WO2015198396A1 - 希土類磁石成形体の製造方法 - Google Patents

希土類磁石成形体の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2015198396A1
WO2015198396A1 PCT/JP2014/066713 JP2014066713W WO2015198396A1 WO 2015198396 A1 WO2015198396 A1 WO 2015198396A1 JP 2014066713 W JP2014066713 W JP 2014066713W WO 2015198396 A1 WO2015198396 A1 WO 2015198396A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
magnet
powder
magnet powder
warm
mold
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/066713
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
誠也 荒井
道大 迫
英明 竹川
明彦 池田
真一郎 藤川
Original Assignee
日産自動車株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日産自動車株式会社 filed Critical 日産自動車株式会社
Priority to PCT/JP2014/066713 priority Critical patent/WO2015198396A1/ja
Priority to JP2016529610A priority patent/JP6330907B2/ja
Priority to PCT/JP2015/068091 priority patent/WO2015199096A1/ja
Publication of WO2015198396A1 publication Critical patent/WO2015198396A1/ja

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/06—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder
    • H01F1/08—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder pressed, sintered, or bound together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a magnet molded body, and more particularly, to a method for manufacturing a rare earth magnet molded body that has high productivity and can improve magnetic force.
  • Rare earth magnets composed of rare earth elements and transition metals are promising for various applications as permanent magnets because of their large magnetocrystalline anisotropy and saturation magnetization.
  • rare earth-transition metal-nitrogen based magnets represented by Sm—Fe—N based magnets are known to exhibit excellent magnetic properties without using expensive raw materials.
  • Sintered magnets are sintered at a high temperature to be formed as represented by Nd—Fe—B type magnets.
  • the magnetic raw material powder has poor magnetic properties, and excellent magnetic properties are exhibited by heating to a high temperature at which a liquid phase is generated.
  • bond magnets are used by solidifying and molding magnet raw material powder having excellent magnetic properties with a resin at room temperature.
  • Sm—Fe—N magnets are promising as permanent magnets, they have a drawback of lacking thermal stability.
  • an Sm—Fe—N magnet is heated to 600 ° C. or higher, it is decomposed into rare earth nitride and ⁇ -Fe, and thus a magnet compact cannot be produced by a sintering method as in the conventional powder metallurgy method. For this reason, it has been used as a magnet powder for bonded magnets. In this case, since the volume of the resin as a binder occupies about 30% of the whole, a sufficient magnetic force cannot be obtained.
  • the powder impact molding method using an explosive can obtain an Sm—Fe—N bulk magnet having a relative density exceeding 90%.
  • Sm—Fe—N bulk magnet having a relative density exceeding 90%.
  • the impact force is too great, the Sm—Fe—N magnet is decomposed into a rare earth nitride and ⁇ -Fe, which deteriorates the magnetic properties.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems of the prior art, and an object thereof is to provide a method for producing a rare earth magnet suitable for mass production with improved quality stability, productivity and processing yield. To do. Furthermore, it aims at providing the manufacturing method of the rare earth magnet by which the fall of the magnetic characteristic was suppressed.
  • the method for producing a rare earth magnet molded body according to the present invention comprises compacting Sm—Fe—N magnet powder having a temperature of 600 ° C. or less at a molding surface pressure of 1 to 5 GPa in a molding die to obtain a relative density.
  • (A) is a schematic diagram which shows a preferable example of a shaping
  • (b) is sectional drawing of the shaping
  • the manufacturing method of 1st embodiment has a preparatory process (S11), a warm compaction process (S12), and a heat treatment process (S13), as shown in FIG.
  • the preparation step (S11) is a step of preparing Sm—Fe—N-based magnet powder and is optional.
  • Sm—Fe—N magnet powder having a temperature of 600 ° C. or lower is compacted at a molding surface pressure of 1 to 5 GPa in a mold, and Sm having a relative density of 80% or more.
  • a —Fe—N-based magnet compact is obtained.
  • the molded body obtained in the warm compaction step (S12) is heated at a temperature of 350 to 600 ° C. for 1 to 120 minutes.
  • the preparation step (S11) and the heat treatment step (S13) are optional steps. In this way, a magnet molded body as a product is obtained.
  • the rare earth magnet compact of this embodiment is molded using Sm—Fe—N magnet powder.
  • the Sm—Fe—N-based magnet powder contains a magnet phase mainly composed of Sm—Fe—N.
  • the Sm—Fe—N magnet powder is promising as a permanent magnet because of its excellent magnetic properties.
  • the Sm—Fe—N magnet powder used as a raw material may be a commercially available product or may be prepared by itself. It is also preferable to use a metal binder blended with the Sm—Fe—N magnet powder. When using a commercially available Sm—Fe—N magnet powder, a preparation step is not particularly required.
  • the blended powder may also be referred to as Sm—Fe—N magnet powder.
  • the Sm—Fe—N magnet powder can be finely pulverized to obtain the Sm—Fe—N magnet powder.
  • the size (average particle diameter) of the Sm—Fe—N-based magnet powder may be within a range in which the effects of the present embodiment can be effectively expressed. It is preferable to finely pulverize. More preferably, it is in the range of 0.1 to 8 ⁇ m, still more preferably 0.5 to 6 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the rare earth magnet powder is 10 ⁇ m or less, a magnet molded body having excellent coercive force can be obtained. Even when a commercially available Sm—Fe—N magnet powder is used, the average particle size of the powder is 10 ⁇ m or less, more preferably 0.1 to 8 ⁇ m, and still more preferably 0.5 to 6 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the magnet powder can be subjected to particle size analysis (measurement) by, for example, SEM (scanning electron microscope) observation, TEM (transmission electron microscope) observation, or the like.
  • the magnet powder or its cross-section may include a powder having an irregular shape with a different aspect ratio (aspect ratio) rather than a spherical or circular shape (cross-sectional shape). Therefore, the average particle diameter mentioned above is expressed by the average value of the absolute maximum length of the cut surface shape of each magnet powder in the observation image because the shape of the magnet powder (or its cross-sectional shape) is not uniform. .
  • the absolute maximum length means the maximum length among the distances between any two points on the contour line of the magnet powder (or its cross-sectional shape).
  • the crystallite diameter obtained from the half-value width of the diffraction peak of the rare earth magnet phase in X-ray diffraction or the average value of the particle diameter of the magnet powder obtained from the transmission electron microscope image You can also. In addition, it can obtain
  • the Sm—Fe—N magnet coarse powder may be a commercially available product or may be prepared by itself.
  • Sm—Fe—N magnet coarse powder is produced, for example, by producing SmFe alloy powder from samarium oxide and iron powder by the reduction diffusion method, and N 2 gas, NH 3 gas, mixed gas of N 2 and H 2 gas, etc. In this atmosphere, a heat treatment of 600 ° C. or lower can be used to obtain SmFeN. Moreover, you may use what nitrided the powder obtained by manufacturing a SmFe alloy by the melt
  • the method for finely pulverizing the Sm—Fe—N-based magnet coarse powder to a desired average particle size is not particularly limited, and a known pulverizer can be used.
  • a dry jet mill or a wet bead mill can be used.
  • the wet bead mill is preferable because the magnetic powder can be finely pulverized to an average particle diameter of 2 ⁇ m or less, and the coercive force of the obtained molded body is increased.
  • the magnetic powder is pulverized in an organic solvent, there is a demerit that the amount of impurities in the magnetic powder obtained is larger than that of a dry jet mill.
  • the steps after the preparatory step may be performed in an inert atmosphere preferable.
  • an inert atmosphere means an atmosphere that does not substantially contain oxygen.
  • the performance of the magnet is related to the amount of impurities, so that it is possible to prevent the amount of impurities such as oxygen from increasing and magnetic properties from deteriorating.
  • the finely pulverized Sm—Fe—N magnet powder is heated, it is possible to prevent the powder from combusting due to the severe deterioration of the magnetic properties due to oxidation.
  • an inert gas atmosphere such as nitrogen or a rare gas can be used.
  • the oxygen concentration is preferably 100 ppm or less, more preferably 50 ppm or less, and even more preferably 10 ppm or less.
  • Sm-Fe-N magnet powder More specifically, as the magnet powder containing Sm—Fe—N as a main component, for example, Sm 2 Fe 17 N x (where x is preferably 1 to 6, more preferably 1 as follows) 0.1 to 5, more preferably 1.2 to 3.8, more preferably 1.7 to 3.3, particularly preferably 2.0 to 3.0), Sm 2 Fe 17 N 3 , (Sm 0.
  • the content of the main component (Sm—Fe—N) of the magnet powder of this embodiment is not particularly limited as long as it contains Sm—Fe—N as the main component. It is 50% by mass or more, preferably 80% by mass or more, more preferably 90% by mass or more, and further preferably 90 to 99% by mass.
  • the upper limit of the range is more preferably 99% by mass and not 100% by mass because it contains surface oxides and inevitable impurities. That is, in this embodiment, it may be 50% by mass or more, and it is possible to use 100% by mass.
  • Expensive refining (smelting) technology is required and is expensive.
  • the rare earth magnet phase mainly composed of Sm—Fe—N includes those containing other elements within the technical scope of this embodiment.
  • other elements that may be contained include, for example, Ga, Nd, Zr, Ti, Cr, Co, Zn, Mn, V, Mo, W, Si, Re, Cu, Al, Ca, B, Ni, C, La, Ce, Pr, Pm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Y, Th, MM, preferably B, C substituting for Co, Ni, N replacing Fe
  • These may contain one kind alone or two or more kinds.
  • These elements are introduced by replacing or inserting a part of the phase structure of the magnet phase mainly composed of Sm—Fe—N.
  • the rare earth magnet powder containing Sm—Fe—N as a main component may contain a rare earth magnet phase other than Sm—Fe—N.
  • examples of such other rare earth magnet phases include existing rare earth magnet phases other than Sm—Fe—N.
  • examples of such other existing rare earth magnet phases include, for example, Sm 2 Fe 14 B, Sm 2 Co 14 B, Sm 2 (Fe 1-x Co x ) 14 B (where x is preferably 0 ⁇ x ⁇ 0).
  • SmCo alloy system Sm 2 Fe 17, SmFe 2 , SmFe 3 etc.
  • SmFe alloy system of, CeCo , Ce 2 Co 17, Ce 24 Co 11, CeCo 2, CeCo 3, Ce 2 Co 7, Ce 5 Co 19 such CeCo alloy system, Nd 2 Fe Nd-Fe alloy system such as 17, such as a CaCu 5 Ca-Cu alloy system, Tb-Cu alloy system such as TbCu 7 , Sm-Fe-Ti alloy system such as SmFe 11 Ti, Th-Mn alloy system such as ThMn 12 , Th-Zn alloy system such as Th 2 Zn 17 Th—Ni alloy system such as Th 2 Ni 17 , La 2 Fe 14 B, CeFe 14 B, Pr 2 Fe 14 B, Gd 2 Fe 14 B, Tb 2 Fe 14 B, Dy 2 Fe 14 B, Ho 2 Fe 14 B, Er 2 Fe 14 B , Tm 2 Fe 14 B, Yb 2 Fe 14 B, Y 2 Fe 14 B, Th 2 Fe 14 B, La 2 Co 14 B, CeCo
  • rare earth magnet powders are inevitable components such as rare earth oxide phase (SmO 2 phase), Fe / rare earth impurities, Fe rich phase, Fe poor phase and other inevitable components present at the boundary of rare earth magnet phase. Impurities, etc. may be included.
  • the shape of the magnet powder containing Sm—Fe—N as the main component in the present embodiment may be any shape.
  • a cylindrical shape for example, a triangular prism, four Prismatic, pentagonal, hexagonal, ..n prismatic (where m is an integer greater than or equal to 7) shape, needle or rod shape (aspect ratio of the central section parallel to the long axis direction) Is preferably in the range of more than 1.0 and 10 or less.
  • the rare earth magnet phase of Sm—Fe—N has a crystal structure, and can be formed into a predetermined crystal shape by crystal growth.
  • the Sm—Fe—N magnet powder of the present embodiment is preferably used by blending a metal binder.
  • the moldability is improved by bonding of the metal binder components during warm compaction described later. Therefore, the obtained magnet molding is excellent in mechanical strength. Furthermore, since the internal stress which a metal binder generate
  • the Sm—Fe—N magnet powder and the metal binder powder may be mixed with a mixer or the like until they are uniform.
  • a metal binder should just use a considerable small amount compared with the polymer binder in a bond magnet, it does not have a possibility of affecting the magnetic characteristic and causing the fall.
  • the metal binder is preferably contained in an amount of 30% by mass or less, more preferably 0.1 to 20% by mass, more preferably 1 to 10% by mass with respect to the total mass of the Sm—Fe—N magnet powder. It can. If the metal binder is 30% by mass or less, there is no fear of impairing the magnetic properties of the magnet molded body. Moreover, if it is 0.1 mass% or more, the effect as a binder will fully be exhibited.
  • nonmagnetic metal particles having an elastoplastic ratio of energy accompanying plastic deformation of the metal binder particles of 50% or less are preferable. This is because easily deformable particles having an elastoplastic ratio of 50% or less relieve stress in the magnet molded body and effectively function as a binder. If the metal binder is too soft, the adhesion strength will be too small. Therefore, it is preferable that the soft metal has an elastic-plastic ratio of about 2.5%.
  • the elasto-plastic ratio is preferably in the range of 2.5 to 50%, more preferably 2.5 to 45%, particularly preferably 2.5 to 40%.
  • the elasto-plastic ratio of energy accompanying plastic deformation of the metal binder was defined as an index of ease of deformation using the nanoindentation method.
  • a diamond trigonal pyramid indenter is pushed to the surface of the sample placed on the base of the experimental apparatus to a certain load (press-fit), and then the load (P) is removed until the indenter is removed (unload).
  • load P
  • P load
  • h displacement
  • press-fit depth h press-fit (load) -unload curve.
  • the indentation (load) curve reflects the elastic-plastic deformation behavior of the material, and the unloading curve is obtained by the elastic recovery behavior.
  • the area surrounded by the load curve, the unload curve and the horizontal axis is the energy Ep consumed for plastic deformation.
  • the area surrounded by the perpendicular line extending from the maximum load point of the load curve to the horizontal axis (pressing depth h) and the unloading curve is the energy Ee absorbed by the elastic deformation.
  • the elastic-plastic ratio of energy accompanying plastic deformation of particles Ep / Ee ⁇ 100 (%).
  • the Zn particles used in the examples have an elastoplastic ratio of 50% or less.
  • non-magnetic metal particles having an elasto-plastic ratio of 50% or less that are easily deformed metal elements other than Ni, Co, and Fe can be used as long as they are obtained as a powder.
  • metal elements other than Ni, Co, and Fe can be used as long as they are obtained as a powder.
  • at least one soft metal or alloy of Zn, Cu, Sn, Bi, In, and Al is preferably used. Of these, Zn is particularly preferable.
  • the present embodiment is not limited to these.
  • the shape of the metal binder may be any shape as long as it does not impair the effects of the present invention.
  • a spherical shape, an elliptical shape preferably a range in which the aspect ratio (aspect ratio) of the central section parallel to the major axis direction is more than 1.0 and 10 or less
  • a cylindrical shape for example, a triangular prism, four Rectangular prism, pentagonal prism, hexagonal prism,... N prism (where N is an integer greater than or equal to 7)
  • needle-like or rod-like the aspect ratio of the central section parallel to the long axis direction is 1.
  • a range of 0 to 10 is desirable.
  • the average particle size of the metal binder may be within a range in which the effects of the present embodiment can be effectively expressed, and is usually 0.01 to 10 ⁇ m, preferably 0.05 to 8 ⁇ m, more preferably 0.1 to The range is 7 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the nonmagnetic metal particles is 0.01 to 10 ⁇ m, a desired magnet molded body excellent in magnet characteristics (coercive force, residual magnetic flux density, adhesion) can be obtained.
  • the present embodiment it is preferable not to use a binder made of a polymer, particularly an organic polymer.
  • a binder made of a polymer particularly an organic polymer.
  • the organic polymer binder occupies a large proportion of about 30% of the bonded magnet molded body, but does not function as a magnet, so that the magnetic properties of the magnet molded body deteriorate.
  • the present embodiment is excellent in that it can prevent a decrease in magnetic properties due to an organic polymer binder because a magnet compact can be obtained by warm compaction without including a polymer binder.
  • the magnet which can be used also in a higher temperature environment can be obtained by not using the polymer binder with a low melting point.
  • the magnet formation body of this embodiment does not need such resin with respect to a bond magnet, and can be reduced in weight.
  • the present embodiment includes a case where the polymer binder is contained in a very small amount so that the magnetic properties are not deteriorated.
  • the Sm—Fe—N magnet powder is compacted while being heated to a temperature at which the magnetic properties of 600 ° C. or lower are not significantly changed. Therefore, in order to obtain a molded body having a relative density of 80% or more, for example, it is possible to obtain a molded body with a reduced molding surface pressure as compared with the case of compacting at normal temperature (not heated). Therefore, this embodiment can dramatically extend the life of the mold (molding die), has higher productivity and is suitable for industrial production. Furthermore, the density of the obtained magnet molding can be improved compared with the case where it compacts by the same molding surface pressure at normal temperature.
  • the temperature of the Sm—Fe—N magnet powder at the time of compaction molding can extend the mold life while obtaining a molded article having a desired relative density, and can further prevent deterioration of magnetic properties due to decomposition.
  • the temperature is more preferably 50 to 500 ° C., further preferably 100 to 450 ° C.
  • a magnet molded body having a relative density of 80% is obtained. This is because if the relative density is 80% or more, a magnet molded body having a sufficient bending strength for applications such as automobile motors can be obtained.
  • the relative density is affected by the composition of the magnet and the pressure during compaction molding. Preferably the relative density is 85% or more, more preferably 90% or more.
  • the relative density is obtained by using the true density obtained by calculation and the actual density obtained by measuring the size and weight of the magnet compact.
  • the relative density is the ratio (%) of the actual density to the true density, and is calculated by dividing the actual density value by the theoretical density value and multiplying by 100.
  • the present embodiment it is possible to select a molding die suitable for the application. Therefore, if a mold having a desired magnet shape is used, it can be used in the next process almost as it is, and so-called near net shape molding with a very small processing margin becomes possible. Therefore, the processing yield is good, the manufacturing process is simplified, and this embodiment is suitable for mass production from these points. Furthermore, the Sm—Fe—N magnet molded body produced only by compacting is obtained in the present embodiment, and there is less variation in magnetic properties than the conventional manufacturing method, and therefore excellent in quality stability. Yes.
  • the Sm—Fe—N-based magnet powder may be heated before being put into the mold, or may be heated together with the mold after the magnet powder has been put into the mold.
  • the compacting may be performed in a state where the Sm—Fe—N magnet powder is heated to 600 ° C. or less.
  • the cartridge heater is inserted and installed in the mold, and thus the Sm—Fe—N magnet powder is put into the mold and then the magnet powder can be heated together with the mold.
  • a temperature sensor is installed in the mold, and the following method can be implemented.
  • the mold temperature is maintained for about 10 minutes until the entire magnet powder reaches the same temperature, and the temperature of the mold is regarded as the temperature of the magnet powder.
  • heating by high frequency or the like is also possible.
  • the powder is not cooled and the manufacturing process is simplified.
  • the magnet powder is heated to a predetermined temperature in an oven or the like and put into a mold. This is preferable because the production lead time is reduced. It is only necessary that the Sm—Fe—N magnet powder is heated to a temperature of 600 ° C. or lower while being put in the mold.
  • Consolidation molding is to form Sm—Fe—N magnet powder at a high surface pressure of 1 to 5 GPa. If the molding surface pressure is less than 1 GPa, it becomes difficult to obtain a high-density magnet molded body having a relative density of 80% or more. If the molding surface pressure exceeds 5 GPa, the life of the mold may be shortened. The molding surface pressure is more preferably 1.5 to 3.5 GPa from the viewpoint of further extending the mold life while obtaining a molded article having a desired relative density and magnetic characteristics.
  • a high-output press used for forging can be used, and a hydraulic press, an electric press, an impact press, or the like is used.
  • FIG. 4A is a top view schematically showing an example of a preferable mold
  • FIG. 4B is a cross-sectional view in the AA direction of FIG. 4A.
  • the molding die 10 is formed of a cemented carbide capable of withstanding high surface pressure with a cylindrical inner die 11 having a cylindrical outer shape (upper ring shape), and a cylindrical outer die. 12 is made of softer metal. Further, as shown in FIG.
  • magnet powder 14 is put on a square columnar lower mold 15 in the central space of the inner mold 11, and an upper part of the rectangular column shape is placed on the upper part thereof.
  • a mold 16 is inserted.
  • the upper part of the upper mold 16 protrudes from the upper surfaces of the molds 11 and 12, and when the mold 10 is pressed (pressed) from the upper part by a hydraulic press, the protruding part of the upper mold 16 is pressed,
  • a quadrangular prism-shaped magnet compact can be formed. That is, by changing the space shape of the inner mold 11, a magnet molded body having a cylindrical shape, a polygonal column shape, or the like can be formed. Further, as shown in FIGS.
  • the mold is provided with through holes 13a and 13b through which the cartridge heater is passed.
  • the entire mold is heated by a cartridge heater (not shown) in the through holes 13a and 13b, and the magnet powder 14 in the molding space is maintained at 600 ° C. or lower and pressurized from above with a hydraulic press or the like.
  • the outer mold 12 is provided with a temperature sensor hole 17, and the temperature of the outer mold 12 is measured by a temperature sensor (not shown) in the temperature sensor hole 17. Measure.
  • the temperature sensor hole 17 is provided at a height close to the upper surface of the magnet powder 14.
  • the temperature indicated by the temperature sensor in the sensor hole 17 can be regarded as the temperature of the magnet powder 14.
  • Heat treatment step (S13) In the heat treatment step, after the warm compaction step, the formed magnet powder is heated at a temperature of 350 to 600 ° C. for 1 to 120 minutes. Although the heat treatment step is not essential, it is preferable to carry out the heat treatment step because it can bring out magnetic properties close to the maximum. In addition, when a metal binder is used, the soft magnetic layer and defects on the surface of the Sm—Fe—N-based magnet powder are reduced, which is preferable. As a result, the magnetic properties of the Sm—Fe—N magnet molded body can be further improved.
  • the heat treatment of the molded body is not particularly limited, and any method may be used as long as it can be heated at the above temperature.
  • the molded body can be heated by the same method as in the warm compaction process.
  • the same heater can be used after the compaction.
  • the Sm—Fe—N-based magnet molded body can be taken out of the mold and separately placed in an oven for heat treatment. In the heat treatment step, it can be heated at 380 to 480 ° C. for 10 to 60 minutes.
  • the Sm—Fe—N based magnet molded body can be obtained with a residual magnetic flux density Br of 0.75 T or more and a coercive force of 900 kA / m or more. More preferably, the residual magnetic flux density is 0.80 or more and the coercive force is 1100 or more.
  • the measuring method of the residual magnetic flux density and the coercive force is measured according to the method described in the examples.
  • the manufacturing method of 2nd embodiment has the warm compaction process (S22) in a magnetic field instead of the warm compaction process (S12) of 1st embodiment. That is, as shown in FIG. 2, a magnet molded body as a product is obtained by the preparation step (S21), the warm compaction in magnetic field step (S22), and the heat treatment step (S23).
  • the preparation step (S21) and the heat treatment step (S23) of the Sm—Fe—N magnet powder are the same as the preparation steps (S11) and (S13) of the first embodiment, respectively, and are optional steps.
  • the warm compaction step (S22) is the same as the warm compaction step (S12) of the first embodiment except that the warm compaction step is performed in a magnetic field.
  • the Sm—Fe—N magnet powder used in the second embodiment is preferably anisotropic.
  • the magnet powder is molded with the easy magnetization axis aligned in the magnetic field direction. Therefore, the obtained Sm—Fe—N-based magnet compact is an anisotropic magnet compact having a higher residual magnetic flux density.
  • the applied magnetic field is more preferably 17 kOe or more.
  • a magnetic field of 6 kOe or more there is no particular limitation as long as a magnetic field of 6 kOe or more can be provided.
  • a known magnetic field orientation device can be installed around the mold, and compaction molding can be performed with a magnetic field applied.
  • the magnetic field orientation device a suitable one from known magnetic field orientation devices can be selected from the shape, dimensions, etc. of the desired magnet compact.
  • a magnetic field application method either a method of applying a static magnetic field like an electromagnet arranged in a normal magnetic field forming apparatus or a method of applying a pulsed magnetic field using alternating current may be adopted.
  • the Sm—Fe—N magnet molded body of this embodiment is obtained.
  • an Sm—Fe—N-based magnet molded body can be obtained by performing a heat treatment step (S23) as necessary.
  • the manufacturing method of the third embodiment includes a preliminary compression molding step (S32) and a compaction molding step (S33) in a magnetic field instead of the warm compaction step (S12) of the first embodiment.
  • the preparation step (S31) and the heat treatment step (S34) of the Sm—Fe—N magnet powder are the same as the preparation steps (S11) and (S13) of the first embodiment, respectively, and are optional steps. That is, as shown in FIG. 3, a magnet molded body as a product is obtained by the preparation step (S31), the pre-compression molding step in a magnetic field (S32), the warm compaction step (S33), and the heat treatment step (S34). .
  • the Sm—Fe—N magnet powder is compression molded in a magnetic field of 6 kOe or more to form an Sm—Fe—N magnet having a relative density of 30% or more. It further has a preliminary compression molding step (S32) for obtaining a body.
  • the warm compaction uses a high surface pressure press. Therefore, attaching a magnetic field orientation device to such a large device requires a wide space and may be difficult in actual use. Accordingly, a magnetic orientation machine is attached to the low surface pressure press and a pre-compression molded body having a relative density of about 30% is prepared in advance.
  • the pre-compression molded body is heated and warm compacted with a high surface pressure press. This is because although the number of steps increases, it may be preferable to provide a preliminary compression molding step in consideration of mass production.
  • the Sm—Fe—N-based magnet powder having anisotropy in the pre-compression molded body is in a state where easy axes of magnetization are aligned. Therefore, the magnet molded body obtained through the subsequent compacting process is also a magnet molded body having an easy magnetization axis and a higher residual magnetic flux density.
  • a pre-compression molded body having a relative density of 30% or more is formed because it is only necessary to obtain a molded body having a relative density that does not damage the molded body during conveyance and transportation.
  • the Sm—Fe—N-based magnet powder having the easy magnetization axes aligned in the magnetic field direction does not move, and the easy magnetization axes are maintained.
  • the upper limit of the relative density of the magnet compact is not particularly limited, but is 50% or less.
  • a press machine can be installed in the magnetic field orientation machine.
  • the magnetic field orientation machine the same magnetic field orientation machine as in the second embodiment can be used.
  • a press machine What kind of thing can be used if it is a press machine from which the precompression molding of the magnetic powder of relative density 30% or more is obtained.
  • a hydraulic press machine and an electric press machine can be used, a press machine with a lower surface pressure can be used than a press machine used in the warm compaction process.
  • the obtained pre-compression molded body is compacted in the next warm compacting step (S33) in the same manner as the warm compacting step (S12) of the first embodiment. Furthermore, an Sm—Fe—N-based magnet molded body can be obtained by performing a heat treatment step (S34) as necessary.
  • metal binder zinc (Zn) powder (High Purity Chemical Laboratory Co., Ltd.) and copper (Cu) powder (manufactured by Nippon Atomizing Co., Ltd.) were used.
  • Comparative Examples 1 to 3 magnet compacts were produced in the same manner as in Example 1 except that the molding temperature was room temperature (not heated). The molding surface pressure was set to the molding surface pressure shown in Table 1, respectively. In Comparative Examples 1 to 3, the die number was evaluated in the same manner as in Example 1.
  • Blend powder B was prepared by mixing Sm—Fe—N-based powder and Zn powder at a mass ratio of 80:20. 2.6 g of the blended powder was weighed and filled in a 7 ⁇ 7 mm cemented carbide die set (square column mold) and held at a predetermined temperature for 10 minutes.
  • Examples 84 to 14 and Comparative Examples 4 to 5 were produced by the process as described above (Table 2-1). Those having a mold life of 1000 or more are indicated by ⁇ , and those having less than 1000 are indicated by ⁇ .
  • Sm—Fe—N based coarse powder Sm 2 Fe 17 N x (x ⁇ 3) (manufactured by Sumitomo Metal Mining Co., Ltd.) having an average particle diameter D 50 ⁇ 20 ⁇ m was used.
  • Three types of powders were prepared by finely pulverizing Sm—Fe—N-based coarse powder using a wet bead mill LMZ2 from Ashizawa Finetech Co., Ltd.
  • the average particle diameter D 50 of the milling powder A powder: 1.7 [mu] m, B powder: 1.6 [mu] m, C powder: at 1.4 [mu] m, the amount of oxygen magnetic powder was approximately 1 wt%.
  • Sm—Fe—N fine powder and Zn powder as a metal binder powder were mixed at a ratio shown in Table 3 below to prepare a blend powder.
  • the zinc (Zn) powder was manufactured by Kojundo Chemical Laboratory Co., Ltd., and the average particle size was 3 ⁇ m.
  • the residual magnetic flux density Br and the coercive force Hcj of the obtained magnet compact were measured using a pulse-type automatic magnetization characteristic measuring device (PBH-1000 manufactured by Nippon Electromagnetic Sokki Co., Ltd.).
  • the relative density was obtained by using the true density obtained by calculation and the actual density obtained by measuring the size and weight of the magnet compact.
  • the relative density is a ratio (%) of the actual density to the true density, and is calculated by dividing the actual density value by the theoretical density value and multiplying by 100.
  • a magnet compact having a relative density of 80% or more was obtained by performing warm compaction at 600 ° C. or less and 1 to 5 GPa. Further, these magnet compacts were found to have excellent magnetic properties such as a residual magnetic flux density Br of 0.75 T or more and a coercive force Hcj of 900 kA / m or more.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

【課題】より量産に適したＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る方法を提供する。 【解決手段】本発明によれば、６００℃以下の温度のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る温間圧密成形工程を有するＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の製造方法が提供される。

Description

希土類磁石成形体の製造方法
　本発明は、磁石成形体の製造方法に関し、より詳細には、生産性が高く、磁力をより向上し得る希土類磁石成形体の製造方法に関する。
　希土類元素と遷移金属からなる希土類磁石は、結晶磁気異方性、飽和磁化ともに大きいため、永久磁石として多様な用途に有望である。なかでもＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石に代表される希土類－遷移金属－窒素系磁石は、高価な原料を使用しなくとも優れた磁気特性を示すことが知られている。
　また、現在、用いられている希土類磁石には、主に焼結磁石とボンド磁石の２種類がある。焼結磁石は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石に代表されるように、高温で焼結して形成体が製造されている。焼結磁石の場合、磁石原料粉末には磁気特性が乏しく、液相が発生する程度の高温に加熱することで優れた磁気特性が発現する。一方、ボンド磁石は、室温で、優れた磁気特性を有する磁石原料粉末を樹脂で固化成形して用いられている。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は永久磁石として有望である一方、熱的安定性に欠けるという欠点がある。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石を６００℃以上に加熱すると希土類窒化物とα－Ｆｅに分解するため、従来の粉末冶金法のように焼結法で磁石成形体を作製することができない。そのため、ボンド磁石用の磁石粉末として用いられてきたが、この場合、バインダとして樹脂の体積が全体の約３割を占めるため、十分な磁力を得ることができない。
　そこで、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の作製においては、磁石粉末以外の物質をできるだけ含有させない磁石成形体が得られるような、固化成形方法が求められている。このような固化成形法として、現在までに、特開平６－７７０２７号公報に記載されている、爆薬を用いた粉末衝撃成形法が検討されている。
　しかしながら、上記の従来技術に記載の方法は、品質安定性（磁気特性ばらつき）、生産性（量産サイクルタイム）、加工歩留まり（ニアネットシェイプ成形の可否）に課題がある。爆薬を用いた粉末衝撃成形法は、相対密度９０％を超えるＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系バルク磁石が得られるが、爆薬を用いる手法であるため、量産手法としては制約がある。また、衝撃力が大きすぎるため、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石が希土類窒化物とα－Ｆｅに分解し、磁気特性を低下させてしまう。
　本発明は、上記の従来技術の問題を解決するためになされたものであり、品質安定性、生産性および加工歩留まりが向上した、量産に適した希土類磁石の製造方法を提供することを目的とする。さらに、磁気特性の低下が抑制された希土類磁石の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を行った。その結果、本発明の希土類磁石成形体の製造方法は、６００℃以下の温度のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、成形型中で、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る温間圧密成形工程を有する。
第一実施形態の製造方法を説明するためのフローチャートである。 第二実施形態の製造方法を説明するためのフローチャートである。 第三実施形態の製造方法を説明するためのフローチャートである。 （ａ）は成形型の好ましい一例を示す模式図であり、（ｂ）は（ａ）の成形型の断面図である。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　＜第一実施形態＞
　第一実施形態の製造方法は、図１に示すように、準備工程（Ｓ１１）と、温間圧密成形工程（Ｓ１２）と、熱処理工程（Ｓ１３）と、を有する。準備工程（Ｓ１１）は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を用意する工程であり、任意である。温間圧密成形工程（Ｓ１２）では、６００℃以下の温度のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、成形型中で、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る。熱処理工程（Ｓ１３）では、温間圧密成形工程（Ｓ１２）で得られた成形体を、３５０～６００℃の温度で１～１２０分加熱する。しかしながら、準備工程（Ｓ１１）および熱処理工程（Ｓ１３）は任意の工程である。このようにして、製品である磁石成形体が得られる。
　（準備工程（Ｓ１１））
　本実施形態の希土類磁石成形体は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を用いて成形する。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする磁石相を含有する。上記したとおり、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、磁気特性に優れるため、永久磁石として有望である。原料となるＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、市販品を用いてもよく、自ら調製してもよい。また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末に、金属バインダーをブレンドして使用することも好ましい。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の市販品を使用する場合には、特に準備工程は必要ない。しかし、自ら原料となるＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を調製する場合、および、金属バインダーとのブレンド粉を使用する場合には、磁石成形体の原料粉末を用意する準備工程を行う。なお、ブレンド粉もＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末と称する場合がある。
　（微粉砕によりＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を得る工程）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を調製する場合には、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉を微粉砕し、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を得ることができる。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の大きさ（平均粒子径）は、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよいが、小さい程保磁力が高くなるため、１０μｍ以下になるまで微粉砕することが好ましい。より好ましくは０．１～８μｍ、さらに好ましくは０．５～６μｍの範囲である。希土類磁石粉末の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、保磁力に優れた磁石成形体が得られる。なお、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末として市販品を用いる場合にも、粉末の平均粒子径は１０μｍ以下、より好ましくは０．１～８μｍ、さらに好ましくは０．５～６μｍである。
　ここで、磁石粉末の平均粒子径は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などにより粒度分析（測定）することができる。なお、磁石粉末またはその断面の中には、球状ないし円形状（断面形状）ではなく、縦横比（アスペクト比）が違う不定形状の粉末が含まれている場合もある。したがって、上記でいう平均粒子径は、磁石粉末の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像内の各磁石粉末の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。絶対最大長とは、磁石粉末（ないしその断面形状）の輪郭線上の任意の２点間の距離のうち、最大の長さをいう。この他にも、例えば、Ｘ線回折における希土類磁石相の回折ピークの半値幅より求められる結晶子径、または透過型電子顕微鏡像より得られる磁石粉末の粒子径の平均値を求めることにより得ることもできる。なお、他の平均粒子径の測定方法についても、同様にして求めることができる。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉は、市販品を用いてもよいし、自ら調製してもよい。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉は、例えば、サマリウム酸化物、鉄粉から還元拡散法によりＳｍＦｅ合金粉末を製造して、Ｎ２ガス、ＮＨ３ガス、Ｎ２とＨ２ガスの混合ガスなどの雰囲気中で６００℃以下の加熱処理を施すことでＳｍＦｅＮとしたものを用いることができる。また、ＳｍＦｅ合金を、溶解法で製造し、粗粉砕して得られた粉末に窒化処理を施したものを用いてもよい。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉を所望の平均粒子径になるまで微粉砕する方法としては、特に制限はなく、公知の粉砕機を使用することができる。好ましくは、乾式ジェットミル、または、湿式ビーズミルを使用することができる。乾式ジェットミルは、平均粒子径が２μｍ以下になるまで細かく粉砕することは技術的に困難であるが、微粉砕した磁石粉末が不純物を含みにくいという点で、有利である。一方、湿式ビーズミルは、磁石粉末を平均粒子径２μｍ以下にまで微細に粉砕できるため、得られる成形体の保磁力が高くなり好ましい。しかしながら、磁石粉末を有機溶媒中で粉砕するため、乾式ジェットミルに比較して得られる磁石粉末中の不純物量が多くなるデメリットがある。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉を微粉砕して自ら調製する場合には、準備工程以後の工程、すなわち、準備工程、温間圧密成形工程および熱処理工程を不活性雰囲気下で実施することが好ましい。不活性雰囲気下とは、実質的に酸素を含まない雰囲気下を意味する。不活性雰囲気下であれば、磁石の性能は不純物量と関連があるため、酸素などの不純物量が多くなり、磁気特性が低下することを防止できる。さらに、微粉砕したＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を加熱する際、酸化により磁気特性が激しく劣化し、粉末が燃焼することを防止しうる。
　不活性雰囲気としては、窒素、希ガスなどの不活性ガス雰囲気とすることができる。不活性雰囲気下では、酸素濃度が１００ｐｐｍ以下であることが好ましく、より好ましくは５０ｐｐｍ以下、さらに好ましくは１０ｐｐｍ以下である。なお、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末として市販品を用いる場合には、粉末が表面処理されているため、不活性雰囲気下で以後の工程を実施する必要はない。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉を微粉砕してＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を得る場合には、微粉が表面処理されていない分、磁気特性のよりよい磁石成形体が得られる。
　以下、本実施形態で用いうるＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末について説明する。
　（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする磁石粉末としては、より具体的には、以下のように例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～６、より好ましくは１．１～５、更に好ましくは１．２～３．８、より好ましくは１．７～３．３、特に好ましくは２.０～３．０）、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３、（Ｓｍ０．７５Ｚｒ０．２５）（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３）Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～６である）、ＳｍＦｅ１１ＴｉＮｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、（Ｓｍ８Ｚｒ３Ｆｅ８４）８５Ｎ１５、Ｓｍ７Ｆｅ９３Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～２０である）などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。より好ましくは、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ｘ＝１．７～３．３）、より好ましくはＳｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ｘ＝３．０）を主成分とする磁石粉末が望ましい。これは、異方性磁界と飽和磁化が大きく、磁気特性に優れるためである。これらＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は１種単独で用いても、２種以上を混合して用いてもよい。
　本実施形態の磁石粉末の主成分（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ）の含有量としては、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とするものであればよく、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを磁石粉末全体に対して５０質量％以上、好ましくは８０質量％以上、より好ましくは９０質量％以上、さらに好ましくは９０～９９質量％である。なお、さらに好ましくは範囲の上限値を９９質量％とし、１００質量％としていないのは、表面の酸化物や不可避的不純物が含まれている為である。すなわち、本実施形態では５０質量％以上であればよく、１００質量％のものを使用することも可能であるが、実際上、表面の酸化物や不可避的不純物を取り除くことは困難かつ複雑ないし高度な精製（精錬）技術を用いる必要があり、高価である。
　さらに、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする希土類磁石相には、他の元素を含有したものも本実施形態の技術範囲に含まれるものである。含有してよい他の元素としては、例えば、Ｇａ、Ｎｄ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃａ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙ、Ｔｈ、ＭＭ、好ましくは、Ｆｅを置換するＣｏ、Ｎｉ、Ｎを置換するＢ、Ｃなどが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は主にＳｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする磁石相の相構造の一部と置換されるか、挿入されるなどして導入されるものである。
　同様に、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする希土類磁石粉末は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ以外の他の希土類磁石相を含んでいてもよい。こうした他の希土類磁石相としては、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ以外の他の既存の希土類磁石相が挙げられる。かかる他の既存の希土類磁石相としては、例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｓｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｓｍ２（Ｆｅ１－ｘＣｏｘ）１４Ｂ（ここで、ｘは好ましくは０≦ｘ≦０．５である）、Ｓｍ１５Ｆｅ７７Ｂ５、Ｓｍ１５Ｃｏ７７Ｂ５、Ｓｍ１１．７７Ｆｅ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１１．７７Ｃｏ８２．３５Ｂ５．８８、Ｓｍ１．１Ｆｅ４Ｂ４、Ｓｍ１．１Ｃｏ４Ｂ４、Ｓｍ７Ｆｅ３Ｂ１０、Ｓｍ７Ｃｏ３Ｂ１０、（Ｓｍ１－ｘＤｙｘ）１５Ｆｅ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、（Ｓｍ１－ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、Ｓｍ２Ｃｏ１７Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、Ｓｍ１５（Ｆｅ１－ｘＣｏｘ）７７Ｂ７Ａｌ１、Ｓｍ１５（Ｆｅ０．８０Ｃｏ０．２０）７７－ｙＢ８Ａｌｙ（ここで、ｙは、好ましくは０≦ｙ≦５である）、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５Ｆｅ７７．５Ｂ７Ａｌ０．５、（Ｓｍ０．９５Ｄｙ０．０５）１５（Ｆｅ０．９５Ｃｏ０．０５）７７．５Ｂ６．５Ａｌ０．５Ｃｕ０．２、Ｓｍ４Ｆｅ８０Ｂ２０、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、Ｓｍ１０Ｆｅ７４Ｃｏ１０ＳｉＢ５、Ｓｍ３．５Ｆｅ７８Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７６．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４Ｆｅ７７．５Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７７Ｂ１８．５、Ｓｍ３．５ＤｙＦｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７２Ｃｒ２Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｖ３ＳｉＢ１８．５、Ｓｍ４．５Ｆｅ７１Ｃｒ３Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、ＳｍＣｏ５、Ｓｍ２Ｃｏ１７、Ｓｍ３Ｃｏ、Ｓｍ３Ｃｏ９、ＳｍＣｏ２、ＳｍＣｏ３、Ｓｍ２Ｃｏ７等のＳｍ－Ｃｏ合金系、Ｓｍ２Ｆｅ１７、ＳｍＦｅ２、ＳｍＦｅ３等のＳｍ－Ｆｅ合金系、ＣｅＣｏ５、Ｃｅ２Ｃｏ１７、Ｃｅ２４Ｃｏ１１、ＣｅＣｏ２、ＣｅＣｏ３、Ｃｅ２Ｃｏ７、Ｃｅ５Ｃｏ１９等のＣｅ－Ｃｏ合金系、Ｎｄ２Ｆｅ１７等のＮｄ－Ｆｅ合金系、ＣａＣｕ５等のＣａ－Ｃｕ合金系、ＴｂＣｕ７等のＴｂ－Ｃｕ合金系、ＳｍＦｅ１１Ｔｉ等のＳｍ－Ｆｅ－Ｔｉ合金系、ＴｈＭｎ１２等のＴｈ－Ｍｎ合金系、Ｔｈ２Ｚｎ１７等のＴｈ－Ｚｎ合金系、Ｔｈ２Ｎｉ１７等のＴｈ－Ｎｉ合金系、Ｌａ２Ｆｅ１４Ｂ、ＣｅＦｅ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｙ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｌａ２Ｃｏ１４Ｂ、ＣｅＣｏ１４Ｂ、Ｐｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｇｄ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｄｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｈｏ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｅｒ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｍ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙｂ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｙ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｔｈ２Ｃｏ１４Ｂ、ＹＣｏ５、ＬａＣｏ５、ＰｒＣｏ５、ＮｄＣｏ５、ＧｄＣｏ５、ＴｂＣｏ５、ＤｙＣｏ５、ＨｏＣｏ５、ＥｒＣｏ５、ＴｍＣｏ５、ＭＭＣｏ５、ＭＭ０．８Ｓｍ０．２Ｃｏ５、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、ＹＦｅ１１Ｔｉ、ＮｄＦｅ１１Ｔｉ、ＧｄＦｅ１１Ｔｉ、ＴｂＦｅ１１Ｔｉ、ＤｙＦｅ１１Ｔｉ、ＨｏＦｅ１１Ｔｉ、ＥｒＦｅ１１Ｔｉ、ＴｍＦｅ１１Ｔｉ、ＬｕＦｅ１１Ｔｉ、Ｐｒ０．６Ｓｍ０．４Ｃｏ、Ｓｍ０．６Ｇｄ０．４Ｃｏ５、Ｃｅ（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１４Ｃｕ０．１４）５．２、Ｃｅ（Ｃｏ０．７３Ｆｅ０．１２Ｃｕ０．１４Ｔｉ０．０１）６．５、（Ｓｍ０．７Ｃｅ０．３）（Ｃｏ０．７２Ｆｅ０．１６Ｃｕ０．１２）７、Ｓｍ（Ｃｏ０．６９Ｆｅ０．２０Ｃｕ０．１０Ｚｒ０．０１）７．４、Ｓｍ（Ｃｏ０．６５Ｆｅ０．２１Ｃｕ０．０５Ｚｒ０．０２）７．６７などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。これらは１種単独ででもよいし、２種以上を有していてもよい。その他、希土類磁石粉末は、不可避的な成分として、希土類磁石相の境界部などに存在する希土類酸化物相（ＳｍＯ２相）、Ｆｅ・希土類の不純物、Ｆｅリッチ相、Ｆｅプアー相や他の不可避的不純物等を含み得る。
　本実施形態のＳｍ－Ｆｅ－Ｎを主成分とする磁石粉末の形状としては、如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・ｎ角柱（ここで、ｍは７以上の整数である））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。なお、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎの希土類磁石相は結晶構造を有しており、結晶成長により所定の結晶形状とすることもできる。
　（金属バインダー）
　本実施形態のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、金属バインダーをブレンドして用いることが好ましい。金属バインダーをブレンドすることにより、後述する温間圧密成形の際に、金属バインダー成分同士の結合により、成形性が向上する。したがって、得られた磁石成形体は機械的強度に優れる。さらに、金属バインダーが成形時に発生する内部応力を緩和することができるため、欠陥の少ない磁石成形体を得ることができる。さらに、金属粒子をバインダーとして使用することにより、高温の環境においても使用可能な磁石成形体を得ることができる。金属バインダーをブレンドする際には、特に制限はなく、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末と金属バインダー粉末とが、均一になるまで混合機等で混合すればよい。なお、金属バインダーは、ボンド磁石における高分子バインダーと比較して相当程度の少量を使用すればよいため、磁気特性に影響しその低下をもたらす恐れはない。
　金属バインダーは、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ磁石粉末の全質量に対して３０質量％以下含まれることが好ましく、より好ましくは、０．１～２０質量％、より好ましくは１～１０質量％含むことができる。金属バインダーが３０質量％以下であれば、磁石成形体の磁気特性を損なう恐れがない。また、０．１質量％以上であれば、バインダーとしての効果が十分に発揮される。
　金属バインダーとしては、金属バインダー粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子（以下、弾塑性比が５０％以下の非磁性金属粒子とも略記する）が好ましい。弾塑性比が５０％以下の変形しやすい粒子が、磁石成形体中の応力を緩和しバインダーとして有効に機能するためである。金属バインダーが軟質過ぎると付着強度が小さくなりすぎるので、軟質金属でも２．５％程度の弾塑性比があった方が好ましい。弾塑性比としては、好ましくは２．５～５０％、より好ましくは２．５～４５％、特に好ましくは２．５～４０％の範囲である。金属バインダーの塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比は、ナノインデンテーション法を用いて、変形のし易さの指標として定義した。
　ナノインデンテーション法は、実験装置の基盤上に載置した試料の表面にダイヤモンド製の三角錐の圧子をある荷重まで押し込んだ（圧入）後、その圧子を取り除く（除荷）までの荷重（Ｐ）と変位（圧入深さｈ）の関係（圧入（負荷）－除荷曲線）を測定する方法である。圧入（負荷）曲線は材料の弾塑性的な変形挙動を反映し、除荷曲線は弾性的な回復挙動により得られる。そして、負荷曲線と除荷曲線と横軸で囲まれた面積が、塑性変形に消費したエネルギーＥｐである。また負荷曲線の最大荷重点から横軸（圧入深さｈ）に下ろした垂線と除荷曲線とで囲まれた面積が、弾性変形で吸収されたエネルギーＥｅである。以上から、粒子の塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比＝Ｅｐ／Ｅｅ×１００（％）として求められる。例えば、実施例で用いたＺｎ粒子は弾塑性比５０％以下である。
　弾塑性比が５０％以下の変形しやすい非磁性金属粒子としては、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ以外の金属元素であり、粉末として得られるものであれば使用することができる。具体体的には、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｂｉ、ＩｎおよびＡｌの少なくとも一種の軟質の金属または合金などが好適に用いられる。このうち、特にＺｎが好ましい。ただし、本実施形態では、これらに何ら制限されるものではない。
　金属バインダーの形状としては、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば如何なる形状であってもよい。例えば、球形状、楕円形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比（アスペクト比）が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい）、円柱形状、多角柱（例えば、三角柱、四角柱、五角柱、六角柱、・・Ｎ角柱（ここで、Ｎは７以上の整数である。））形状、針状ないし棒状形状（長軸方向に平行な中央部断面の縦横比が１．０を超えて１０以下の範囲が望ましい。）、板状形状、円板（円盤）形状、薄片形状、鱗片形状、不定形状などが挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。
　金属バインダーの平均粒子径としては、本実施形態の作用効果を有効に発現し得る範囲内であればよく、通常０．０１～１０μｍ、好ましくは０．０５～８μｍ、より好ましくは０．１～７μｍの範囲である。非磁性金属粒子の平均粒子径が０．０１～１０μｍであれば、磁石特性（保磁力、残留磁束密度、密着性）に優れた所望の磁石成形体とすることができる。
　本実施形態においては、高分子特に有機高分子からなるバインダーは使用しないことが好ましい。有機高分子のバインダーは、ボンド磁石成形体に占める割合が３割程度と大きいが、磁石としては機能しないため、磁石成形体の磁気特性は低下してしまうためである。本実施形態は、高分子のバインダーを含まなくとも温間圧密成形によって磁石成形体を得られるため、有機高分子バインダーによる磁気特性の低下を防止できる点で優れている。また、融点の低い高分子バインダーを使用しないことにより、より高温の環境においても使用可能な磁石を得ることができる。また、本実施形態の磁石形成体は、ボンド磁石に対して、こうした樹脂が不要となり軽量化できる。しかしながら、本実施形態には、高分子バインダーを磁気特性の低下がない程度に微量に含む場合も包含される。
　（温間圧密成形工程（Ｓ１２））
　温間圧密成形工程（Ｓ１２）は、６００℃以下の温度のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、成形型中で、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る工程である。本実施形態では、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を高面圧で圧密成形することにより磁石成形体を製造するため、焼結する場合に生じていた磁気特性の劣化は生じない。したがって、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の優れた磁気特性を維持したまま、磁石成形体を得ることができ、磁気特性の向上したＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得られる。
　また、本実施形態ではＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、６００℃以下の磁気特性が大きく変化しない温度に加熱された状態で圧密成形する。そのため、相対密度８０％以上の成形体を得るには、例えば、常温（加熱しない状態）で圧密成形する場合に比較して、より低減された成形面圧で成形体を得ることができる。したがって、本実施形態は金型（成形型）の寿命を飛躍的に伸ばすことができ、より生産性が高く工業生産に適している。さらに、常温で同じ成形面圧で圧密成形した場合に比較して、得られる磁石成形体の密度を向上させることができる。圧密成形時のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の温度は、所望の相対密度の成形体を得つつも金型寿命をより伸ばすことができ、かつ、分解による磁気特性の低下がより防止できるとの観点から、より好ましくは５０～５００℃、さらに好ましくは１００～４５０℃である。
　本実施形態では、相対密度８０％の磁石成形体を得る。相対密度が８０％以上であると、自動車のモータ等の用途に十分な抗折強度の磁石成形体となるためである。相対密度は、磁石の組成と圧密成形時の圧力とに影響される。好ましくは相対密度は８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。相対密度は、計算により求めた真密度と、磁石成形体の寸法および重量測定から求めた実測密度とを用いて求める。相対密度は真密度に対する実測密度の割合（％）であり、実測密度の値を理論密度の値で除し、１００をかけて計算したものである。
　また、本実施形態によれば、用途に適した成形型を選択することができる。そのため、成形型として所望の磁石成形体の形状のものを用いれば、ほぼそのまま次工程に使用でき、加工しろの非常に少ない、いわゆるニアネットシェイプ成形が可能となる。したがって、加工歩留まりがよく、製造工程が簡便になり、本実施形態はこれらの点から量産に適している。さらに、本実施形態で得られるのは、圧密成形のみで作製されたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体であり、従来の製造方法よりも磁気特性のばらつきが少なく、したがって品質安定性に優れている。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を６００℃以下に加熱するには、特に制限はない。成形型に投入する前にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を加熱しておいてもよいし、磁石粉末を成形型に投入した後に成形型と共に加熱してもよい。本実施形態では、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末が６００℃以下に加熱された状態で、圧密成形が実施されればよい。好ましくは、成形型にカートリッジヒータを差し込んで設置しておき、これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を成形型に投入した後、成形型ごと磁石粉末を加熱することができる。磁石粉末の温度の測定方法としては、成形型に温度センサを設置しておき、以下の方法を実施することができる。すなわち、成形型が所定の温度に達した後、磁石粉末全体が同じ温度に達するまで１０分程度の時間、成形型温度を維持し、成形型の温度を磁石粉末の温度とみなす。その他、高周波等による加熱も可能である。成形型と共に磁石粉末を加熱する場合には、粉末が冷却される恐れがなく、製造工程も簡便となるため好ましい。また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末のみを予め加熱する場合には、磁石粉末をオーブン等で所定の温度に加熱し、成形型に投入する。この場合には、生産リードタイムが削減されるため好ましい。成形型に投入された状態で、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末が６００℃以下の温度に加熱されていればよい。
　圧密成形は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を１～５ＧＰａの高面圧で形成するものである。成形面圧が１ＧＰａ未満であると、相対密度８０％以上の高密度磁石成形体を得ることが困難になり、成形面圧が５ＧＰａを超えると、成形型の寿命が短くなる恐れがある。成形面圧は、所望の相対密度および磁気特性の成形体を得つつも金型寿命をより伸ばせるとの観点から、より好ましくは１．５～３．５ＧＰａである。圧密成形する方法としては特に制限はなく、所望の大きさの磁石形成体の金型を覆う広い面積に上記の高面圧をかけられる方法であればよい。好ましくは、鍛造に用いる高出力のプレス機を使用することができ、油圧プレス機、電動プレス機、インパクトプレス機等を使用する。
　成形型は、６００℃以下の温度および１～５ＧＰａの高面圧に耐えうるものであれば、特に制限はなく、どのようなものも使用できる。図４（ａ）は、好ましい成形型の例を模式的に示した上面図であり、図４（ｂ）は図４（ａ）のＡ－Ａ方向の断面図である。図４（ａ）に示すように、成形型１０は、外形が円筒形（上面環形状）円形の内側金型１１が高面圧に耐えうる超硬合金で形成され、円筒形の外側金型１２がより柔らかい金属で形成されている。また、図４（ｂ）に示すように、内側金型１１の中央の空間には四角柱形状の下部金型１５上に、磁石粉末１４が投入され、その上部には、四角柱形状の上部金型１６が挿入されている。上部金型１６の上部は、金型１１、１２の上面から突出しており、成形型１０を上部から油圧プレスで加圧（押圧）する際に、上部金型１６の突出部が押圧され、その下部の磁石粉末を圧密成形することにより、四角柱形状の磁石成形体を形成できるようになっている。すなわち内側金型１１の空間形状を変えることで、円柱形状、多角柱形状等の磁石成形体を形成することができる。また、図４（ａ）（ｂ）に示すように、成形型にはカートリッジヒータを通すための貫通孔１３ａ、１３ｂが設けられている。貫通孔１３ａ、１３ｂ内のカートリッジヒータ（不図示）により、成形型全体が加熱され、成形空間内の磁石粉末１４が６００℃以下に維持された状態で、上方から油圧プレス等で加圧する。また、図４（ａ）に示すように、外側金型１２には温度センサ用孔１７が設けられており、温度センサ用孔１７内の温度センサ（不図示）によって、外側金型１２の温度を計測する。図４（ｂ）に示すように、温度センサ用孔１７は、磁石粉末１４の上面に近い高さに設けられている。したがって、加熱された外側金型１２と、内側金型１１、下部金型１５、上部金型１６および磁石粉末１４とが熱的に平衡な状態になるまで所定の時間静置した後は、温度センサ用孔１７内の温度センサの示す温度を、磁石粉末１４の温度とみなすことができる。
　（熱処理工程（Ｓ１３））
　熱処理工程は、温間圧密成形工程の後、形成された磁石粉末を３５０～６００℃の温度で、１～１２０分加熱する。熱処理工程は必須ではないが、最大に近い磁気特性を引き出すことができるため、実施することが好ましい。また、金属バインダーを使用した場合に、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末表面の軟磁性層や欠陥などが低減されるため、実施することが好ましい。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の磁気特性のさらなる向上ができる。
　成形体を熱処理するには、特に制限はなく、上記の温度で加熱できればどのような方法を用いてもよい。好ましくは、温間圧密成形工程と同様の方法で成形体を加熱することができる。例えば、温間圧密成形工程において、成形型中に設置したヒータで成形型とＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末とを共に加熱した場合には、圧密成形の後に同じヒータで加熱することができる。また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を成形型から取り出して、別途オーブンに入れて熱処理することもできる。熱処理工程は、より好ましくは３８０～４８０℃で、１０～６０分加熱することができる。なお、熱処理工程の高い効果を得るためには、圧密成形時の加熱温度よりも、熱処理温度を高くすることが好ましい。
　本実施形態によれば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体は、残留磁束密度Ｂｒが０．７５Ｔ以上、保磁力が９００ｋＡ／ｍ以上であるものを得ることができる。より好ましくは、残留磁束密度が０．８０以上、保磁力が１１００以上であるのが望ましい。残留磁束密度および保磁力の測定方法は実施例に記載の方法に従って測定したものである。
　＜第二実施形態＞
　第二実施形態の製造方法は、第一実施形態の温間圧密成形工程（Ｓ１２）の代わりに、磁場中での温間圧密成形工程（Ｓ２２）を有する。すなわち、図２に示すように、準備工程（Ｓ２１）、磁場中温間圧密成形工程（Ｓ２２）、および熱処理工程（Ｓ２３）により、製品である磁石成形体を得る。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の準備工程（Ｓ２１）および熱処理工程（Ｓ２３）は、それぞれ第一実施形態の準備工程（Ｓ１１）および（Ｓ１３）と同様であり、また、任意の工程である。
　（磁場中温間圧密成形工程（Ｓ２２））
　温間圧密形成工程（Ｓ２２）では、６ｋＯｅ以上の磁場中で、６００℃以下の温度の前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、成形型中で、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る。温間圧密形成工程（Ｓ２２）は、温間圧密成形工程を磁場中で実施する以外は、第一実施形態の温間圧密成形工程（Ｓ１２）と同様である。
　第二実施形態において使用するＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、異方性であることが好ましい。異方性のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を用いて磁場中で温間圧密成形を行うことにより、磁石粉末の磁化容易軸が磁場方向に揃った状態で成形される。したがって、得られたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体は、さらに高い残留磁束密度を有する、異方性の磁石成形体となる。印加する磁場は、より好ましくは１７ｋＯｅ以上である。
　磁場中で温間圧密成形工程を実施するには、６ｋＯｅ以上の磁場を設けることができれば、特に制限はない。例えば、成形型の周囲に公知の磁場配向装置を設置し、磁場を印加した状態で圧密成形を行うことができる。磁場配向装置としては、所望の磁石成形体の形状、寸法などから、公知の磁場配向装置から適したものを選択することができる。磁場の印加方法としては、通常の磁場成形装置に配置されている電磁石のように静磁場を印加する方法や、交流を用いたパルス磁場を印加する方法のどちらを採用してもよい。
　上記のようにして、本実施形態のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る。または、さらに、必要に応じて熱処理工程（Ｓ２３）を実施することにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得ることができる。
　＜第三実施形態＞
　第三実施形態の製造方法は、第一実施形態の温間圧密成形工程（Ｓ１２）の代わりに、磁場中での予備圧縮成形工程（Ｓ３２）および圧密成形工程（Ｓ３３）を有する。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の準備工程（Ｓ３１）および熱処理工程（Ｓ３４）は、それぞれ第一実施形態の準備工程（Ｓ１１）および（Ｓ１３）と同様であり、また、任意の工程である。すなわち、図３に示すように、準備工程（Ｓ３１）、磁場中予備圧縮成形工程（Ｓ３２）、温間圧密成形工程（Ｓ３３）、および熱処理工程（Ｓ３４）により、製品である磁石成形体を得る。
　（磁場中予備圧縮成形工程（Ｓ３２））
　本実施形態では、温間圧密成形工程（Ｓ３３）の前に、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を６ｋＯｅ以上の磁場中で圧縮成形し、相対密度３０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る予備圧縮成形工程（Ｓ３２）をさらに有する。温間圧密成形は、高面圧のプレス機を用いる。したがって、このような大型装置に磁場配向装置を取り付けるのは、広いスペースを必要とするため、実使用上は難しい場合がある。そこで、低面圧プレス機に磁場配向機を取り付け、相対密度３０％程度の予備圧縮成形体を予め作製する。その後、その予備圧縮成形体を加熱し、高面圧プレス機で温間圧密成形する。工程数が増えるものの、量産を考慮すると、予備圧縮成形工程を設けることが好ましい場合があるためである。予備圧縮成形工程を実施することにより、予備圧縮成形体において、異方性を有するＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、磁化容易軸が揃った状態となる。そのため、その後の圧密成形工程を経て得られる磁石成形体も、磁化容易軸が揃い、より高い残留磁束密度を有する磁石成形体となる。
　予備圧縮成形工程では、搬送、運搬中に成形体が破損しない程度の相対密度の成形体が得られればよいため、相対密度３０％以上の予備圧縮成形体を形成する。相対密度３０％以上の成形体であれば、磁場方向に磁化容易軸が揃ったＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末は、移動することがなく、磁化容易軸はそろった状態で維持される。磁石成形体の相対密度の上限値は、特に制限はないが、５０％以下である。
　磁場を印加するには特に制限はなく、磁場配向機中にプレス機を設置することができる。磁場配向機としては、第二実施形態と同様の磁場配向機を使用することができる。また、プレス機としても、特に制限はなく、相対密度３０％以上の磁石粉末の予備圧縮成形体が得られるプレス機であれば、どのようなものも使用できる。例えば、油圧プレス機、電動プレス機を使用できるが、温間圧密成形工程に用いるプレス機よりも、低面圧のプレス機を使用することができる。
　得られた予備圧縮成形体は、次の温間圧密成形工程（Ｓ３３）において、第一実施形態の温間圧密成形工程（Ｓ１２）と同様にして、圧密成形する。さらに、必要に応じて熱処理工程（Ｓ３４）を実施することにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得ることができる。
　以下、本実施形態を実施例を通して具体的に説明するが、本実施形態は以下の実施例には限定されない。
　＜実施例１～７＞
　（準備工程）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粉末は、平均粒子径Ｄ５０＝３μｍのＳｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ｘ≒３）（日亜化学工業株式会社製）を用いた。金属バインダーには、亜鉛（Ｚｎ）粉末（株式会社高純度化学研究所）、銅（Ｃｕ）粉末（日本アトマイズ加工株式会社製）を用いた。Ｚｎ粉末、Ｃｕ粉末の平均粒子径Ｄ５０はそれぞれ７μｍ、１μｍであった。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粉末と金属バインダー粉末をＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系粉末：Ｚｎ粉末：Ｃｕ粉末＝８０：１５：５の割合（質量比）で混合し、ブレンド粉末Ａを調製した。
　（温間圧密成形工程）
　ブレンド粉末Ａを８ｇ秤量し、直径１５ｍｍサイズのダイセット（円筒形金型）に充填し、実施例１～７について、それぞれ、表１に示す所定の温度で１０分間保持した。粉末Ａが十分に成形温度に達した後、油圧プレスを用いて、それぞれ表１に示す成形面圧を負荷し、３０秒間保持して圧密成形した。以上のような工程で実施例１～７の磁石成形体を得た。
　（評価）
　上記のような工程により、それぞれ同じ金型を使用して、実施例１～７の磁石成形体の製造を継続し、金型命数を求めた。金型命数が１０００個以上のものを〇、１０００個未満のものを×で、表１に表す。
　＜比較例１～３＞
　比較例１～３では、成形温度を室温（加熱しない状態）とした以外は、実施例１と同様にして、磁石成形体を製造した。成形面圧については、それぞれ、表１に示す成形面圧とした。また、比較例１～３についても、金型命数を実施例１と同様に評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１のデータより、実施例１～７の温間圧密成形を用いることにより、比較例１～３に比べて、同じ密度の成形体を得るために必要な成形面圧を低減できることが分かる。さらに、実施例１、３および６と、比較例２とを比較すると、同じ成形面圧で成形した場合、実施例では成形体の密度を向上させることができることが分かる。
　＜実施例８～１４＞
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粉末には、平均粒子径Ｄ５０＝２．４μｍのＳｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ｘ≒３）（住友金属鉱山株式会社製）を用いた。金属バインダーには、平均粒子径Ｄ５０＝３μｍの亜鉛（Ｚｎ）粉末（堺化学工業株式会社製）を用いた。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粉末とＺｎ粉末を質量％で８０：２０の割合で混合し、ブレンド粉末Ｂを調製した。ブレンド粉末から２．６ｇを秤量し、７×７ｍｍサイズの超硬合金製ダイセット（四角柱状金型）に充填し、所定の温度で１０分間保持した。粉末Ｂが十分に成形温度に達した後、油圧プレスを用いて１～４ＧＰａの成形面圧を負荷し、６０秒間保持して圧密成形した。以上のような工程で実施例８４～１４、比較例４～５を作製した（表２－１）。金型命数が１０００個以上のものを〇、１０００個未満のものを×で表す。
　＜比較例４～５＞
　比較例４～５では、成形温度を室温（加熱しない状態）とした以外は、実施例８と同様にして、磁石成形体を製造した。成形面圧については、それぞれ、表２に示す成形面圧とした。また、比較例４～５についても、金型命数を実施例８と同様に評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２のデータより、温間圧密成形（実施例）を用いることにより、同じ密度の成形体を得るために必要な成形面圧を低減出来る事、さらに同じ成形面圧で成形した場合、成形体の密度を向上させることができる事がわかる。
　＜実施例１５～２２＞
　（準備工程（Ｓ２１））
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粗粉は、平均粒子径Ｄ５０≒２０μｍのＳｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ｘ≒３）（住友金属鉱山株式会社製）を用いた。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系粗粉をアシザワ・ファインテック（株）の湿式ビーズミルＬＭＺ２を用いて微粉砕した粉末を３種類用意した。微粉砕粉の平均粒子径Ｄ５０はＡ粉：１．７μｍ、Ｂ粉：１．６μｍ、Ｃ粉：１．４μｍで、磁粉の酸素量はおよそ１ｗｔ％であった。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系微粉と金属バインダー粉末としてＺｎ粉末を、下記表３の割合で混合し、ブレンド粉末を調製した。なお、亜鉛（Ｚｎ）粉末は株式会社高純度化学研究所製であり、平均粒子径は３μｍであった。
　（磁場中温間圧密成形工程（Ｓ２２）および熱処理工程（２３））
　ブレンド粉末を２．６ｇ秤量し、７×７ｍｍサイズの超硬合金製ダイセット（四角柱状金型）に充填し、下記表３に示す温度で加熱した。その後、外部磁場２１ｋＯｅ印加状態で油圧プレスを用いて３～４ＧＰａの成形面圧を負荷し、３０秒間保持して温間圧密成形した。その後、４２０℃で３０分間熱処理をした。なお、微粉砕以降の工程はすべて、１００ｐｐｍ以下の低酸素雰囲気で行った。
　（評価）
　得られた磁石成形体の残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊは、パルス式の自動磁化特性測定装置（日本電磁測器株式会社製ＰＢＨ－１０００）を用いて測定した。相対密度は、計算により求めた真密度と、磁石成形体の寸法および重量測定から求めた実測密度とを用いて求めた。相対密度は、真密度に対する実測密度の割合（％）であり、実測密度の値を理論密度の値で除し、１００をかけて計算したものである。
　また、実施例１５～２２についても、金型命数を実施例１と同様に評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果から分かるように、本実施形態では、６００℃以下、１～５ＧＰａで温間圧密成形することにより、相対密度８０％以上の磁石成形体が得られた。さらに、これらの磁石成形体は、残留磁束密度Ｂｒが０．７５Ｔ以上、かつ、保磁力Ｈｃｊが９００ｋＡ／ｍ以上と優れた磁気特性を有していることが分かった。
１０　成形型、
１１　内側金型、
１２　外側金型、
１３ａ、１３ｂ　貫通孔、
１４　磁石粉末、
１５　下部金型、
１６　上部金型、
１７　温度センサ用孔、
Ｓ１１、Ｓ２１、Ｓ３１　準備工程、
Ｓ１２、Ｓ３３　温間圧密成形工程、
Ｓ１３、Ｓ２３、Ｓ３４　熱処理工程、
Ｓ２２　磁場中温間圧密成形工程、
Ｓ３２　予備圧縮成形工程。

Claims (12)

  1. 　６００℃以下の温度のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を、１～５ＧＰａの成形面圧で圧密成形し、相対密度８０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る温間圧密成形工程を有するＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の製造方法。
  2. 　前記温間圧密成形工程において、前記圧密成形が６ｋＯｅ以上の磁場中で行われる請求項１に記載の製造方法。
  3. 　前記温間圧密成形工程の前に、前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を６ｋＯｅ以上の磁場中で圧縮成形し、相対密度３０％以上のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を得る予備圧縮成形工程をさらに有する請求項１に記載の製造方法。
  4. 　前記温間圧密成形工程における前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の温度が５０～５００℃である請求項１または２に記載の製造方法。
  5. 　前記温間圧密成形工程における前記成形面圧が１．５～３．５ＧＰａである請求項１～４のいずれか一項に記載の製造方法。
  6. 　前記温間圧密成形工程の後、３５０～６００℃の温度で、１～１２０分加熱する熱処理工程をさらに含む請求項１～５のいずれか一項に記載の製造方法。
  7. 　前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末が金属バインダーを含む請求項１～６のいずれか一項に記載の製造方法。
  8. 　前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末の平均粒子径が１０μｍ以下である請求項１～７のいずれか一項に記載の製造方法。
  9. 　前記温間圧密成形工程または前記予備圧縮成形工程の前に、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉を微粉砕し、前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末を得る準備工程をさらに有する請求項１～８のいずれか一項に記載の製造方法。
  10. 　前記微粉砕が、乾式ジェットミルを用いて行われる請求項９に記載の製造方法。
  11. 　前記微粉砕が、湿式ビーズミルを用いて行われる請求項９に記載の製造方法。
  12. 　前記準備工程以後の工程が不活性雰囲気中で行われる請求項９～１１のいずれか一項に記載の製造方法。
PCT/JP2014/066713 2014-06-24 2014-06-24 希土類磁石成形体の製造方法 WO2015198396A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/066713 WO2015198396A1 (ja) 2014-06-24 2014-06-24 希土類磁石成形体の製造方法
JP2016529610A JP6330907B2 (ja) 2014-06-24 2015-06-23 希土類磁石成形体の製造方法
PCT/JP2015/068091 WO2015199096A1 (ja) 2014-06-24 2015-06-23 希土類磁石成形体の製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/066713 WO2015198396A1 (ja) 2014-06-24 2014-06-24 希土類磁石成形体の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015198396A1 true WO2015198396A1 (ja) 2015-12-30

Family

ID=54937534

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/066713 WO2015198396A1 (ja) 2014-06-24 2014-06-24 希土類磁石成形体の製造方法
PCT/JP2015/068091 WO2015199096A1 (ja) 2014-06-24 2015-06-23 希土類磁石成形体の製造方法

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/068091 WO2015199096A1 (ja) 2014-06-24 2015-06-23 希土類磁石成形体の製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP6330907B2 (ja)
WO (2) WO2015198396A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017135269A (ja) * 2016-01-28 2017-08-03 Tdk株式会社 金属ボンディッド磁石の製造方法
JP2019012796A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112018000214T5 (de) * 2017-03-10 2019-09-05 Murata Manufacturing Co., Ltd. Magnetpulver, das SM-Fe-N-basierte Kristallpartikel enthält, aus diesem hergestellter Sintermagnet, Verfahren zur Herstellung dieses Magnetpulvers; und Verfahren zur Herstellung des Sintermagneten
JP7025230B2 (ja) * 2017-06-30 2022-02-24 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP7095524B2 (ja) * 2018-09-21 2022-07-05 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
JP7088069B2 (ja) * 2019-02-15 2022-06-21 トヨタ自動車株式会社 磁性粉末の製造方法
DE112020001145T5 (de) 2019-04-05 2021-11-25 Murata Manufacturing Co., Ltd. Magnetpulver auf sm-fe-n-basis, sintermagnet auf sm-fe-n-basis und produktionsverfahren dafür
CN114341274B (zh) * 2019-09-05 2023-08-11 富士胶片株式会社 组合物、偏振器层、层叠体及图像显示装置
JP7338510B2 (ja) * 2020-02-27 2023-09-05 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
JP7360052B2 (ja) 2020-06-19 2023-10-12 日亜化学工業株式会社 異方性磁性粉末の製造方法および異方性磁性粉末
JP7440478B2 (ja) 2021-11-24 2024-02-28 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04360501A (ja) * 1991-06-07 1992-12-14 Daido Steel Co Ltd 希土類磁石の製造方法
JPH0677025A (ja) * 1992-08-25 1994-03-18 Minebea Co Ltd 希土類−鉄−窒素系永久磁石の製造方法
JP2005223263A (ja) * 2004-02-09 2005-08-18 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法及び得られた希土類永久磁石
WO2011068169A1 (ja) * 2009-12-04 2011-06-09 住友電気工業株式会社 磁石用粉末
WO2012161189A1 (ja) * 2011-05-24 2012-11-29 住友電気工業株式会社 希土類-鉄-窒素系合金材、希土類-鉄-窒素系合金材の製造方法、希土類-鉄系合金材、及び希土類-鉄系合金材の製造方法
JP2012246174A (ja) * 2011-05-27 2012-12-13 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化鉄材の製造方法及び窒化鉄材
WO2013073640A1 (ja) * 2011-11-18 2013-05-23 住友電気工業株式会社 磁性部材、及び磁性部材の製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004071854A (ja) * 2002-08-07 2004-03-04 Hitachi Metals Ltd 異方性シート磁石およびその製造方法
JP2015142119A (ja) * 2014-01-30 2015-08-03 住友電気工業株式会社 希土類磁石の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04360501A (ja) * 1991-06-07 1992-12-14 Daido Steel Co Ltd 希土類磁石の製造方法
JPH0677025A (ja) * 1992-08-25 1994-03-18 Minebea Co Ltd 希土類−鉄−窒素系永久磁石の製造方法
JP2005223263A (ja) * 2004-02-09 2005-08-18 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法及び得られた希土類永久磁石
WO2011068169A1 (ja) * 2009-12-04 2011-06-09 住友電気工業株式会社 磁石用粉末
WO2012161189A1 (ja) * 2011-05-24 2012-11-29 住友電気工業株式会社 希土類-鉄-窒素系合金材、希土類-鉄-窒素系合金材の製造方法、希土類-鉄系合金材、及び希土類-鉄系合金材の製造方法
JP2012246174A (ja) * 2011-05-27 2012-12-13 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化鉄材の製造方法及び窒化鉄材
WO2013073640A1 (ja) * 2011-11-18 2013-05-23 住友電気工業株式会社 磁性部材、及び磁性部材の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017135269A (ja) * 2016-01-28 2017-08-03 Tdk株式会社 金属ボンディッド磁石の製造方法
JP2019012796A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6330907B2 (ja) 2018-05-30
JPWO2015199096A1 (ja) 2017-04-20
WO2015199096A1 (ja) 2015-12-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6330907B2 (ja) 希土類磁石成形体の製造方法
JP6439876B2 (ja) 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体
EP0239031B2 (en) Method of manufacturing magnetic powder for a magnetically anisotropic bond magnet
US10529474B2 (en) Rare-earth permanent magnet
US5352301A (en) Hot pressed magnets formed from anisotropic powders
EP3291249B1 (en) Manganese bismuth-based sintered magnet having improved thermal stability and preparation method therefor
JP2006019521A (ja) 磁気異方性希土類焼結磁石の製造方法及び製造装置
JP6447380B2 (ja) 比抵抗が大きいＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体
EP3288043A1 (en) Anisotropic complex sintered magnet containing manganese bismuth and pressureless sintering method therefor
CN110364348B (zh) 稀土磁体的制造方法和用于其的制造装置
JP2596835B2 (ja) 希土類系異方性粉末および希土類系異方性磁石
JP6484994B2 (ja) Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石成形体およびその製造方法
JP6613730B2 (ja) 希土類磁石の製造方法
JP4819103B2 (ja) 磁気異方性希土類焼結磁石の製造方法及び製造装置
EP2207186A1 (en) Material for anisotropic magnet and method of manufacturing the same
JP2012253247A (ja) 複合磁性材及びその製造方法
JP6569408B2 (ja) 希土類永久磁石
JP2001210508A (ja) アークセグメント磁石、リング磁石及び希土類焼結磁石の製造方法
JP3540438B2 (ja) 磁石およびその製造方法
US9324485B2 (en) Material for anisotropic magnet and method of manufacturing the same
JP2009010305A (ja) 希土類磁石の製造方法
JP4282016B2 (ja) 希土類焼結磁石の製造方法
US20090218012A1 (en) Material for magnetic anisotropic magnet
JP2011216641A (ja) 希土類ボンド磁石の製造方法
JP4506981B2 (ja) 希土類焼結磁石の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14896166

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 14896166

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1