WO2012063407A1 - マグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法 - Google Patents

マグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a magnesium-based composite material having hard magnetism and a method for producing the same.
  • magnesium the cheapest and lightest metal material, it will be applied to structural materials such as transportation equipment and parts of electrical and electronic equipment. It can be applied and can help solve the global warming problem.
  • magnesium has low mechanical strength (100 MPa or less at room temperature) and does not have magnetism, its application to structural materials and magnetic materials including transportation equipment is almost none. Further, as a method for improving the mechanical strength of magnesium, a method of alloying by a melting / casting method is generally used. In addition to the complicated process, the conventional method has a problem that magnesium is not melted. There was a risk of burning. Also, since it is difficult to combine magnesium and a magnetic material by a melting / casting method due to differences in melting point and specific gravity, few magnesium materials imparted with hard magnetism have been known.
  • the present invention solves the problems of the prior art as described above, a magnesium-based hard magnetic composite material that has hard magnetism, is inexpensive and lightweight, and has high mechanical strength at room temperature and high temperature, and its manufacture. It is an object to provide a method.
  • the magnesium-based hard magnetic composite material according to one embodiment of the present invention is a sintered body of a mixed powder of barium ferrite powder and magnesium powder whose strength is increased by applying mechanical energy, The magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder is aligned in one direction.
  • the magnesium powder has increased strength by mechanical alloying. Moreover, it is preferable that it is a sintered compact by a discharge plasma sintering method.
  • a method for producing a magnesium-based hard magnetic composite material includes a strengthening step for increasing the strength of the magnesium powder by applying mechanical energy to the magnesium powder, the barium ferrite powder, A mixing process of mixing magnesium powder with increased strength to form a mixed powder, and sintering the mixed powder while applying an external magnetic field, so that the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder is the same. And a sintering step of forming a sintered body aligned in the direction.
  • the method for producing a magnesium-based hard magnetic composite material provides mechanical energy to the magnesium powder and the barium ferrite powder to increase the strength of the magnesium powder and the barium ferrite. After mixing with the ferrite powder, the mixed powder is sintered while applying an external magnetic field to form a sintered body in which the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder is aligned in one direction.
  • magnesium-based hard magnetic composite materials it is preferable to impart mechanical energy to the powder by a mechanical alloying method. Moreover, it is preferable to sinter by a discharge plasma sintering method.
  • the magnesium-based hard magnetic composite material of the present invention is a sintered body of a mixed powder of barium ferrite powder and magnesium powder with increased strength, it is inexpensive and lightweight, and has high mechanical strength at room temperature and high temperature. Have. Further, the magnesium-based hard magnetic composite material of the present invention has excellent hard magnetism because the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder is aligned in one direction.
  • the method for producing a magnesium-based hard magnetic composite material of the present invention includes a step of increasing the strength of the magnesium powder by applying mechanical energy to the magnesium powder, and sintering the mixed powder while applying an external magnetic field. And a step of aligning the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder in one direction. Therefore, the method for producing a magnesium-based hard magnetic composite material of the present invention can produce a magnesium-based hard magnetic composite material that has excellent hard magnetism, is inexpensive and lightweight, and has high mechanical strength at room temperature and high temperature. .
  • Embodiments of a magnesium-based hard magnetic composite material and a method for producing the same according to the present invention will be described in detail below.
  • a lubricant such as stearic acid may be mixed with the magnesium powder and the barium ferrite powder.
  • the method of stirring and mixing the powder while applying mechanical energy is not particularly limited as long as the mechanical strength and hardness of the magnesium powder can be sufficiently increased, but the mechanical alloying method is preferable.
  • mechanical alloying metal balls and powder are placed in a metal container, and the container is continuously rotated, causing the metal balls to collide violently with the powder and repeatedly from the metal balls to the powder. This is a method of applying an impact (mechanical energy).
  • the time for applying mechanical alloying to the powder is preferably from 5 minutes to 10 hours.
  • the longer the mechanical alloying time is the stronger strain is introduced into the magnesium powder and greater mechanical energy is applied, so that the mechanical strength and hardness are further increased.
  • the barium ferrite powder is finely pulverized and the particles are uniformly dispersed in the magnesium powder, the hardness is further increased.
  • the barium ferrite powder is finely pulverized, the hard magnetism (particularly the coercive force) tends to decrease. Therefore, the length of time for mechanical alloying is determined in consideration of the balance with the above-mentioned action. It is preferable.
  • a mixed powder of magnesium powder with increased mechanical strength and hardness and barium ferrite powder is obtained.
  • This mixed powder is made into a mold (the material of the mold is metal, ceramics, carbon, etc.) To be formed into a desired shape.
  • the mixed powder is sintered while applying an external magnetic field, a sintered body in which the magnetic moment directions of the particles of the barium ferrite powder are aligned in one direction is obtained.
  • the method of applying the external magnetic field and the strength of the external magnetic field to be applied are not particularly limited as long as the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder in the sintered body can be aligned in one direction.
  • magnesium-based hard magnetic composite material having hard magnetism can be obtained. Since this magnesium-based hard magnetic composite material is magnesium, it is inexpensive and lightweight, and has excellent workability. Further, since the mechanical strength and hardness of the magnesium powder are increased, the mechanical strength (eg, specific strength) and hardness of the magnesium-based hard magnetic composite material at room temperature and high temperature are superior to those of pure magnesium material. .
  • the kind of the sintering method is not particularly limited, and a general sintering method can be adopted, but it is preferable to perform the sintering by the discharge plasma sintering method. Since the discharge plasma sintering method can obtain a sintered body in a short time, compared with the conventional powder metallurgy method (a method in which a powder is cold processed and then hot extruded to obtain a sintered body). It is possible to greatly reduce the time and process required for manufacturing the bonded body. Therefore, the sintered body can be manufactured at a low cost.
  • the sintering conditions such as pressure, temperature, and time are not particularly limited, and may be set as appropriate according to mechanical strength, hardness, density, and the like required for the magnesium-based hard magnetic composite material.
  • magnesium powder is put into a mixing device and stirred to impart mechanical energy to the magnesium powder, thereby increasing the mechanical strength and hardness of the magnesium powder (strengthening step).
  • barium ferrite powder and magnesium powder with increased mechanical strength and hardness are mixed to obtain a mixed powder (mixing step).
  • the mixing method of the magnesium powder and the barium ferrite powder whose mechanical strength and hardness are increased may be a mixing method (mechanical alloying method or the like) to which mechanical energy is applied as described above.
  • a general mixing method in which no mechanical energy is applied may be used.
  • this mixed powder is sintered while applying an external magnetic field to form a sintered body in which the direction of the magnetic moment of each particle of the barium ferrite powder is aligned in one direction (sintering step). If a magnesium-based hard magnetic composite material is produced by such a method, a magnesium-based hard magnetic composite material having better hard magnetism (particularly coercive force) can be obtained.
  • the barium ferrite may be decomposed in the solid phase when the sintering temperature is high, it is preferable to perform the sintering at such a low temperature that the barium ferrite is not decomposed.
  • fusing point of magnesium is 650 degreeC, it is preferable to sinter at temperature lower than it. From these points, the sintering temperature is preferably 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the strengthening process and the mixing process are performed separately is adopted, solid phase decomposition of barium ferrite during sintering is suppressed, so that excellent hardness is maintained while maintaining mechanical strength and hardness. Can exhibit magnetism.
  • the magnesium-based hard magnetic composite material of this embodiment has excellent mechanical strength and hardness and excellent hard magnetism, structural materials such as transportation equipment and parts of electrical / electronic equipment, etc. Application to is possible. It can also be used as an alternative to magnesium alloys and steel-based magnetic materials currently used. Furthermore, the present invention can be applied to a high frequency absorbing material, an electromagnetic wave absorbing material, a high frequency shielding material, an electromagnetic shielding material, and the like. Furthermore, it can also be used as a permanent magnet. Further, it can be used as a magnetic head for a hard disk drive, a recording device, a recording device or the like.
  • Barium ferrite is particularly preferred as the hard magnetic material usable in the present invention, but other hard magnetic materials can also be used.
  • neodymium (Nd—Fe—B—Dy) based magnetic material neodymium (Nd—Fe—B—Dy) based magnetic material, samarium-cobalt (Sm—Co) based magnetic material, and strontium ferrite can be used.
  • the mixing ratio of the magnesium powder and the barium ferrite powder is not particularly limited, but the ratio of the mass of the barium ferrite powder to the total mass of the magnesium powder and the barium ferrite powder is 5% or more and 45% or less. It is preferable. If it is less than 5%, the hard magnetism of the magnesium-based hard magnetic composite material may be insufficient, and if it exceeds 45%, the mechanical strength of the magnesium-based hard magnetic composite material may be insufficient. .
  • the magnesium powder used as a starting material is a pure magnesium powder having a purity of 99.91% and an average particle size of 275.9 ⁇ m.
  • the barium ferrite powder has a composition of BaFe12O19, an average particle diameter of 1.7 ⁇ m, a saturation magnetization of 7.5 ⁇ 10 ⁇ 5 Wb ⁇ m / kg, and a coercive force of 16.2 kA / m (hereinafter “ Or “B Ferrite” or “BFR”).
  • a vibration type ball mill capable of giving a complex vibration in the vertical and horizontal directions to the mill container by a motor rotating at 800 rpm was used.
  • 70 tool steel balls having a diameter of 6 mm (about 70 g), a total of 10 g of magnesium powder and BFR powder, and 0.75 g of stearic acid as an anti-seizure agent , was charged.
  • magnesium powder BFR powder of 90% by mass: 10% by mass (hereinafter referred to as “Mg-10BFR”), 70% by mass: 30% by mass (hereinafter referred to as “Mg-30BFR”), 50% by mass: 50% by mass (hereinafter referred to as “Mg-50BFR”) was mechanically alloyed.
  • Mg-10BFR 10% by mass
  • Mg-30BFR 70% by mass: 30% by mass
  • Mg-50BFR 50% by mass: 50% by mass
  • the processing time for mechanical alloying was 20 minutes, 60 minutes, 120 minutes, and 240 minutes.
  • the powder was charged into and taken out from the mill container in an argon atmosphere. And about the mixed powder which gave mechanical alloying, micro Vickers hardness HV0.01 was measured.
  • the relationship between the mechanical alloying processing time and the micro Vickers hardness HV0.01 of the obtained mixed powder is shown in the graph of FIG.
  • the graph of FIG. 2 shows the relationship between the content rate of the barium ferrite powder in mixed powder, and the micro Vickers hardness HV0.01 of mixed powder.
  • the graph of FIG. 3 shows the relationship between the time when the mechanical alloying is performed on the powder and the saturation magnetization (left vertical axis) and coercive force (right vertical axis) of the powder subjected to mechanical alloying.
  • each mixed powder that has been mechanically alloyed is solidified and formed by a discharge plasma sintering device while applying an external magnetic field, and the magnetic moment of each particle of barium ferrite powder is aligned in one direction.
  • a graphite die outer diameter 50 mm, inner diameter 20.1 mm, height 40 mm
  • a graphite punch were used and filled with 4 g of mixed powder.
  • the chamber is kept in vacuum, the sintering temperature is 573K, 673K, or 773K (the rate of temperature increase from room temperature to the sintering temperature is 1.67 K / s), the sintering pressure is 49 MPa, and the holding time is 1 hour. Sintered with.
  • the micro Vickers hardness HV0.01 of the mixed powder was measured with a micro Vickers hardness meter after polishing the measurement surface with emery paper and buffing with polishing alumina particles. Further, the saturation magnetization and coercive force of the mixed powder were measured in a magnetic field of 800 kA / m and 40 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VSM). Furthermore, the structural analysis of the mixed powder was performed by X-ray diffraction (XRD: X-Ray Diffractometer) (see the X-ray diffraction chart in FIG. 4).
  • X-ray diffraction was measured using CuK ⁇ rays with an intensity of 40 kV and 60 mA under conditions of a diffraction rate of 1.66 ⁇ 10 ⁇ 2 deg / s and a diffraction angle of 20 to 80 °.
  • the processing time of mechanical alloying is considered.
  • FIG. 1 the micro Vickers hardness of the pure magnesium powder which has not performed mechanical alloying is displayed with the dotted line.
  • the mechanical alloying treatment time of 20 to 120 minutes was lower than that of pure magnesium powder without mechanical alloying.
  • Ing processing time of 240 minutes was higher in hardness than pure magnesium powder not subjected to mechanical alloying.
  • the dotted line in FIG. 2 is the theoretical value of the hardness of the mixed powder calculated using the composite rule from the hardness of the magnesium powder (44 HV) and the hardness of the barium ferrite powder (127.7 HV).
  • the mechanical alloying (MA) treatment time was 20 minutes and 60 minutes, no tendency to increase the hardness accompanying an increase in the content of barium ferrite powder was observed.
  • the tendency for hardness to improve with the increase in the content of barium ferrite powder was shown.
  • the barium ferrite powder was uniformly dispersed by mechanical alloying for 120 minutes or longer. Also, the difference in hardness between the case of 120 minutes and the case of 240 minutes is considered to be an increase in the hardness of magnesium as a matrix.
  • the saturation magnetization value of the barium ferrite powder not subjected to mechanical alloying is 7.5 ⁇ 10 ⁇ 5 Wb ⁇ m / kg.
  • the saturation magnetization value of barium ferrite powder with mechanical alloying was slightly lower than that of barium ferrite powder without mechanical alloying due to the influence of nonmagnetic stearic acid. No decrease in value was observed, and a value depending on the composition was obtained.
  • the saturation magnetization value of the mixed powder also did not change with the increase in mechanical alloying time, and a value corresponding to the content of barium ferrite powder was obtained.
  • the coercive force of barium ferrite powder not subjected to mechanical alloying is 16.2 kA / m.
  • the coercive force of the barium ferrite powder subjected to mechanical alloying showed a tendency to decrease as the mechanical alloying time increased, and it was 13.5 kA / m for 240 minutes.
  • Ni-Cu-Zn ferrite which is an oxide-based soft magnetic material
  • the coercive force tended to improve as the processing time increased. This is because the coercive force is a structure-dependent property, and its value changes due to changes in the crystal structure and increase / decrease in the crystal grain size. The crystallites become finer as the mechanical milling time increases. It is thought that the coercive force has increased because of this.
  • the relationship between the crystallite size and the coercive force generally increases when the crystallite size is reduced to several tens of nanometers, but is proportional to 10 6 when the crystallite size is several nanometers or less (amorphous).
  • the coercive force rapidly decreases. This is because a powder having a crystallite size of several tens of nanometers or more is composed of multiple magnetic domains, but a powder of several tens of nanometers has a single magnetic domain and thus has the highest coercive force. This is explained by the concept that the coercive force of a powder finer than a single magnetic domain is rapidly reduced.
  • the powder not subjected to mechanical alloying is composed of a single magnetic domain. It can be inferred that the coercive force decreased because the powder was refined to a powder having a size smaller than a single magnetic domain with an increase in the processing time of mechanical alloying.
  • the coercive force of the mixed powder was higher than that of the barium ferrite powder. Further, in all the mixed powders, the coercive force tended to decrease as the processing time of mechanical alloying increased as in the case of barium ferrite powder. The reason why the mixed powder showed a higher coercive force than the barium ferrite powder is because the crystallites of the barium ferrite powder subjected to mechanical alloying with the magnesium powder were not refined.

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Abstract

　硬磁性を有するとともに、安価且つ軽量であり室温及び高温で高い機械的強度を有するマグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法を提供する。マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末を混合装置に投入し、メカニカルアロイングを施す。これにより、マグネシウム粉末に機械的エネルギーが付与されるため、マグネシウム粉末にひずみが導入されて加工硬化がなされ、機械的強度及び硬さが高められる。このような処理により、機械的強度及び硬さが高められたマグネシウム粉末と、バリウムフェライト粉末との混合粉末が得られるので、この混合粉末を型に充填し、外部磁場を印加しながら放電プラズマ焼結法により焼結して、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形する。

Description

マグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法
　本発明は、硬磁性を有するマグネシウム基複合材料及びその製造方法に関する。
　近年、地球温暖化問題の観点から、より安価且つ軽量であり、さらに室温及び高温で高い機械的強度を有する材料の開発が望まれている。また、高機能化の観点から、様々な機能を有する軽量な材料の開発が望まれている。
　例えば、従来の磁性材料は、鉄又は酸化鉄をベースとしたものが多く、比重が高いという欠点を有していた。また、酸化鉄系磁性材料の機械的特性は、セラミックスに類似しており、破壊靭性が極めて低いことや加工性が低いという欠点も併せ持っていた。
　このような背景から、安価で且つ金属材料中で最も軽量なマグネシウムに高強度化と硬磁性の付与とがなされれば、輸送機器をはじめとする構造材や電気・電子機器の部品などへの適用が可能となり、地球温暖化問題の解決の一助となり得る。
日本国特許公開公報　２００６－２５７５１３Ａ
　しかしながら、マグネシウムは機械的強度が低く（室温で１００ＭＰａ以下）、磁性を有しないため、輸送機器をはじめとする構造材や磁性材料への適用は皆無に等しいのが現状である。
　また、マグネシウムの機械的強度を向上させる方法としては、溶融・鋳造法により合金化する方法が一般的であるが、このような従来法は工程が煩雑であることに加えて、溶融時にマグネシウムが燃焼する危険性があった。また、溶融・鋳造法によりマグネシウムと磁性材料を複合化することは、融点や比重の差から困難であるため、硬磁性が付与されたマグネシウム材料はほとんど知られていなかった。
　そこで、本発明は、上記のような従来技術が有する問題点を解決し、硬磁性を有するとともに、安価且つ軽量であり室温及び高温で高い機械的強度を有するマグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法を提供することを課題とする。
　前記課題を解決するため、本発明の態様は、次のような構成からなる。すなわち、本発明の一態様に係るマグネシウム基硬磁性複合材料は、バリウムフェライト粉末と、機械的エネルギーを付与することにより強度が高められたマグネシウム粉末と、の混合粉末の焼結体であり、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃っていることを特徴とする。
　このようなマグネシウム基硬磁性複合材料においては、前記マグネシウム粉末は、メカニカルアロイングを施すことにより強度が高められたものであることが好ましい。また、放電プラズマ焼結法による焼結体であることが好ましい。
　また、本発明の他の態様に係るマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法は、マグネシウム粉末に機械的エネルギーを付与して前記マグネシウム粉末の強度を高める高強度化工程と、バリウムフェライト粉末と、前記強度が高められたマグネシウム粉末と、を混合して混合粉末とする混合工程と、外部磁場を印加しながら前記混合粉末を焼結して、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形する焼結工程と、を備えることを特徴とする。
　さらに、本発明の他の態様に係るマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法は、マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末に機械的エネルギーを付与して、前記マグネシウム粉末の強度を高めつつ前記マグネシウム粉末と前記バリウムフェライト粉末とを混合した後に、外部磁場を印加しながらこの混合粉末を焼結して、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形することを特徴とする。
　これらのマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法においては、メカニカルアロイング法により粉末に機械的エネルギーを付与することが好ましい。また、放電プラズマ焼結法により焼結を行うことが好ましい。
　本発明のマグネシウム基硬磁性複合材料は、バリウムフェライト粉末と、強度が高められたマグネシウム粉末と、の混合粉末の焼結体であるので、安価且つ軽量であり室温及び高温で高い機械的強度を有する。また、本発明のマグネシウム基硬磁性複合材料は、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃っているので、優れた硬磁性を有する。
　また、本発明のマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法は、マグネシウム粉末に機械的エネルギーを付与してマグネシウム粉末の強度を高める工程を備えているとともに、外部磁場を印加しながら混合粉末を焼結して、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きを一方向に揃える工程を備えている。よって、本発明のマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法は、優れた硬磁性を有するとともに安価且つ軽量であり室温及び高温で高い機械的強度を有するマグネシウム基硬磁性複合材料を製造することができる。
粉末にメカニカルアロイングを施した時間と粉末のマイクロビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 混合粉末におけるバリウムフェライト粉末の含有率と粉末のマイクロビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 粉末にメカニカルアロイングを施した時間とメカニカルアロイングを施した粉末の飽和磁化及び保磁力との関係を示すグラフである。 Ｘ線回折のチャートである。
  本発明に係るマグネシウム基硬磁性複合材料及びその製造方法の実施の形態を、以下に詳細に説明する。
　まず、マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末を混合装置に投入し、マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末を撹拌すると、マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末が均一に混合される。このとき、撹拌によりマグネシウム粉末に機械的エネルギーが付与されるようにすると、マグネシウム粉末にひずみが導入されて加工硬化がなされ、機械的強度及び硬さが高められる。なお、混合時における焼付きを防止するため、ステアリン酸等の滑剤をマグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末に混合してもよい。
　機械的エネルギーを付与しながら粉末を撹拌し混合する方法は、マグネシウム粉末の機械的強度及び硬さが十分に高められるならば特に限定されるものではないが、メカニカルアロイング法が好ましい。メカニカルアロイング法は、金属製の容器内に金属製ボールと粉末を装入し、容器を連続的に回転させることにより、金属製ボールを粉末に激しく衝突させて、金属製ボールから粉末に繰り返し衝撃（機械的エネルギー）を付与するという方法である。
　なお、粉末にメカニカルアロイングを施す時間は、５分以上１０時間以下が好ましい。メカニカルアロイングを施す時間が長いほど、マグネシウム粉末に強いひずみが導入されて大きな機械的エネルギーが付与されるので、機械的強度及び硬さがより高められる。さらに、バリウムフェライト粉末が微細に粉砕され、その粒子が均一にマグネシウム粉末中に分散するため、硬さがさらに高められる。ただし、バリウムフェライト粉末が微細に粉砕されると、硬磁性（特に保磁力）が低下する傾向があるため、上記の作用とのバランスを考えて、メカニカルアロイングを施す時間の長さを決定することが好ましい。
　このような処理により、機械的強度及び硬さが高められたマグネシウム粉末と、バリウムフェライト粉末との混合粉末が得られるので、この混合粉末を型（型の素材は金属，セラミックス，炭素等があげられる）に充填し焼結して、所望の形状に成形する。このとき、外部磁場を印加しながら混合粉末を焼結するので、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体が得られる。外部磁場を印加する方法や印加する外部磁場の強さは、焼結体中のバリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きを一方向に揃えられるならば、特に限定されるものではない。
　これにより、硬磁性を有するマグネシウム基硬磁性複合材料が得られる。このマグネシウム基硬磁性複合材料は、金属成分がマグネシウムであるので、安価且つ軽量であり加工性が優れている。また、マグネシウム粉末の機械的強度及び硬さが高められているため、マグネシウム基硬磁性複合材料の室温及び高温における機械的強度（例えば比強度）と硬さは、純マグネシウム材料よりも優れている。
　焼結方法の種類は特に限定されるものではなく、一般的な焼結法を採用可能であるが、放電プラズマ焼結法により焼結を行うことが好ましい。放電プラズマ焼結法は短時間で焼結体を得ることができるので、従来の粉末冶金法（粉末を冷間加工した後に熱間押出しして焼結体を得る方法）などと比べて、焼結体の製造に要する時間や工程を大幅に削減することができる。よって、焼結体を安価に製造することができる。また、圧力，温度，時間等の焼結条件は特に限定されるものではなく、マグネシウム基硬磁性複合材料に要求される機械的強度，硬さ，密度等に応じて適宜設定すればよい。
　なお、上記のように、マグネシウム粉末とバリウムフェライト粉末を共に混合装置に投入して撹拌すると、バリウムフェライト粉末に対しても機械的エネルギーが付与されるため、バリウムフェライト粉末が微細に粉砕された粒子がマグネシウム粉末中に均一に分散することによって硬さが上昇する一方で、バリウムフェライトの硬磁性（特に保磁力）が低下する場合がある。よって、まずマグネシウム粉末のみに機械的エネルギーを付与して、マグネシウム粉末の機械的強度及び硬さを高めた後に、バリウムフェライト粉末と混合する方法を採用してもよい。
　すなわち、まずマグネシウム粉末を混合装置に投入し撹拌して、マグネシウム粉末に機械的エネルギーを付与し、マグネシウム粉末の機械的強度及び硬さを高める（高強度化工程）。次に、バリウムフェライト粉末と、機械的強度及び硬さが高められたマグネシウム粉末と、を混合して混合粉末とする（混合工程）。このとき、機械的強度及び硬さが高められたマグネシウム粉末とバリウムフェライト粉末との混合方法は、前述のような機械的エネルギーが付与される混合方法（メカニカルアロイング法等）でもよいし、機械的エネルギーは付与されない一般的な混合方法でもよい。そして、外部磁場を印加しながらこの混合粉末を焼結して、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形する（焼結工程）。このような方法によりマグネシウム基硬磁性複合材料を製造すれば、より優れた硬磁性（特に保磁力）を有するマグネシウム基硬磁性複合材料を得ることができる。
　また、焼結温度が高いと、バリウムフェライトが固相で分解するおそれがあるので、バリウムフェライトが分解しない程度の低温で焼結を行うことが好ましい。また、マグネシウムの融点が６５０℃であるので、それよりも低い温度で焼結を行うことが好ましい。これらの点から、焼結温度は３００℃以上５００℃以下とすることが好ましい。
　また、高強度化工程と混合工程を別々に行う前述の方法を採用すれば、焼結におけるバリウムフェライトの固相分解が抑制されるため、機械的強度及び硬さを維持しながら、優れた硬磁性を発揮することができる。
　このような本実施形態のマグネシウム基硬磁性複合材料は、優れた機械的強度及び硬さと優れた硬磁性とを備えているので、輸送機器をはじめとする構造材や電気・電子機器の部品などへの適用が可能である。また、現在使用されているマグネシウム合金や鉄鋼系磁性材料の代替材料にもなりうる。さらに、高周波吸収材，電磁波吸収材，高周波シールド材，電磁波シールド材等への適用も可能である。さらに、永久磁石として使用することもできる。さらに、ハードディスクドライブ，録音装置，録画装置等の磁気ヘッドとして使用することもできる。
　本発明に使用可能な硬磁性材料としてはバリウムフェライトが特に好ましいが、その他の硬磁性材料も使用可能である。例えば、ネオジウム（Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ－Ｄｙ）系磁性材料，サマリウム－コバルト（Ｓｍ－Ｃｏ）系磁性材料，ストロンチウムフェライトが使用可能である。
　また、マグネシウム粉末とバリウムフェライト粉末との混合比率は特に限定されるものではないが、マグネシウム粉末とバリウムフェライト粉末の合計の質量におけるバリウムフェライト粉末の質量の割合は、５％以上４５％以下であることが好ましい。５％未満であると、マグネシウム基硬磁性複合材料の硬磁性が不十分となるおそれがあり、４５％超過であると、マグネシウム基硬磁性複合材料の機械的強度が不十分となるおそれがある。
　　〔実施例〕
　以下に実施例を示して、本発明をさらに具体的に説明する。まず、出発原料として用いたマグネシウム粉末は、純度９９．９１％，平均粒子径２７５．９μｍの純マグネシウムの粉末である。また、バリウムフェライト粉末は、組成がＢａＦｅ１２Ｏ１９で、平均粒子径１．７μｍ、飽和磁化７．５×１０-5Ｗｂ・ｍ／ｋｇ、保磁力１６．２ｋＡ／ｍのものである（以降においては「Ｂａフェライト」又は「ＢＦＲ」と記すこともある）。
　メカニカルアロイングには、８００ｒｐｍで回転するモータによってミル容器に上下左右の複雑な振動を与えることができる振動型ボールミルを用いた。直径５１ｍｍ，長さ６４ｍｍの工具鋼製ミル容器に、直径６ｍｍの工具鋼製ボール７０個（約７０ｇ）と、マグネシウム粉末及びＢＦＲ粉末を合計で１０ｇと、焼き付き防止剤としてステアリン酸０．７５ｇと、を装入した。
　マグネシウム粉末及びＢＦＲ粉末の配合組成については、３種類検討した。すなわち、マグネシウム粉末：ＢＦＲ粉末が９０質量％：１０質量％のもの（以降は「Ｍｇ－１０ＢＦＲ」と記す）、７０質量％：３０質量％のもの（以降は「Ｍｇ－３０ＢＦＲ」と記す）、５０質量％：５０質量％のもの（以降は「Ｍｇ－５０ＢＦＲ」と記す）についてメカニカルアロイングを行った。
　メカニカルアロイングの処理時間については、２０分，６０分，１２０分，２４０分とした。なお、ミル容器への粉末の装入と取り出しはアルゴン雰囲気中で行なった。そして、メカニカルアロイングを施した混合粉末について、マイクロビッカース硬さＨＶ０．０１を測定した。メカニカルアロイングの処理時間と得られた混合粉末のマイクロビッカース硬さＨＶ０．０１との関係を、図１のグラフに示す。また、混合粉末におけるバリウムフェライト粉末の含有率と混合粉末のマイクロビッカース硬さＨＶ０．０１との関係を、図２のグラフに示す。さらに、粉末にメカニカルアロイングを施した時間とメカニカルアロイングを施した粉末の飽和磁化（左縦軸）及び保磁力（右縦軸）との関係を、図３のグラフに示す。
　次に、メカニカルアロイングを施した各混合粉末を、外部磁場を印加しながら放電プラズマ焼結装置で固化成形して、バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を得た。成形には黒鉛ダイス（外径５０ｍｍ，内径２０．１ｍｍ，高さ４０ｍｍ）と黒鉛パンチを用い、これに４ｇの混合粉末を充填した。チャンバー内を真空に保ち、焼結温度が５７３Ｋ，６７３Ｋ，又は７７３Ｋ（室温から該焼結温度までの昇温速度は１．６７Ｋ／ｓ）、焼結圧力が４９ＭＰａ、保持時間が１時間という条件で焼結した。
　なお、混合粉末のマイクロビッカース硬さＨＶ０．０１は、測定面をエメリー紙で研磨後、研磨用アルミナ粒子でバフ研磨して鏡面仕上げし、マイクロビッカース硬度計で測定した。また、混合粉末の飽和磁化及び保磁力は、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating Sample Magnetometer ）を用いて、８００ｋＡ／ｍ，４０ｋＡ／ｍの磁界中で測定した。さらに、混合粉末の構造解析はＸ線回折（ＸＲＤ：X-Ray Diffractometer）で行った（図４のＸ線回折のチャートを参照）。Ｘ線回折は、強度４０ｋＶ，６０ｍＡのＣｕＫα線を用いて、回折速度１．６６×１０-2ｄｅｇ／ｓ及び回折角度２０～８０°の条件で測定した。
　ここで、メカニカルアロイングの処理時間について考察する。図１では、メカニカルアロイングを施していない純マグネシウム粉末のマイクロビッカース硬さを点線で表示してある。純マグネシウム粉末のみにメカニカルアロイングを施した場合は、メカニカルアロイングの処理時間が２０～１２０分のものは、メカニカルアロイングを施していない純マグネシウム粉末よりも硬さが低かったが、メカニカルアロイングの処理時間が２４０分のものは、メカニカルアロイングを施していない純マグネシウム粉末よりも硬さが高かった。
　これは、メカニカルアロイングの処理時間が２０～１２０分の場合は、加工硬化や結晶子の微細化による強化よりも摩擦熱による回復の方が大きく寄与し、メカニカルアロイングの処理時間が２４０分の場合は、摩擦熱による回復よりも加工硬化や結晶子の微細化による強化の方が上回ったためであると考えられる。
　また、メカニカルアロイングを施した混合粉末の場合は、メカニカルアロイングの処理時間の増加に伴って硬さが向上する傾向を示した。しかし、バリウムフェライト粉末の含有率の増加に伴う硬さの向上量は、メカニカルアロイング処理時間によって異なることが確認できる。
　そこで、バリウムフェライト粉末の含有率の増加に伴う硬さの変化について、図２を参照しながら考察する。図２中で点線は、マグネシウム粉末の硬さ（４４ＨＶ）とバリウムフェライト粉末の硬さ（１２７．７ＨＶ）から複合則を用いて算出した混合粉末の硬さの理論値である。メカニカルアロイング（ＭＡ）の処理時間が２０分の場合と６０分の場合は、バリウムフェライト粉末の含有率の増加に伴う硬さの向上傾向は認められなかった。一方、１２０分の場合と２４０分の場合は、バリウムフェライト粉末の含有率の増加に伴って硬さが向上する傾向を示した。これは、１２０分以上のメカニカルアロイングにより、バリウムフェライト粉末の均一分散が達成されたためと考えられる。また、１２０分の場合と２４０分の場合の硬さの差は、マトリックスであるマグネシウムの硬さの向上分であると考えられる。
　次に、メカニカルアロイング処理時間と、バリウムフェライト粉末及び混合粉末の飽和磁化と保磁力との関係について、図３を参照しながら考察する。メカニカルアロイングを施していないバリウムフェライト粉末の飽和磁化値は、７．５×１０-5Ｗｂ・ｍ／ｋｇである。メカニカルアロイングを施したバリウムフェライト粉末の飽和磁化値は、非磁性のステアリン酸の影響により、メカニカルアロイングを施していないバリウムフェライト粉末よりも若干低い値を示したが、メカニカルアロイングによる急激な値の低下は認められず、組成に依存した値が得られた。混合粉末の飽和磁化値も、メカニカルアロイング処理時間の増加に伴う変化を示さず、バリウムフェライト粉末の含有率に応じた値が得られた。
　一方、メカニカルアロイングを施していないバリウムフェライト粉末の保磁力は、１６．２ｋＡ／ｍである。メカニカルアロイングを施したバリウムフェライト粉末の保磁力は、メカニカルアロイング処理時間の増加伴い低下する傾向を示し、２４０分の場合は１３．５ｋＡ／ｍであった。
　酸化物系軟磁性材料であるＮｉ－Ｃｕ－Ｚｎフェライトに対して同様の条件でメカニカルミリングを施した場合は、処理時間の増加に伴って保磁力が向上する傾向を示した。これは、保磁力は構造依存型の特性であり、結晶構造の変化や結晶粒径の増減によってその値が変化することに起因しており、メカニカルミリング処理時間の増加に伴って結晶子が微細化したために保磁力が増加したと考えられる。
　結晶子の大きさと保磁力の関係は、一般的には、結晶子の大きさが数十ｎｍまで減少した際に保磁力は向上するが、数ｎｍ以下（アモルファス) になると１０6 に比例して保磁力が急激に低下することが知られている。これは、結晶子の大きさが数十ｎｍ以上の粉末は多磁区で構成されているが、数十ｎｍの粉末では単磁区となるため保磁力が最も高く、数ｎｍ以下（アモルファス) 、すなわち、単磁区よりも微細な粉末は保磁力が急激に低下するという概念で説明されている。
　このような観点から、バリウムフェライト粉末の保磁力がメカニカルアロイングの処理時間の増加に伴い低下する傾向を示したことを考えると、メカニカルアロイングを施していない粉末は単磁区で構成されており、メカニカルアロイングの処理時間の増加に伴って単磁区以下の大きさの粉末に微細化されたために保磁力が低下したと推察できる。また、混合粉末の保磁力は、バリウムフェライト粉末よりも高い値を示した。さらに、全ての混合粉末においてバリウムフェライト粉末と同様に、メカニカルアロイングの処理時間の増加に伴って保磁力は低下する傾向を示した。バリウムフェライト粉末よりも混合粉末の方が保磁力が高い値を示したのは、マグネシウム粉末と共にメカニカルアロイングを施したバリウムフェライト粉末の結晶子は微細化されなかったためと考えられる。
　次に、メカニカルアロイングの処理時間の変化に伴うＭｇ－１０ＢＦＲ粉末の構成相の変化について、図４を参照しながら考察する。メカニカルアロイング（ＭＡ）の処理時間が２０～２４０分の範囲内では、マグネシウムとバリウムフェライトの間の固相反応は生じていないことが分かる。また、マグネシウムの回折ピークは、メカニカルアロイングの処理時間が２０分の場合及び６０分の場合よりも、１２０分の場合及び２４０分の場合がブロード化していることから、結晶子が微細化していると考えられる。

Claims (7)

  1. 　バリウムフェライト粉末と、機械的エネルギーを付与することにより強度が高められたマグネシウム粉末と、の混合粉末の焼結体であり、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃っていることを特徴とするマグネシウム基硬磁性複合材料。
  2. 　前記マグネシウム粉末は、メカニカルアロイングを施すことにより強度が高められたものであることを特徴とする請求項１に記載のマグネシウム基硬磁性複合材料。
  3. 　放電プラズマ焼結法による焼結体であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のマグネシウム基硬磁性複合材料。
  4. 　マグネシウム粉末に機械的エネルギーを付与して前記マグネシウム粉末の強度を高める高強度化工程と、
    　バリウムフェライト粉末と、前記強度が高められたマグネシウム粉末と、を混合して混合粉末とする混合工程と、
    　外部磁場を印加しながら前記混合粉末を焼結して、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形する焼結工程と、
    を備えることを特徴とするマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法。
  5. 　マグネシウム粉末及びバリウムフェライト粉末に機械的エネルギーを付与して、前記マグネシウム粉末の強度を高めつつ前記マグネシウム粉末と前記バリウムフェライト粉末とを混合した後に、外部磁場を印加しながらこの混合粉末を焼結して、前記バリウムフェライト粉末の各粒子の磁気モーメントの向きが一方向に揃った焼結体を成形することを特徴とするマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法。
  6. 　メカニカルアロイング法により粉末に機械的エネルギーを付与することを特徴とする請求項４又は請求項５に記載のマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法。
  7. 　放電プラズマ焼結法により焼結を行うことを特徴とする請求項４～６のいずれか一項に記載のマグネシウム基硬磁性複合材料の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102876946A (zh) * 2012-09-13 2013-01-16 燕山大学 一种磁性镁合金及其制备方法
CN112582122A (zh) * 2019-09-27 2021-03-30 河北泛磁聚智电子元件制造有限公司 高膝点矫顽力烧结钐钴磁体的制备方法
EP3862110A1 (en) 2020-02-07 2021-08-11 EPoS S.r.L. Composite magnetic materials and method of manufacturing the same

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6916479B2 (ja) * 2015-03-31 2021-08-11 国立大学法人東北大学 マグネシウム・鉄合金の製造方法、マグネシウム・鉄合金及びそれを用いた生体医療材料

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0244606A (ja) * 1988-06-03 1990-02-14 Shell Internatl Res Maatschappij Bv 磁気及び電子遮蔽用並びに永久磁石用複合材料
JP2006257513A (ja) * 2005-03-17 2006-09-28 Toyama Univ 磁性アルミニウム複合体

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010265492A (ja) * 2009-05-12 2010-11-25 Nihon Univ 磁性を有する高比強度アルミニウム機能性材料
JP2011243776A (ja) * 2010-05-19 2011-12-01 Nihon Univ 磁性を有する高比強度マグネシウム機能性材料

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0244606A (ja) * 1988-06-03 1990-02-14 Shell Internatl Res Maatschappij Bv 磁気及び電子遮蔽用並びに永久磁石用複合材料
JP2006257513A (ja) * 2005-03-17 2006-09-28 Toyama Univ 磁性アルミニウム複合体

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
MASAHIRO KUBOTA ET AL.: "Kojisei - Ko Kodo o Yusuru Magnesium Kinosei Funmatsu no Sosei", IT/BT NARABINI SHOENE NO SASAE YAKU 'JISEI ZAIRYO' NO SHORAIZO, 12 January 2011 (2011-01-12), pages 76 *
SHO AOKI ET AL.: "Funmatsu Yakinho de Fukugoka sareta Magnesium Kijisei Zairyo no Tokusei", THE JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS DAI 118 KAI SHUNKI TAIKAI KOEN GAIYOSHU, THE JAPAN INSTITUTE OF LIGHT METALS, 22 April 2010 (2010-04-22), pages 201 - 202 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102876946A (zh) * 2012-09-13 2013-01-16 燕山大学 一种磁性镁合金及其制备方法
CN112582122A (zh) * 2019-09-27 2021-03-30 河北泛磁聚智电子元件制造有限公司 高膝点矫顽力烧结钐钴磁体的制备方法
EP3862110A1 (en) 2020-02-07 2021-08-11 EPoS S.r.L. Composite magnetic materials and method of manufacturing the same

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