WO2011001831A1 - フェライト焼結磁石の製造方法及びフェライト焼結磁石 - Google Patents

フェライト焼結磁石の製造方法及びフェライト焼結磁石 Download PDF

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悦志 尾田
義徳 小林
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日立金属株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a ferrite sintered magnet and a ferrite sintered magnet.
  • Ferrite sintered magnets are used in various applications such as various motors, generators, and speakers.
  • Sr ferrite (SrFe 12 O 19 ) and Ba ferrite (BaFe 12 O 19 ) having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure are known.
  • These ferrite sintered magnets are produced relatively inexpensively by powder metallurgy, using iron oxide and carbonates of strontium (Sr) or barium (Ba) as raw materials.
  • Sr ferrites described in JP-A-10-149910 and JP-A-11-154604 in which part of Sr is substituted with a rare earth element such as La and part of Fe is substituted with Co or the like (hereinafter referred to as "SrLaCo ferrite") ) Is widely used for various applications in place of conventional Sr ferrites and Ba ferrites because it is excellent in magnet characteristics, but further improvement of magnet characteristics is also desired.
  • Ca ferrite is also known as a ferrite sintered magnet, in addition to the above-mentioned Sr ferrite and Ba ferrite. It is known that Ca ferrite has a stable structure represented by a composition formula of CaO-Fe 2 O 3 or CaO 2 -Fe 2 O 3 and forms hexagonal ferrite by adding La. However, the obtained magnet characteristics were comparable to those of the conventional Ba ferrite and were not sufficiently high.
  • Japanese Patent No. 3181559 substitutes a part of Ca with a rare earth element such as La in order to improve the residual magnetic flux density B r and the coercivity H cJ of Ca ferrite and to improve the temperature characteristics of the coercivity H cJ ,
  • a Ca ferrite (hereinafter referred to as "CaLaCo ferrite") having an anisotropic magnetic field HA of 20 kOe or more in which a part of Fe is replaced by Co etc., and the anisotropic magnetic field HA is a Sr ferrite It is stated that the value is 10% or more higher than that.
  • CaLaCo ferrite according to Patent No. 3181559 although an anisotropic magnetic field H A in excess of SrLaCo ferrite, B r and H cJ are comparable to SrLaCo ferrite, while the squareness ratio is very poor It can not satisfy high coercivity and high squareness ratio, and has not been applied to various applications such as motors.
  • JP 2007-123511 proposes a method of improving the H cJ while maintaining the B r.
  • a ferrite sintered magnet is (1) a compounding step of compounding and mixing iron oxide as a raw material and a carbonate of Sr or Ba and the like, and (2) calcinating the mixed raw material to obtain a calcined body Calcining step, (3) pulverizing the calcined body to obtain a powder, (4) shaping the powder to obtain a compact, (5) firing the compact to obtain a sintered body It is manufactured by the process.
  • 2007-123511 discloses a method in which a pulverizing step is constituted by a first pulverizing step, a powder heat treatment step and a second pulverizing step, and crystals having a particle diameter of 1.1 ⁇ m or less by this method The ratio of the number of is 95% or more, thereby improving H cJ .
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-104050 proposes a CaLaCo ferrite in which the molar ratio of each constituent element and the value of n are optimized, and La and Co are contained at a specific ratio
  • WO 2007/06057 No. proposes a CaLaCo ferrite in which a part of Ca is substituted by La and Ba
  • WO 2007/077811 proposes a CaLaCo ferrite in which a part of Ca is substituted by La and Sr.
  • Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2008-137879 and International Publication No. 2008/105449 adopt a technology that improves HcJ by adopting the grinding process described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-123511 in the manufacturing process of CaLaCo ferrite. It is disclosed.
  • CaLaCo ferrite according to 2008-137879 Patent and WO 2008/105449 Patent although improvement in H cJ are achieved, as in the JP 2007-123511, the raw material costs and process costs Double cost increase, and can not meet the price requirements in the market.
  • H cJ it is effective to increase the addition amount of the sintering aid or to increase the addition ratio of SiO 2 compared to CaCO 3 , but the increase of the nonmagnetic component and the sinterability lowered by reduced B r of, squareness ratio H k / H cJ [H k is, J in the second quadrant of the (magnetization magnitude) -H (field strength) curve, J is 0.95B r It is inevitable to reduce the value of H at the value position.
  • WO 2007/06057 states that it is preferable to add 0.2 to 1.5% by mass (0.112 to 0.84% by mass in terms of CaO) of CaCO 3 and 0.1 to 1.5% by mass of SiO 2 at the time of pulverizing the calcined body.
  • JP-A No. 2008-137879 describes that it is preferable to add 1.35 mass% or less of SiO 2 to the sintered material.
  • an object of the present invention without a concomitant increase in raw material costs and process costs, and allows thinner by improving significantly the H cJ while maintaining high B r and squareness ratio H k / H cJ It is an object of the present invention to provide a CaLaCo ferrite sintered magnet and a manufacturing method capable of manufacturing the ferrite sintered magnet inexpensively.
  • the inventors focused on the sintering aid added in the pulverizing step, and in CaLaCo ferrite, when (a) more than 1% by mass of SiO 2 was added as a sintering aid the H cJ is specifically improved, (b) this time, by the addition of 1 mass% or more CaCO 3 in accordance with the added amount of SiO 2, preventing a decrease in B r and H k / H cJ as much as possible may be found a result, it was not obtained so far, the ferrite sintered magnet having maintaining high B r and H k / H cJ and high H cJ obtained (c), conceived the present invention did.
  • H cJ when adding SiO 2 in excess of 1% by mass is a phenomenon unique to CaLaCo ferrite, and the SrLaCo ferrites described in JP-A-10-149910 and JP-A-11-154604 are as each more than 1 wt% addition of SiO 2 and CaCO 3, improvement in H cJ significantly B r and H k / H cJ is reduced on small (see example 3 below).
  • the HcJ of the CaLaCo ferrite magnet having an atomic ratio of Co of 0.3 described in the examples of JP-A-2006-104050, WO 2007/060757 and JP-A- 2008-137879 is as high as 400 kA / It is about m (about 5 kOe).
  • HcJ of about 400 kA / m is also obtained by SrLaCo ferrite (Japanese Patent Laid-Open No. 2007-123511, the atomic ratio of Co is 0.2).
  • JP 2006-104050 the CaLaCo ferrite magnet according to an embodiment of WO 2007/060757 and JP 2008-137879, the anisotropic magnetic field H A is applied to higher than SrLaCo ferrite I not, H cJ is approximately equivalent to the SrLaCo ferrite, not improved to a level that H cJ is expected, originally of potential material is not sufficiently exhibited.
  • CaLaCo ferrite peculiar phenomenon that the addition of SiO 2 H cJ is improved specifically exceed 1% by weight are those innovative approaches to material intrinsic potential.
  • the method of the present invention for producing a ferrite sintered magnet having a ferrite phase having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure and a grain boundary phase essentially containing Si, Ca, R element containing at least one of rare earth elements and essentially containing La, A element containing Ba and / or Sr, Fe and Co as essential elements, metallic elements of Ca, R, A, Fe and Co
  • the composition ratio is General formula Ca 1-xy R x A y Fe 2 n -z Co z Represented by 1-xy, x, y, z representing atomic ratio of Ca, R element, A element and Co, and n representing molar ratio respectively 0.3 ⁇ 1-xy ⁇ 0.65, 0.2 ⁇ x ⁇ 0.65, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0.03 ⁇ z ⁇ 0.65, and 4 ⁇ n ⁇ 7
  • the amount of SiO 2 added is preferably 1.1 to 1.6% by mass.
  • the amount of CaO added is preferably 1.2 to 2% by mass.
  • the 1-xy, x, y, z and n are 0.35 ⁇ 1-xy ⁇ 0.55, 0.4 ⁇ x ⁇ 0.6, 0 ⁇ y ⁇ 0.15, 0.1 ⁇ z ⁇ 0.4, and 4.5 ⁇ n ⁇ 6 Is preferred.
  • the 1-xy, x, y, z and n are 0.42 ⁇ 1-xy ⁇ 0.5, 0.45 ⁇ x ⁇ 0.55, 0 ⁇ y ⁇ 0.08, 0.2 ⁇ z ⁇ 0.3, and 4.8 ⁇ n ⁇ 5.2 Is preferred.
  • the pulverizing step includes a first pulverizing step, a step of heat-treating the powder obtained by the first pulverizing step, and a second pulverizing step of pulverizing the heat-treated powder again. It is preferable to consist of
  • the sintered ferrite magnet of the present invention contains Ca, at least one of rare earth elements, an R element essentially containing La, an A element which is Ba and / or Sr, Fe and Co as essential elements, Ca, R,
  • the composition ratio of metal elements of A, Fe and Co is General formula Ca 1-xy R x A y Fe 2 n -z Co z Represented by 1-xy, x, y, z representing atomic ratio of Ca, R element, A element and Co, and n representing molar ratio respectively 0.3 ⁇ 1-xy ⁇ 0.65, 0.2 ⁇ x ⁇ 0.65, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0.03 ⁇ z ⁇ 0.65, and 4 ⁇ n ⁇ 7
  • the content of Si is preferably 1.1 to 1.6% by mass in terms of SiO 2 with respect to the entire ferrite sintered magnet.
  • the 1-xy, x, y, z and n are 0.35 ⁇ 1-xy ⁇ 0.55, 0.4 ⁇ x ⁇ 0.6, 0 ⁇ y ⁇ 0.15, 0.1 ⁇ z ⁇ 0.4, and 4.5 ⁇ n ⁇ 6 Is preferred.
  • the 1-xy, x, y, z and n are 0.42 ⁇ 1-xy ⁇ 0.5, 0.45 ⁇ x ⁇ 0.55, 0 ⁇ y ⁇ 0.08, 0.2 ⁇ z ⁇ 0.3, and 4.8 ⁇ n ⁇ 5.2 Is preferred.
  • Production method of the present invention may be reduced than the conventional amounts of essential rare and expensive Co and La in CaLaCo ferrite, significantly while H cJ maintaining high B r and squareness ratio H k / H cJ Since it can be improved, it is possible to provide a CaLaCo ferrite magnet excellent in economy. Further, the CaLaCo ferrite magnet obtained by the manufacturing method of the present invention does not cause demagnetization due to the demagnetizing field generated when the thickness is reduced. Therefore, the ferrite sintered magnet of the present invention can provide various types of motors that are reduced in size, weight and efficiency, electric parts for automobiles such as generators and speakers, parts for electric devices, and the like.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between CaO / SiO 2 and coercivity H cJ of the ferrite sintered magnet of Example 4.
  • FIG. It is a graph showing a relationship between ferrite sintered amount of SiO 2 of sintered magnets with residual magnetic flux density B r of Example 5.
  • 18 is a graph showing the relationship between the amount of SiO 2 added and the coercive force H cJ of the ferrite sintered magnet of Example 5. It is a graph showing the relationship between the mixing amount and the squareness ratio H k / H cJ of SiO 2 in the sintered ferrite magnets of Example 5.
  • the ferrite-sintered magnet according to the present invention contains Ca, at least one of rare earth elements, and essentially R element containing La, element A, which is Ba and / or Sr, Fe and Co.
  • the composition ratio of the metal elements of Ca, R, A, Fe and Co as elements is It is represented by the general formula Ca 1 -xy R x A y Fe 2 n -z Co z 1-xy, x, y, z representing atomic ratio of Ca, R element, A element and Co, and n representing molar ratio respectively 0.3 ⁇ 1-xy ⁇ 0.65, 0.2 ⁇ x ⁇ 0.65, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0.03 ⁇ z ⁇ 0.65, and 4 ⁇ n ⁇ 7
  • the content (1-xy) of Ca is 0.3 ⁇ 1-xy ⁇ 0.65.
  • Ca is less than 0.3, R element and element A becomes relatively large is not preferable because the B r and H k / H cJ is reduced.
  • R element and element A becomes relatively small, undesirably B r and H k / H cJ is reduced.
  • a preferred range of 1-xy is 0.35 ⁇ 1-xy ⁇ 0.55, and a more preferred range is 0.42 ⁇ 1-xy ⁇ 0.5.
  • the R element is at least one of rare earth elements and essentially contains La.
  • the proportion of La in the R element is preferably 50 atomic% or more, more preferably 70 atomic% or more, and La alone (however, unavoidable impurities are acceptable) Is most preferred.
  • La is most likely to form a solid solution in the M phase, so the larger the ratio of La, the larger the improvement effect of the magnetic characteristics.
  • the content (x) of the R element is 0.2 ⁇ x ⁇ 0.65. When x is less than 0.2 and more than 0.65, B r and H k / H cJ decrease.
  • a preferred range of x is 0.4 ⁇ x ⁇ 0.6, and a more preferred range is 0.45 ⁇ x ⁇ 0.55.
  • the A element is Ba and / or Sr.
  • the content (y) of the element A is 0 ⁇ y ⁇ 0.2.
  • a preferable range of y is 0 ⁇ y ⁇ 0.15, and a more preferable range is 0 ⁇ y ⁇ 0.08.
  • the content (z) of Co is 0.03 ⁇ z ⁇ 0.65. If z is less than 0.03, the effect of improving the magnetic properties by the addition of Co can not be obtained. In addition, since unreacted ⁇ -Fe 2 O 3 remains in the calcined body, slurry leakage occurs from the cavity of the mold during wet molding. When z exceeds 0.65, a hetero phase containing a large amount of Co is generated, and the magnetic properties are significantly reduced.
  • a preferred range of z is 0.1 ⁇ z ⁇ 0.4, and a more preferred range is 0.2 ⁇ z ⁇ 0.3.
  • Co can also be partially substituted by at least one selected from Zn, Ni and Mn.
  • Zn, Ni and Mn the manufacturing cost can be reduced without deteriorating the magnetic properties.
  • H cJ is slightly lowered, thereby improving the B r.
  • the total substitution amount of Zn, Ni and Mn is preferably 50% or less of Co in molar ratio.
  • H cJ In CaLaCo ferrite, essentially H cJ is improved with increasing Co and La.
  • Co and La are classified as rare metals (rare metals), and because they are rare and expensive metals, it is desirable to reduce their content as much as possible in order to save resources or reduce the cost of ferrite sintered magnets.
  • Be According to the present invention it is possible to significantly improve the H cJ while maintaining high B r and squareness ratio H k / H cJ, when providing a magnet of the same H cJ as conventional CaLaCo ferrite sintered magnet , Co and La contents can be reduced.
  • the molar ratio n is preferably 4 ⁇ n ⁇ 7.
  • n is less than 4, the ratio of the nonmagnetic portion increases, and the shape of the calcined particles becomes excessively flat, and the HcJ is significantly reduced.
  • n exceeds 7 unreacted ⁇ -Fe 2 O 3 remains in the calcined body, and slurry leakage occurs from the cavity of the mold during wet molding.
  • a preferred range of n is 4.5 ⁇ n ⁇ 6, and a more preferred range is 4.8 ⁇ z ⁇ 5.2.
  • Si is an essential element and contains more than 1% by mass and 1.8% by mass or less in terms of SiO 2 with respect to the entire magnet. It is preferable to add Si as SiO 2 to the ferrite calcined body, and the amount of SiO 2 to be added is more than 1% by mass and preferably 1.8% by mass or less with respect to 100% by mass of the calcined body. That is, SiO 2 added to the calcined body is basically contained as it is also in the sintered magnet. However, it may flow out slightly in the pulverizing step or the forming step, and the content in the sintered magnet may be smaller than the amount added to the calcined body. Si basically forms a grain boundary phase and is not contained in the ferrite phase having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure. A preferred range of Si is 1.1 to 1.6% by mass (in terms of SiO 2 ).
  • the molar ratio x / z of R element to Co is preferably 0.73 ⁇ x / z ⁇ 15.62.
  • a more preferable range is 1 ⁇ x / z ⁇ 3, and a most preferable range is 1.2 ⁇ x / z ⁇ 2.
  • the ferrite sintered magnet of the present invention, or the calcined body according to the present invention has a ferrite phase having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure.
  • “having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure” means a hexagonal M-type magnetoplumbite structure when X-ray diffraction of a ferrite sintered magnet or a calcined body is measured under a general condition.
  • the X-ray diffraction pattern of is mainly observed.
  • the presence of a foreign phase (orthoferrite phase, spinel phase, etc.) or an impurity phase observed in a very small amount (about 5% by mass or less) by X-ray diffraction or the like is acceptable.
  • a method such as Rietveld analysis can be used for the determination of the different phase from X-ray diffraction.
  • the ferrite sintered magnet of the present invention essentially has a ferrite phase having the hexagonal M-type magnetoplumbite structure and a grain boundary phase which contains Si essentially. Since it is difficult to observe the grain boundary phase with an X-ray diffraction pattern, it is preferable to confirm with a transmission electron microscope or the like.
  • the ferrite phase in the ferrite calcined body and the ferrite phase in the ferrite sintered magnet both have a hexagonal M-type magnetoplumbite structure and are basically the same.
  • a ferrite phase in advance for achieving crystal orientation at the time of forming and controlling the structure at the time of sintering, and the presence of the grain boundary phase is not limited.
  • a grain boundary phase containing a ferrite phase as a main component and additionally containing Si essential for structure control and densification at the time of sintering is required.
  • the coercivity H cJ is 450 kA / m or more, the residual magnetic flux density B r is 0.4 T or more, the squareness H k / H cJ 80 %, And by selecting a more preferable range, the coercive force H cJ is 460 kA / m or more, the residual magnetic flux density B r is 0.44 T or more, and the squareness ratio H k / H cJ is 80%. It has the above-mentioned magnet characteristic.
  • a ferrite sintered magnet is a step of preparing a calcined ferrite body, a step of pulverizing the calcined body to obtain a powder, and a step of molding the powder to obtain a compact And manufacturing the sintered body by a sintering process to obtain a sintered body.
  • the coercivity H of the sintered magnet is obtained by adding more than 1% by mass and less than 1.8% by mass of SiO 2 with respect to 100% by mass of the calcined body to the calcined body before the pulverizing step. cJ can be significantly improved.
  • the ferrite calcined body contains Ca, an R element which is at least one of rare earth elements and essentially contains La, an A element which is Ba and / or Sr, Fe and Co as essential elements, Ca, R,
  • the composition ratio of metal elements of A, Fe and Co is General formula Ca 1-xy R x A y Fe 2 n -z Co z (However, 1-xy, x, y, z representing atomic ratio of Ca, R element, A element and Co, and n representing molar ratio, respectively, 0.3 ⁇ 1-xy ⁇ 0.65, 0.2 ⁇ x ⁇ 0.65,
  • the ferrite phase has a hexagonal M-type magnetoplumbite structure represented by 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0.03 ⁇ z ⁇ 0.65, and 4 ⁇ n ⁇ 7.
  • the number of moles of oxygen varies depending on the valence of Fe and Co, n value, the type of R element, and the like.
  • the ratio of oxygen to metal elements changes due to oxygen vacancies (vacancy) when fired in a reducing atmosphere, changes in the valence of Fe in the ferrite phase, changes in the valence of Co, etc. Do. Therefore, the actual number of moles of oxygen ⁇ may deviate from nineteen. Therefore, in the present invention, the composition is indicated by the metal element whose composition is most easily identified.
  • a calcined ferrite body is a powder of oxide, a compound which becomes an oxide by calcination (a Ca compound, a compound of R element, and optionally a Ba compound and / or a Sr compound) Powders, iron compounds and powders of Co compounds) are mixed to obtain the above composition, and the resulting mixture is calcined (ferritized).
  • a Ca compound, a compound of R element, and optionally a Ba compound and / or a Sr compound Powders, iron compounds and powders of Co compounds
  • oxides, carbonates, hydroxides, nitrates, chlorides and the like of the respective metals can be used regardless of the valence number. It may be a solution in which the raw material powder is dissolved.
  • a Ca compound carbonates, oxides, chlorides and the like of Ca are used.
  • oxides such as La 2 O 3 oxides such as La 2 O 3 , hydroxides such as La (OH) 3 , carbonates such as La 2 (CO 3 ) 3 .8H 2 O, and the like are used.
  • oxides, hydroxides, carbonates and the like of mixed rare earths (La, Nd, Pr, Ce etc.) are preferable because they are inexpensive and cost can be reduced.
  • As a compound of the element A carbonates, oxides, chlorides and the like of Ba and / or Sr are used.
  • As the iron compound iron oxide, iron hydroxide, iron chloride, mill scale or the like is used.
  • As the Co compound oxides such as CoO and Co 3 O 4 , hydroxides such as CoOOH, Co (OH) 2 , Co 3 O 4 ⁇ m 1 H 2 O (m 1 is a positive number), CoCO 3 like carbonates, and m 2 CoCO 3 ⁇ m 3 Co (OH) 2 ⁇ m 4 H 2 O or the like basic carbonate (m 2, m 3, m 4 are positive numbers) using Do.
  • Raw material powders other than CaCO 3 , Fe 2 O 3 and La 2 O 3 may be added from the time of mixing the raw materials, or may be added after calcination.
  • CaCO 3 , Fe 2 O 3 , La 2 O 3 and Co 3 O 4 are blended, mixed and calcined, and then the calcined body is crushed, shaped and sintered to obtain a ferrite sintered magnet
  • CaCO 3 , Fe 2 O 3 and La 2 O 3 are blended, mixed and calcined, and then Co 3 O 4 is added to the calcined body, pulverized, shaped and It is also possible to produce a ferrite sintered magnet by sintering.
  • a compound containing B such as B 2 O 3 or H 3 BO 3 may be added at about 1% by mass or less, if necessary.
  • H 3 BO 3 is effective in further improvement of H cJ and B r.
  • the amount of H 3 BO 3 added is preferably 0.3% by mass or less, and most preferably about 0.2% by mass. Amount of H 3 BO 3 is less effect of improving low and B r than 0.1 wt%, B r is reduced as more than 0.3 mass%.
  • H 3 BO 3 also has the effect of controlling the shape and size of crystal grains at the time of sintering, and therefore may be added after calcination (before pulverization or before sintering), before calcination and after calcination It may be added by both.
  • Blending of the raw material powder may be carried out either wet or dry. Stirring with a medium such as steel balls allows the raw material powders to be mixed more uniformly. When wet, it is preferable to use water as the solvent. In order to improve the dispersibility of the raw material powder, known dispersants such as ammonium polycarboxylate and calcium gluconate may be used. The mixed raw material slurry is dehydrated to obtain a mixed raw material powder.
  • the mixed raw material powder undergoes solid phase reaction by heating using an electric furnace, a gas furnace or the like to form a ferrite compound having a hexagonal M-type magnetoplumbite structure. This process is called “calcination” and the obtained compound is called “calcination”.
  • the calcination step is preferably performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 5% or more. If the oxygen concentration is less than 5%, abnormal grain growth, formation of a heterophase and the like are caused. A more preferable oxygen concentration is 20% or more.
  • the solid phase reaction in which the ferrite phase is formed proceeds with the increase of temperature and is completed at about 1100 ° C. If the calcination temperature is less than 1100 ° C., unreacted hematite (iron oxide) remains, and the magnetic properties become poor. On the other hand, when the calcining temperature exceeds 1450 ° C., crystal grains grow too much, so it may take a long time to grind in the grinding step. Therefore, the calcination temperature is preferably 1100 to 1450 ° C., and more preferably 1200 to 1350 ° C. The calcination time is preferably 0.5 to 5 hours.
  • SiO 2 is most preferably added to the calcined body, it may be added to a portion of the total amount pre-calcination (when formulating a raw material powder). By adding before calcination, it is possible to control the size of crystal grains at the time of calcination.
  • a preferable addition amount of SiO 2 is slightly changed by the addition amount of the CaCO 3 (CaO conversion). In addition, as shown in the examples described later, it slightly changes depending on the content (z) of Co. For example, in view of the improvement effect of H cJ , regardless of the content (z) of Co, when the addition amount of CaCO 3 increases, the preferable addition amount of SiO 2 also tends to shift to the larger one. In addition, when the content of Co decreases, the preferred addition amount of SiO 2 tends to shift to the larger side. However, the addition amount of SiO 2 is too high B r and H k / H cJ is reduced.
  • the addition amount of SiO 2 is 1.1 to 1.5 mass% and CaCO 3 addition amount (in terms of CaO) is preferably 1.2 to 2 mass%, and when Co content (z) is z ⁇ 0.3, the addition amount of SiO 2 is 1.4 to 1.6 mass% and the addition amount of CaCO 3 (CaO 3 Is preferably 1.5 to 2% by mass, and in consideration of both, as described above, the addition amount of SiO 2 is preferably 1.1 to 1.6% by mass, and at this time, the addition amount of CaCO 3 (in terms of CaO) is 1.2 to 2 It is preferable that it is mass%.
  • both SiO 2 and CaCO 3 when both SiO 2 and CaCO 3 are added, they may be suitably added within the range of the addition amount of SiO 2 and the addition amount of the CaCO 3 , preferably, as described above, SiO 2 by 2 amount of 1.1 in the range of ⁇ 1.6% by weight and CaCO 3 added amount (CaO equivalent) is set within the range of 1.2 to 2 mass%, high while maintaining a high B r and H k / H cJ A ferrite sintered magnet having H cJ is obtained.
  • the magnetic properties can be further improved by setting [CaCO 3 addition amount (CaO equivalent) / SiO 2 addition amount] to 0.8 to 2.
  • the preferable range of [CaCO 3 added amount (CaO converted) / SiO 2 added amount] slightly changes depending on the content (z) of Co as shown in the examples described later. In the case of z ⁇ 0.3, 1 to 1.7 is preferable, and 1.1 to 1.4 is more preferable. In the case of z ⁇ 0.3, 0.8 to 1.4 is preferable, and 0.9 to 1.1 is more preferable.
  • the calcined body is pulverized by a vibration mill, a ball mill, an attritor or the like to obtain a pulverized powder.
  • the average particle size of the pulverized powder is preferably about 0.4 to 0.8 ⁇ m (air permeation method).
  • the grinding process may be either dry grinding or wet grinding, but it is preferable to carry out both in combination.
  • wet grinding is performed using water and / or non-aqueous solvents (organic solvents such as acetone, ethanol, xylene, etc.). Wet grinding produces a slurry in which water (solvent) and a calcined body are mixed. It is preferable to add 0.2 to 2% by mass of a known dispersant and / or surfactant in solid content ratio to the slurry. After wet grinding, it is preferable to concentrate and knead the slurry.
  • organic solvents such as acetone, ethanol, xylene, etc.
  • Cr 2 O 3 , Al 2 O 3 or the like can be added in addition to the above-described SiO 2 and CaCO 3 in order to improve the magnetic properties.
  • the addition amount of each of these is preferably 5% by mass or less.
  • the pulverized powder contains ultrafine powder of less than 0.1 ⁇ m which causes dewatering deterioration and molding defects, it is preferable to heat treat the pulverized powder in order to remove these ultrafine powder.
  • the heat-treated powder is preferably pulverized again.
  • the step of subjecting the powder obtained in the first pulverizing step to heat treatment, and the second pulverizing step in which the heat-treated powder is again pulverized by adopting comprising milling step (hereinafter referred to as "heat treatment re-pulverizing step")
  • heat treatment re-pulverizing step it is possible to further H cJ addition to H cJ improvement by the addition of SiO 2 and CaCO 3, it can not be obtained so far it is possible to provide a ferrite sintered magnet having maintaining high B r and H k / H cJ and much higher H cJ.
  • ultrafine powder of less than 0.1 ⁇ m is unavoidably produced, and the presence of the ultrafine powder lowers H cJ , dewatering property deteriorates in the molding process, causes defects in the molded body, and dewatering. It takes a long time to reduce the press cycle.
  • the powder containing the ultrafine powder obtained by the first pulverizing step is subjected to heat treatment, a reaction occurs between the relatively large particle size powder and the ultrafine powder, and the amount of ultrafine powder can be reduced.
  • particle size adjustment and necking removal are performed by the second pulverizing step to prepare a powder of a predetermined particle size.
  • the particle size of the powder in the second pulverizing step is set relatively large (for example, the average particle size is about 0.8 to 1.0 ⁇ m), it can be obtained by the usual pulverizing step by utilizing the improvement effect of H cJ in the heat treatment regrinding step.
  • the same HcJ as in the case of using the powder (average particle size about 0.4 to 0.8 .mu.m) is obtained. Therefore, while being able to aim at time shortening by a 2nd pulverization process, the improvement of the further dewatering property and the press cycle can be aimed at.
  • the heat treatment regrinding process although various advantages are obtained, as described above, the cost increase associated with the increase of the manufacturing process can not be avoided.
  • the improvement effect of the magnetic properties obtained when the heat treatment re-pulverizing step is adopted is very large as compared to the case of manufacturing the conventional ferrite sintered magnet. You can offset the up. Therefore, in the present invention, the heat treatment regrinding step is a practically meaningful step.
  • the first pulverization is the same as the above-mentioned usual pulverization, and is performed using a vibration mill, jet mill, ball mill, attritor or the like.
  • the average particle size of the pulverized powder is preferably about 0.4 to 0.8 ⁇ m (air permeation method).
  • the grinding process may be either dry grinding or wet grinding, but it is preferable to carry out both in combination.
  • the heat treatment carried out after the first milling step is preferably performed at 600 to 1200 ° C., more preferably 800 to 1100 ° C.
  • the heat treatment time is not particularly limited, but is preferably 1 second to 100 hours, and more preferably about 1 to 10 hours.
  • the second pulverization to be performed after the heat treatment step is performed using a vibration mill, a jet mill, a ball mill, an attritor, or the like.
  • a vibration mill a jet mill
  • a ball mill a ball mill
  • an attritor or the like.
  • Most desired particle sizes are already obtained in the first milling step, so in the second milling step mainly particle size control and necking removal are carried out. Therefore, it is preferable to reduce the pulverizing conditions by shortening the pulverizing time or the like rather than the first pulverizing step. Crushing under the same conditions as in the first pulverizing step is not preferable because ultrafine powder is generated again.
  • the average particle size of the powder after the second pulverization is about 0.4 to 0.8 ⁇ m (air permeation) as in the usual pulverization process when it is desired to obtain H cJ higher than the ferrite sintered magnet obtained by the usual pulverization process If you want to take advantage of advantages such as shortening the grinding process time, further improvement of the dewaterability, and improvement of the press cycle, it should be about 0.8 to 1.2 ⁇ m, preferably about 0.8 to 1.0 ⁇ m (air permeation method) It is preferable to
  • the slurry after crushing is press-formed in a magnetic field or in a non-magnetic field while removing water (solvent).
  • a magnetic field By pressing in a magnetic field, the crystal orientations of the powder particles can be aligned (orientated), and the magnet characteristics can be dramatically improved.
  • 0.01 to 1% by mass of a dispersant or a lubricant may be added.
  • the slurry may be concentrated as needed before molding. The concentration is preferably performed by centrifugation, a filter press or the like.
  • Firing process The molded object obtained by press molding is baked after degreasing as needed. Firing is performed using an electric furnace, a gas furnace or the like.
  • the firing is preferably performed in an atmosphere having an oxygen concentration of 10% or more. If the oxygen concentration is less than 10%, abnormal grain growth, formation of a heterophase and the like are caused, and the magnet characteristics are degraded.
  • the oxygen concentration is more preferably 20% or more, and most preferably 100%.
  • the firing temperature is preferably 1150 ° C. to 1250 ° C.
  • the firing time is preferably 0.5 to 2 hours.
  • the average crystal grain size of the sintered magnet obtained by the firing step is about 0.5 to 2 ⁇ m.
  • a ferrite sintered magnet is finally produced through a known manufacturing process such as a processing step, a cleaning step, and an inspection step.
  • the raw material powder was mixed in a wet ball mill for 4 hours, dried and sized.
  • the resultant was calcined at 1300 ° C. for 3 hours in the atmosphere, and the obtained calcined body was roughly crushed by a hammer mill to obtain a roughly crushed powder.
  • the amount of SiO 2 powder and CaCO 3 powder (CaO equivalent) shown in Table 1 is added to the roughly pulverized powder, and the wet ball mill using water as a solvent until the average particle size by air permeation method becomes 0.55 ⁇ m Finely ground.
  • the resulting pulverized slurry was shaped at a pressure of about 50 MPa while applying a magnetic field of about 1.3 T so that the pressing direction and the magnetic field direction were parallel while removing the solvent.
  • the obtained compact was fired at 1200 ° C. for 1 hour in the air to obtain a sintered magnet.
  • H k is the second of J (magnitude of magnetization) -H (intensity of magnetic field) curve of the obtained sintered magnet In the quadrant, the value of H at a position where J becomes a value of 0.95 B r was measured.
  • the measurement results are shown in FIGS. 1 to 3.
  • the abscissa represents the addition amount of SiO 2 (mass%)
  • the ordinate represents the residual magnetic flux density B r (T) (FIG. 1)
  • the coercive force H cJ (FIG.
  • FIG. 4 is a comparison of Sample 113 and Sample 119, and a sample with an addition amount of SiO 2 of 1% by mass or less from FIG. Sample 113 (1.2% by mass of SiO 2 and 1.5% by mass of CaO) and Sample 119 (SiO 2 in proportion to those in which the addition amount of SiO 2 is 1 mass% or less, which was conventionally considered to be the optimum addition amount.
  • HcJ is improved by about 20% or more for 1.5% by mass and 2.0% by mass of CaO).
  • the added amount of SiO 2 is 1 mass% or less of the sample H cJ (400 kA / m or less), the anisotropy field H but not greater than about 19% of the value of a, H cJ of the sample 113 and sample 119 becomes about 23% of the value of the anisotropic magnetic field H a, the material originally It can be seen that it is approaching the potential of Furthermore, the CaO / SiO 2 of the sample 113 and the sample 119 is 1.25 and 1.33, respectively, and considering the sample 109 having relatively excellent magnetic properties, the ratio of CaO / SiO 2 is in the range of about 1.1 to 1.4, It can be seen that excellent magnet characteristics can be obtained.
  • the coercivity H cJ improves as the amount of CaO added increases, and the highest coercivity H cJ is obtained particularly when the amount of CaO added is 1.5% by mass and 2% by mass. Further, when CaO addition amount is in the range of 1.2 to 2 mass%, the coercivity H cJ became approximately 20% or more relative to the value of the anisotropy field H A of the CaLaCo ferrite was 0.3 atomic ratio of Co, If the CaO addition amount is in the range of 1.5 to 2 mass%, the coercivity H cJ became about 23% relative to the value of the anisotropic magnetic field H a.
  • Formulated values of SiO 2 and CaO of sintered magnets of the sample 113 and the sample 114 and quantitative values by ICP (Inductively Coupled Plasma) emission spectral analysis are shown in Table 2.
  • the formulation values are% by weight of added SiO 2 and CaO with respect to the sum of the total composition.
  • SiO 2 added to the calcined body is contained as it is also in the sintered magnet.
  • the reason why the quantitative value of SiO 2 is larger than the prescribed value is presumed to be because elements other than SiO 2 are analyzed relatively less than the prescribed value.
  • the residual magnetic flux density B r , coercivity H cJ and squareness ratio H k / H cJ of the obtained sintered magnet were measured.
  • the measurement results are shown in FIG. 6 to FIG. 6 to 8, the horizontal axis represents the addition amount of SiO 2 (mass%), the vertical axis represents the residual magnetic flux density B r (T) (FIG. 6), and the coercivity H cJ (FIG. 7).
  • Each value is plotted as the squareness ratio H k / H cJ (FIG. 8), and the data of the same CaO addition amount are connected by a straight line.
  • the amount of SiO 2 added is more than 1% by mass and the amount of CaO added is 1% by mass or more as in Example 1.
  • high magnetic properties can be obtained, and superior magnetic properties can be obtained when the addition amount of SiO 2 is 1.4 to 1.6% by mass and the addition amount of CaO is 1.5 to 2% by mass.
  • SiO 2 is 1.6% by weight and CaO is 1.5 mass%), while suppressing a decrease in B r and H k / H cJ minimized, H cJ was specifically improved.
  • FIG. 9 shows a sample 215 (1.6% by mass of SiO 2 and 1.5% by mass of CaO) extracted from FIG. 7 and a sample with an addition amount of SiO 2 of 1% by mass or less.
  • the sample 215 (1.6% by mass of SiO 2 and 1.5% by mass of CaO) is compared with the sample in which the addition amount of SiO 2 conventionally considered optimum is 1% by mass or less.
  • the value of the anisotropy field H A of the CaLaCo ferrite was 0.2 Co atomic ratio results measured by SPD method, was 1.9 MA / m (about 23.9 kOe). Therefore, the amount of SiO 2 is 1 mass% or less of the sample H cJ (300 kA / m or less), the anisotropy field H but not greater than about 16% of the value of A, the sample 215 (SiO 2 It can be seen that 1.6% by mass, 1.5% by mass of CaO) is about 20% of the value of the anisotropic magnetic field HA , and it approaches the potential inherent to the material. Further, CaO / SiO 2 in the sample 215 is 0.94, in the range of CaO / SiO 2 ratio is about 0.9 and 1.1, it can be seen that excellent magnetic characteristics can be obtained.
  • the residual magnetic flux density B r , coercivity H cJ and squareness ratio H k / H cJ of the obtained sintered magnet were measured.
  • the measurement results are shown in FIG. 10 to FIG.
  • the abscissa represents the amount of added SiO 2 (mass%)
  • the ordinate represents the residual magnetic flux density B r (T) (FIG. 10)
  • the coercive force H cJ (FIG. 11).
  • the values are plotted with squareness ratio H k / H cJ (FIG. 12).
  • Example 12 the samples 111 to 115 in Example 1 and the samples 211 to 217 in Example 2 are plotted together so that the tendency due to the content (z) of Co can be compared.
  • the data of the content (z) of the same Co were connected by a straight line.
  • FIG. 13 is a graph in which data of the same Co content (z) are connected by straight lines, with CaO / SiO 2 on the horizontal axis and the coercive force H cJ on the vertical axis, using these data.
  • the magnet characteristics can be improved by setting CaO / SiO 2 to 0.8 to 2.0.
  • the value of CaO / SiO 2 to achieve a high H cJ while maintaining high B r and H k / H cJ in the case of z 0.3, preferably 1 to 1.7, and more preferably 1.2-1.4,
  • FIG. 11 indicates that the maximum value of H cJ tends to decrease with the decrease in the content (z) of Co.
  • H cJ is improved 20% or more
  • the value of H cJ to the value of the anisotropy field H a is the fact that improved 4% or more, it is certainly approaching the material inherent potential. Therefore, when providing the same HcJ magnet as a conventional CaLaCo ferrite sintered magnet, the content of rare and expensive Co and La can be reduced.
  • Example 2 even in the composition of the content z of 0.2 of Co where high H cJ can not be expected so far and it is difficult to put into practical use, it becomes possible to obtain H cj at a practical level.
  • a high-performance ferrite sintered magnet with reduced La can be provided at low cost.
  • CaCO 3 powder, La (OH) 3 powder, SrCO 3 powder, BaCO 3 powder, Fe 2 O 3 powder and Co 3 O 4 powder, and SiO 2 powder and CaCO 3 powder to the total of these compounded powders A sintered magnet was produced in the same manner as in Example 1 except that the addition amount (in terms of CaO) was changed as shown in Table 5.
  • the Sr atomic ratio (y1) and the Ba atomic ratio (y2) are also shown in Table 5.
  • Samples 111 to 115 are sintered magnets evaluated in Example 1.
  • H k is the second of J (magnitude of magnetization) -H (intensity of magnetic field) curve of the obtained sintered magnet In the quadrant, the value of H at a position where J becomes a value of 0.95 B r was measured.
  • the measurement results are shown in FIG. 14 to FIG. In FIG. 14 to FIG. 16, the abscissa represents the SiO 2 addition amount (mass%), and the ordinate represents the residual magnetic flux density B r (T) (FIG. 14), the coercive force H cJ (FIG.
  • FIG. 17 is a graph in which the abscissa represents CaO / SiO 2 and the ordinate represents the coercive force H cJ from these data.
  • the abscissa represents CaO / SiO 2
  • the ordinate represents the coercive force H cJ from these data.
  • the residual magnetic flux density B r , coercivity H cJ and squareness ratio H k / H cJ of the obtained sintered magnet were measured. The measurement results are shown in FIGS. 18 to 20.
  • the finely divided slurry obtained by the above heat treatment regrinding step was formed under a pressure of about 50 MPa while applying a magnetic field of about 1.3 T so that the pressure direction and the magnetic field direction were parallel while removing the solvent. .
  • the obtained compact was fired at 1200 ° C. for 1 hour in the air to obtain a sintered magnet.
  • a sintered magnet was obtained in the same manner as described above, except that the heat treatment and the second pulverization were not performed, and the average particle size was changed to 0.8 ⁇ m (air permeation method) only by the first pulverization.
  • H cJ 476 kA / m
  • Br 0.443 T
  • H k / H cJ 81.6%.

Abstract

　Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、一般式：Ca1-x-yRxAyFe2n-zCozにより表され、各元素の原子比率1-x-y、x、y、z及びモル比nが、0.3≦1-x-y≦0.65、0.2≦x≦0.65、0≦y≦0.2、0.03≦z≦0.65、及び4≦n≦7を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石であって、前記Siの含有量が、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1質量％を超え、1.8質量％以下であることを特徴とするフェライト焼結磁石及びその製造方法。

Description

フェライト焼結磁石の製造方法及びフェライト焼結磁石
　本発明は、フェライト焼結磁石の製造方法及びフェライト焼結磁石に関する。
　フェライト焼結磁石は、各種モータ、発電機、スピーカ等、種々の用途に使用されている。代表的なフェライト焼結磁石として、六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するSrフェライト(SrFe12O19)及びBaフェライト(BaFe12O19)が知られている。これらのフェライト焼結磁石は、酸化鉄とストロンチウム(Sr)又はバリウム(Ba)の炭酸塩等とを原料とし、粉末冶金法によって比較的安価に製造される。
　近年、環境に対する配慮などから、自動車用電装部品、電気機器用部品等において、部品の小型・軽量化及び高効率化を目的として、フェライト焼結磁石の高性能化が要望されている。特に、自動車用電装部品に用いられるモータには、高い残留磁束密度Brを保持しながら、薄型化した際に発生する反磁界により減磁しない、高い保磁力HcJを有するフェライト焼結磁石が要望されている。
　フェライト焼結磁石の磁石特性の向上を図るため、上記のSrフェライトにおけるSrの一部をLa等の希土類元素で置換し、Feの一部をCoで置換することにより、保磁力HcJ及び残留磁束密度Brを向上させる方法が提案されている（例えば、特開平10-149910号、特開平11-154604号)。
　特開平10-149910号及び特開平11-154604号に記載の、Srの一部をLa等の希土類元素で置換し、Feの一部をCo等で置換したSrフェライト(以下「SrLaCoフェライト」という)は、磁石特性に優れることから、従来のSrフェライトやBaフェライトに代わり、各種用途に多用されつつあるものの、さらなる磁石特性の向上も望まれている。
　一方、フェライト焼結磁石として、上記SrフェライトやBaフェライトとともに、Caフェライトも知られている。Caフェライトは、CaO-Fe2O3又はCaO-2Fe2O3の組成式で表される構造が安定であり、Laを添加することによって六方晶フェライトを形成することが知られている。しかし、得られる磁石特性は、従来のBaフェライトの磁石特性と同程度であり、充分に高くはなかった。
　特許第3181559号は、Caフェライトの残留磁束密度Br及び保磁力HcJの向上、並びに保磁力HcJの温度特性の改善を図るため、Caの一部をLa等の希土類元素で置換し、Feの一部をCo等で置換した、20 kOe以上の異方性磁界HAを有するCaフェライト（以下「CaLaCoフェライト」という）を開示しており、この異方性磁界HAはSrフェライトに比べて10％以上高い値であると記載している。
　しかしながら、特許第3181559号に記載のCaLaCoフェライトは、SrLaCoフェライトを上回る異方性磁界HAを有するものの、Br及びHcJはSrLaCoフェライトと同程度であり、一方で角型比が非常に悪く、高い保磁力と高い角型比とを満足することができず、モータ等の各種用途に応用されるまでには至っていない。
　特開平10-149910号及び特開平11-154604号で提案されたSrLaCoフェライトについて、特開2007-123511号はBrを維持したままHcJを向上させる方法を提案している。一般にフェライト焼結磁石は、(1)原料となる酸化鉄とSr又はBaの炭酸塩等とを配合及び混合する配合工程、(2)前記混合原料を仮焼してフェライト化し仮焼体を得る仮焼工程、(3)前記仮焼体を粉砕し粉末を得る粉砕工程、(4)前記粉末を成形し成形体を得る成形工程、(5)前記成形体を焼成し焼結体を得る焼成工程により製造される。特開2007-123511号は、粉砕工程を第1の微粉砕工程、粉末熱処理工程及び第2の微粉砕工程で構成する方法を開示しており、この方法によって1.1μm以下の粒子径を有する結晶の数の比率を95％以上とし、もってHcJを向上させている。
　しかしながら、特開2007-123511号に記載の方法よれば、HcJは向上するものの、製造工程の増加に伴うコストアップが避けられない。特に、Co、La等の高価な元素を必須成分として含有するSrLaCoフェライトは、従来のSrフェライトに比べ原材費が高いため、工程費がさらに上昇することで、経済性に優れるといったフェライト焼結磁石の一番の特徴がなくなり、市場における価格面の要求を満足することができない。
　特許第3181559号が提案するCaLaCoフェライトについても、種々の高性能化が図られている。例えば、特開2006-104050号は、各構成元素のモル比及びnの値を最適化し、かつLa及びCoを特定の比率で含有させたCaLaCoフェライトを提案しており、国際公開第2007/060757号は、Caの一部をLaとBaで置換したCaLaCoフェライトを提案しており、国際公開第2007/077811号は、Caの一部をLa及びSrで置換したCaLaCoフェライトを提案している。しかしながら、特開2006-104050号、国際公開第2007/060757号及び国際公開第2007/077811号に記載のCaLaCoフェライトによっても、市場の要望を満足するほどの高いHcJを有するフェライト焼結磁石は得られていない。
　さらに、特開2008-137879号及び国際公開第2008/105449号は、特開2007-123511号に記載の粉砕工程をCaLaCoフェライトの製造工程に採用することにより、HcJの向上を図った技術を開示している。しかしながら、特開2008-137879号及び国際公開第2008/105449号に記載のCaLaCoフェライトは、HcJの向上は図られているものの、特開2007-123511号と同様に、原料費と工程費との二重のコストアップとなり、市場における価格面の要求を満足することができない。
　このように、近年の要求を満足する磁石特性及び価格面の両方を満足するフェライト焼結磁石は未だ提案されていない。
　フェライト焼結磁石において、トレードオフの関係にあるBrとHcJとのバランスを変化させようとする場合、焼結助剤としてSiO2、CaCO3等を添加することが知られている。高いBrを得るには、非磁性成分となる焼結助剤の添加量を焼結に必要な液相成分を確保できる範囲で少なくしたり、SiO2に比べCaCO3の添加割合を増やしたりすることが有効であるが、微細な焼結組織を維持することが困難になりHcJが低下する。一方、高いHcJを得るには、焼結助剤の添加量を増やしたり、CaCO3に比べSiO2の添加割合を増やしたりすることが有効であるが、非磁性成分の増加や焼結性の低下によりBrが低下し、角型比Hk/HcJ［Hkは、J(磁化の大きさ)-H(磁界の強さ)曲線の第2象限において、Jが0.95Brの値になる位置のHの値］の低下が避けられない。
　従来のフェライト焼結磁石、特に近年提案されたSrLaCoフェライト及びCaLaCoフェライトにおいては、高いBrを維持する必要性から、SiO2、CaCO3等の焼結助剤の添加量はできるだけ少なくすることが一般的であった。例えば、特開2006-104050号は、仮焼体の粉砕時に、CaO換算で0.3～1.5質量％のCaCO3、及び0.2～1.0質量％のSiO2を添加するのが好ましいと記載しており、国際公開第2007/060757号は、仮焼体の粉砕時に、0.2～1.5質量％（CaO換算で0.112～0.84質量％）のCaCO3、0.1～1.5質量％のSiO2を添加するのが好ましいと記載しており、特開2008-137879号は、焼結材料に、1.35質量％以下のSiO2を添加するのが好ましいと記載している。
　しかしながら、特開2006-104050号、国際公開第2007/060757号及び特開2008-137879号の実施例には、SiO2及びCaCO3（CaO換算）の添加量がそれぞれ0.9質量％以下であるCaLaCoフェライト磁石しか記載されていない。つまりこれらのフェライト磁石はBrの向上を重視しているため、0.9質量％を超えてSiO2及びCaCO3を添加することは想定されておらず、そのようなCaLaCoフェライト磁石の磁気性能（Br、HcJ及びHk/HcJ）については全く知見がない。
　従って、本発明の目的は、原料費及び工程費の上昇を伴うことなく、高いBr及び角型比Hk/HcJを維持したままHcJを著しく向上させることにより薄型化を可能にしたCaLaCoフェライト焼結磁石、及び前記フェライト焼結磁石を安価に製造することができる製造方法を提供することである。
　上記目的に鑑み鋭意研究の結果、発明者らは、粉砕工程において添加する焼結助剤に着目し、CaLaCoフェライトにおいて、(a)焼結助剤として1質量％を超えてSiO2を添加するとHcJが特異的に向上すること、(b)その際、SiO2の添加量に応じて1質量％以上のCaCO3を添加することによって、BrやHk/HcJの低下を極力防止できること、(c)その結果、これまで得ることができなかった、高いBr及びHk/HcJを維持しかつ高いHcJを有するフェライト焼結磁石が得られることを見出し、本発明に想到した。
　1質量％を超えてSiO2を添加したときのHcJの特異的な向上効果はCaLaCoフェライト特有の現象であり、特開平10-149910号及び特開平11-154604号に記載のSrLaCoフェライトは、それぞれ1質量％を超えてSiO2及びCaCO3を添加すると、HcJの向上が少ない上に著しくBrとHk/HcJが低下する(後述の実施例3を参照)。
　発明者らがSPD(Singular Point Detection)法により測定した結果では、Coの原子比率を0.3としたCaLaCoフェライトの異方性磁界HAの値は2.1 MA/m（約26.4 kOe）であり、Coの原子比率を0.2とした一般的なSrLaCoフェライトの1.8 MA/m（約22.6 kOe）に比べ高い値を示していた。すなわち、CaLaCoフェライトではSrLaCoフェライトよりも高いHcJが期待できる。なお，SPD法の詳細についてはAsti and S. Rinaldi, J. Appl. Phys., 45 (1974), pp. 3600-3610.に記載されている。
　しかしながら、特開2006-104050号、国際公開第2007/060757号及び特開2008-137879号の実施例に記載のCoの原子比率を0.3としたCaLaCoフェライト磁石のHcJは高いものでも400 kA/m（約5 kOe）程度である。400 kA/m程度のHcJはSrLaCoフェライト（特開2007-123511号、Coの原子比率は0.2）でも得られている。すなわち、特開2006-104050号、国際公開第2007/060757号及び特開2008-137879号の実施例に記載のCaLaCoフェライト磁石では、異方性磁界HAがSrLaCoフェライトよりも高いにもかからわず、HcJはSrLaCoフェライトと同等程度であり、HcJが期待されるレベルに向上しておらず、材料本来のポテンシャルが十分に発揮されていない。本発明における、1質量％を超えてSiO2を添加するとHcJが特異的に向上するというCaLaCoフェライト特有の現象は、材料本来のポテンシャルに近づく画期的なものである。
　すなわち、六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石を製造する本発明の方法は、
Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCoz
により表わされ、
それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、
0.3≦1-x-y≦0.65、
0.2≦x≦0.65、
0≦y≦0.2、
0.03≦z≦0.65、及び
4≦n≦7
を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相を含有するフェライト仮焼体を準備する工程、
前記仮焼体を粉砕し、粉末を得る粉砕工程、
前記粉末を成形し、成形体を得る成形工程、
前記成形体を焼成し、焼結体を得る焼成工程を含み、
前記粉砕工程の前に、前記仮焼体に、仮焼体100質量％に対して1質量％を超え、1.8質量％以下のSiO2を添加することを特徴とする。
　前記粉砕工程前に、仮焼体に、仮焼体100質量％に対してCaO換算で1～2質量％のCaCO3を添加するのが好ましい。
　前記SiO2の添加量は1.1～1.6質量％であるのが好ましい。
　前記CaOの添加量は1.2～2質量％であるのが好ましい。
　前記1-x-y、x、y、z及びnは、
0.35≦1-x-y≦0.55、
0.4≦x≦0.6、
0≦y≦0.15、
0.1≦z≦0.4、及び
4.5≦n≦6
であるのが好ましい。
　前記1-x-y、x、y、z及びnは、
0.42≦1-x-y≦0.5、
0.45≦x≦0.55、
0≦y≦0.08、
0.2≦z≦0.3、及び
4.8≦n≦5.2
であるのが好ましい。
　前記粉砕工程は、第一の微粉砕工程と、前記第一の微粉砕工程によって得られた粉末に熱処理を施す工程と、前記熱処理が施された粉末を再度粉砕する第二の微粉砕工程とからなるのが好ましい。
　本発明のフェライト焼結磁石は、Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCoz
により表わされ、
それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、
0.3≦1-x-y≦0.65、
0.2≦x≦0.65、
0≦y≦0.2、
0.03≦z≦0.65、及び
4≦n≦7
を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石であって、
前記Siの含有量が、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1質量％を超え、1.8質量％以下であることを特徴とする。
　前記Siの含有量は、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1.1～1.6質量％であるのが好ましい。
　前記1-x-y、x、y、z及びnは、
0.35≦1-x-y≦0.55、
0.4≦x≦0.6、
0≦y≦0.15、
0.1≦z≦0.4、及び
4.5≦n≦6
であるのが好ましい。
　前記1-x-y、x、y、z及びnは、
0.42≦1-x-y≦0.5、
0.45≦x≦0.55、
0≦y≦0.08、
0.2≦z≦0.3、及び
4.8≦n≦5.2
であるのが好ましい。
　本発明の製造方法は、CaLaCoフェライトに必須の希少かつ高価なCo及びLaの量を従来よりも低減しても、高いBrと角型比Hk/HcJを維持したままHcJを著しく向上させることができるため、経済性に優れたCaLaCoフェライト磁石を提供することができる。また本発明の製造方法により得られるCaLaCoフェライト磁石は、薄型化した際に発生する反磁界により減磁が生じることがない。従って、本発明のフェライト焼結磁石により、小型・軽量化、高能率化された各種モータ、発電機、スピーカ等の自動車用電装部品、電気機器用部品等を提供することができる。
実施例1のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と残留磁束密度Brとの関係を示すグラフである。 実施例1のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と角型比Hk/HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1のフェライト焼結磁石のCaOの添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例2のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と残留磁束密度Brとの関係を示すグラフである。 実施例2のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例2のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と角型比Hk/HcJとの関係を示すグラフである。 実施例2のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1～3のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と残留磁束密度Brとの関係を示すグラフである。 実施例1～3のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1～3のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と角型比Hk/HcJとの関係を示すグラフである。 実施例1～3のフェライト焼結磁石のCaO/SiO2と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例4のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と残留磁束密度Brとの関係を示すグラフである。 実施例4のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例4のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と角型比Hk/HcJとの関係を示すグラフである。 実施例4のフェライト焼結磁石のCaO/SiO2と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例5のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と残留磁束密度Brとの関係を示すグラフである。 実施例5のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と保磁力HcJとの関係を示すグラフである。 実施例5のフェライト焼結磁石のSiO2の添加量と角型比Hk/HcJとの関係を示すグラフである。
[1] フェライト焼結磁石
　本発明のフェライト焼結磁石は、Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCozにより表わされ、
それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、
0.3≦1-x-y≦0.65、
0.2≦x≦0.65、
0≦y≦0.2、
0.03≦z≦0.65、及び
4≦n≦7
を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石であって、
前記Siの含有量が、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1質量％を超え、1.8質量％以下であることを特徴とする。
　Caの含有量（1-x-y）は、0.3≦1-x-y≦0.65である。Caが0.3未満では、R元素及びA元素が相対的に多くなり、Br及びHk/HcJが低下するため好ましくない。Caが0.65を超えると、R元素及びA元素が相対的に少なくなり、Br及びHk/HcJが低下するため好ましくない。1-x-yの好ましい範囲は0.35≦1-x-y≦0.55であり、より好ましい範囲は0.42≦1-x-y≦0.5である。
　R元素は、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むものである。高い磁石特性を得るには、R元素中のLaの比率は50原子％以上であるのが好ましく、70原子％以上であるのがより好ましく、La単独(ただし、不可避的不純物は許容される)が最も好ましい。R元素の中でLaがM相に最も固溶し易いため、Laの比率が大きいほど磁気特性の向上効果が大きい。R元素の含有量（x）は、0.2≦x≦0.65である。xが0.2未満及び0.65を超えるとBr及びHk/HcJが低下する。xの好ましい範囲は0.4≦x≦0.6であり、より好ましい範囲は0.45≦x≦0.55である。
　A元素は、Ba及び／又はSrである。A元素の含有量（y）は、0≦y≦0.2である。A元素を含有しなくても本発明の効果が損なわれることはないが、A元素を添加することにより、仮焼体における結晶が微細化されアスペクト比が小さくなるため、HcJがさらに向上する。yの好ましい範囲は0≦y≦0.15であり、より好ましい範囲は0≦y≦0.08である。
　Coの含有量（z）は、0.03≦z≦0.65である。zが0.03未満ではCoの添加による磁気特性の向上効果が得られない。また仮焼体に未反応のα-Fe2O3が残存するので、湿式成形時に成形型のキャビティからスラリー漏れが発生する。zが0.65を超えるとCoを多く含む異相が生成して磁気特性が大きく低下する。 zの好ましい範囲は0.1≦z≦0.4であり、より好ましい範囲は0.2≦z≦0.3である。
　Coはその一部をZn、Ni及びMnから選ばれた少なくとも１種で置換することもできる。特に、Coの一部をNi及びMnで置換することにより、磁石特性を低下させずに製造コストを低減することができる。また、Coの一部をZnで置換すると、HcJは若干低下するが、Brを向上させることができる。Zn、Ni及びMnの合計の置換量はモル比でCoの50％以下であるのが好ましい。
　CaLaCoフェライトにおいては、基本的にCo及びLaの増加に伴いHcJが向上する。しかし、Co及びLaはレアメタル（希少金属）に分類され、希少かつ高価な金属のため、省資源化又はフェライト焼結磁石の低価格化を図るには、できるだけその含有量を少なくすることが望まれる。本発明によれば、高いBrと角型比Hk/HcJを維持したままHcJを著しく向上させることができるため、従来のCaLaCoフェライト焼結磁石と同じHcJの磁石を提供する場合、Co及びLaの含有量を低減することができる。そのため、これまで高いHcJが望めず実用化が困難であったCoの原子比率を0.2とした組成においても、実用化レベルのHcJを得ることが可能となり、Co及びLaを低減した高性能なフェライト焼結磁石を安価にして提供することができる。
　nは(Fe+Co)と(Ca+R+A)とのモル比を反映する値で、2n=(Fe+Co)/(Ca+R+A)で表される。モル比nは4≦n≦7であるのが好ましい。nが4未満では非磁性部分の比率が多くなるとともに、仮焼体粒子の形態が過度に扁平になりHcJが大きく低下してしまう。nが7を超えると仮焼体に未反応のα-Fe2O3が残存し、湿式成形時の成形型のキャビティからスラリー漏れが発生する。nの好ましい範囲は4.5≦n≦6であり、より好ましい範囲は4.8≦z≦5.2である。
　Siは必須元素であり、磁石全体に対してSiO2換算で1質量％を超え、1.8質量％以下含有する。Siは、フェライト仮焼体にSiO2として添加するのが好ましく、添加するSiO2の量は、仮焼体100質量％に対して1質量％を超え、1.8質量％以下であるのが好ましい。すなわち、仮焼体に添加したSiO2は焼結磁石においても基本的にそのまま含有される。但し、粉砕工程や成形工程において若干流出することがあり、仮焼体への添加量よりも焼結磁石中の含有量が少なくなる場合がある。Siは基本的に粒界相を形成し、六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相には含有されない。Siの好ましい範囲は1.1～1.6質量％（SiO2換算）である。
　R元素とCoとのモル比x/zの値は、0.73≦x/z≦15.62であるのが好ましい。より好ましい範囲は1≦x/z≦3であり、最も好ましい範囲は1.2≦x/z≦2である。これらの値を満たす組成を選択することにより、磁石特性をより向上させることができる。
　本発明において、R元素含有量＞Co含有量＞A元素含有量であるとき、すなわち、x＞z＞yであるとき、磁石特性の向上効果が大きい。また、Ca含有量＞A元素含有量であるとき、すなわち1-x-y＞yであるとき、磁石特性の向上効果が大きい。 
　本発明のフェライト焼結磁石、又は本発明に記載の仮焼体は、六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相を有する。ここで「六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有する」とは、フェライト焼結磁石又は仮焼体のX線回折を一般的な条件で測定した場合に、六方晶のM型マグネトプランバイト構造のX線回折パターンが主として観察されることをいう。X線回折等により極少量（5質量％以下程度）観察される異相（オルソフェライト相、スピネル相等）や不純物相の存在は許容される。X線回折からの異相の定量にはリートベルト解析のような手法を用いることができる。
　本発明のフェライト焼結磁石は、前記六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを必須に有している。前記粒界相は、X線回折パターンで観察することが困難であるため、透過電子顕微鏡等で確認するのが好ましい。
　本発明において、フェライト仮焼体におけるフェライト相と、フェライト焼結磁石におけるフェライト相は、いずれも六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するものであり、基本的に同じものである。フェライト仮焼体では成形時における結晶配向の達成や焼結時の組織制御のために予めフェライト相を主成分とすることが望ましく、粒界相の存在は問わない。一方、フェライト焼結磁石においては、フェライト相を主成分とし、さらに焼結時の組織制御及び緻密化のためにSiを必須に含む粒界相を必要とする。
　本発明のフェライト焼結磁石は、上述した好ましい範囲を選択することにより、保磁力HcJが450 kA/m以上、残留磁束密度Brが0.4 T以上、角型比Hk/HcJが80％以上の磁石特性を有し、さらに好ましい範囲を選択することにより、保磁力HcJが460 kA/m以上、残留磁束密度Brが0.44 T以上、角型比Hk/HcJが80％以上の磁石特性を有する。
[2]フェライト焼結磁石の製造方法
　フェライト焼結磁石は、フェライト仮焼体を準備する工程、前記仮焼体を粉砕し、粉末を得る粉砕工程、前記粉末を成形し成形体を得る成形工程、前記成形体を焼成し焼結体を得る焼成工程により製造する。ここで前記粉砕工程の前に、前記仮焼体に、仮焼体100質量％に対して1質量％を超え、1.8質量％以下のSiO2を添加することにより、焼結磁石の保磁力HcJを著しく向上させることができる。
　前記フェライト仮焼体は、Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素として含有し、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCoz
（但し、それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、0.3≦1-x-y≦0.65、0.2≦x≦0.65、0≦y≦0.2、0.03≦z≦0.65、及び4≦n≦7を満たす。）により表わされる六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相を有している。
　また、前記フェライト仮焼体は、O(酸素)を含めた組成が、
一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCozOα
（但し、1-x-y、x、y、z、αはそれぞれCa、R元素、A元素、Co及びOの原子比率を表わし、nはモル比を表わし、0.3≦1-x-y≦0.65、0.2≦x≦0.65、0≦y≦0.2、0.03≦z≦0.65、及び4≦n≦7を満たし、R元素とFeが3価でCoが2価であり、x＝zでかつn＝6の時の化学量論組成比を示した場合はα＝19である）で表される。
　前記O（酸素）を含めたフェライト仮焼体の組成において、酸素のモル数は、Fe及びCoの価数、n値、R元素の種類などによって異なってくる。またフェライト焼結磁石においては、還元性雰囲気で焼成した場合の酸素の空孔（ベイカンシー）、フェライト相におけるFeの価数の変化、Coの価数の変化等により金属元素に対する酸素の比率が変化する。従って、実際の酸素のモル数αは19からずれる場合がある。そのため、本発明においては、最も組成が特定し易い金属元素で組成を表記している。
(1)フェライト仮焼体を準備する工程
　フェライト仮焼体は、酸化物の粉末、仮焼により酸化物となる化合物（Ca化合物、R元素の化合物、必要に応じてBa化合物及び／又はSr化合物の粉末、鉄化合物、Co化合物の粉末）を上記の組成になるように配合し、得られた混合物を仮焼（フェライト化）することにより製造する。なお、Ca、R元素、A元素、Fe及びCoの各元素の組成の限定理由は、上述したフェライト焼結磁石の場合と同様である。
　原料粉末は、価数にかかわらず、それぞれの金属の酸化物、炭酸塩、水酸化物、硝酸塩、塩化物等を使用することができる。原料粉末を溶解した溶液であってもよい。Ca化合物としては、Caの炭酸塩、酸化物、塩化物等を使用する。R元素の化合物としては、La2O3等の酸化物、La(OH)3等の水酸化物、La2(CO3)3・8H2O等の炭酸塩等を使用する。特に混合希土類(La、Nd、Pr、Ce等)の酸化物、水酸化物、炭酸塩等は安価なためコストを低減できるので好ましい。A元素の化合物としては、Ba及び/又はSrの炭酸塩、酸化物、塩化物等を使用する。鉄化合物としては、酸化鉄、水酸化鉄、塩化鉄、ミルスケール等を使用する。Co化合物としては、CoO、Co3O4等の酸化物、CoOOH、Co(OH)2、Co3O4・m1H2O(m1は正の数である)等の水酸化物、CoCO3等の炭酸塩、及びm2CoCO3・m3Co(OH)2・m4H2O等の塩基性炭酸塩(m2、m3、m4は正の数である)を使用する。
　CaCO3、Fe2O3及びLa2O3以外の原料粉末は、原料混合時から添加しておいてもよいし、仮焼後に添加してもよい。例えば、(1)CaCO3、Fe2O3、La2O3及びCo3O4を配合し、混合及び仮焼した後、仮焼体を粉砕し、成形及び焼結してフェライト焼結磁石を製造しても良いし、(2)CaCO3、Fe2O3及びLa2O3を配合し、混合及び仮焼した後、仮焼体にCo3O4を添加し、粉砕、成形及び焼結してフェライト焼結磁石を製造することもできる。
　仮焼時の反応促進のため、必要に応じてB2O3、H3BO3等のBを含む化合物を1質量％程度以下で添加しても良い。特にH3BO3の添加は、HcJ及びBrのさらなる向上に有効である。H3BO3の添加量は、0.3質量％以下であるのが好ましく、0.2質量％程度が最も好ましい。H3BO3の添加量が0.1質量％よりも少ないとBrの向上効果が小さく、0.3質量％よりも多いとBrが低下する。またH3BO3は、焼結時に結晶粒の形状やサイズを制御する効果も有するため、仮焼後(微粉砕前や焼結前)に添加してもよく、仮焼前及び仮焼後の両方で添加してもよい。
　原料粉末の配合は、湿式及び乾式のいずれで行ってもよい。スチールボール等の媒体とともに撹拌すると原料粉末をより均一に混合することができる。湿式の場合は、溶媒に水を用いるのが好ましい。原料粉末の分散性を高める目的でポリカルボン酸アンモニウム、グルコン酸カルシウム等の公知の分散剤を用いてもよい。混合した原料スラリーは脱水して混合原料粉末とする。
　混合原料粉末は、電気炉、ガス炉等を用いて加熱することによって、固相反応し、六方晶のM型マグネトプランバイト構造のフェライト化合物を形成する。このプロセスを「仮焼」と呼び、得られた化合物を「仮焼体」と呼ぶ。
　仮焼工程は、酸素濃度が5％以上の雰囲気中で行うのが好ましい。酸素濃度が5％未満であると、異常粒成長、異相の生成等を招く。より好ましい酸素濃度は20％以上である。
　仮焼工程では、フェライト相が形成される固相反応が温度の上昇とともに進行し、約1100℃で完了する。仮焼温度が1100℃未満では、未反応のヘマタイト(酸化鉄)が残存するため磁石特性が低くなる。一方、仮焼温度が1450℃を超えると結晶粒が成長し過ぎるため、粉砕工程において粉砕に多大な時間を要することがある。従って、仮焼温度は1100～1450℃であるのが好ましく、1200～1350℃であるのがより好ましい。仮焼時間は、0.5～5時間であるのが好ましい。
　仮焼前にH3BO3を添加した場合は、フェライト化反応が促進されるため、1100℃～1300℃で仮焼を行うことができる。
(2)SiO2の添加
　本発明の製造方法は、粉砕工程の前に、仮焼体100質量％に対して1質量％を超え、1.8質量％以下のSiO2を仮焼体に添加するのが特徴である。これによって、HcJが特異的に向上する。SiO2の添加量が1質量％以下ではHcJの向上効果が得られず、1.8質量％を超えるとHcJが低下するとともに、Br及びHk/HcJも低下するため好ましくない。より好ましい添加量は1.1～1.6質量％である。
　なお、SiO2は仮焼体に対して添加するのが最も好ましいが、全添加量のうちの一部を仮焼前（原料粉末を配合するとき）に添加することもできる。仮焼前に添加することにより、仮焼時の結晶粒のサイズ制御を行うことができる。
(3)CaCO3の添加
　SiO2の添加量に応じて、粉砕工程の前に、仮焼体100質量％に対してCaCO3をCaO換算で1～2質量％添加するのが好ましい。CaCO3の添加によって、BrやHk/HcJの低下が極力防止でき、従来は得ることができなかった高いBr及びHk/HcJを維持しつつ、高いHcJを有するフェライト焼結磁石が得られる。CaCO3の添加量（CaO換算）が1質量％未満及び2質量％を超えるとBr及びHk/HcJが低下するため好ましくない。より好ましい添加量は1.2～2質量％である。
　なお、SiO2の好ましい添加量は上記CaCO3の添加量（CaO換算）によって若干変化する。また、後述する実施例にて示す通りCoの含有量（z）によっても若干変化する。例えば、HcJの向上効果から見れば、Coの含有量（z）によらず、CaCO3の添加量が多くなるとSiO2の好ましい添加量も多い方にシフトする傾向にある。また、Coの含有量が少なくなるとSiO2の好ましい添加量は多い方にシフトする傾向にある。但し、SiO2の添加量が多くなり過ぎるとBr及びHk/HcJが低下する。そのため、高いBr及びHk/HcJを維持しつつ高いHcJを実現するには、Co含有量（z）がz≧0.3の場合は、SiO2添加量が1.1～1.5質量％かつCaCO3添加量（CaO換算）が1.2～2質量％であるのが好ましく、Co含有量（z）がz＜0.3の場合は、SiO2添加量が1.4～1.6質量％かつCaCO3添加量（CaO換算）が1.5～2質量％であるのが好ましく、両方を考慮すると、前述の通り、SiO2添加量は1.1～1.6質量％が好ましく、この時CaCO3添加量（CaO換算）は1.2～2質量％であるのが好ましい。
　本発明において、SiO2及びCaCO3の両方を添加する場合、前記SiO2の添加量の範囲内及び前記CaCO3の添加量の範囲内において適宜添加すればよく、好ましくは、前述の通り、SiO2添加量が1.1～1.6質量％の範囲内及びCaCO3添加量（CaO換算）が1.2～2質量％の範囲内で設定することにより、高いBr及びHk/HcJを維持しつつ高いHcJを有するフェライト焼結磁石が得られる。
　SiO2及びCaCO3の両方を添加する場合、[CaCO3添加量（CaO換算）/SiO2添加量]を0.8～2にすることによって磁石特性をさらに向上させることができる。この時、[CaCO3添加量（CaO換算）/SiO2添加量]の好ましい範囲は、後述する実施例にて示す通りCoの含有量（z）によって若干変化する。z≧0.3の場合は1～1.7が好ましく、1.1～1.4がより好ましい。z＜0.3の場合は0.8～1.4が好ましく、0.9～1.1がより好ましい。z≧0.3とz＜0.3の両方を考慮すると、0.8～1.7が好ましく、0.9～1.4がより好ましい。[CaCO3添加量（CaO換算）/SiO2添加量]をこれらの範囲から設定することにより、高いBr及びHk/HcJを維持しつつ高いHcJを有するフェライト焼結磁石が得られる。
(4)粉砕工程
　仮焼体は、振動ミル、ボールミル、アトライター等によって粉砕し、粉砕粉とする。粉砕粉の平均粒度は0.4～0.8μm程度(空気透過法)にするのが好ましい。粉砕工程は、乾式粉砕及び湿式粉砕のいずれもよいが、双方を組み合わせて行うのが好ましい。
　湿式粉砕は、水及び／又は非水系溶剤(アセトン、エタノール、キシレン等の有機溶剤)を用いて行う。湿式粉砕により、水（溶剤）と仮焼体とが混合されたスラリーが生成される。スラリーには公知の分散剤及び／又は界面活性剤を固形分比率で0.2～2質量％を添加するのが好ましい。湿式粉砕後は、スラリーを濃縮、混練するのが好ましい。
　粉砕工程において、上述したSiO2及びCaCO3の他に、磁石特性向上のためにCr2O3、Al2O3等を添加することもできる。これらの添加量は、それぞれ5質量％以下であるのが好ましい。
　粉砕した粉末には脱水性悪化や成形不良の原因となる0.1μm未満の超微粉が含まれるので、これらの超微粉を除去するために粉砕した粉末に熱処理を施すのが好ましい。熱処理を施した粉末は再度粉砕するのが好ましい。このように、第一の微粉砕工程と、前記第一の微粉砕工程によって得られた粉末に熱処理を施す工程と、前記熱処理が施された粉末を再度粉砕する第二の微粉砕工程とからなる粉砕工程（以下「熱処理再粉砕工程」という）を採用することにより、SiO2及びCaCO3の添加によるHcJ向上効果に加えさらにHcJをさせることができ、これまで得ることができなかった高いBr及びHk/HcJを維持しかつ格段に高いHcJを有するフェライト焼結磁石を提供することができる。
　通常の粉砕工程においては0.1μm未満の超微粉が不可避的に生じ、その超微粉の存在によってHcJが低下したり、成形工程において脱水性が悪くなり、成形体に不良を生じたり、脱水に多くの時間がかかることによってプレスサイクルが低下したりする。第一の微粉砕工程によって得られた超微粉を含む粉末に熱処理を施すと、比較的粒径の大きい粉末と超微粉との間で反応が起こり、超微粉の量を減少させることができる。そして、第二の微粉砕工程によって粒度調整やネッキングの除去を行ない、所定粒度の粉末を作製する。これによって、超微粉の量が少なく、粒度分布に優れた粉末を得ることができ、HcJを向上させることができるとともに、成形工程における上記の問題を解決することができる。
　熱処理再粉砕工程によるHcJの向上効果を利用すると、第二の微粉砕工程による粉末の粒径を比較的大きく設定しても（例えば平均粒度0.8～1.0μm程度）、通常の粉砕工程によって得られる粉末（平均粒度0.4～0.8μm程度）を用いた場合と同等のHcJが得られる。従って、第二の微粉砕工程による時間短縮が図れるとともに、さらなる脱水性の向上、プレスサイクルの向上を図ることができる。
　このように、熱処理再粉砕工程によれば、種々の利点は得られるものの、前述した通り、製造工程の増加に伴うコストアップは避けることができない。しかしながら、本発明のフェライト焼結磁石の製造において、熱処理再粉砕工程を採用した場合に得られる磁気特性の改良効果は、従来のフェライト焼結磁石を製造する場合に比べ非常に大きいので、前記コストアップを相殺することができる。従って、本発明において、熱処理再粉砕工程は実用的にも有意義な工程である。
　第一の微粉砕は、前述した通常の粉砕と同様であり、振動ミル、ジェットミル、ボールミル、アトライター等を用いて行う。粉砕後の粉末の平均粒度は0.4～0.8μm程度(空気透過法)が好ましい。粉砕工程は、乾式粉砕及び湿式粉砕のいずれもよいが、双方を組み合わせて行うのが好ましい。
　第一の微粉砕工程後に行う熱処理は、600～1200℃で行うのが好ましく、800～1100℃で行うのがより好ましい。熱処理の時間は特に限定しないが、1秒～100時間が好ましく、1～10時間程度がより好ましい。
　熱処理工程後に行う第二の微粉砕は、第一の微粉砕と同様に、振動ミル、ジェットミル、ボールミル、アトライター等を用いて行う。第一の微粉砕工程においてすでに所望の粒径はほとんど得られているので、第二の微粉砕工程においては、主として粒度調整やネッキングの除去を行う。従って、第一の微粉砕工程よりも粉砕時間の短縮等により粉砕条件を軽減するのが好ましい。第一の微粉砕工程と同程度の条件で粉砕を行うと再度超微粉が生成されるため好ましくない。
　第二の微粉砕後の粉末の平均粒度は、通常の粉砕工程によって得られるフェライト焼結磁石よりも高いHcJを得たい場合は、通常の粉砕工程と同様に0.4～0.8μm程度(空気透過法)にするのが好ましく、粉砕工程の時間短縮、さらなる脱水性の向上、プレスサイクルの向上等の利点を活用したい場合は、0.8～1.2μm、好ましくは0.8～1.0μm程度(空気透過法)にするのが好ましい。
(5)成形工程
　粉砕後のスラリーは、水（溶剤）を除去しながら磁界中又は無磁界中でプレス成形する。磁界中でプレス成形することにより、粉末粒子の結晶方位を整列(配向)させることができ、磁石特性を飛躍的に向上させることができる。さらに、配向を向上させるために、分散剤、潤滑剤を0.01～1質量％添加しても良い。また成形前にスラリーを必要に応じて濃縮してもよい。濃縮は遠心分離、フィルタープレス等により行うのが好ましい。
(6)焼成工程
　プレス成形により得られた成形体は、必要に応じて脱脂した後、焼成する。焼成は、電気炉、ガス炉等を用いて行う。
　焼成は、酸素濃度が10％以上の雰囲気中で行うのが好ましい。酸素濃度が10％未満であると、異常粒成長、異相の生成等を招き、磁石特性が劣化する。酸素濃度は、より好ましくは20％以上であり、最も好ましくは100％である。
　焼成温度は、1150℃～1250℃が好ましい。焼成時間は、0.5～2時間が好ましい。焼成工程によって得られる焼結磁石の平均結晶粒径は約0.5～2μmである。
　焼成工程の後は、加工工程、洗浄工程、検査工程等の公知の製造プロセスを経て、最終的にフェライト焼結磁石を製造する。
　本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例1
　組成式Ca1-x-yLaxAyFe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.5、y＝0、z＝0.3、n＝5.2及びδ≧0になるように配合したCaCO3粉末、La(OH)3粉末、Fe2O3粉末及びCo3O4粉末に、前記配合後の粉末の合計100質量％に対してH3BO3粉末を0.1質量％添加し原料粉末を得た。この原料粉末を湿式ボールミルで4時間混合し、乾燥して整粒した。大気中において1300℃で3時間仮焼し、得られた仮焼体をハンマーミルで粗粉砕して粗粉砕粉を得た。
　前記粗粉砕粉に対して、SiO2粉末とCaCO3粉末（CaO換算）とを表1に示す量添加し、水を溶媒とした湿式ボールミルで、空気透過法による平均粒度が0.55μmになるまで微粉砕した。得られた微粉砕スラリーを、溶媒を除去しながら、加圧方向と磁場方向とが平行になるように約1.3 Tの磁場をかけながら約50 MPaの圧力で成形した。得られた成形体を大気中で、1200℃で1時間焼成し、焼結磁石を得た。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJ［Hkは、J(磁化の大きさ)-H(磁界の強さ)曲線の第2象限において、Jが0.95Brの値になる位置のHの値］を測定した。測定結果を図1～図3に示す。図1～図3は、横軸をSiO2添加量(質量％)、縦軸をそれぞれ残留磁束密度Br(T)（図1）、保磁力HcJ（図2）及び角型比Hk/HcJ（図3）とし、各値をプロットしたものである。図中、同じCaO添加量のデータを直線で結んだ。なお、図3のHk/HcJ=80％における点線は実用の可否の目安であり、たとえ高Br、高HcJを有していても、Hk/HcJが80％を下回ると、特に薄型化に対応できなくなるため、実質的に自動車用電装部品、電気機器用部品等の各種用途に供することができなくなる。以下の実施例においても同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図1～図3から明らかなように、SiO2の添加量が1質量％を超え、かつCaOの添加量が1質量％以上である場合に高い磁石特性が得られ、SiO2の添加量が1.1～1.5質量％、かつCaOの添加量が1.3～2質量％である場合によりさらに優れた磁石特性が得られた。特に、試料113（SiO2が1.2質量％及びCaOが1.5質量％）及び試料119（SiO2が1.5質量％及びCaOが2.0質量％）は、BrやHk/HcJの低下が最小限に抑えられ、HcJが特異的に向上していることが分かる。
　図4は、図2から試料113及び試料119と、SiO2の添加量が1質量％以下の試料とを抜き出して比較したものである。従来、最適添加量と考えられていたSiO2の添加量が1質量％以下の試料に比べて、試料113（SiO2が1.2質量％及びCaOが1.5質量％）、及び試料119（SiO2が1.5質量％及びCaOが2.0質量％）は、HcJが約20％以上向上していることが分かる。
　前述の通り、Coの原子比率を0.3としたCaLaCoフェライトの異方性磁界HAの値は2.1 MA/mであるので、SiO2の添加量が1質量％以下の試料のHcJ（400 kA/m以下）は、前記異方性磁界HAの値の約19％以下であるが、試料113及び試料119のHcJは前記異方性磁界HAの値の約23％となり、材料本来のポテンシャルに近づいていることが分かる。さらに、試料113及び試料119のCaO/SiO2はそれぞれ1.25及び1.33であり、さらに比較的磁気特性の優れている試料109も考慮すると、CaO/SiO2の比がおよそ1.1～1.4の範囲において、優れた磁石特性が得られることが分かる。
　図5は、図2のデータから、CaOの添加量がそれぞれに0.7、1.0、1.3、1.5及び2.0質量％の場合おいて、最もHcJが高かった試料103（CaO=0.7質量％及びSiO2=0.6質量％）、試料107（CaO=1.0質量％及びSiO2=0.9質量％）、試料109（CaO=1.3質量％及びSiO2=1.1質量％）、試料113（CaO=1.5質量％及びSiO2=1.2質量％）及び試料119（CaO=2.0質量％及びSiO2=1.5質量％）を抜き出して、横軸をCaO添加量(質量％)、縦軸を保磁力HcJとしてプロットしたものである。図5から明らかなように、CaO添加量が増えるに従って保磁力HcJが向上し、特にCaO添加量が1.5質量％及び2質量％で最も高い保磁力HcJが得られた。またCaO添加量が1.2～2質量％の範囲にある場合に、保磁力HcJはCoの原子比率を0.3としたCaLaCoフェライトの異方性磁界HAの値に対して約20％以上となり、CaO添加量が1.5～2質量％の範囲にある場合に、保磁力HcJは前記異方性磁界HAの値に対して約23％となった。
　試料113及び試料114の焼結磁石のSiO2及びCaOの処方値及びICP(Inductively Coupled Plasma)発光分光分析による定量値を表2に示す。処方値は、全組成の合計に対する添加したSiO2及びCaOの質量％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表2に示す通り、仮焼体に添加したSiO2は、焼結磁石においてもそのまま含有されていることが分かる。SiO2の定量値の方が処方値より多くなっているのは、SiO2以外の元素が相対的に処方値よりも少なく分析されたことによると推定される。
実施例2
　組成式Ca1-x-yLaxAyFe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.5、y=0、z＝0.2、n＝4.8及びδ≧0とし、SiO2粉末とCaCO3粉末（CaO換算）とを表3に示す量添加した以外は実施例1と同様にして焼結磁石を作製した。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJを測定した。測定結果を図6～図8に示す。図6～図8は実施例1と同様に、横軸をSiO2添加量(質量％)、縦軸をそれぞれ残留磁束密度Br(T)（図6）、保磁力HcJ（図7）及び角型比Hk/HcJ（図8）とし、各値をプロットしており、同じCaO添加量のデータを直線で結んだものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図6～図8から明らかなように、Co置換量を変化させた組成においても実施例１と同様、SiO2の添加量が1質量％を超え、かつCaOの添加量が1質量％以上である場合に高い磁石特性が得られ、SiO2の添加量が1.4～1.6質量％、かつCaOの添加量が1.5～2質量％である場合により優れた磁石特性が得られ、特に、試料215（SiO2が1.6質量％及びCaOが1.5質量％）は、BrやHk/HcJの低下を最小限に抑えつつ、HcJが特異的に向上した。
　図9は、図7から試料215（SiO2が1.6質量％及びCaOが1.5質量％）と、SiO2の添加量が1質量％以下の試料とを抜き出したものである。図9から明らかなように、従来、最適と考えられていたSiO2の添加量が1質量％以下の試料に比べて、試料215（SiO2が1.6質量％、CaOが1.5質量％）は、HcJが約27％向上した。
　Coの原子比率を0.2としたCaLaCoフェライトの異方性磁界HAの値をSPD法により測定した結果、1.9 MA/m（約23.9 kOe）であった。従って、SiO2の添加量が1質量％以下の試料のHcJ（300 kA/m以下）は、前記異方性磁界HAの値の約16％以下であるが、試料215（SiO2が1.6質量％、CaOが1.5質量％）は前記異方性磁界HAの値の約20％となり、材料本来のポテンシャルに近づいていることが分かる。さらに、試料215におけるCaO/SiO2は0.94であり、CaO/SiO2の比がおよそ0.9～1.1の範囲において、優れた磁石特性が得られることが分かる。
実施例3
　組成式Ca1-x-yLaxAyFe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.5、y=0、z＝0.25、n＝5.0及びδ≧0とし、SiO2粉末とCaCO3粉末（CaO換算）とを表4に示す量添加した以外は実施例1と同様にして焼結磁石を作製した。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJを測定した。測定結果を図10～図12に示す。図10～図12は実施例1と同様に、横軸をSiO2添加量(質量％)、縦軸をそれぞれ残留磁束密度Br(T)（図10）、保磁力HcJ（図11）及び角型比Hk/HcJ（図12）とし各値をプロットしたものである。なお、図10～図12においては、Coの含有量（z）による傾向を比較できるようにするため、実施例1における試料111～115と実施例2における試料211～217を併せてプロットし、同じCoの含有量（z）のデータを直線で結んだ。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図10～図12から明らかなように、Coの含有量（z）がz=0.25においても、実施例1及び実施例2の結果と同様に、SiO2の添加量が1質量％を超え、かつCaOの添加量が1質量％以上である場合に高い磁石特性が得られ、特に、SiO2が1.5質量％の時に、BrやHk/HcJの低下を最小限に抑えつつ、HcJが特異的に向上した。
　また、図10～図12から、z=0.3の場合とz=0.25及びz=0.2の場合とではSiO2の好ましい添加量が異なり、Coの含有量（z）が少なくなるとSiO2の好ましい添加量が多い方にシフトする傾向にあることが分かる。すなわち、Co含有量（z）がz=0.3の場合、高いBr及びHk/HcJを維持しつつ高いHcJを実現するSiO2添加量は1.1～1.2質量％の範囲であり、Co含有量（z）がz=0.25及びz=0.2の場合、SiO2添加量は1.4～1.6質量％の範囲であった。
　図13は、これらのデータを用いて、横軸をCaO/SiO2、縦軸を保磁力HcJとし、同じCoの含有量（z）のデータを直線で結んだものである。図13から明らかなように、SiO2及びCaOの両方を添加する場合は、CaO/SiO2を0.8～2.0にすることによって磁石特性を向上させることができる。この時、CaO/SiO2の好ましい範囲は、z=0.3の場合と、z＜0.3（z=0.25、z=0.2）の場合とではやや異なっていることが分かる。すなわち、高いBr及びHk/HcJを維持しつつ高いHcJを実現するCaO/SiO2の値は、z=0.3の場合、好ましくは1～1.7、より好ましくは1.2～1.4であり、z＜0.3（z=0.25、z=0.2）の場合、好ましくは0.8～1.4、より好ましくは0.9～1.1、z≧0.3とz＜0.3の両方を考慮すると、好ましくは0.8～1.7、より好ましくは0.9～1.4である。
　なお、図11から、Coの含有量（z)の減少に伴い、HcJの最高値が低下する傾向にあることが分かる。しかしながら、実施例1及び実施例2で考察した通り、同じCo含有量（z）の中では、従来、最適添加量と考えられていたSiO2添加量が1質量％以下の試料に比べて、HcJは20％以上向上しており、異方性磁界HAの値に対するHcJの値は4％以上向上していることから、材料本来のポテンシャルに近づいているのは確かである。従って、従来のCaLaCoフェライト焼結磁石と同じHcJの磁石を提供する場合、希少かつ高価なCo及びLaの含有量を低減することができる。また、実施例2の通り、これまで高いHcJが望めず実用化が困難であったCoの含有量z=0.2の組成においても、実用化レベルのHcJを得ることが可能となり、Co及びLaを低減した高性能なフェライト焼結磁石を安価にして提供することができる。
実施例4
　組成式Ca1-x-y1-y2LaxSry1Bay2Fe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.5、y1＋y2＝0.05、z＝0.3、n＝5.3及びδ≧0となるように、CaCO3粉末、La(OH)3粉末、SrCO3粉末、BaCO3粉末、Fe2O3粉末及びCo3O4粉末を配合し、これらの配合粉末の合計に対するSiO2粉末及びCaCO3粉末（CaO換算）の添加量を表5に示すように変更した以外は実施例1と同様にして焼結磁石を作製した。Sr原子比(y1)及びBa原子比(y2)も合わせて表5に示す。試料111～115は実施例１で評価した焼結磁石である。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJ［Hkは、J(磁化の大きさ)-H(磁界の強さ)曲線の第2象限において、Jが0.95Brの値になる位置のHの値］を測定した。測定結果を図14～図16に示す。図14～図16は横軸をSiO2添加量(質量％)、縦軸をそれぞれ残留磁束密度Br(T)（図14）、保磁力HcJ（図15）及び角型比Hk/HcJ（図16）とし各値をプロットしたものである。図中、「無置換」は試料111～115、「Ba」はBaのみを添加した試料401～404、「Sr」はSrのみを添加した試料405～408、「Sr+Ba」はSr及びBaを同時に添加した試料409～412のデータを直線で結んだものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　図14～図16から明らかなように、Sr及び／又はBaを置換した組成においてもSr及びBaを含まない実施例１～3と同様、SiO2の添加量が1質量％を超え、かつCaOの添加量が1質量％以上である場合に高い磁石特性が得られた。
　図17は、これらのデータから、横軸をCaO/SiO2、縦軸を保磁力HcJとしてプロットしたグラフである。図17から明らかなように、Sr及び／又はBaを置換した組成においてもSr及びBaを含まない実施例１～3と同様、SiO2及びCaOの両方を添加した場合は、CaO/SiO2の値を0.8～2.0にすることによって高い磁石特性が得られた。
実施例5
　組成式Sr1-xLaxFe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.2、z＝0.2、n＝5.8及びδ≧0となるように、SrCO3粉末、La(OH)3粉末、Fe2O3粉末及びCo3O4粉末を配合し、SiO2粉末及びCaCO3粉末（CaO換算）の添加量を表6に示すように変更した以外は実施例1と同様にして焼結磁石を作製した。これらの焼結磁石は、基本組成が本願発明から外れる、いわゆるSrLaCoフェライト磁石である。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJを測定した。測定結果を図18～図20に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　図18～図20から、SrLaCoフェライト磁石においては、1質量％を超えてSiO2を添加した場合、著しいHcJの改良効果は見られず、また角型比が80％未満となり良好な磁気特性が得られないことが分かる。
実施例6
　組成式Ca1-x-yLaxAyFe2n-zCozO19-δにおいて、x＝0.5、y＝0、z＝0.3、n＝5.2及びδ≧0になるように配合したCaCO3粉末、La(OH)3粉末、Fe2O3粉末及びCo3O4粉末に、前記配合後の粉末100質量％に対してH3BO3粉末を0.1質量％添加し原料粉末を得た。この原料粉末を湿式ボールミルで4時間混合し、乾燥して整粒した。大気中において1300℃で3時間仮焼し、得られた仮焼体をハンマーミルで粗粉砕して粗粉砕粉を得た。
　前記粗粉砕粉に対して、SiO2粉末1.2質量％とCaCO3粉末（CaO換算）1.5質量％とを添加し、水を溶媒とした湿式ボールミルで平均粒度が0.5μm（空気透過法）になるまで第一の微粉砕を行った。得られた粉末を乾燥させた後、大気中で1000℃で5時間熱処理した。熱処理後の粉末の平均粒度は1.4μm（空気透過法）であった。熱処理後の粉末を再度湿式ボールミルで平均粒度が0.8μmになるまで第二の微粉砕を行った。上記の熱処理再粉砕工程によって得られた微粉砕スラリーを、溶媒を除去しながら、加圧方向と磁場方向とが平行になるように約1.3 Tの磁場をかけながら約50 MPaの圧力で成形した。得られた成形体を大気中で、1200℃で1時間焼成し、焼結磁石を得た。
　また、熱処理及び第二の微粉砕を行わずに、第一の微粉砕のみで平均粒度を0.8μm（空気透過法）とした以外は上記と同様にして焼結磁石を得た。
　得られた焼結磁石の残留磁束密度Br、保磁力HcJ及び角型比Hk/HcJ［Hkは、J(磁化の大きさ)-H(磁界の強さ)曲線の第2象限において、Jが0.95Brの値になる位置のHの値］を測定した。測定結果を表7に示す。表7において試料No.601は熱処理再粉砕工程で粉砕した場合、試料No.602は第一の微粉砕のみで粉砕した場合を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表7から明らかなように、熱処理再粉砕工程を採用することにより、通常の1回のみの粉砕を採用した場合に比べBr及びHk/HcJは同等でHcJが大きく向上した。
　また、実施例1の表1の試料No.113は、通常の1回のみの粉砕で平均粒度を0.55μmにした以外は本実施例と同様の方法で得られたものであり、その磁石特性は図1～図3よりHcJ=476 kA/m、Br=0.443 T及びHk/HcJ=81.6%である。この試料と本実施例の試料No.601とを比較すると、本実施例の試料は粉砕後の粉末の平均粒度が大きい（0.8μm）にもかかわらず、実施例1の試料（平均粒度0.55μm）に比べBr及びHk/HcJはほぼ同等でHcJは若干向上していることが分かる。すなわち、熱処理再粉砕工程を採用することにより、第二の微粉砕工程後の粉末の粒径を比較的大きくしても、通常の粉砕工程によって得られる比較的小さい粒径の粉末を用いた場合と同等のHcJが得られる。従って、第二の微粉砕工程の時間短縮が図れるとともに、さらなる脱水性の向上、プレスサイクルの向上を図ることができる。

Claims (11)

  1. 　六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石の製造方法であって、
    　Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
    一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCoz
    により表わされ、
    それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、
    0.3≦1-x-y≦0.65、
    0.2≦x≦0.65、
    0≦y≦0.2、
    0.03≦z≦0.65、及び
    4≦n≦7
    を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相を含有するフェライト仮焼体を準備する工程、
    前記仮焼体を粉砕し、粉末を得る粉砕工程、
    前記粉末を成形し、成形体を得る成形工程、
    前記成形体を焼成し、焼結体を得る焼成工程を含み、
    前記粉砕工程の前に、前記仮焼体に、仮焼体100質量％に対して1質量％を超え、1.8質量％以下のSiO2を添加することを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  2. 　請求項1に記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、粉砕工程前に、仮焼体に、仮焼体100質量％に対してCaO換算で1～2質量％のCaCO3を添加することを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  3. 　請求項1又は2に記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、SiO2の添加量が1.1～1.6質量％であることを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  4. 　請求項1～3のいずれかに記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、CaOの添加量が1.2～2質量％であることを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  5. 　請求項1～4のいずれかに記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、1-x-y、x、y、z及びnが、
    0.35≦1-x-y≦0.55、
    0.4≦x≦0.6、
    0≦y≦0.15、
    0.1≦z≦0.4、及び
    4.5≦n≦6
    であることを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  6. 　請求項1～5のいずれかに記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、1-x-y、x、y、z及びnが、
    0.42≦1-x-y≦0.5、
    0.45≦x≦0.55、
    0≦y≦0.08、
    0.2≦z≦0.3、及び
    4.8≦n≦5.2
    であることを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  7. 　請求項1～6のいずれかに記載のフェライト焼結磁石の製造方法において、前記粉砕工程が、第一の微粉砕工程と、前記第一の微粉砕工程によって得られた粉末に熱処理を施す工程と、前記熱処理が施された粉末を再度粉砕する第二の微粉砕工程とからなることを特徴とするフェライト焼結磁石の製造方法。
  8. 　Ca、希土類元素の少なくとも1種であってLaを必須に含むR元素、Ba及び／又はSrであるA元素、Fe及びCoを必須元素とし、Ca、R、A、Fe及びCoの金属元素の組成比が、
    一般式　Ca1-x-yRxAyFe2n-zCoz
    により表わされ、
    それぞれCa、R元素、A元素及びCoの原子比率を表わす1-x-y、x、y、z、及びモル比を表わすnが、
    0.3≦1-x-y≦0.65、
    0.2≦x≦0.65、
    0≦y≦0.2、
    0.03≦z≦0.65、及び
    4≦n≦7
    を満たす六方晶のM型マグネトプランバイト構造を有するフェライト相と、Siを必須に含む粒界相とを有するフェライト焼結磁石であって、
    前記Siの含有量が、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1質量％を超え、1.8質量％以下であることを特徴とするフェライト焼結磁石。
  9. 　請求項8に記載のフェライト焼結磁石において、Siの含有量が、フェライト焼結磁石全体に対してSiO2換算で1.1～1.6質量％であることを特徴とするフェライト焼結磁石。
  10. 　請求項8又は9に記載のフェライト焼結磁石において、1-x-y、x、y、z及びnが、
    0.35≦1-x-y≦0.55、
    0.4≦x≦0.6、
    0≦y≦0.15、
    0.1≦z≦0.4、及び
    4.5≦n≦6
    であることを特徴とするフェライト焼結磁石。
  11. 　請求項8～10のいずれかに記載のフェライト焼結磁石において、1-x-y、x、y、z及びnが、
    0.42≦1-x-y≦0.5、
    0.45≦x≦0.55、
    0≦y≦0.08、
    0.2≦z≦0.3、及び
    4.8≦n≦5.2
    であることを特徴とするフェライト焼結磁石。
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