β_０に対応する曲面β_１、及び非垂直異方性部分β’_０に対応する曲面β’_１を与える磁石変形工程とを含むものである。ここで、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の接線に対するＣ軸角度θに連続変化を与える。さらに、好ましくは、変形前の垂直異方性部分α_０と対応する変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１において、接線に対するＣ軸角度θ、θ’を変形の前後において略等しくすることである。

本発明で好ましい実施形態の一つは、磁石が密度５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘ１４０ｋＪ／ｍ^３以上のラジアル異方性磁石とすることである。

以上により、樹脂組成物成分の粘性流動、或いは伸長流動を伴った変形により、密度５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘ１４０ｋＪ／ｍ^３以上のラジアル異方性磁石を製造する。これにより、ラジアル異方性磁石を偶数個備えた永久磁石型モータ、とくに有鉄心永久磁石型モータにおいて、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を搭載した永久磁石型モータの小型化、高出力化が静音性、制御性を同等とした状態で実現できる。

本発明は磁石粉末を網目状に固定することで接線に対するＣ軸角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法である。加えて、線状高分子の粘性流動、或いは伸長流動を伴う変形能の向上で磁石の形状対応力を向上する。さらに、本発明にかかる磁石の密度を５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘを１４０ｋＪ／ｍ^３以上とすると、既存の密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を適用されているモータの更なる小型化、高出力化を実現できる。

一方、ラジアル異方性磁石モータの静音性、制御性への悪影響に関しては、磁極をセグメントに分割することなく、接線方向に対するＣ軸角度を任意の位置、任意の角度で制御することができる。

図１は磁石粉末と樹脂組成物のミクロ構造を示す概念図である。 図２Ａは線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図である。 図２Ｂは線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図である。 図２Ｃは線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図である。 図３Ａは変形前の磁石断面図である。 図３Ｂは変形前の磁石断面図である。 図３Ｃは変形後の磁石断面図である。 図３Ｄは変形後の磁石断面図である。 図４は反応温度とゲル化時間の関係を示す特性図である。 図５はラジアル方向表面磁束密度分布を示す特性図である。 図６はＣ軸方向を制御した異形磁石の断面図である。 図７Ａは接線方向に対するＣ軸角度の測定概念図を示す特性図である。 図７Ｂは接線方向に対するＣ軸角度の測定概念図を示す特性図である。 図８はロータの機械角に対する磁化ベクトルの分布を示す図である。

本発明にかかるラジアル異方性磁石の製造方法は磁石粉末を網目状に固定することで磁石の各部分において接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度を保持しながら流動を伴う変形で環状、または円弧状とすることを特徴とする。

先ず、本発明にかかるラジアル異方性磁石製造における変形メカニズムを図面により説明する。

本発明では異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、樹脂組成物、並びに必要に応じて適宜加える添加剤を構成成分とする。そして、滑りを伴う溶融状態を利用し、磁界中２０〜５０ＭＰａで圧縮成形した変形前の磁石を製造する。

本発明で言う変形前の磁石を図１の概念図の例示により説明する。図１のように変形前磁石は磁石粉末と樹脂組成物のミクロ構造を採る。すなわち、準ガラス状態の磁石粉末固定相Ａ、架橋間巨大分子を含む線状高分子である流動相Ｂ、及び必要に応じて適宜使用するケミカルコンタクト相Ｃとする構成とする。

図１において、準ガラス状態の相Ａは磁石粉末固定成分として、例えば磁石粉末表面に被覆したオリゴマーの架橋反応で形成する。例えば、エポキシ当量２０５〜２２０ｇ／ｅｑ、融点７０−７６℃のノボラック型エポキシと相Ｃのケミカルコンタクト、例えばイミダゾール誘導体との反応生成物が相Ａとして例示できる。

一方、相Ｂの一部は、例えば相Ａと反応して架橋間巨大分子を形成する線状高分子で、例えば、相Ａがノボラック型エポキシオリゴマーの場合、融点８０℃、分子量４０００〜１２０００のポリアミドなどが例示できる。これにより、オリゴマーのエポキシ基とポリアミド分子鎖内アミノ活性水素（−ＮＨＣＯＯ−）の反応で磁石粉末を網目状に固定する相Ａを群として３次元網目状に連結することができる。加えて、相Ｂの残部、すなわち、相Ａと未反応な線状高分子は融点以上の加熱によって高分子融液特有の流動を呈する相Ｂとなる。

なお、図１で示す相Ａの厚さ△ｒｃは、例えば０．１〜０．３μｍ、相Ｃのケミカルコンタクトの直径２ａは２〜３μｍ以下の微粉末とし、何れも最小限で最適化を図ることにより、磁石粉末の体積分率を向上させることが望ましい。但し、△は変化量を表す。

また、相Ｃが分散した図１に示すミクロ構造でなく、相Ａのオリゴマー、或いはプレポリマーと反応して準ガラス状態とする架橋剤、ラジカル開始剤などを相Ａのオリゴマー、或いはプレポリマーに完溶せしめ、相Ｃのない構造とすることもできる。

本発明は、上記のようなミクロ構造を有する磁石を作製したのち、図１に示す相Ｂの流動を伴った変形によって円弧状、もしくは環状のラジアル異方性磁石とする。その際、相Ａによって固定された磁石粉末のＣ軸は相Ｂとの網目構造によって互いに連結した状態で特定の方向に固定されており、この状態を保持しながら相Ｂの流動によって変形を完結する。

次に、本発明の変形メカニズムにかかる相Ｂの線状高分子融液のせん断流動、伸長流動について図面を用いて説明する。

図１に示した本発明にかかる変形前後の磁石のミクロ構造において、外力を加えたときに相Ｂが流動する温度まで加熱する。Ｂ相は図２Ａに示すような長い分子が絡み合った状態で外力を受けるとせん断応力ａ、ａ’により流動する。このとき、粘性応力は相Ｂの分子間の摩擦と分子鎖の絡みによる抵抗という異なる２つの要因に基づくが、温度や外力で最適化できる。

また、相Ｂには伸長流動と呼ばれる流動場も生じる。これは流動による変形過程において図２Ｃに示すように相Ｂの線状高分子の分子形状が変化するもので、相Ａにより拘束された空間での変形、或いは局部的な延伸を伴う変形の際に生じる流動形態である。

なお、本発明にかかる変形における流動形態としては、図２Ｂのようにせん断流動と伸長流動とが重畳した流動形態による変形であっても差支えない。

以上のような相Ｂの流動を伴う変形によって製造した円弧状、またはそれらを複数個連結した環状の磁石は熱処理により、架橋反応を進行させ、相Ｂの流動性を消失させる。この処理によって磁石の機械的強度、耐熱性など耐環境性を向上させることができる。

次に、本発明にかかるラジアル異方性磁石の接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度θ、θ’を制御する概念を図面により説明する。

角度θは０〜９０度の範囲、角度θ’は９０〜１８０度の範囲の非垂直異方性部分におけるＣ軸の角度を表すものとする。また、磁石の接線に対するＣ軸角度を、磁石の変形前においては添字０を付けてθ_０、θ’_０、変形後においては添字１をつけてθ_１、θ’_１で表す。

図３Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄは変形前後の磁石断面図である。これらの図において、α_０は接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分、β_０は接線に対するＣ軸角度が０〜９０度の範囲での任意角度θ_０をもつ非垂直異方性部分、β’_０は９０〜１８０度の範囲での任意角度θ’_０をもつ非垂直異方性部分、Ｈは配向磁界方向である。

本発明では図３ＡまたはＢのような構成の磁石を製造し、前記磁石を図３Ｃ、Ｄのように環状、または円弧状に変形し、垂直異方性部分α_０に対応するラジアル異方性部分α_１、非垂直異方性部分β_０に対応する曲面β_１、及び非垂直異方性部分β’_０に対応する曲面β’_１を与える。本発明では相Ａによって固定された磁石粉末のＣ軸は相Ｂとの網目構造によって特定の方向に固定している。そして、その状態を保持しながら相Ｂの流動によって変形が進行する。その結果、ラジアル異方性磁石の接線に対するＣ軸角度を９０度に保持することも、Ｃ軸角度θ_１、θ’_１を任意に、或いは連続制御することができる。

とくに、回転に伴うコギングトルクを低減し、モータ運転時の静音性や制御性の向上を図るために変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の接線に対するＣ軸角度θ_１、θ’_１に連続変化を与える。また、特性安定化のために変形前の垂直異方性部分α_０と対応する変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１において、接線に対するＣ軸角度θ、θ’を変形の前後で略等しく保つことが望ましい。これらは相Ｂの流動性、相Ｂの一部による磁石粉末固定相Ａの網目構造の最適化、外力の度合などによって最適化を図ることができる。

なお、変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の各領域の構成比率、或いは接線に対するＣ軸角度θ、θ’の水準や連続変化の具体的な度合に関しては、本発明にかかるラジアル異方性磁石を適用する永久磁石型モータの設計思想に委ねられる。例えば、本発明にかかるラジアル異方性磁石を界磁とし、無鉄心電機子と組合せたモータでは回転に伴うパーミアンス変化はないのでコギングトルクは発生しない。したがって、この場合はβ_１やβ’_１領域は不要となる。

なお、図３Ｃ、Ｄのような円弧状、またはそれらを複数個連結した環状磁石とすることに関しては、例えば、特開２００３−３４７１４２に略ラジアル配向した円弧状の予備成形体を作製し、これを円筒状に組み合わせ圧縮成形し、さらに円筒成形体を焼結或いは焼成する焼結・焼成するラジアル異方性磁石の製造方法が開示されている。また、特開２００４−９６９６１公報、特開２００４−１４０２７０公報などにもラジアル配向円弧状予備成形体を接ぎ合わせて環状のラジアル異方性磁石を製造する方法が開示されている。しかし、本発明のような流動を伴う変形を行うものではない。加えて、本発明のような磁極を分割することなく、接線方向に対するＣ軸角度θ、θ’を任意の位置で制御するものではない。

次に、本発明にかかる磁石粉末である異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３、異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂについて説明する。

本発明で言う異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とは、例えば、特開平２−５７６６３号公報に記載される溶解鋳造法、特許第１７０２５４４１号や特開平９−１５７８０３号公報などに開示される還元拡散法より、Ｒ−Ｆｅ系合金、又はＲ−（Ｆｅ、Ｃｏ）系合金を製造し、これを窒化した後、微粉砕して得られる。微粉砕はジェットミル、振動ボールミル、回転ボールミルなど、公知の技術を適用でき、フィッシャー平均粒径で１．５μｍ以下、好ましくは１．２μｍ以下となるように微粉砕したものを言う。なお、微粉末は発火防止などハンドリング性を向上させるため、例えば特開昭５２−５４９９８号公報、特開昭５９−１７０２０１号公報、特開昭６０−１２８２０２号公報、特開平３−２１１２０３号公報、特開昭４６−７１５３号公報、特開昭５６−５５５０３号公報、特開昭６１−１５４１１２号公報、特開平３−１２６８０１号公報等に開示されているような、湿式ないし乾式処理による徐酸化皮膜を表面に形成したものが望ましい。また、特開平５−２３０５０１号公報、特開平５−２３４７２９号公報、特開平８−１４３９１３号公報、特開平７−２６８６３２号公報や、日本金属学会講演概要（１９９６年春期大会、Ｎｏ．４４６、ｐ１８４）等に開示されている金属皮膜を形成する方法や、特公平６−１７０１５号公報、特開平１−２３４５０２号公報、特開平４−２１７０２４号公報、特開平５−２１３６０１号公報、特開平７−３２６５０８号公報、特開平８−１５３６１３号公報、特開平８−１８３６０１号公報等による無機皮膜を形成する方法など、１種以上の表面処理Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末であっても差支えない。

一方、本発明で言う異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４ＢとはＨＤＤＲ処理（水素分解／再結合）、すなわち、希土類−鉄系合金（Ｒ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４Ｂ）相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｒ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４ＢＨｘ）、６５０〜１０００℃での相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＲＨ_２＋Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）する、所謂ＨＤＤＲ処理などで作製した磁石粉末を言う。ここで必須希土類元素Ｒは、１０原子％未満では結晶構造がα−Ｆｅと同一構造の立方晶組織となるため、高磁気特性、特に高保磁力ＨＣＪが得られず、３０原子％を超えるとＲリッチな非磁性相が多くなり、飽和磁化Ｊｓが低下する。よって、Ｒは１０〜３０原子％の範囲が望ましい。加えて必須元素Ｂは、２原子％未満では菱面体構造が主相となり、高い保磁力ＨＣＪは得られず、２８原子％を超えるとＢリッチな非磁性相が多くなり、飽和磁化Ｊｓが低下する。よって、Ｂは２〜２８原子％の範囲が望ましい。ここで、必須元素Ｆｅは、６５原子％未満では飽和磁化Ｊｓが低下し、８０原子％を超えると高い保磁力ＨＣＪが得られない。よって、Ｆｅは６５〜８０原子％が望ましい。また、Ｆｅの一部をＣｏで置換することは、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、キュリー温度Ｔｃの上昇によって実使用温度範囲の残留磁化Ｊｒの温度係数を改善できる。しかしながら、ＣｏのＦｅ置換量が２０原子％を超えると飽和磁化Ｊｓが減少する。すなわち、Ｃｏ置換量が５〜１５原子％の範囲では、残留磁化Ｊｒが一般に増加するため、高（ＢＨ）_ｍａｘを得るには好ましい。

他方では、Ｒ、Ｂ、Ｆｅのほか、工業的生産上不可避な不純物の存在は許容できる。例えば、Ｂの一部を４重量％以下のＣ、或いはＰ、Ｓ、Ｃｕの中、少なくとも１種、合計量で２重量％以下の存在は一般的な許容範囲である。

更に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｈｆのうち少なくとも１種は、当該粉末の保磁力ＨＣＪ、減磁曲線の角型性Ｈｋ／ＨＣＪなどの改善のために適宜添加することができる。また、組成の１０原子％〜３０原子％を占める希土類元素Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの中、少なくとも１種、或いは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙの中、少なくとも１種を含む。通常Ｒのうち１種をもって足りるが、実用上は２種以上の混合物（ミッシュメタル、シジム等）を使用することもできる。なお、このＲは工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純物を含有できる。

以上のような、異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、並びに樹脂組成物を必須の構成成分としたコンパウンドを磁界中、２０〜５０ＭＰａで低圧圧縮成形する。この過程でＮｄ_２Ｆｅ_１４ＢはＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３よって隔離され、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂの成形加工での破砕や表面の損傷が抑制される。したがって、高温下での減磁曲線のＨｋ／ＨｃＪ（Ｈｋは残留磁化Ｊｒの９０％磁化に相当する減磁界）が良化し、初期不可逆減磁率が減少する。

また、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂとの異方性磁石では容易に高密度化できるため、１４０ｋＪ／ｍ^３以上の（ＢＨ）_ｍａｘが得られる。（例えば、Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ−Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｈｙｂｒｉｄ Ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ Ｓｅｌ−Ｏｒｇａｎｉｚｉｎｇ Ｂｉｎｄｅｒ Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ Ｕｎｄｅｒ ａ Ｈｅａｔ ａｎｄ ａｎ ｏｗ−Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ”，Ｐｒｏｃ． １８ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ａｎｎｅｃｙ，Ｆｒａｎｃｅ，ｐｐ．７６−８３（２００４）。

（実施例１）
以下、本発明にかかる製造方法を実施例により更に詳しく説明する。ただし、本発明は本実施例に限定されない。

［接線に対するＣ軸角度が９０度のラジアル異方性磁石］
磁石粉末は粒子径３〜５μｍの異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３、粒子径３８〜１５０μｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを使用した。また、結合剤のうち磁石粉末固定相Ａの主成分としてのオリゴマーはエポキシ当量２０５〜２２０ｇ／ｅｑ、融点７０−７６℃のノボラック型エポキシ、Ｂ相は例えばＡ相と架橋反応して架橋間巨大分子を形成する線状高分子で、例えば、融点８０℃、分子量４０００〜１２０００のポリアミド、相Ｃのケミカルコンタクトは２−フェニル−４、５−ジヒドロキシメチルイミダゾール（または２−メチルイミダゾール）、また、滑剤として融点約５２℃のペンタエリスリトールＣ１７トリエステルを使用した。これは、１分子中１つの水酸基（−ＯＨ）、炭素数１６のヘキサデシル基（−（ＣＨ_２）_１６ＣＨ_３）を３つ有する。

これら結合剤と磁石粉末とのコンパウンドはオリゴマー１重量％で表面処理した異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３３８．２０重量％、並びにオリゴマー０．５重量％で表面処理した異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ５７．４４重量％を線状高分子２．８０重量％並びに滑剤０．２８重量％の融点以上（１２０℃）で溶融混練し、室温に冷却後、１５０μｍ以下に粗粉砕したのち、室温でケミカルコンタクト０．２８重量％を乾式混合した。なお、図４はコンパウンドの反応温度とゲル化時間の関係を示す特性図である。図中Ｃ１は、２−フェニル−４、５−ジヒドロキシメチルイミダゾール系で１７０℃のゲル化時間は１６０ｓｅｃ、Ｃ２は２−メチルイミダゾールの系で１７０℃ゲル化時間は３０ｓｅｃであった。

次に、上記コンパウンドを１７０℃に加熱し、１．４ＭＡ／ｍの直交磁界中、滑りを伴う溶融流動状態で２０ＭＰａで圧縮し、厚さ１．５ｍｍで１４．５ｍｍ×１５．２ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の接線に対するＣ軸角度が９０度、すなわち垂直磁気異方性磁石を作製した。なお、成形時間は約３０ｓｅｃであった。このため、Ｃ１はゲル化に至らず、Ｃ２はゲル化している。したがって、前者は本発明にかかる磁石で、そのミクロ構造は図１に示したような相Ａ、相Ｂ、並びに相Ｃから構成され、後者は不完全な架橋状態の磁石ではあるものの、熱と外力を加えても相Ｂは流動状態に至らない。

上記、本発明にかかる不完全な架橋状態の磁石を４ＭＡ／ｍで垂直方向へパルス着磁したときの残留磁化Ｊｒは０．９３Ｔ、保磁力ＨｃＪは７９６ｋＡ／ｍ、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘは１４５ｋＪ／ｍ^３であった。

上記、厚さ１．５ｍｍで１４．５ｍｍ×１５．２ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の接線に対するＣ軸角度が９０度の磁石に、１５０−１６０℃の熱と１０ＭＰａ以下の外力を与えることで外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石とした。更に、この磁石を外径３７．９ｍｍの積層電磁鋼板の外周面に接着して環状とし、外周８極着磁した。この環状ラジアル異方性磁石を本発明例１とする。

一方、外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を積層電磁鋼板と接着し、外周８極着磁した。この環状の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を比較例とする。

図５は上記２種類のラジアル方向表面磁束密度分布を示す。図の本発明例はラジアル異方性磁石の特有の矩形波状表面磁束密度分布であるが、そのピーク値は１８５ｍＴで、比較例に比べて１．５３倍に達する。

［Ｃ軸角度θ、θ’を付与したラジアル異方性磁石］
前項の実施例と同じコンパウンドを用い、１７０℃にて、１．４ＭＡ／ｍの直交磁界中、滑りを伴う溶融流動状態で２０ＭＰａで圧縮し、厚さ１．５ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の図６に示す断面の異形磁石を成形時間約３０ｓｅｃで作製した。

図６において、α_０は接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分、β_０は接線に対するＣ軸角度が０〜８５度の範囲で任意角度θが連続変化した非垂直異方性部分、β’_０は接線に対するＣ軸角度が９０〜１７５度の範囲で任意角度θ’が連続変化した非垂直異方性部分、Ｈは配向磁界方向である。なお、図は磁石断面形状をｘｙ座標（単位ｍｍ）で示し、配向磁界Ｈと磁石の接線（座標の接線との角度θ、θ’を決定している。なお、図６においてのみ、表現の便宜上、Ｃ軸方向を、接線方向に対してでなく、径方向（法線方向）に対する角度で表している。誤解を避けるため角度をθでなくψとして表示している。

次に、図６に示した変形前の異形磁石に１５０〜１６０℃の熱と１０ＭＰａ以下の外力を与えて外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石とした。

続いて、図６に示した変形前の異形磁石、並びにこれを変形したラジアル異方性磁石において、図６に示すＣ軸移動１、２、および３、すなわちβ_０、β_１、α_０、α_１の各部位から直径約１ｍｍの円を切出した。更に、深さ０．１ｃｍの方形（０．８×１．０ｃｍ）ホルダ−に直径約１ｍｍの前記試料を固定した。この試料の自発磁化は図７Ａのように通常Ｃ軸に向こうとする。しかし、図７Ｂのように外部磁界Ｈを与えると試料自体にトルクが発生し、磁界Ｈの方向に試料のＣ軸が回転する。試料の回転角と各試料表面に対応する起点の回転角との差から起点における接線方向に対するＣ軸角度θを求めた。その結果、図６におけるＣ軸移動１、２、および３、すなわち、β_０、β_１、α_０、α_１の各部位における接線方向に対するＣ軸角度θは、概ね６５〜７５、４０〜５０、８５〜９５度であった。このように、測定した全ての部位における変形前後の接線方向に対するＣ軸角度θが、ほぼ一致することから、任意の角度、並びにその角度変化を変形前の磁石断面の形状で与えることができる。

上記のように、変形前後で磁極中心（図６のＣ軸移動３）のＣ軸位置は変化ないが、中心から離れるに従って変形前後のＣ軸位置が変化している。このＣ軸分布の解析は回転磁化における全エネルギーＥ＝Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｃｏｓ（φ−φｏ）において、試料の全エネルギーＥを最小とする解、すなわち、（δＥ／δφ）＝Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｓｉｎ（φ−φｏ）＝０から、先ずφを決定し、Ｉ＝Ｉｓ・ｃｏｓ（φｏ−φ）からＭ−Ｈ ｌｏｏｐを描く。更に、Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｓｉｎ（φｏ−φ）＝０からφを求め、φの確率分布を座標値毎に適用して全体の配向状態を解析した。ただし、φｏは外部磁界の角度、φはＩｓが回転した角度、Ｉは自発磁気モーメント、Ｋｕは異方性定数、Ｅは全エネルギーを表す。

その結果、図６におけるＣ軸移動１、２、および３、すなわち、β_０、β_１、α_０、α_１の各部位における異方性分散σは全て１４．５±２であった。このことから、異方性が崩れることなく、異方性の方向のみが変化するとみなせる。

なお、図８はロータの機械角に対する磁化ベクトルの分布を示す図である。磁化ベクトルは接線に対する異方性の方向(Ｃ軸角度)の分布を示すものである。

次に、上記の外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石を外径３７．９ｍｍの積層電磁鋼板の外周面に接着して環状とし、外周８極着磁した。この環状ラジアル異方性磁石を本発明例２とする。

表１には、本発明例１、２を固定子と組合せた際の誘起電圧、誘起電圧波形の歪率、並びにコギングトルクを比較例と比較して示す。

表１から明らかなように、本発明例１のラジアル異方性磁石をモータに適用したとき、比較例で示す密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８００ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を適用したモータに比較して得られた誘起電圧値の比から１．３５倍程の高出力化が可能なことが伺える。

また、本発明にかかるラジアル異方性磁石を有鉄心永久磁石型モータへ適用する際の課題であるコギングトルク低減に関しては、本発明例２のように、ラジアル異方性磁石の接線に対するＣ軸角度を９０度に保持する本発明例１に相当する部位とともに、Ｃ軸角度θ、θ’を図６のように任意の範囲で連続制御することで対応できる。

本発明によるラジアル異方性磁石は、永久磁石型モータの小型化、高出力化に有用である。

本発明は変形工程を含むラジアル異方性磁石の製造方法に関する。更に詳しくは、永久磁石型モータの小型化や高出力化と同時に、とくに、有鉄心永久磁石型モータの回転に伴うコギングトルク低減に有効な磁石の製造方法に関する。

メルトスパンで得られるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、αＦｅ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、Ｆｅ_３Ｂ／Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石材料の形態はリボンなどの薄帯や、それを粉砕したフレーク状の粉末に制限される。このため、一般に使用されるバルク状永久磁石とするには材料形態の変換、つまり何らかの方法で薄帯や粉末を特定のバルクに固定化する技術が必要となる。粉末冶金学における基本的な粉末固定手段は常圧焼結であるが、当該リボンは準安定状態に基づく磁気特性を維持する必要があるため常圧焼結の適用は困難である。そのため、もっぱらエポキシ樹脂のような結合剤で特定形状のバルクに固定化することが行われた。例えば、Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅらは（ＢＨ）_ｍａｘ１１１ｋＪ／ｍ^３のリボンを樹脂で固定すると（ＢＨ）_ｍａｘ７２ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石ができるとした［Ｒ．Ｗ．Ｌｅｅ，Ｅ．Ｇ．Ｂｒｅｗｅｒ，Ｎ．Ａ．Ｓｃｈａｆｆｅｌ，“Ｈｏｔ−ｐｒｅｓｓｅｄ Ｎｅｏｄｙｍｉｕｍ−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ ｍａｇｎｅｔｓ”ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．２１，（１９８５）］（非特許文献１参照）。

１９８６年、本発明者らは特願昭６１−３８８３０号公報によって上記メルトスパンリボンを粉砕したＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石粉末をエポキシ樹脂で固定した（ＢＨ）_ｍａｘ〜７２ｋＪ／ｍ^３の小口径環状等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石が小型モータに有用であることを明らかにした。その後、Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａも前記小口径環状等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系ボンド磁石の小型モータ特性をＳｍ−Ｃｏ系ラジアル異方性ボンド磁石の小型モータ特性と比較し、前者が有用であるとした［Ｔ．Ｓｈｉｍｏｄａ，“Ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｍｏｌｄｉｎｇ ｍａｇｎｅｔ ｍａｄｅ ｆｒｏｍ ｒａｐｉｄ−ｑｕｅｎｃｈｅｄ ｐｏｗｄｅｒ”，“ＰＥＲＭＡＮＥＮＴ ＭＡＧＮＥＴＳ １９８８ ＵＰＤＡＴＥ”，Ｗｈｅｅｌｅｒ Ａｓｓｏｃｉａｔｅ ＩＮＣ（１９８８）］（非特許文献２参照）。さらに、小型モータに有用であるという報告がＷ．Ｂａｒａｎ［“Ｃａｓｅ ｈｉｓｔｏｒｉｅｓ ｏｆ ＮｄＦｅＢ ｉｎ ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ ｃｏｍｍｕｎｉｔｙ”，Ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｂｕｓｉｎｅｓｓ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｏｕｔｌｏｏｋ ｆｏｒ ＮｄＦｅＢ Ｍａｇｎｅｔｓ，Ｎｏｖ．（１９８９）］、Ｇ．Ｘ．Ｈｕａｎｇ，Ｗ．Ｍ．Ｇａｏ，Ｓ．Ｆ．Ｙｕ［“Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｍｅｌｔ−ｓｐｕｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔ ｔｏ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏ−ｍｏｔｏｒ”，Ｐｒｏｃ． ｏｆ ｔｈｅ １１ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ，ＵＳＡ，ｐｐ．５８３−５９５（１９９０）］、Ｋａｓａｉ［“ＭＱ１，２＆３ ｍａｇｎｅｔｓ ａｐｐｌｉｅｄ ｔｏ ｍｏｔｏｒｓ ａｎｄ ａｃｔｕａｔｏｒｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ ’９２，Ｅｍｂａｓｓｙ Ｓｕｉｔｅ Ｏ’Ｈａｒｅ−Ｒｏｓｅｍｏｎｔ，Ｉｌｌｉｎｏｉｓ，ＵＳＡ，（１９９２）］などによってなされ、１９９０年代から、主にＯＡ、ＡＶ、ＰＣおよびその周辺機器、情報通信機器の永久磁石型モータ用途の環状磁石として、広く普及した経緯がある（非特許文献３、４、５参照）。

他方では、１９８０年代からメルトスピニングによる磁石材料の研究が活発に行われ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３系、或いはそれらとαＦｅ、Ｆｅ_３Ｂ系などとの微細組織に基づく交換結合を利用したナノコンポジット材料を含め、多彩な合金組成をミクロ組織制御した材料に加え、近年ではメルトスピニング以外の急冷凝固法により、粉末形状の異なる等方性磁石粉末も工業的に利用可能になっている［例えば、入山恭彦，“高性能希土類ボンド磁石の開発動向”，文部科学省イノベーション創出事業／希土類資源の有効利用と先端材料シンポジウム，東京，ｐｐ．１９−２６（２００２）、Ｂ．Ｈ．Ｒａｂｉｎ，Ｂ．Ｍ．Ｍａ，“Ｒｅｃｅｎｔ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｓ ｉｎ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｐｏｗｄｅｒ”，１２０ｔｈ Ｔｏｐｉｃａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｆ ｔｈｅ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｊａｐａｎ，ｐｐ．２３−２８（２００１）、Ｂ Ｍ．Ｍａ，“Ｒｅｃｅｎｔ ｐｏｗｄｅｒ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ａｔ ｍａｇｎｅｑｕｅｎｃｈ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）、Ｓ．Ｈｉｒａｓａｗａ，Ｈ．Ｋａｎｅｋｉｙｏ，Ｔ．Ｍｉｙｏｓｈｉ，Ｋ．Ｍｕｒａｋａｍｉ，Ｙ．Ｓｈｉｇｅｍｏｔｏ，Ｔ．Ｎｉｓｈｉｕｃｈｉ，“Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ／Ｆｅ_ｘＢ−ｔｙｐｅ ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｐｅｒｍａｎｅｎｔ ｍａｇｎｅｔｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｓｔｒｉｐ ｃａｓｔｉｎｇ”，９ｔｈ Ｊｏｉｎｔ ＭＭＭ／ＩＮＴＥＲＭＡＧ，ＣＡ（２００４）ＦＧ−０５］（非特許文献６、７、８、９参照）。

また、等方性でありながら（ＢＨ）_ｍａｘが２２０ｋＪ／ｍ^３に達するというＤａｖｉｅｓらの報告もある［Ｈ．Ａ．Ｄａｖｉｅｓ，Ｊ．Ｉ．Ｂｅｔａｎｃｏｕｒｔ，Ｃ．Ｌ．Ｈａｒｌａｎｄ，“Ｎａｎｏｐｈａｓｅ Ｐｒ ａｎｄ Ｎｄ／Ｐｒ ｂａｓｅｄ ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ−ｉｒｏｎ−ｂｏｒｏｎ ａｌｌｏｙｓ”，Ｐｒｏｃ． ｏｆ １６ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｓｅｎｄａｉ，ｐｐ．４８５−４９５（２０００）］（非特許文献１０参照）。しかし、工業的に利用可能な急冷凝固粉末の（ＢＨ）_ｍａｘは１３４ｋＪ／ｍ^３まで、等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石の（ＢＨ）_ｍａｘは、ほぼ８０ｋＪ／ｍ^３と見積もられる。

上記に拘らず、本発明の対象となる永久磁石型モータは電気電子機器の高性能化のもと、更なる小型化、高出力化、静音化などの要求が絶えない。したがって、等方性ボンド磁石の磁石粉末の（ＢＨ）_ｍａｘに代表される磁気特性の改良では、もはや当該モータの高性能化に有用と言い切れなくなりつつある。よって、このような、等方性ボンド磁石モータの分野では異方性ボンド磁石モータの必要性が高まっている［山下文敏，“希土類磁石の電子機器への応用と展望”，文部科学省イノベ−ション創出事業／希土類資源の有効利用と先端材料シンポジウム，東京，（２００２）］（非特許文献１１参照）。

ところで、異方性磁石に用いるＳｍ−Ｃｏ系磁石粉末はインゴットを粉砕しても大きな保磁力ＨＣＪが得られる。しかし、ＳｍやＣｏは資源バランスの課題が大きく、工業材料としての汎用化には馴染まない。これに対し、ＮｄやＦｅは資源バランスの観点で有利である。しかし、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ系合金のインゴットや焼結磁石を粉砕してもＨＣＪは小さい。

このため、異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石粉末の作製に関しては、メルトスピニング材料を出発原料とする研究が先行した。

１９８９年、徳永はＮｄ_１４Ｆｅ_８０−ＸＢ_６Ｇａ_Ｘ（Ｘ＝０．４〜０．５）を熱間据込加工（Ｄｉｅ−ｕｐｓｅｔ）したバルクを粉砕しＨ_ＣＪ＝１．５２ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粉末とし、樹脂で固めて（ＢＨ）_ｍａｘ１２７ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石を得た［徳永雅亮，“希土類ボンド磁石の磁気特性”，粉体および粉末冶金，Ｖｏｌ．３５，ｐｐ．３−７，（１９８８）］（非特許文献１２参照）。

また、１９９１年、Ｈ．ＳａｋａｍｏｔｏらはＮｄ_１４Ｆｅ_７９．８Ｂ_５．２Ｃｕ_１を熱間圧延し、Ｈ_ＣＪ１．３０ＭＡ／ｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粉末を作製した［Ｈ．Ｓａｋａｍｏｔｏ，Ｍ．Ｆｕｊｉｋｕｒａ ａｎｄ Ｔ．Ｍｕｋａｉ，“Ｆｕｌｌｙ−ｄｅｎｓｅ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｇｎｅｔｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｆｒｏｍ ｈｏｔ−ｒｏｌｌｅｄ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｐｏｗｄｅｒｓ”，Ｐｒｏｃ．１１ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇ，ｐｐ．７２−８４（１９９０）］（非特許文献１３参照）。

このように、ＧａやＣｕの添加で熱間加工性を向上させ、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶粒径を制御して高ＨＣＪ化した粉末が知られた。１９９１年、Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｔｈａｎらは熱間加工バルクの粉砕法とし、粒界から水素を侵入させＮｄ_２Ｆｅ_１４ＢＨ_Ｘとして崩壊させ、真空加熱で脱水素したＨＤ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｅｃｒｅｐｉｔａｔｉｏｎ）−Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子とし、（ＢＨ）_ｍａｘ１５０ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石とした［Ｍ．Ｄｏｓｅｒ，Ｖ．Ｐａｎｃｈａｎａｃｔｈａｎ，ａｎｄ Ｒ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ，“Ｐｕｌｖｅｒｉｚｉｎｇ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｒａｐｉｄｌｙ ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔｓ”，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．７０，ｐｐ．６６０３−６８０５（１９９１）］（非特許文献１４参照）。

２００１年、ＩｒｉｙａｍａはＮｄ_{０．１３７}Ｆｅ_{０．７３５}Ｃｏ_{０．０６７}Ｂ_{０．０５５}Ｇａ_{０．００６}を同法で３１０ｋＪ／ｍ^３の粒子とし、（ＢＨ）_ｍａｘ１７７ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石に改良した［Ｔ．Ｉｒｉｙａｍａ，“Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ＮｄＦｅＢ ｍａｇｎｅｔｓ ｍａｄｅ ｆｒｏｍ ｈｏｔ−ｕｐｓｅｔ ｐｏｗｄｅｒｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）］（非特許文献１５参照）。

一方、ＴａｋｅｓｈｉｔａらはＮｄ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｂインゴットを水素中熱処理し、Ｎｄ_２（Ｆｅ，Ｃｏ）_１４Ｂ相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｎｄ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４ＢＨｘ）、６５０〜１０００℃で相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＮｄＨ_２＋Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）するＨＤＤＲ法を提案し［Ｔ．Ｔａｋｅｓｈｉｔａ，ａｎｄ Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ，“Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏ−ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ ｍａｇｎｅｔ ｐｏｗｄｅｒｓ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｈｙｄｒｏｇｅｎ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ”，Ｐｒｏｃ．１０ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｒａｒｅ−ｅａｒｔｈ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ｋｙｏｔｏ，ｐｐ．５５１−５６２（１９８９）］、１９９９年にはＨＤＤＲ−Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子から（ＢＨ）_ｍａｘ１９３ｋＪ／ｍ^３の異方性ボンド磁石を作製した［Ｋ．Ｍｏｒｉｍｏｔｏ，Ｒ．Ｎａｋａｙａｍａ，Ｋ．Ｍｏｒｉ，Ｋ．Ｉｇａｒａｓｈｉ，Ｙ．Ｉｓｈｉｉ，Ｍ．Ｉｔａｋｕｒａ，Ｎ．Ｋｕｗａｎｏ，Ｋ．Ｏｋｉ，“Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ−ｂａｓｅｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｏｗｄｅｒ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ ｒｅｍａｎｅｎｃｅ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｍｏｄｉｆｉｅｄ ＨＤＤＲ ｐｒｏｃｅｓｓ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３５，ｐｐ．３２５３−３２５５（１９９９）］（非特許文献１６、１７参照）。

２００１年には、ＭｉｓｈｉｍａらによってＣｏ−ｆｒｅｅのｄ−ＨＤＤＲ Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子が報告され［Ｃ．Ｍｉｓｈｉｍａ，Ｎ．Ｈａｍａｄａ，Ｈ．Ｍｉｔａｒａｉ，ａｎｄ Ｙ．Ｈｏｎｋｕｒａ，“Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ａ Ｃｏ−ｆｒｅｅ ＮｄＦｅＢ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｍａｇｎｅｔ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｄ−ＨＤＤＲ ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ ｐｏｗｄｅｒ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３７，ｐｐ．２４６７−２４７０（２００１）］、Ｎ．Ｈａｍａｄａらは（ＢＨ）_ｍａｘ３５８ｋＪ／ｍ^３の同ｄ−ＨＤＤＲ異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ粒子を１５０℃、２．５Ｔの配向磁界中、０．９ＧＰａで圧縮し、密度６．５１Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ２１３ｋＪ／ｍ^３の立方体（７ｍｍ×７ｍｍ×７ｍｍ）異方性ボンド磁石を作製している［Ｎ．Ｈａｍａｄａ，Ｃ．Ｍｉｓｈｉｍａ，Ｈ．Ｍｉｔａｒａｉ ａｎｄ Ｙ．Ｈｏｎｋｕｒａ，“Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ ２７ ＭＧＯｅ”，ＩＥＥＥ．Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．３９，ｐｐ．２９５３−２９５６（２００３）］（非特許文献１８、１９参照）。しかし、立方体磁石は、一般の永久磁石型モータには適合しない。

一方、２００１年、ＲＤ（Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ＆Ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ）−Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末を用いた（ＢＨ）_ｍａｘ〜１１９ｋＪ／ｍ^３の射出成形ボンド磁石が報告された［川本淳，白石佳代，石坂和俊，保田晋一，“１５ＭＧＯｅ級ＳｍＦｅＮ射出成形コンパウンド”，電気学会マグネティックス研究会，（２００１）ＭＡＧ−０１−１７３］（非特許文献２０参照）。２００２年、Ｏｈｍｏｒｉにより（ＢＨ）_ｍａｘ３２３ｋＪ／ｍ^３の耐候性付与ＲＤ−Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末を使用した（ＢＨ）_ｍａｘ１３６ｋＪ／ｍ^３の射出成形による異方性磁石も報告された［Ｋ．Ｏｈｍｏｒｉ，“Ｎｅｗ ｅｒａ ｏｆ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｂｏｎｄｅｄ ＳｍＦｅＮ ｍａｇｎｅｔｓ”，Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔ ２００２，Ｃｈｉｃａｇｏ（２００２）］（非特許文献２１参照）。このような射出成形ラジアル異方性による（ＢＨ）_ｍａｘ８０ｋＪ／ｍ^３の異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３ボンド磁石を応用した表面磁石（ＳＰＭ）ロータを用いることで、フェライト焼結磁石モータに対して高効率化を実現した報告もある［松岡篤，山崎東吾，川口仁，“送風機用ブラシレスＤＣモータの高性能化検討”，電気学会回転機研究会，（２００１）ＲＭ−０１−１６１］（非特許文献２２参照）。

しかし、ラジアル配向磁界は成形型リングキャビティが小口径化（或いは、長尺化）すると、起磁力の多くが漏洩磁束として消費されるため配向磁界が減少する。したがって、配向度の低下に伴って、ボンド磁石や焼結磁石に拘らず小口径（長尺）化に伴ってラジアル方向の（ＢＨ）_ｍａｘが減少する［例えば、清水元治，平井伸之，“Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結型異方性リング磁石”，日立金属技報，Ｖｏｌ．６，ｐｐ．３３−３６（１９９０）］（非特許文献２３参照）。また、均質なラジアル磁界の発生は困難で等方性ボンド磁石に比べて生産性が低い課題もある。

しかし、仮にラジアル方向の磁気特性が形状に依存せず、均質配向が可能で、且つ高い生産性が実現できれば永久磁石型モータの高性能化に有用な高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石の普及が期待される。

そこで、本発明者らは、結合剤と磁石粉末とのコンパウンドを圧縮成形し、自己組織化後に形成した結合剤の架橋間巨大分子を機械的に延伸し、延伸した垂直異方性薄板磁石の塑性変形で異方性の方向をラジアル方向に転換する磁石の作製技術、並びにその磁気特性を開示した［Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｓ．Ｔｓｕｔｓｕｍｉ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒｉｎｇ− ｏｒ Ａｒｃ−Ｓｈａｐｅｄ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｂｏｎｄｅｄ Ｍａｇｎｅｔｓ Ｕｓｉｎｇ Ｓｅｌｆ−Ｏｒｇａｎｉｚａｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｉｑｕ”，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．４０，Ｎｏ．４ ｐｐ．２０５９−２０６４（２００４）］（非特許文献２４参照）。これにより、小口径化（或いは、長尺化）しても磁気特性が殆ど低下しない厚さ約１ｍｍのラジアル異方性磁石が製造できるようになった。

一方、有鉄心永久磁石型モータの鉄心は励磁巻線を装着するスロット、磁石との磁気回路の一部を構成するティースが存在する。このような鉄心の構造上、モータが回転すると鉄心と磁石の間のパーミアンス変化によるトルク脈動、すなわち、コギングトルクが発生する。コギングトルクはモータの滑らかな回転を妨げてモータの静音性、或いは制御性を損なう要因となる。このようなコギングトルクは矩形波状の強い静磁界が発生する高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石において顕著となる。したがって、コギングトルクの増大が高（ＢＨ）_ｍａｘラジアル異方性磁石の永久磁石型モータへの適用を妨げる要因と言える。

コギングトルク低減法には鉄心や磁石の磁極のスキュー、鉄心と磁石の空隙を不等距離とする方法、磁石内の磁化方向を磁束流に合わせる極異方性方式、ハルバッハ方式などが知られる。とくに、セグメント磁石を組み込んだハルバッハ方式はコギングトルク低減に有効とされる［吉田、袈裟丸、佐野、“表面ＰＭ同期モータのセグメント形磁化方式によるコギングトルクの低減と回転子鉄心の削減”，ＩＥＥＪ．Ｔｒａｎｓ．ＩＡ，Ｖｏｌ．１２４，ｐｐ．１１４−１１５（２００４）］（非特許文献２５参照）。

しかし、磁極をセグメントで分割すると組立精度がコギングトルクに大きく影響するばかりか、実形状や構成上の制約、複雑さなどが重複するため、その製造を難しくする。

例えば、自己組織化した結合剤を含む（ＢＨ）_ｍａｘ＝１６２ｋＪ／ｍ^３、厚さ０．９７ｍｍの垂直異方性薄板磁石を非等方的に延伸し、内半径３．５５ｍｍ、外半径３．６５ｍｍ、最大肉厚０．８８ｍｍ、長さ１０ｍｍの円弧状とする。この磁石を４ＭＡ／ｍのパルス磁界で磁化したときの磁束は（ＢＨ）_ｍａｘ７２ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石の磁束量に対して１．５３倍となり、有鉄心永久磁石型モータの起動トルクを１．４倍以上高める［Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ−Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｈｙｂｒｉｄ Ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ Ｓｅｌ−Ｏｒｇａｎｉｚｉｎｇ Ｂｉｎｄｅｒ Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ Ｕｎｄｅｒ ａ Ｈｅａｔ ａｎｄ ａ Ｌｏｗ−Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ”，Ｐｒｏｃ．１８ｔｈ Ｉｎｔ． Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ａｎｎｅｃｙ，Ｆｒａｎｃｅ，ｐｐ．７６−８３（２００４）］。

しかしながら、磁石厚さが例えば１．５ｍｍとなると垂直異方性薄板磁石を非等方的に延伸するのが困難となり、磁気特性を保持しての変形には磁石の厚さに上限があった。また、磁石と対向する鉄心表面に電磁巻線を配置する構造上、磁石と対向する鉄心にはティ−スとスロットが存在する。このため、モータの回転に伴うパ−ミアンスの変化によるコギングトルクが増大する。とくに、強い静磁界と矩形波状の空隙磁束密度分布をもつラジアル異方性磁石は等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石と比較するとコギングトルクが１５倍以上にも達する。

上記、コギングトルク低減の手段としては多くの工夫や考案がなされてきた。とくに、セグメント磁石を組込んだハルバッハ方式はコギングトルク低減に有効とされる［吉田、袈裟丸、佐野、“表面ＰＭ同期モータのセグメント形磁化方式によるコギングトルクの低減と回転子鉄心の削減”，ＩＥＥＪ．Ｔｒａｎｓ．ＩＡ，Ｖｏｌ．１２４，ｐｐ．１１４−１１５（２００４）］。しかし、磁極をセグメントで分割すると組立精度がコギングトルクに重大な影響を及ぼす。さらには実形状や構成上の制約、複雑さなどが重複するため、工業的規模での実施を難しくする。このため、ラジアル異方性磁石は磁極を分割することなく、加えて偏肉化やスキューなど従来技術の組み合わせでなく、出力特性を維持しながらコギングトルクを大幅に低減するラジアル異方性磁石の製造方法が求められていた。
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本発明は磁石粉末を網目状に固定することで磁石の各部分において接線に対する磁気異方性（磁化容易軸であるＣ軸）の角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法である。とくに、粘性流動、或いは伸長流動を伴う変形を行うことで磁石の変形能を向上し、厚さに対する形状対応力を向上する。加えて、磁極をセグメントに分割することなく、磁石の接線方向に対するＣ軸角度を磁石の任意の位置、任意の角度で制御することでコギングトルクを低減する。

本発明で好ましい実施形態の一つは、異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを含む磁石粉末と、それらを固定する網目状高分子、線状高分子、並びに必要に応じて適宜用いる添加剤とで構成する。そして、変形前磁石の樹脂組成物のミクロ構造が磁石粉末固定相Ａ、流動相Ｂとしたとき、相Ｂの一部が相Ａと化学結合して固定相Ａ群を網目状に固定し、且つ相Ｂのせん断流動、伸長流動作用で変形するラジアル異方性磁石の製造方法である。

本発明で好ましい実施形態の一つは、接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分α_０、接線に対するＣ軸角度が０〜９０度（θ）の非垂直異方性部分β_０、並びに接線に対するＣ軸角度が９０〜１８０度（θ’）の非垂直異方性部分β’_０で構成した異形磁石を作製する工程と、前記磁石を環状、または円弧状に変形し、垂直異方性部分α_０に対応するラジアル異方性部分α_１、非垂直異方性部分β_０に対応する曲面β_１、及び非垂直異方性部分β’_０に対応する曲面β’_１を与える磁石変形工程とを含むものである。ここで、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の接線に対するＣ軸角度θに連続変化を与える。さらに、好ましくは、変形前の垂直異方性部分α_０と対応する変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１において、接線に対するＣ軸角度θ、θ’を変形の前後において略等しくすることである。

本発明で好ましい実施形態の一つは、磁石が密度５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘ１４０ｋＪ／ｍ^３以上のラジアル異方性磁石とすることである。

以上により、樹脂組成物成分の粘性流動、或いは伸長流動を伴った変形により、密度５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘ１４０ｋＪ／ｍ^３以上のラジアル異方性磁石を製造する。これにより、ラジアル異方性磁石を偶数個備えた永久磁石型モータ、とくに有鉄心永久磁石型モータにおいて、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を搭載した永久磁石型モータの小型化、高出力化が静音性、制御性を同等とした状態で実現できる。

本発明は磁石粉末を網目状に固定することで接線に対するＣ軸角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法である。加えて、線状高分子の粘性流動、或いは伸長流動を伴う変形能の向上で磁石の形状対応力を向上する。さらに、本発明にかかる磁石の密度を５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘを１４０ｋＪ／ｍ^３以上とすると、既存の密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を適用されているモータの更なる小型化、高出力化を実現できる。

一方、ラジアル異方性磁石モータの静音性、制御性への悪影響に関しては、磁極をセグメントに分割することなく、接線方向に対するＣ軸角度を任意の位置、任意の角度で制御することができる。

本発明にかかるラジアル異方性磁石の製造方法は磁石粉末を網目状に固定することで磁石の各部分において接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度を保持しながら流動を伴う変形で環状、または円弧状とすることを特徴とする。

先ず、本発明にかかるラジアル異方性磁石製造における変形メカニズムを図面により説明する。

本発明では異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、樹脂組成物、並びに必要に応じて適宜加える添加剤を構成成分とする。そして、滑りを伴う溶融状態を利用し、磁界中２０〜５０ＭＰａで圧縮成形した変形前の磁石を製造する。

本発明で言う変形前の磁石を図１の概念図の例示により説明する。図１のように変形前磁石は磁石粉末と樹脂組成物のミクロ構造を採る。すなわち、準ガラス状態の磁石粉末固定相Ａ、架橋間巨大分子を含む線状高分子である流動相Ｂ、及び必要に応じて適宜使用するケミカルコンタクト相Ｃとする構成とする。

図１において、準ガラス状態の相Ａは磁石粉末固定成分として、例えば磁石粉末表面に被覆したオリゴマーの架橋反応で形成する。例えば、エポキシ当量２０５〜２２０ｇ／ｅｑ、融点７０−７６℃のノボラック型エポキシと相Ｃのケミカルコンタクト、例えばイミダゾール誘導体との反応生成物が相Ａとして例示できる。

一方、相Ｂの一部は、例えば相Ａと反応して架橋間巨大分子を形成する線状高分子で、例えば、相Ａがノボラック型エポキシオリゴマーの場合、融点８０℃、分子量４０００〜１２０００のポリアミドなどが例示できる。これにより、オリゴマーのエポキシ基とポリアミド分子鎖内アミノ活性水素（−ＮＨＣＯＯ−）の反応で磁石粉末を網目状に固定する相Ａを群として３次元網目状に連結することができる。加えて、相Ｂの残部、すなわち、相Ａと未反応な線状高分子は融点以上の加熱によって高分子融液特有の流動を呈する相Ｂとなる。

なお、図１で示す相Ａの厚さ△ｒｃは、例えば０．１〜０．３μｍ、相Ｃのケミカルコンタクトの直径２ａは２〜３μｍ以下の微粉末とし、何れも最小限で最適化を図ることにより、磁石粉末の体積分率を向上させることが望ましい。但し、△は変化量を表す。

また、相Ｃが分散した図１に示すミクロ構造でなく、相Ａのオリゴマー、或いはプレポリマーと反応して準ガラス状態とする架橋剤、ラジカル開始剤などを相Ａのオリゴマー、或いはプレポリマーに完溶せしめ、相Ｃのない構造とすることもできる。

本発明は、上記のようなミクロ構造を有する磁石を作製したのち、図１に示す相Ｂの流動を伴った変形によって円弧状、もしくは環状のラジアル異方性磁石とする。その際、相Ａによって固定された磁石粉末のＣ軸は相Ｂとの網目構造によって互いに連結した状態で特定の方向に固定されており、この状態を保持しながら相Ｂの流動によって変形を完結する。

次に、本発明の変形メカニズムにかかる相Ｂの線状高分子融液のせん断流動、伸長流動について図面を用いて説明する。

図１に示した本発明にかかる変形前後の磁石のミクロ構造において、外力を加えたときに相Ｂが流動する温度まで加熱する。Ｂ相は図２Ａに示すような長い分子が絡み合った状態で外力を受けるとせん断応力ａ、ａ’により流動する。このとき、粘性応力は相Ｂの分子間の摩擦と分子鎖の絡みによる抵抗という異なる２つの要因に基づくが、温度や外力で最適化できる。

また、相Ｂには伸長流動と呼ばれる流動場も生じる。これは流動による変形過程において図２Ｃに示すように相Ｂの線状高分子の分子形状が変化するもので、相Ａにより拘束された空間での変形、或いは局部的な延伸を伴う変形の際に生じる流動形態である。

なお、本発明にかかる変形における流動形態としては、図２Ｂのようにせん断流動と伸長流動とが重畳した流動形態による変形であっても差支えない。

以上のような相Ｂの流動を伴う変形によって製造した円弧状、またはそれらを複数個連結した環状の磁石は熱処理により、架橋反応を進行させ、相Ｂの流動性を消失させる。この処理によって磁石の機械的強度、耐熱性など耐環境性を向上させることができる。

次に、本発明にかかるラジアル異方性磁石の接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度θ、θ’を制御する概念を図面により説明する。

角度θは０〜９０度の範囲、角度θ’は９０〜１８０度の範囲の非垂直異方性部分におけるＣ軸の角度を表すものとする。また、磁石の接線に対するＣ軸角度を、磁石の変形前においては添字０を付けてθ_０、θ’_０、変形後においては添字１をつけてθ_１、θ’_１で表す。

図３Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄは変形前後の磁石断面図である。これらの図において、α_０は接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分、β_０は接線に対するＣ軸角度が０〜９０度の範囲での任意角度θ_０をもつ非垂直異方性部分、β’_０は９０〜１８０度の範囲での任意角度θ’_０をもつ非垂直異方性部分、Ｈは配向磁界方向である。

本発明では図３ＡまたはＢのような構成の磁石を製造し、前記磁石を図３Ｃ、Ｄのように環状、または円弧状に変形し、垂直異方性部分α_０に対応するラジアル異方性部分α_１、非垂直異方性部分β_０に対応する曲面β_１、及び非垂直異方性部分β’_０に対応する曲面β’_１を与える。本発明では相Ａによって固定された磁石粉末のＣ軸は相Ｂとの網目構造によって特定の方向に固定している。そして、その状態を保持しながら相Ｂの流動によって変形が進行する。その結果、ラジアル異方性磁石の接線に対するＣ軸角度を９０度に保持することも、Ｃ軸角度θ_１、θ’_１を任意に、或いは連続制御することができる。

とくに、回転に伴うコギングトルクを低減し、モータ運転時の静音性や制御性の向上を図るために変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の接線に対するＣ軸角度θ_１、θ’_１に連続変化を与える。また、特性安定化のために変形前の垂直異方性部分α_０と対応する変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１において、接線に対するＣ軸角度θ、θ’を変形の前後で略等しく保つことが望ましい。これらは相Ｂの流動性、相Ｂの一部による磁石粉末固定相Ａの網目構造の最適化、外力の度合などによって最適化を図ることができる。

なお、変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の各領域の構成比率、或いは接線に対するＣ軸角度θ、θ’の水準や連続変化の具体的な度合に関しては、本発明にかかるラジアル異方性磁石を適用する永久磁石型モータの設計思想に委ねられる。例えば、本発明にかかるラジアル異方性磁石を界磁とし、無鉄心電機子と組合せたモータでは回転に伴うパーミアンス変化はないのでコギングトルクは発生しない。したがって、この場合はβ_１やβ’_１領域は不要となる。

なお、図３Ｃ、Ｄのような円弧状、またはそれらを複数個連結した環状磁石とすることに関しては、例えば、特開２００３−３４７１４２に略ラジアル配向した円弧状の予備成形体を作製し、これを円筒状に組み合わせ圧縮成形し、さらに円筒成形体を焼結或いは焼成する焼結・焼成するラジアル異方性磁石の製造方法が開示されている。また、特開２００４−９６９６１公報、特開２００４−１４０２７０公報などにもラジアル配向円弧状予備成形体を接ぎ合わせて環状のラジアル異方性磁石を製造する方法が開示されている。しかし、本発明のような流動を伴う変形を行うものではない。加えて、本発明のような磁極を分割することなく、接線方向に対するＣ軸角度θ、θ’を任意の位置で制御するものではない。

次に、本発明にかかる磁石粉末である異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３、異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂについて説明する。

本発明で言う異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とは、例えば、特開平２−５７６６３号公報に記載される溶解鋳造法、特許第１７０２５４４１号や特開平９−１５７８０３号公報などに開示される還元拡散法より、Ｒ−Ｆｅ系合金、又はＲ−（Ｆｅ、Ｃｏ）系合金を製造し、これを窒化した後、微粉砕して得られる。微粉砕はジェットミル、振動ボールミル、回転ボールミルなど、公知の技術を適用でき、フィッシャー平均粒径で１．５μｍ以下、好ましくは１．２μｍ以下となるように微粉砕したものを言う。なお、微粉末は発火防止などハンドリング性を向上させるため、例えば特開昭５２−５４９９８号公報、特開昭５９−１７０２０１号公報、特開昭６０−１２８２０２号公報、特開平３−２１１２０３号公報、特開昭４６−７１５３号公報、特開昭５６−５５５０３号公報、特開昭６１−１５４１１２号公報、特開平３−１２６８０１号公報等に開示されているような、湿式ないし乾式処理による徐酸化皮膜を表面に形成したものが望ましい。また、特開平５−２３０５０１号公報、特開平５−２３４７２９号公報、特開平８−１４３９１３号公報、特開平７−２６８６３２号公報や、日本金属学会講演概要（１９９６年春期大会、Ｎｏ．４４６、ｐ１８４）等に開示されている金属皮膜を形成する方法や、特公平６−１７０１５号公報、特開平１−２３４５０２号公報、特開平４−２１７０２４号公報、特開平５−２１３６０１号公報、特開平７−３２６５０８号公報、特開平８−１５３６１３号公報、特開平８−１８３６０１号公報等による無機皮膜を形成する方法など、１種以上の表面処理Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３微粉末であっても差支えない。

一方、本発明で言う異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４ＢとはＨＤＤＲ処理（水素分解／再結合）、すなわち、希土類−鉄系合金（Ｒ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４Ｂ）相の水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ，Ｒ_２［Ｆｅ，Ｃｏ］_１４ＢＨｘ）、６５０〜１０００℃での相分解（Ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＲＨ_２＋Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｓｉｏｎ）、再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）する、所謂ＨＤＤＲ処理などで作製した磁石粉末を言う。ここで必須希土類元素Ｒは、１０原子％未満では結晶構造がα−Ｆｅと同一構造の立方晶組織となるため、高磁気特性、特に高保磁力ＨＣＪが得られず、３０原子％を超えるとＲリッチな非磁性相が多くなり、飽和磁化Ｊｓが低下する。よって、Ｒは１０〜３０原子％の範囲が望ましい。加えて必須元素Ｂは、２原子％未満では菱面体構造が主相となり、高い保磁力ＨＣＪは得られず、２８原子％を超えるとＢリッチな非磁性相が多くなり、飽和磁化Ｊｓが低下する。よって、Ｂは２〜２８原子％の範囲が望ましい。ここで、必須元素Ｆｅは、６５原子％未満では飽和磁化Ｊｓが低下し、８０原子％を超えると高い保磁力ＨＣＪが得られない。よって、Ｆｅは６５〜８０原子％が望ましい。また、Ｆｅの一部をＣｏで置換することは、磁石粉末の磁気特性を損なうことなく、キュリー温度Ｔｃの上昇によって実使用温度範囲の残留磁化Ｊｒの温度係数を改善できる。しかしながら、ＣｏのＦｅ置換量が２０原子％を超えると飽和磁化Ｊｓが減少する。すなわち、Ｃｏ置換量が５〜１５原子％の範囲では、残留磁化Ｊｒが一般に増加するため、高（ＢＨ）_ｍａｘを得るには好ましい。

他方では、Ｒ、Ｂ、Ｆｅのほか、工業的生産上不可避な不純物の存在は許容できる。例えば、Ｂの一部を４重量％以下のＣ、或いはＰ、Ｓ、Ｃｕの中、少なくとも１種、合計量で２重量％以下の存在は一般的な許容範囲である。

更に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｂｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｈｆのうち少なくとも１種は、当該粉末の保磁力ＨＣＪ、減磁曲線の角型性Ｈｋ／ＨＣＪなどの改善のために適宜添加することができる。また、組成の１０原子％〜３０原子％を占める希土類元素Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの中、少なくとも１種、或いは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙの中、少なくとも１種を含む。通常Ｒのうち１種をもって足りるが、実用上は２種以上の混合物（ミッシュメタル、シジム等）を使用することもできる。なお、このＲは工業上入手可能な範囲で製造上不可避な不純物を含有できる。

以上のような、異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ、並びに樹脂組成物を必須の構成成分としたコンパウンドを磁界中、２０〜５０ＭＰａで低圧圧縮成形する。この過程でＮｄ_２Ｆｅ_１４ＢはＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３よって隔離され、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂの成形加工での破砕や表面の損傷が抑制される。したがって、高温下での減磁曲線のＨｋ／ＨｃＪ（Ｈｋは残留磁化Ｊｒの９０％磁化に相当する減磁界）が良化し、初期不可逆減磁率が減少する。

また、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂとの異方性磁石では容易に高密度化できるため、１４０ｋＪ／ｍ^３以上の（ＢＨ）_ｍａｘが得られる。（例えば、Ｆ．Ｙａｍａｓｈｉｔａ，Ｈ．Ｆｕｋｕｎａｇａ，“Ｒａｄｉａｌｌｙ−Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｈｙｂｒｉｄ Ｍａｇｎｅｔ ｗｉｔｈ Ｓｅｌ−Ｏｒｇａｎｉｚｉｎｇ Ｂｉｎｄｅｒ Ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｅｄ Ｕｎｄｅｒ ａ Ｈｅａｔ ａｎｄ ａｎ ｏｗ−Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ”，Ｐｒｏｃ． １８ｔｈ Ｉｎｔ．Ｗｏｒｋｓｈｏｐ ｏｎ Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｍａｇｎｅｔｓ ａｎｄ Ｔｈｅｉｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ａｎｎｅｃｙ，Ｆｒａｎｃｅ，ｐｐ．７６−８３（２００４）。

（実施例１）
以下、本発明にかかる製造方法を実施例により更に詳しく説明する。ただし、本発明は本実施例に限定されない。

［接線に対するＣ軸角度が９０度のラジアル異方性磁石］
磁石粉末は粒子径３〜５μｍの異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３、粒子径３８〜１５０μｍの異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを使用した。また、結合剤のうち磁石粉末固定相Ａの主成分としてのオリゴマーはエポキシ当量２０５〜２２０ｇ／ｅｑ、融点７０−７６℃のノボラック型エポキシ、Ｂ相は例えばＡ相と架橋反応して架橋間巨大分子を形成する線状高分子で、例えば、融点８０℃、分子量４０００〜１２０００のポリアミド、相Ｃのケミカルコンタクトは２−フェニル−４、５−ジヒドロキシメチルイミダゾール（または２−メチルイミダゾール）、また、滑剤として融点約５２℃のペンタエリスリトールＣ１７トリエステルを使用した。これは、１分子中１つの水酸基（−ＯＨ）、炭素数１６のヘキサデシル基（−（ＣＨ_２）_１６ＣＨ_３）を３つ有する。

これら結合剤と磁石粉末とのコンパウンドはオリゴマー１重量％で表面処理した異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３３８．２０重量％、並びにオリゴマー０．５重量％で表面処理した異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ５７．４４重量％を線状高分子２．８０重量％並びに滑剤０．２８重量％の融点以上（１２０℃）で溶融混練し、室温に冷却後、１５０μｍ以下に粗粉砕したのち、室温でケミカルコンタクト０．２８重量％を乾式混合した。なお、図４はコンパウンドの反応温度とゲル化時間の関係を示す特性図である。図中Ｃ１は、２−フェニル−４、５−ジヒドロキシメチルイミダゾール系で１７０℃のゲル化時間は１６０ｓｅｃ、Ｃ２は２−メチルイミダゾールの系で１７０℃ゲル化時間は３０ｓｅｃであった。

次に、上記コンパウンドを１７０℃に加熱し、１．４ＭＡ／ｍの直交磁界中、滑りを伴う溶融流動状態で２０ＭＰａで圧縮し、厚さ１．５ｍｍで１４．５ｍｍ×１５．２ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の接線に対するＣ軸角度が９０度、すなわち垂直磁気異方性磁石を作製した。なお、成形時間は約３０ｓｅｃであった。このため、Ｃ１はゲル化に至らず、Ｃ２はゲル化している。したがって、前者は本発明にかかる磁石で、そのミクロ構造は図１に示したような相Ａ、相Ｂ、並びに相Ｃから構成され、後者は不完全な架橋状態の磁石ではあるものの、熱と外力を加えても相Ｂは流動状態に至らない。

上記、本発明にかかる不完全な架橋状態の磁石を４ＭＡ／ｍで垂直方向へパルス着磁したときの残留磁化Ｊｒは０．９３Ｔ、保磁力ＨｃＪは７９６ｋＡ／ｍ、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘは１４５ｋＪ／ｍ^３であった。

上記、厚さ１．５ｍｍで１４．５ｍｍ×１５．２ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の接線に対するＣ軸角度が９０度の磁石に、１５０−１６０℃の熱と１０ＭＰａ以下の外力を与えることで外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石とした。更に、この磁石を外径３７．９ｍｍの積層電磁鋼板の外周面に接着して環状とし、外周８極着磁した。この環状ラジアル異方性磁石を本発明例１とする。

一方、外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８０ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を積層電磁鋼板と接着し、外周８極着磁した。この環状の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を比較例とする。

図５は上記２種類のラジアル方向表面磁束密度分布を示す。図の本発明例はラジアル異方性磁石の特有の矩形波状表面磁束密度分布であるが、そのピーク値は１８５ｍＴで、比較例に比べて１．５３倍に達する。

［Ｃ軸角度θ、θ’を付与したラジアル異方性磁石］
前項の実施例と同じコンパウンドを用い、１７０℃にて、１．４ＭＡ／ｍの直交磁界中、滑りを伴う溶融流動状態で２０ＭＰａで圧縮し、厚さ１．５ｍｍ、密度５．８〜６．０Ｍｇ／ｍ^３の図６に示す断面の異形磁石を成形時間約３０ｓｅｃで作製した。

図６において、α_０は接線に対する磁気異方性（Ｃ軸）角度が９０度の垂直異方性部分、β_０は接線に対するＣ軸角度が０〜８５度の範囲で任意角度θが連続変化した非垂直異方性部分、β’_０は接線に対するＣ軸角度が９０〜１７５度の範囲で任意角度θ’が連続変化した非垂直異方性部分、Ｈは配向磁界方向である。なお、図は磁石断面形状をｘｙ座標（単位ｍｍ）で示し、配向磁界Ｈと磁石の接線（座標の接線との角度θ、θ’を決定している。なお、図６においてのみ、表現の便宜上、Ｃ軸方向を、接線方向に対してでなく、径方向（法線方向）に対する角度で表している。誤解を避けるため角度をθでなくψとして表示している。

次に、図６に示した変形前の異形磁石に１５０〜１６０℃の熱と１０ＭＰａ以下の外力を与えて外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石とした。

続いて、図６に示した変形前の異形磁石、並びにこれを変形したラジアル異方性磁石において、図６に示すＣ軸移動１、２、および３、すなわちβ_０、β_１、α_０、α_１の各部位から直径約１ｍｍの円を切出した。更に、深さ０．１ｃｍの方形（０．８×１．０ｃｍ）ホルダ−に直径約１ｍｍの前記試料を固定した。この試料の自発磁化は図７Ａのように通常Ｃ軸に向こうとする。しかし、図７Ｂのように外部磁界Ｈを与えると試料自体にトルクが発生し、磁界Ｈの方向に試料のＣ軸が回転する。試料の回転角と各試料表面に対応する起点の回転角との差から起点における接線方向に対するＣ軸角度θを求めた。その結果、図６におけるＣ軸移動１、２、および３、すなわち、β_０、β_１、α_０、α_１の各部位における接線方向に対するＣ軸角度θは、概ね６５〜７５、４０〜５０、８５〜９５度であった。このように、測定した全ての部位における変形前後の接線方向に対するＣ軸角度θが、ほぼ一致することから、任意の角度、並びにその角度変化を変形前の磁石断面の形状で与えることができる。

上記のように、変形前後で磁極中心（図６のＣ軸移動３）のＣ軸位置は変化ないが、中心から離れるに従って変形前後のＣ軸位置が変化している。このＣ軸分布の解析は回転磁化における全エネルギーＥ＝Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｃｏｓ（φ−φｏ）において、試料の全エネルギーＥを最小とする解、すなわち、（δＥ／δφ）＝Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｓｉｎ（φ−φｏ）＝０から、先ずφを決定し、Ｉ＝Ｉｓ・ｃｏｓ（φｏ−φ）からＭ−Ｈ ｌｏｏｐを描く。更に、Ｋｕ・ｓｉｎ２φ−Ｉｓ・Ｈ・ｓｉｎ（φｏ−φ）＝０からφを求め、φの確率分布を座標値毎に適用して全体の配向状態を解析した。ただし、φｏは外部磁界の角度、φはＩｓが回転した角度、Ｉは自発磁気モーメント、Ｋｕは異方性定数、Ｅは全エネルギーを表す。

その結果、図６におけるＣ軸移動１、２、および３、すなわち、β_０、β_１、α_０、α_１の各部位における異方性分散σは全て１４．５±２であった。このことから、異方性が崩れることなく、異方性の方向のみが変化するとみなせる。

なお、図８はロータの機械角に対する磁化ベクトルの分布を示す図である。磁化ベクトルは接線に対する異方性の方向(Ｃ軸角度)の分布を示すものである。

次に、上記の外半径２０．４５ｍｍ、内半径１８．９５ｍｍ（厚さ１．５ｍｍ）、４５度の円弧状ラジアル異方性磁石を外径３７．９ｍｍの積層電磁鋼板の外周面に接着して環状とし、外周８極着磁した。この環状ラジアル異方性磁石を本発明例２とする。

表１には、本発明例１、２を固定子と組合せた際の誘起電圧、誘起電圧波形の歪率、並びにコギングトルクを比較例と比較して示す。

表１から明らかなように、本発明例１のラジアル異方性磁石をモータに適用したとき、比較例で示す密度６Ｍｇ／ｍ^３、（ＢＨ）_ｍａｘ略８００ｋＪ／ｍ^３の等方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂボンド磁石を適用したモータに比較して得られた誘起電圧値の比から１．３５倍程の高出力化が可能なことが伺える。

また、本発明にかかるラジアル異方性磁石を有鉄心永久磁石型モータへ適用する際の課題であるコギングトルク低減に関しては、本発明例２のように、ラジアル異方性磁石の接線に対するＣ軸角度を９０度に保持する本発明例１に相当する部位とともに、Ｃ軸角度θ、θ’を図６のように任意の範囲で連続制御することで対応できる。

本発明によるラジアル異方性磁石は、永久磁石型モータの小型化、高出力化に有用である。

磁石粉末と樹脂組成物のミクロ構造を示す概念図 線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図 線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図 線状高分子融液のせん断流動、伸長流動を示す概念図 変形前の磁石断面図 変形前の磁石断面図 変形後の磁石断面図 変形後の磁石断面図 反応温度とゲル化時間の関係を示す特性図 ラジアル方向表面磁束密度分布を示す特性図 Ｃ軸方向を制御した異形磁石の断面図 接線方向に対するＣ軸角度の測定概念図を示す特性図 接線方向に対するＣ軸角度の測定概念図を示す特性図 ロータの機械角に対する磁化ベクトルの分布を示す図

Claims (18)

1. 磁石粉末を網目状に固定することで磁石の接線に対する磁気異方性角度を保持し、且つ流動を伴う変形で所定の円弧状、または環状とするラジアル異方性磁石の製造方法。
2. 前記磁石粉末は異方性Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３と異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを含み、それらを固定するために、網目状高分子、線状高分子、並びに必要に応じて添加剤を用いる請求項１記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
3. 変形前の前記磁石はミクロ構造が磁石粉末固定相Ａ、流動相Ｂを含む樹脂組成物であり、相Ｂの一部が相Ａと化学結合して固定相Ａ群を網目状に固定し、且つ相Ｂのせん断流動、伸長流動作用により前記磁石を変形する請求項１または２記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
4. 接線に対する磁気異方性角度が９０度の垂直異方性部分α_０、接線に対する磁気異方性角度θが０〜９０度の非垂直異方性部分β_０、並びにθが９０〜１８０度の非垂直異方性部分β’_０で構成した異形磁石を作製する工程と、前記磁石を環状、または円弧状に変形し、垂直異方性部分α_０に対応するラジアル異方性部分α_１、非垂直異方性部分β_０に対応する曲面β_１、及び非垂直異方性部分β’_０に対応する曲面β’_１を形成する変形工程とを含む請求項１記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
5. 変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１の接線に対する磁気異方性角度θに連続変化を与える請求項４記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
6. 変形前の垂直異方性部分α_０と対応する変形後のラジアル異方性部分α_１、変形前の非垂直異方性部分β_０に対応する変形後の曲面β_１、及び変形前の非垂直異方性部分β’_０に対応する変形後の曲面β’_１において、接線に対する磁気異方性角度が変形の前後で等しい請求項４または５記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
7. 磁石が密度５．８Ｍｇ／ｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘ１４０ｋＪ／ｍ^３以上である請求項１記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
8. 変形後磁石を熱処理し、流動成分を消失する請求項１記載のラジアル異方性磁石の製造方法。
9. 請求項１記載のラジアル異方性磁石を偶数個備えた永久磁石型モータ。
10. 請求項１、４、５のいずれか１項に記載のラジアル異方性磁石を偶数個備えた有鉄心永久磁石型モータ。
11. 請求項６に記載のラジアル異方性磁石を偶数個備えた有鉄心永久磁石型モータ。
12. 前記ラジアル異方性磁石の１極当たりにおける回転中心に対する機械角をｄ°とした場合、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°の範囲において接線方向に対する磁気異方性角度は９０°であり、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°以上において磁極間部方向に向かって磁気異方性角度が一定の割合で減少する、
    請求項９に記載の永久磁石型モータ。
13. 前記ラジアル異方性磁石の１極当たりにおける回転中心に対する機械角をｄ°とした場合、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°の範囲において接線方向に対する磁気異方性角度は９０°であり、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°以上において磁極間部方向に向かって磁気異方性角度が一定の割合で減少する、
    請求項１０に記載の有鉄心永久磁石型モータ。
14. 前記ラジアル異方性磁石の１極当たりにおける回転中心に対する機械角をｄ°とした場合、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°の範囲において接線方向に対する磁気異方性角度は９０°であり、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°以上において磁極間部方向に向かって磁気異方性角度角度が一定の割合で減少する、
    請求項１１に記載の有鉄心永久磁石型モータ。
15. 前記ラジアル異方性磁石の磁極間部の磁気異方性角度は０°〜１０°である請求項１２に記載の永久磁石型モータ。
16. 前記ラジアル異方性磁石の磁極間部の磁気異方性角度は０°〜１０°である請求項１３に記載の有鉄心永久磁石型モータ。
17. 前記ラジアル異方性磁石の磁極間部の磁気異方性角度は０°〜１０°である請求項１４に記載の有鉄心永久磁石型モータ。
18. 円弧状ラジアル異方性磁石を偶数個備え、各磁石は、１極当たりにおける回転中心に対する機械角をｄ°とした場合、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°の範囲において接線方向に対する磁気異方性角度が９０°であり、
    磁極中央から絶対値ｄ／６°以上において磁極間部方向に向かって磁気異方性角度が一定の割合で減少するように構成された、
    永久磁石型モータ。

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