WO2016076154A1 - 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法 - Google Patents

磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016076154A1
WO2016076154A1 PCT/JP2015/080902 JP2015080902W WO2016076154A1 WO 2016076154 A1 WO2016076154 A1 WO 2016076154A1 JP 2015080902 W JP2015080902 W JP 2015080902W WO 2016076154 A1 WO2016076154 A1 WO 2016076154A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rare earth
iron
less
magnet
mass
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/080902
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
一誠 嶋内
前田　徹
基 永沢
Original Assignee
住友電気工業株式会社
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 住友電気工業株式会社 filed Critical 住友電気工業株式会社
Priority to EP15859874.8A priority Critical patent/EP3220394A4/en
Priority to US15/526,216 priority patent/US20170316856A1/en
Priority to CN201580062236.0A priority patent/CN107112104B/zh
Publication of WO2016076154A1 publication Critical patent/WO2016076154A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/03—Press-moulding apparatus therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/11—Making porous workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/023—Hydrogen absorption
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/08—Alloys with open or closed pores
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • 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
    • H01F1/0555—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0556—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together pressed
    • 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
    • H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
    • 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
    • H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
    • H01F1/0596—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of rhombic or rhombohedral Th2Zn17 structure or hexagonal Th2Ni17 structure
    • 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
    • H01F41/0253—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 for manufacturing permanent magnets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F7/00—Magnets
    • H01F7/02—Permanent magnets [PM]

Definitions

  • the present invention relates to a magnet molded body that is a material of a rare earth magnet used for a permanent magnet, a magnetic member obtained by nitriding a molded body for a magnet, a method for manufacturing a magnet molded body, and a method for manufacturing a magnetic member About.
  • the present invention relates to a molded article for a magnet from which a magnetic member having excellent coercive force can be obtained.
  • Rare earth magnets using rare earth-iron alloys containing rare earth elements and Fe are widely used for applications such as motors and generators.
  • a typical rare earth magnet is an Nd—Fe—B magnet (neodymium magnet) using an Nd—Fe—B alloy.
  • Neodymium magnets are mainly used as sintered magnets obtained by sintering rare earth-iron alloy powders and bonded magnets obtained by solidifying alloy powders with a binder resin.
  • Sm—Fe—N magnets samarium iron nitrogen magnets
  • Sm—Fe—N alloys obtained by nitriding Sm—Fe alloys
  • Samarium iron nitrogen magnets are generally used as bonded magnets.
  • Patent Document 1 a magnetic member is manufactured through a preparation process ⁇ a granulation process ⁇ a molding process ⁇ a dehydrogenation process ⁇ a nitriding process, and this magnetic member is used as a material for a rare earth magnet.
  • the preparation step nano iron powder and multiphase powder are prepared as raw material powder. This multiphase powder is obtained by subjecting a rare earth-iron alloy powder to a hydrogenation (HD) treatment at a disproportionation temperature or higher.
  • the raw material powder and the binder are mixed to form a granulated powder.
  • the granulated powder is pressure-molded to form a first molded body.
  • the first molded body is dehydrogenated (DR) at a recombination temperature or higher to form a second molded body.
  • the composite body is formed by nitriding the second molded body at a temperature equal to or higher than the nitriding temperature in an atmosphere containing nitrogen element.
  • Sm 1 (Mn 1 Fe 11 ) having an average particle size of 30 ⁇ m is used as the rare earth-iron alloy powder (specification 0152).
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and one of its purposes is to provide a molded body for a magnet from which a magnetic member having a high coercive force can be obtained.
  • Another object of the present invention is to provide a magnetic member having a high coercive force.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a magnet molded body from which the magnet molded body is obtained.
  • Still another object of the present invention is to provide a method for producing a magnetic member from which the magnetic member is obtained.
  • a magnet compact according to an aspect of the present invention is a magnet compact obtained by compression molding a rare earth-iron alloy powder having a plurality of rare earth-iron alloy particles containing a rare earth element and iron.
  • the iron-based alloy satisfies the following configurations (a) to (c), and voids of 5 volume% or more and 20 volume% or less are formed.
  • (A) It contains 10 mass% or more and 30 mass% or less of Sm and 10 mass% or less of Mn, and the balance has a structure composed of Fe and inevitable impurities.
  • (C) Average crystal grain size is 700 nm or less
  • a magnetic member according to an aspect of the present invention is a magnetic member obtained by compression molding a rare earth-iron-nitrogen alloy powder having a plurality of rare earth-iron-nitrogen alloy particles containing a rare earth element, iron, and nitrogen.
  • the rare earth-iron-nitrogen alloy satisfies the following constitutions (a) to (c), and voids of 5 volume% or more and 20 volume% or less are formed.
  • C Average crystal grain size is 700 nm or less
  • the manufacturing method of the molded object for magnets which concerns on 1 aspect of this invention is equipped with a preparatory process, a grinding
  • a preparation step a rare earth-iron alloy flake containing a rare earth element and iron is prepared.
  • the pulverizing step the rare earth-iron-based alloy flakes are mechanically pulverized in an atmosphere having an oxygen concentration of 1% by volume or less to produce a rare-earth-iron-based alloy powder.
  • a rare earth-iron-based alloy powder is hydrogenated at a temperature equal to or higher than the disproportionation temperature in an atmosphere containing hydrogen to produce a hydrogenated powder.
  • the hydrogenated powder is compression molded at a pressure of 490 MPa or more to produce a powder compact.
  • the powder compact is dehydrogenated at a temperature equal to or higher than the recombination temperature in an inert atmosphere or a reduced pressure atmosphere to produce a magnet compact.
  • the rare earth-iron-based alloy contains 10% by mass or more and 30% by mass or less of Sm and 10% by mass or less of Mn, with the balance being Fe and inevitable impurities, and the composition of which is Sm 2.
  • Mn x Fe 17-x (x 0.1 to 2.5).
  • the manufacturing method of the magnetic member which concerns on 1 aspect of this invention is equipped with the nitriding process of nitriding the molded object for magnets manufactured with the said manufacturing method of the molded object for magnets at the temperature more than nitriding temperature in nitrogen-containing atmosphere. .
  • the magnetic molded body can be a magnetic member having a high coercive force.
  • the magnetic member has a high coercive force.
  • the above-described method for producing a magnet molded body can produce a magnet molded body from which a magnetic member having a high coercive force can be obtained.
  • the above magnetic member manufacturing method can manufacture a magnetic member having a high coercive force.
  • a molded article for a magnet according to an aspect of the present invention is a molded article for a magnet obtained by compression molding a rare earth-iron alloy powder having a plurality of rare earth-iron alloy particles containing a rare earth element and iron.
  • the rare earth-iron-based alloy satisfies the following configurations (a) to (c), and voids of 5 volume% or more and 20 volume% or less are formed.
  • a magnetic member having excellent coercive force can be obtained by nitriding this molded body.
  • the reason for this is as follows.
  • the effect of improving the coercive force can be obtained when the rare earth-iron-based alloy contains a predetermined amount of Mn as in the structures (a) and (b).
  • the rare earth-iron-based alloy having a specific composition ratio of Sm, Mn, and Fe is used, the effect of improving the coercive force can be further enhanced.
  • the oxygen concentration of the rare earth-iron alloy is 2500 ppm or less by mass ratio.
  • the thickness of the magnet molded object is 1 mm or more.
  • each rare earth-iron-based alloy particle is nitrided to easily produce a magnetic member including rare earth-iron-nitrogen-based alloy particles having an ideal stoichiometric composition. This is because even with a magnet molded body having a thickness of 1 mm or more, the porosity is in the above-described predetermined range, so that nitrogen can easily penetrate through the interior of the magnet molded body.
  • a magnetic member according to one aspect of the present invention is a magnetic member obtained by compression molding a rare earth-iron-nitrogen alloy powder having a plurality of rare earth-iron-nitrogen alloy particles containing a rare earth element, iron and nitrogen.
  • the rare earth-iron-nitrogen based alloy satisfies the following constitutions (a) to (c), and voids of 5 volume% or more and 20 volume% or less are formed.
  • C Average crystal grain size is 700 nm or less
  • the coercive force is excellent because it is obtained by nitriding the molded article for a magnet that can easily improve the coercive force improvement effect as described above.
  • a coercive force is 635 kA / m or more.
  • the coercive force is high and can be suitably used for rare earth magnets.
  • the manufacturing method of the molded object for magnets which concerns on 1 aspect of this invention is equipped with a preparatory process, a grinding
  • a preparation step a rare earth-iron alloy flake containing a rare earth element and iron is prepared.
  • the pulverizing step the rare earth-iron-based alloy flakes are mechanically pulverized in an atmosphere having an oxygen concentration of 1% by volume or less to produce a rare-earth-iron-based alloy powder.
  • a rare earth-iron-based alloy powder is hydrogenated at a temperature equal to or higher than the disproportionation temperature in an atmosphere containing hydrogen to produce a hydrogenated powder.
  • the hydrogenated powder is compression molded at a pressure of 490 MPa or more to produce a powder compact.
  • the powder compact is dehydrogenated at a temperature equal to or higher than the recombination temperature in an inert atmosphere or a reduced pressure atmosphere to produce a magnet compact.
  • the hydrogenated powder includes the following configurations (a) to (c).
  • the structure in which the phase of the iron-containing material exists between the phases of the rare earth element hydrogen compound and both phases exist at the specific intervals described above is uniform in both phases. Organization that exists. Therefore, when the hydrogenated powder is compression-molded, the particles are uniformly deformed, so that the moldability can be improved.
  • the “interval between phases of rare earth element hydrogen compounds” is the distance between the centers of adjacent rare earth element hydrogen compound phases in the cross section.
  • the rare earth-iron alloy powder has a D50 particle size of 50 ⁇ m or more and 350 ⁇ m or less.
  • a method for producing a magnetic member according to an aspect of the present invention includes a method for producing a magnet molded body produced by the method for producing a magnet molded body according to any one of the above (6) to (8).
  • a magnetic member with a high coercive force can be manufactured.
  • the nitriding treatment may be performed at a temperature of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less and a holding time of 10 min or more and 2000 min or less.
  • the molded body for magnet is obtained by compression molding a rare earth-iron alloy powder having a plurality of rare earth-iron alloy particles containing a rare earth element and iron.
  • the main characteristics of this magnet compact are that the rare earth-iron alloy contains a specific element, satisfies a specific composition ratio, and has a crystal structure of a specific size. If it does so, the magnetic member excellent in coercive force will be obtained. Details will be described below.
  • the rare earth-iron-based alloy has a rare earth-iron-based compound composed of samarium (Sm) and the balance of iron-containing elements including manganese (Mn) and iron (Fe). Mn is substituted for a part of Fe.
  • This rare earth-iron alloy allows the inclusion of inevitable impurities.
  • the Sm content in the rare earth-iron compound is preferably 10% by mass or more and 30% by mass or less, more preferably 24% by mass or more and 26.5% by mass or less.
  • the Mn content in the rare earth-iron compound is 10% by mass or less.
  • the content of Mn is 1% by mass or more, and preferably 2% by mass or more and 8% by mass or less.
  • the content of Fe in the rare earth-iron compound is the remainder.
  • the average crystal grain size of the rare earth-iron alloy is 700 nm or less.
  • the average crystal grain size is as fine as 700 nm or less, an effect of improving magnetic properties (particularly coercive force) due to the fine crystal structure can be expected.
  • the smaller the average crystal grain size the closer to the single domain particle critical diameter and the better the magnetic properties.
  • the average crystal grain size is preferably 500 nm or less, more preferably 300 nm or less.
  • the average crystal grain size is measured as follows.
  • the surface or cross section (observation surface) of the rare earth-iron alloy is observed with a scanning electron microscope (SEM), the area of each crystal grain is examined from the observed image, and the average equivalent circle diameter of each area is the average crystal grain diameter And When calculating using an observation image, it can be easily calculated using commercially available image processing software.
  • SEM scanning electron microscope
  • the oxygen content of the rare earth-iron alloy is preferably small.
  • the oxygen content is preferably 2500 ppm or less by mass ratio. When the oxygen content is as small as 2500 ppm or less, the effect of improving the coercive force is easily enhanced.
  • the oxygen content is preferably 2000 ppm or less by mass ratio, preferably 1700 ppm or less, more preferably 1400 ppm or less, and particularly preferably 1000 ppm or less.
  • the oxygen content is determined by an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method (NDIR).
  • the average particle diameter of the rare earth-iron alloy particles is preferably 50 ⁇ m or more and 350 ⁇ m or less. By setting the average particle size within the above range, a predetermined porosity can be easily obtained. Moreover, it is easy to suppress the deterioration of the magnetic characteristics due to oxidation.
  • the average particle diameter is particularly preferably 75 ⁇ m or more and 250 ⁇ m or less.
  • the average particle size can be measured by acquiring a cross-sectional image with an SEM and analyzing it using commercially available image analysis software.
  • the equivalent circle diameter is defined as the particle diameter of the alloy particles.
  • the porosity is obtained by “100 ⁇ [relative density of the magnet compact]”.
  • the relative density is an actual density (percentage of [apparent density of magnet compact / true density of magnet compact]) with respect to the true density.
  • the thickness of the magnet compact can be appropriately selected according to the desired thickness of the magnetic member.
  • the thickness of the magnet molded body can be set to 1 mm or more, for example.
  • the thickness of the magnet molded body can be 0.5 mm or more, more preferably 1 mm or more, particularly 5 mm or more, practically about 100 mm or less, and further 70 mm or less, particularly 50 mm or less. Can be mentioned.
  • the magnet compact can be manufactured through a preparation process, a pulverization process, a hydrogenation process, a molding process, and a dehydrogenation process. Hereinafter, details of each process will be described in order.
  • a rare earth-iron alloy flake is prepared.
  • the thickness of the rare earth-iron alloy flakes is preferably 1 mm or less, and the maximum length is preferably 100 ⁇ m or more and 50 mm or less.
  • the maximum length is 50 mm or less, the time required for the subsequent pulverization step can be shortened.
  • the “maximum length” is the length of the longest portion of the rare earth-iron-based alloy flake when one rare-earth-iron alloy flake is viewed in plan from the thickness direction.
  • the method for producing the rare earth-iron alloy flakes is not particularly limited, and can be produced, for example, by a rapid solidification method.
  • a rare earth-iron-based alloy is manufactured by a strip casting method which is a kind of rapid solidification method, an alloy flake of the above-mentioned size is preferable because it is easy to manufacture.
  • rare earth-iron alloy flakes are mechanically pulverized to produce rare earth-iron alloy powder.
  • the particle size of the rare earth-iron alloy powder is controlled to a target particle size.
  • mechanically pulverization makes it easy to uniformly control the particle size of the rare earth-iron alloy powder particles.
  • the rare earth-iron-based alloy flakes are pulverized to a predetermined particle size to produce rare earth-iron-based alloy powder having a particle size suitable for compression molding (D50 is 50 ⁇ m or more and 350 ⁇ m or less). By setting D50 within the above range, it is easy to produce a powder compact having a predetermined porosity.
  • D50 50% by volume particle size is a particle size value that is 50% cumulative from the smaller diameter side of the volume-based particle size distribution when measured by a laser diffraction particle size distribution measuring device.
  • Examples of the apparatus for pulverizing rare earth-iron-based alloy flakes include a grinding pulverizer or a collision pulverizer.
  • the grinding type pulverizer typically includes a brown mill
  • the collision type pulverizer typically includes a pin mill.
  • the atmosphere during pulverization is preferably such that the oxygen concentration is 1% or less by volume in order to suppress oxidation of the rare earth-iron alloy flakes (rare earth-iron alloy powder). Then, it is easy to suppress the oxidation of Sm. Therefore, when a subsequent dehydrogenation process (described later) is performed, it is easy to suppress the production of ⁇ -Fe due to remaining Fe. This is because when the Sm oxide is generated, the Sm oxide remains after that, so that the amount of Sm combined with Fe decreases. Therefore, since it is easy to suppress the formation of Sm oxide and ⁇ -Fe, when the subsequent nitriding treatment (described later) is performed, the diffusion of nitrogen is promoted and the decrease in coercive force is easily suppressed.
  • the oxygen content of the hydride powder described later can be reduced to 2000 ppm or less by mass ratio, and the oxygen content of the rare earth-iron alloy of the magnet compact is as described above. Can be 2500 ppm or less. A more preferable oxygen concentration in the atmosphere is 0.5% or less by volume. Examples of such an atmosphere include an inert atmosphere (Ar atmosphere or nitrogen atmosphere) or a reduced pressure atmosphere (vacuum atmosphere of 10 Pa or less).
  • a rare earth-iron alloy powder is heat-treated at a temperature equal to or higher than the disproportionation temperature in an atmosphere containing hydrogen to produce a hydrogenated powder.
  • the hydrogenated powder has a structure in which a rare earth-iron compound is phase-decomposed into a phase of a rare earth element hydrogen compound and a phase of an iron-containing material containing iron.
  • the rare earth element hydrogen compound include SmH 2 .
  • the phase of the iron-containing material is only an iron compound phase in which a part of Fe is substituted with Mn, such as Mn-Fe, or includes both the iron compound phase and the pure iron (Fe) phase
  • Examples include a mixed phase of the iron compound phase, the pure iron (Fe) phase, and the pure manganese (Mn) phase.
  • the hydrogenated powder contains pure iron (Fe) and iron compound (Mn-Fe), which are soft and soft compared to the phase of the rare earth-iron compound and the rare earth element hydrogen compound before phase decomposition, It can be deformed when it is compression molded to improve moldability.
  • Examples of the existence form of the rare earth element hydrogen compound phase and the iron-containing substance phase include a dispersion form in which the rare earth element hydrogen compound phase is dispersed in the iron-containing substance phase.
  • the dispersion form is easy to improve the moldability because the phase of the iron-containing material exists uniformly around the phase of the rare earth element hydrogen compound. Therefore, it is easy to obtain a powder compact having a complicated shape such as an arc shape, a cylindrical shape, a columnar shape, or a pot shape.
  • This form of existence can be controlled by the heat treatment conditions (mainly temperature) in the hydrogenation treatment described later.
  • each particle of the hydrogenated powder has a structure composed of a rare earth element hydrogen compound phase of 10 volume% or more and less than 40 volume% and an iron-containing material phase containing Mn and iron. If the remainder of the rare earth element hydrogen compound phase is substantially an iron-containing material phase, and the iron-containing material phase is the main component (60 to 90 vol%), the moldability of the magnet powder Easy to increase.
  • the phase of the rare earth element hydrogen compound and the phase of the iron-containing material are adjacent to each other, and the interval between the phases of the rare earth element hydrogen compound adjacent to each other through the phase of the iron-containing material is preferably 3 ⁇ m or less. Since the phase of the iron-containing material exists between the phases of the rare earth element hydride and both phases exist at the specific intervals described above, both phases are uniformly present. Deforms.
  • the above-mentioned distance measurement can be performed, for example, by etching the cross section to remove the phase of the iron-containing material and extracting the rare earth element hydride phase, or removing the rare earth element hydride phase depending on the type of solution. Then, it can be measured by extracting the phase of the iron-containing material or by analyzing the composition of the cross section by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy).
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the distance is preferably 0.5 ⁇ m to 3 ⁇ m, and more preferably 1 ⁇ m to 3 ⁇ m.
  • the interval can be controlled, for example, by adjusting the composition of the rare earth-iron alloy used as a raw material, or by adjusting the conditions of the hydrogenation treatment, particularly the heat treatment temperature. For example, when the iron ratio (atomic ratio) is increased in the rare earth-iron alloy or the heat treatment temperature is increased within the above temperature range, the interval tends to increase.
  • the oxygen content of the hydrogenated powder is preferably small. As the oxygen content is smaller, the oxygen content of the rare earth-iron-based alloy of the magnet compact can be reduced to 2500 ppm or less by mass as described above, and a magnetic member having a high coercive force can be easily obtained.
  • the oxygen content is preferably 2000 ppm or less, more preferably 1700 ppm or less, further preferably 1400 ppm or less, and particularly preferably 1000 ppm or less in terms of mass ratio.
  • the oxygen content is determined by an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method (NDIR).
  • the conditions of the hydrogenation treatment are, for example, atmosphere: H 2 gas atmosphere, or mixed gas atmosphere of H 2 gas and inert gas such as Ar or N 2 , temperature: hydrogen disproportionation temperature of prepared alloy (material Although it depends, for example, 600 degreeC or more and 1000 degrees C or less), holding time: 30 minutes or more and 300 minutes or less are mentioned.
  • atmosphere H 2 gas atmosphere
  • mixed gas atmosphere of H 2 gas and inert gas such as Ar or N 2
  • temperature hydrogen disproportionation temperature of prepared alloy (material Although it depends, for example, 600 degreeC or more and 1000 degrees C or less)
  • holding time 30 minutes or more and 300 minutes or less are mentioned.
  • the temperature of the heat treatment is set to a high level such as the disproportionation temperature + 100 ° C. or higher, the existence form of both phases becomes the dispersion form.
  • the hydrogenated powder is compression-molded to produce a powder compact.
  • a mold having a desired shape may be used.
  • molding pressure to hydrogenation powder 490 Mpa or more is mentioned.
  • the molding pressure may be 1500 MPa or less.
  • the relative density of the powder compact does not become too high, and the porosity does not become too small. That is, when a magnetic member is produced by nitriding the produced molded body for magnet, it is easy to secure a nitrogen flow path and to easily nitride each particle constituting the powder molded body.
  • the molding pressure is preferably 600 MPa to 1400 MPa, particularly preferably 700 MPa to 1300 MPa.
  • the atmosphere during compression molding is preferably a low oxygen atmosphere in order to suppress oxidation of the hydrogenated powder (powder compact).
  • a low oxygen atmosphere in order to suppress oxidation of the hydrogenated powder (powder compact).
  • an inert atmosphere Ar atmosphere or nitrogen atmosphere
  • a reduced pressure atmosphere vacuum atmosphere of 10 Pa or less
  • oxygen concentration 1% or less by volume and 0.5% or less
  • the powder compact is heat-treated at a temperature equal to or higher than the recombination temperature in an inert atmosphere or a reduced-pressure atmosphere, and dehydrogenated to produce a magnet compact.
  • the hydrogenated powder constituting the powder compact is in a state of being phase-decomposed into a phase of a rare earth element hydrogen compound and a phase of an iron-containing material by hydrogenation treatment, and the original rare earth-iron compound is obtained by dehydrogenation treatment. Rejoin to.
  • the conditions for the dehydrogenation treatment are, for example, atmosphere: non-hydrogen atmosphere (inert gas atmosphere such as Ar or N 2 or reduced-pressure atmosphere (for example, vacuum atmosphere whose pressure is lower than the standard atmospheric pressure)), temperature: hydrogenated alloy (For example, 600 ° C. to 1000 ° C.) and holding time: 10 minutes to 600 minutes.
  • atmosphere non-hydrogen atmosphere
  • inert gas atmosphere such as Ar or N 2 or reduced-pressure atmosphere (for example, vacuum atmosphere whose pressure is lower than the standard atmospheric pressure)
  • temperature hydrogenated alloy (For example, 600 ° C. to 1000 ° C.) and holding time: 10 minutes to 600 minutes.
  • a reduced-pressure atmosphere for example, the degree of vacuum is 100 Pa or less, the final degree of vacuum is 10 Pa or less, and further 1 Pa or less
  • a fine crystal structure for example, average crystal grain diameter is 700 nm or less
  • the magnetic member is formed by subjecting the rare earth-iron alloy constituting the magnet compact to rare earth-iron by nitriding the magnet compact or the magnet compact obtained by the above-described method for producing a magnet compact. -Changed to a nitrogen-based alloy.
  • the contents of Sm and Mn in the rare earth-iron-nitrogen based alloy the contents of the above-mentioned molded article for magnet are substantially maintained.
  • the content of nitrogen in the rare earth-iron-nitrogen alloy is 2 mass% or more and 7 mass% or less.
  • the nitrogen content is preferably 2.5% by mass or more and 6.5% by mass or less.
  • the content of Fe in the rare earth-iron-nitrogen alloy is the remainder.
  • the average crystal grain size of the rare earth-iron-nitrogen based alloy is 700 nm or less, with the average crystal grain size of the rare earth-iron based alloy in the above-described molded article for magnet being substantially maintained.
  • the porosity of the magnetic member the porosity of the magnet molded body described above is substantially maintained, and examples thereof include 5% by volume or more and 20% by volume or less.
  • the coercive force of the magnetic member is preferably 635 kA / m or more. If it does so, it can utilize suitably for a rare earth magnet.
  • the coercive force is preferably 650 kA / m or more, more preferably 700 kA / m or more, 770 kA / m or more, 850 kA / m or more, 930 kA / m or more, and particularly preferably 1000 kA / m or more. If this magnetic member is magnetized, a rare earth magnet can be obtained.
  • the magnetic member can be manufactured by performing a nitriding step on the magnet molded body obtained by the above-described magnet molded body or the above-described magnet molded body manufacturing method.
  • the magnetic member is heat-treated at a temperature equal to or higher than the nitriding temperature in a nitrogen-containing atmosphere to produce a magnetic member.
  • the nitrogen-containing atmosphere is an atmosphere containing nitrogen element, for example, an atmosphere containing at least one of nitrogen (N 2 ) and ammonia (NH 3 ) as will be described later.
  • Nitriding conditions include, for example, nitrogen-containing atmosphere: NH 3 gas atmosphere, mixed gas atmosphere of NH 3 gas and H 2 gas, N 2 gas atmosphere, or mixed gas atmosphere of N 2 gas and H 2 gas, temperature : 300 ° C. or more and 550 ° C. or less, preferably 320 ° C. or more and 450 ° C. or less, Holding time: 10 minutes or more and 2000 minutes or less, preferably 30 minutes or more and 2000 minutes or less, particularly 60 minutes or more and 1800 minutes or less.
  • Nitriding can be performed with a magnetic field applied.
  • size of the magnetic field to apply is 3T or more.
  • a magnetic member having a high coercive force can be obtained by nitriding the molded body for magnet.
  • the magnet compact has a wide range of nitrogen content (composition ratio) in a rare earth-iron-nitrogen based alloy that can have a high coercive force when nitrided. Therefore, even if unevenness occurs in the nitridation of each alloy particle constituting the magnet compact, it is easy to manufacture a magnetic member having a high coercive force, and thus it is easy to suppress variations in coercive force.
  • a method for producing a molded body for magnet includes a specific amount of Mn and a thin piece of an Sm—Mn—Fe alloy having a specific composition ratio. The thin piece is crushed and then compressed at a specific molding pressure. Since it is molded, a molded body for a magnet from which a magnetic member having a high coercive force can be obtained can be produced. (4) Since the magnetic member has a high coercive force, it can be suitably used for a rare earth magnet. (5) The manufacturing method of a magnetic member can manufacture a magnetic member with a high coercive force.
  • Sample No. of molded body for magnet 1-1 to 1-13 were prepared in the order of preparation step ⁇ pulverization step ⁇ hydrogenation step ⁇ molding step ⁇ dehydrogenation step.
  • the Sm—Fe based alloy powder was prepared by pulverizing the Sm—Fe based alloy flakes. This pulverization was performed using a mortar made of cemented carbide in a glove box with an adjusted oxygen concentration. Table 1 shows the oxygen concentration (ppm) in the volume ratio in the glove box of each sample. When the volume particle size distribution of the obtained hydrogenated powder was measured with a laser diffraction particle size distribution analyzer, D50 was 100 ⁇ m.
  • the structure of the hydrogenated powder was examined by EDX. As a result, the following points were confirmed in the hydrogenated powder obtained using the Sm—Fe alloy flakes having the composition b and the composition c.
  • tissue which consists of the phase of the hydrogen compound of Sm 10 volume% or more and less than 40 volume%, and the balance of the iron-containing material containing remainder and Mn.
  • the phase of the hydrogen compound of Sm is granular, and its form is dispersed in the phase of the iron-containing material.
  • phase of the Sm hydride compound and the phase of the iron-containing material are adjacent to each other, and the interval between the phases of the hydride compounds of the rare earth elements adjacent to each other through the phase of the iron-containing material is 3 ⁇ m or less. is there.
  • the hydrogenated powder was filled into a mold and compression molded to produce a cylindrical powder compact having a diameter of about 10 mm and a height of about 10 mm.
  • the compression molding was performed at a molding pressure shown in Table 1 with the atmosphere set to a vacuum.
  • the powder compact was subjected to dehydrogenation to produce a magnet compact.
  • the dehydrogenation treatment was performed by switching the atmosphere in the vacuum heat treatment furnace from a hydrogen atmosphere to a vacuum atmosphere, and in a vacuum atmosphere at 800 ° C. for 3 hours.
  • the degree of vacuum in the vacuum atmosphere was set to less than 0.5 Pa.
  • the average crystal grain size of the Sm—Fe-based alloy constituting the magnet compact was measured as follows. The surface or cross section (observation surface) of the magnet compact is observed with a scanning electron microscope (SEM), and the area of each crystal grain is examined from the observed image using commercially available image processing software. Was the average crystal grain size. The results are shown in Table 1.
  • the oxygen content (ppm) in the mass ratio of the magnet compact was measured by an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method (NDIR). The results are shown in Table 1.
  • a magnetic member was produced by nitriding the molded article for magnet, and the magnetic member was magnetized with a pulse magnetic field of 3.5 T to examine the magnetic characteristics.
  • the nitrogen content (% by mass) of this magnetic member was measured by an inert gas melting-thermal conductivity method (TCD).
  • TCD inert gas melting-thermal conductivity method
  • Sample No. 5 having a porosity of 5% by volume or more and 20% by volume or less.
  • 1-5 to 1-7, 1-12, and 1-13 have a coercive force of 635 kA / m or more, indicating that the coercive force is high.
  • sample No. Comparing 1-5 with 1-7 sample No. 1 with a small Mn content and a small Mn ratio x was obtained. It can be seen that 1-5 has a higher coercive force.
  • the porosity of the magnetic members 1-12 and 1-13 was measured in the same manner as the measurement of the porosity of the magnet compact described above, and the porosity of each magnet compact was substantially maintained. It was.
  • the average crystal grain size of the Sm—Fe—N alloy was measured in the same manner as the measurement of the average crystal grain size of the Sm—Fe alloy described above. Was maintained.
  • the magnet molded body of the present invention and the magnetic member obtained by using the magnet molded body are permanent magnets, for example, various motors, in particular, permanent motors used in high-speed motors included in hybrid vehicles and hard disk drives. It can be suitably used as a magnet material.
  • the method for manufacturing a molded body for magnet and the method for manufacturing a magnetic member of the present invention can be suitably used for manufacturing a material for a rare earth magnet used for a permanent magnet or the like.

Abstract

保磁力の高い磁性部材が得られる磁石用成形体を提供する。希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金の粒子を複数有する希土類－鉄系合金粉末が圧縮成形された磁石用成形体であって、前記希土類－鉄系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている磁石用成形体。（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する。（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）である。（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下である。

Description

磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法
　本発明は、永久磁石などに利用される希土類磁石の素材である磁石用成形体、磁石用成形体に窒化処理して得られる磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法に関する。特に、保磁力に優れる磁性部材が得られる磁石用成形体に関する。
　モータや発電機などの用途に、希土類元素とＦｅとを含有する希土類－鉄系合金を用いた希土類磁石が広く利用されている。希土類磁石としては、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系合金を用いたＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石（ネオジム磁石）が代表的である。ネオジム磁石は、主に希土類－鉄系合金の粉末を焼結した焼結磁石や、合金粉末をバインダ樹脂で固化したボンド磁石として使用されている。ネオジム磁石以外では、Ｓｍ－Ｆｅ系合金を原料とし、これを窒化したＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金を用いたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石（サマリウム鉄窒素磁石）が実用化されている。サマリウム鉄窒素磁石は、一般にボンド磁石として使用されている。
　最近では、焼結磁石やボンド磁石以外の希土類磁石として、粉末を圧縮成形した圧粉磁石が開発されている（特許文献１）。この特許文献１では、準備工程→造粒工程→成形工程→脱水素工程→窒化工程、を経て磁性部材を製造し、この磁性部材を希土類磁石の素材に用いている。準備工程では、原料粉末としてナノ鉄粉と多相粉末とを用意する。この多相粉末は、希土類－鉄系合金粉末を不均化温度以上で水素化（ＨＤ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ－Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ）処理して得られる。造粒工程では、原料粉末とバインダとを混合して造粒粉を形成する。成形工程では、造粒粉を加圧成形して第一成形体を形成する。脱水素工程では、第一成形体を再結合温度以上で脱水素（ＤＲ：Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ－Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）処理して第二成形体を形成する。窒化工程では、第二成形体に、窒素元素を含む雰囲気中で窒化温度以上の温度で窒化処理して複合磁性材を形成する。この特許文献１では、上記希土類－鉄系合金粉末として、平均粒径が３０μｍのＳｍ１（Ｍｎ１Ｆｅ１１）を用いている（明細書０１５２）。
特開２０１２－２５３２４７号公報
　更なる保磁力の向上が望まれている。
　本発明は、上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的の一つは、保磁力の高い磁性部材が得られる磁石用成形体を提供することにある。
　本発明の別の目的は、保磁力の高い磁性部材を提供することにある。
　本発明の他の目的は、上記磁石用成形体が得られる磁石用成形体の製造方法を提供することにある。
　本発明の更に別の目的は、上記磁性部材が得られる磁性部材の製造方法を提供することにある。
　本発明の一態様に係る磁石用成形体は、希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金の粒子を複数有する希土類－鉄系合金粉末が圧縮成形された磁石用成形体であって、希土類－鉄系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている。
　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）
　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
　本発明の一態様に係る磁性部材は、希土類元素と鉄と窒素とを含む希土類－鉄－窒素系合金の粒子を複数有する希土類－鉄－窒素系合金粉末が圧縮成形された磁性部材であって、希土類－鉄－窒素系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている。
　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎと２質量％以上７質量％以下の窒素とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）
　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
　本発明の一態様に係る磁石用成形体の製造方法は、準備工程と粉砕工程と水素化工程と成形工程と脱水素工程とを備える。準備工程は、希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金薄片を準備する。粉砕工程は、希土類－鉄系合金薄片を酸素濃度が１体積％以下の雰囲気中で機械的に粉砕して希土類－鉄系合金粉末を作製する。水素化工程は、希土類－鉄系合金粉末を水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理して水素化粉末を作製する。成形工程は、水素化粉末を４９０ＭＰａ以上の加圧力で圧縮成形して粉末成形体を作製する。脱水素工程は、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して磁石用成形体を作製する。そして、希土類－鉄系合金は、１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有し、かつその組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）である。
　本発明の一態様に係る磁性部材の製造法は、上記磁石用成形体の製造方法により製造された磁石用成形体を、窒素含有雰囲気中で窒化温度以上の温度で窒化処理する窒化工程を備える。
　上記磁石用成形体は、保磁力の高い磁性部材が得られる。
　上記磁性部材は、保磁力が高い。
　上記磁石用成形体の製造方法は、保磁力の高い磁性部材が得られる磁石用成形体を製造できる。
　上記磁性部材の製造方法は、保磁力の高い磁性部材を製造できる。
　《本発明の実施形態の説明》
　本発明者らは、保磁力の更なる向上のため、ＳｍとＦｅとを含む希土類－鉄系合金に着目し、その組成や組織を鋭意検討した。その結果、特定の元素を特定の含有量で、かつ特定の組成比を満たし、更に特定サイズの結晶組織を有する希土類－鉄系合金が、保磁力の向上に寄与するとの知見を得た。この希土類－鉄系合金の粉末を用いた磁石用成形体について更なる検討を続けた結果、保磁力の向上には、特定の相対密度とすることが特に効果的であるとの知見も得た。本発明は、これらの知見に基づくものである。最初に本発明の実施態様を列記して説明する。
　（１）本発明の一態様に係る磁石用成形体は、希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金の粒子を複数有する希土類－鉄系合金粉末が圧縮成形された磁石用成形体であって、希土類－鉄系合金は以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている。
　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）
　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
　上記の構成によれば、この成形体を窒化処理することで、保磁力に優れる磁性部材が得られる。この理由は、以下の点が挙げられる。
　上記構成（ａ）及び（ｂ）のように、希土類－鉄系合金が所定の量のＭｎを含むことで、保磁力向上効果が得られるからである。特に、Ｓｍ、Ｍｎ、及びＦｅが特定の組成比の希土類－鉄系合金とすることで、その保磁力の向上効果をより一層高め易い。
　上記構成（ｃ）のように、希土類－鉄系合金の平均結晶粒径を７００ｎｍ以下とすることで、微細結晶に起因する保磁力の向上効果が期待できるからである。
　空隙を５体積％以上とすることで、磁石用成形体に窒化処理を施した際、理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ：ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を得易いからである。窒素の流通経路を確保し易いため、この磁石用成形体に窒化処理を施した際、磁石用成形体を構成する各希土類－鉄系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ：ｘ＝０．１以上２．５以下）粒子を磁石用成形体の表面部のみならず内部に至るまで窒化し易い。
　空隙を２０体積％以下とすることで、磁石用成形体の相対密度が低くなり過ぎず、密度低下による磁気特性の低下を抑制し易いからである。
　（２）上記磁石用成形体の一形態として、希土類－鉄系合金の酸素濃度が質量割合で２５００ｐｐｍ以下であることが挙げられる。
　上記の構成によれば、保磁力の高い磁性部材を得易い。酸素含有量が２５００ｐｐｍ以下であれば、Ｓｍの酸化物の生成が少ないので余剰Ｆｅが少ない。そのため、窒化処理した際、α－Ｆｅの生成を抑制すると共に、各希土類－鉄系合金粒子を窒化して理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金粒子を備える磁性部材を作製し易いからである。
　（３）上記磁石用成形体の一形態として、磁石用成形体の厚みが１ｍｍ以上であることが挙げられる。
　上記の構成によれば、窒化処理した際、各希土類－鉄系合金粒子を窒化して理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金粒子を備える磁性部材を作製し易い。厚み１ｍｍ以上の磁石用成形体であっても、空隙率が上述の所定の範囲であることで、磁石用成形体の内部亘って窒素を浸透させ易いからである。
　（４）本発明の一態様に係る磁性部材は、希土類元素と鉄と窒素とを含む希土類－鉄－窒素系合金の粒子を複数有する希土類－鉄－窒素系合金粉末が圧縮成形された磁性部材であって、希土類－鉄－窒素系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている。
　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎと２質量％以上７質量％以下の窒素とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）
　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
　上記の構成によれば、上述のように保磁力の向上効果を高め易い磁石用成形体に窒化処理して得られるため、保磁力に優れる。
　（５）上記磁性部材の一形態として、保磁力が６３５ｋＡ／ｍ以上であることが挙げられる。
　上記の構成によれば、保磁力が高く、希土類磁石に好適に利用できる。
　（６）本発明の一態様に係る磁石用成形体の製造方法は、準備工程と粉砕工程と水素化工程と成形工程と脱水素工程とを備える。準備工程は、希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金薄片を準備する。粉砕工程は、希土類－鉄系合金薄片を酸素濃度が１体積％以下の雰囲気中で機械的に粉砕して希土類－鉄系合金粉末を作製する。水素化工程は、希土類－鉄系合金粉末を水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理して水素化粉末を作製する。成形工程は、水素化粉末を４９０ＭＰａ以上の加圧力で圧縮成形して粉末成形体を作製する。脱水素工程は、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して磁石用成形体を作製する。そして、希土類－鉄系合金は、１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有し、かつ組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）である。
　上記の構成によれば、準備工程で、特定の元素を特定の含有量で、かつ特定の組成比を満たす希土類－鉄合金の薄片を準備し、成形工程を特定の加圧力で行うことで、保磁力に優れる磁性部材が得られる磁石用成形体を製造できる。
　（７）上記磁石用成形体の製造方法の一形態として、水素化粉末は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を備えることが挙げられる。
　（ａ）Ｓｍの水素化合物の相と、Ｍｎ及びＦｅを含む鉄含有物の相とが隣接して存在している。
　（ｂ）Ｓｍの水素化合物の相はＳｍＨ２を含み、その相の形状が粒状である。
　（ｃ）鉄含有物の相を介して隣り合うＳｍの水素化合物の相間の間隔が３μｍ以下である。
　上記構成（ａ）及び構成（ｃ）を備えることで、鉄含有物の相が希土類元素の水素化合物の相間に存在し、両相が上記した特定の間隔で存在する組織は、両相が均一的に存在する組織である。そのため、水素化粉末を圧縮成形すると、粒子が均一的に変形するので、成形性を高められる。なお、「希土類元素の水素化合物の相間の間隔」とは、断面において、隣り合う希土類元素の水素化合物の相同士の中心間距離のことである。上記構成（ｂ）を備えることで、希土類元素の水素化合物の相と鉄含有物の相とが積層構造となっている層状形態よりも成形性を高められる。
　（８）上記磁石用成形体の製造方法の一形態として、希土類－鉄系合金粉末のＤ５０粒径が５０μｍ以上３５０μｍ以下であることが挙げられる。
　上記の構成によれば、圧縮成形に適した粒径で成形性に優れるため、空隙率が上記所定の範囲の磁石用成形体を作製し易い。また、酸化し難いサイズであるため酸素含有量が上記所定の範囲の磁石用成形体を作製し易い。
　（９）本発明の一態様に係る磁性部材の製造方法は、上記（６）～（８）のいずれか一つの磁石用成形体の製造方法により製造された磁石用成形体を、窒素含有雰囲気中で窒化温度以上の温度で窒化処理する窒化工程を備える。
　上記の構成によれば、保磁力の高い磁性部材を製造できる。窒化処理を施す磁石用成形体が、上述したように所定の組成及び所定の平均結晶粒径の希土類－鉄系合金を有し、かつ所定の空隙率が形成されているからである。そのため、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）を窒化して、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）を形成し易い。
　（１０）上記磁性部材の製造方法の一形態として、窒素含有雰囲気は、ＮＨ３ガス雰囲気、ＮＨ３ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気、Ｎ２ガス雰囲気、及びＮ２ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気のいずれかの雰囲気であることが挙げられる。
　上記の構成によれば、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）を形成し易い。
　（１１）上記磁性部材の製造方法の一形態として、窒化処理は、温度を３００℃以上５５０℃以下とし、保持時間を１０ｍｉｎ以上２０００ｍｉｎ以下とすることが挙げられる。
　上記の構成によれば、窒化処理を促進し易く、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）を形成し易い。
　《本発明の実施形態の詳細》
　本発明の実施形態の詳細を説明する。なお、本発明は、これらの例示に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
　〔実施形態１〕
　［磁石用成形体］
　実施形態１に係る磁石用成形体は、希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金の粒子を複数有する希土類－鉄系合金粉末が圧縮成形されたものである。この磁石用成形体の主たる特徴とするところは、希土類－鉄系合金が特定の元素を含有すると共に、特定の組成比を満たし、更に特定サイズの結晶組織を有する点にある。そうすれば、保磁力に優れる磁性部材が得られる。以下、詳細に説明する。
　　（組成）
　希土類－鉄系合金は、サマリウム（Ｓｍ）と、残部がマンガン（Ｍｎ）及び鉄（Ｆｅ）を含む鉄含有元素とからなる希土類－鉄系化合物を有する。Ｍｎは、Ｆｅの一部に置換されて存在する。この希土類－鉄系合金は、不可避的不純物の含有を許容する。希土類－鉄系化合物におけるＳｍの含有量は１０質量％以上３０質量％以下、更には２４質量％以上２６．５質量％以下であることが好ましい。希土類－鉄系化合物におけるＭｎの含有量は１０質量％以下が挙げられる。Ｍｎの含有量は１質量％以上が挙げられ、２質量％以上８質量％以下が好ましい。希土類－鉄系化合物におけるＦｅの含有量はその残りである。この希土類－鉄系化合物の具体的な組成は、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）が挙げられる。
　　（平均結晶粒径）
　希土類－鉄系合金の平均結晶粒径は、７００ｎｍ以下が挙げられる。平均結晶粒径が７００ｎｍ以下と微細であることで、微細結晶組織に起因する磁気特性（特に保磁力）の向上効果が期待できる。上記平均結晶粒径は、小さいほど単磁区粒子臨界径に近くなり磁気特性に優れる。上記平均結晶粒径は、５００ｎｍ以下、更に３００ｎｍ以下が好ましい。平均結晶粒径は、以下のように測定する。希土類－鉄系合金の表面又は断面（観察面）について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、観察像から各結晶粒の面積をそれぞれ調べ、各面積の円相当径の平均を平均結晶粒径とする。観察像を用いて算出する際、市販の画像処理ソフトを用いると容易に算出できる。
　　（酸素含有量）
　希土類－鉄系合金の酸素含有量は、少ないことが好ましい。酸素含有量が少ないほど、磁石用成形体に窒化処理（後述）を施した際、理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ、ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を作製し易いからである。この酸素含有量は、質量割合で２５００ｐｐｍ以下が好ましい。酸素含有量が２５００ｐｐｍ以下と微量であることで、保磁力向上効果を高め易い。酸素含有量は質量割合で２０００ｐｐｍ以下が好ましく、１７００ｐｐｍ以下、更には１４００ｐｐｍ以下が好ましく、特に１０００ｐｐｍ以下が好ましい。酸素含有量は、不活性ガス溶融－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ）により求められる。
　　（平均粒径）
　希土類－鉄系合金粒子の平均粒径は、５０μｍ以上３５０μｍ以下が好ましい。この平均粒径を上記範囲とすることで、所定の空隙率にし易い。また、酸化による磁気特性の劣化を抑制し易い。この平均粒径は、７５μｍ以上２５０μｍ以下が特に好ましい。この平均粒径の測定は、ＳＥＭで断面の画像を取得し、市販の画像解析ソフトを用いて解析することで行える。その際、円相当径を合金粒子の粒径とする。円相当径とは、粒子の輪郭を特定し、その輪郭で囲まれる面積Ｓと同一の面積を有する円の径とする。つまり、円相当径＝２×｛上記輪郭内の面積Ｓ／π｝１／２で表される。この平均粒径は、後述する粉砕工程で作製した希土類－鉄系合金粉末の平均粒径Ｄ５０が維持されたものである。
　　（空隙率）
　磁石用成形体の空隙率は、５体積％以上２０体積％以下が挙げられる。空隙率を５体積％以上とすることで、この磁石用成形体に窒化処理（後述）を施して理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ、ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を作製し易い。窒素の流通経路を磁石用成形体の内部にまで確保し易いため、この磁石用成形体に窒化処理（後述）を施して磁性部材を作製する際、磁石用成形体を構成する各希土類－鉄系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ、ｘ＝０．１以上２．５以下）粒子を窒化し易いからである。空隙率を２０体積％以下とすることで、磁石用成形体の相対密度が低くなり過ぎず、密度低下による磁気特性の低下を抑制し易い。空隙率は、「１００－［磁石用成形体の相対密度］」で求められる。相対密度は、真密度に対する実際の密度（［磁石用成形体の見かけ密度／磁石用成形体の真密度］の百分率）のことである。
　　（サイズ）
　磁石用成形体の厚みは、磁性部材の所望の厚みに応じて適宜選択できる。磁石用成形体の厚みは、例えば、１ｍｍ以上とすることができる。磁石用成形体は、厚みが１ｍｍ以上であっても窒化処理により理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ、ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を作製し易い。これは、上述したように所定の空隙率を有することで、窒素の流通経路を確保し易いからである。磁石用成形体の厚みは、０．５ｍｍ以上、更には１ｍｍ以上、特に５ｍｍ以上とすることができ、実用上、凡そ１００ｍｍ以下とすることが挙げられ、更には７０ｍｍ以下、特に５０ｍｍ以下とすることが挙げられる。
　［磁石用成形体の製造方法］
　磁石用成形体の製造は、準備工程と、粉砕工程と、水素化工程と、成形工程と、脱水素工程とを経ることで行える。以下、各工程の詳細を順に説明する。
　　（準備工程）
　準備工程では、希土類－鉄系合金薄片を準備する。希土類－鉄系合金は、上述と同様の希土類－鉄系化合物を有する。即ち、希土類－鉄系合金の組成が、１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有し、かつＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５）である。
　希土類－鉄系合金薄片の厚さは１ｍｍ以下で、最大長さは１００μｍ以上５０ｍｍ以下であることが好ましい。厚さが１ｍｍ以下で最大長さが１００μｍ以上であることで、後工程の粉砕工程おいて所定の粒径に粉砕し易く、圧縮成形に適した粒径（５０μｍ以上３５０μｍ以下）の磁石用粉末を製造し易い。最大長さが５０ｍｍ以下であることで、後工程の粉砕工程に要する時間を短縮できる。なお、「最大長さ」とは、１つの希土類－鉄系合金薄片を厚さ方向から平面視したとき、希土類－鉄系合金薄片の最も長い部分の長さのことである。
　希土類－鉄系合金薄片の製造方法は特に問わず、例えば、急冷凝固法などにより製造できる。希土類－鉄系合金を急冷凝固法の一種であるストリップキャスト法により製造すると、上記したサイズの合金薄片が製造し易く好ましい。
　　（粉砕工程）
　粉砕工程は、希土類－鉄系合金薄片を機械的に粉砕して希土類－鉄系合金粉末を作製する。この粉砕により希土類－鉄系合金粉末の粒径を目的とする粒径に制御する。粉砕工程では、機械的に粉砕するため、希土類－鉄系合金粉末の粒子の粒径を均一に制御し易い。具体的には、希土類－鉄系合金薄片を所定の粒径に粉砕し、圧縮成形に適した粒径（Ｄ５０が５０μｍ以上３５０μｍ以下）の希土類－鉄系合金粉末を製造することが挙げられる。Ｄ５０を上記範囲とすることで、所定の空隙率の粉末成形体を作製し易い。また、酸化を抑制し易く、磁気特性の劣化を抑制し易い。Ｄ５０（５０体積％粒径）とは、レーザ回折式粒度分布測定装置により測定した場合において、体積基準の粒度分布の小径側から累積が５０％となる粒径値のことである。
　希土類－鉄系合金薄片を粉砕する装置は、例えば摩砕型粉砕機又は衝突型粉砕機が挙げられる。摩砕型粉砕機は、代表的にはブラウンミルなどが挙げられ、衝突型粉砕機は、代表的にはピンミルなどが挙げられる。これら装置は、希土類－鉄系合金薄片を所定の粒径に粉砕するのに適しており、粒径の制御も容易である。
　粉砕する際の雰囲気は、希土類－鉄系合金薄片（希土類－鉄系合金粉末）の酸化を抑制するため、酸素濃度が体積割合で１％以下とすることが好ましい。そうすれば、Ｓｍの酸化を抑制し易い。そのため、その後の脱水素処理（後述）を施した際、Ｆｅが余ることによるα－Ｆｅの生成を抑制し易い。Ｓｍ酸化物が生成すると、Ｓｍ酸化物はその後に残存するため、Ｆｅと結合するＳｍの量が減るからである。そのため、Ｓｍ酸化物やα－Ｆｅの生成を抑制し易いため、その後の窒化処理（後述）を施した際、窒素の拡散が促進され、保磁力の低下を抑制し易い。この雰囲気を制御することで、後述する水素化粉末の酸素含有量を質量割合で２０００ｐｐｍ以下とすることができ、磁石用成形体の希土類－鉄系合金の酸素含有量を上述したように質量割合で２５００ｐｐｍ以下とすることができる。より好ましい雰囲気中の酸素濃度は体積割合で０．５％以下である。このような雰囲気としては、不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気又は窒素雰囲気）又は減圧雰囲気（１０Ｐａ以下の真空雰囲気）が挙げられる。
　　（水素化工程）
　水素化工程は、希土類－鉄系合金粉末を水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で熱処理して水素化処理した水素化粉末を作製する。
　水素化粉末は、希土類－鉄系化合物が希土類元素の水素化合物の相と、鉄を含有する鉄含有物の相とに相分解した組織を有する。希土類元素の水素化合物は、ＳｍＨ２が挙げられる。鉄含有物の相は、Ｍｎ－ＦｅなどＦｅの一部がＭｎで置換された鉄化合物の相のみの場合や、その鉄化合物の相と純鉄（Ｆｅ）の相との双方を含む場合、その鉄化合物の相と純鉄（Ｆｅ）の相と純マンガン（Ｍｎ）の相との混相の場合が挙げられる。水素化粉末は、相分解前の希土類－鉄系化合物や希土類元素の水素化合物の相に比較して柔らかい軟質部分である純鉄（Ｆｅ）や鉄化合物（Ｍｎ－Ｆｅ）が存在することから、圧縮成形したときに変形して成形性を高められる。
　希土類元素の水素化合物の相と鉄含有物の相との存在形態は、鉄含有物の相中に粒状の希土類元素の水素化合物の相が分散して存在する分散形態が挙げられる。分散形態は、希土類元素の水素化合物の相の周囲に鉄含有物の相が均一的に存在することで成形性を高め易い。そのため、円弧状、円筒状、円柱状、ポット形状といった複雑形状の粉末成形体が得られ易い。この存在形態は、後述する水素化処理の際の熱処理条件（主に温度）により制御できる。
　水素化粉末の各粒子は、１０体積％以上４０体積％未満の希土類元素の水素化合物の相と、残部がＭｎ及び鉄を含有する鉄含有物の相とからなる組織を有することが好ましい。希土類元素の水素化合物の相を除く残部が実質的に鉄含有物の相であり、鉄含有物の相を主成分（６０体積％以上９０体積％以下）とすれば、磁石用粉末の成形性を高め易い。希土類元素の水素化合物の相と鉄含有物の相とは隣接して存在しており、かつ鉄含有物の相を介して隣り合う希土類元素の水素化合物の相の間隔は３μｍ以下が好ましい。鉄含有物の相が希土類元素の水素化合物の相間に存在し、両相が上記した特定の間隔で存在する組織は、両相が均一的に存在する組織であるため、圧縮成形したときに均一的に変形する。
　上記した間隔の測定は、例えば、断面をエッチングして鉄含有物の相を除去して希土類元素の水素化合物の相を抽出したり、又は溶液の種類によっては希土類元素の水素化合物の相を除去して鉄含有物の相を抽出したり、若しくは断面をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）により組成分析することで測定できる。上記間隔が３μｍ以下であると、後で脱水素処理により、希土類元素の水素化合物の相と鉄含有物の相とが元の希土類－鉄系化合物に再結合する際に、過度なエネルギーを投入しなくて済む上に、希土類－鉄系化合物の結晶粒の粗大化による特性の低下を抑制できる。希土類元素の水素化合物の相間に鉄含有物の相が十分に存在するためには、上記間隔は０．５μｍ以上３μｍ以下、更に１μｍ以上３μｍ以下が好ましい。上記間隔は、例えば、原料に用いる希土類－鉄系合金の組成を調整したり、水素化処理の条件、特に熱処理温度を調整することで制御できる。例えば、希土類－鉄系合金において鉄の比率（原子比）を多くしたり、上記した温度範囲で熱処理温度を高くしたりすると、上記間隔が大きくなる傾向がある。
　水素化粉末の酸素含有量は、少ないことが好ましい。酸素含有量が少ないほど、磁石用成形体の希土類－鉄系合金の酸素含有量を上述したように質量割合で２５００ｐｐｍ以下とすることができて、保磁力の高い磁性部材を得易い。この酸素含有量は、質量割合で２０００ｐｐｍ以下が好ましく、１７００ｐｐｍ以下がより好ましく、更には１４００ｐｐｍ以下が好ましく、特に１０００ｐｐｍ以下が好ましい。酸素含有量は、不活性ガス溶融－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ）により求められる。
　水素化処理の条件は、例えば、雰囲気：Ｈ２ガス雰囲気、又はＨ２ガスとＡｒやＮ２などの不活性ガスとの混合ガス雰囲気、温度：用意した合金の水素不均化温度以上（材質にもよるが、例えば、６００℃以上１０００℃以下）、保持時間：３０分以上３００分以下が挙げられる。熱処理の温度を不均化温度＋１００℃以上といった高めに設定すると、上記両相の存在形態は上記分散形態となる。
　　（成形工程）
　成形工程は、水素化粉末を圧縮成形して粉末成形体を作製する。成形には、所望の形状の金型を利用するとよい。
　水素化粉末への成形圧力は、４９０ＭＰａ以上が挙げられる。成形圧力を４９０ＭＰａ以上とすることで、粉末成形体の相対密度を高められる。この成形圧力は、１５００ＭＰａ以下が挙げられる。成形圧力を１５００ＭＰａ以下とすることで、粉末成形体の相対密度が高くなり過ぎず、空隙率が小さくなり過ぎない。即ち、作製した磁石用成形体を窒化処理して磁性部材を作製する際、窒素の流通経路を確保し易く、粉末成形体を構成する各粒子を窒化し易い。そのため、理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ、ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を作製し易い。この成形圧力は６００ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下が好ましく、７００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下が特に好ましい。
　圧縮成形する際の雰囲気は、水素化粉末（粉末成形体）の酸化を抑制するため、低酸素雰囲気とすることが好ましい。例えば、粉砕工程と同様、酸素濃度が体積割合で１％以下、更には０．５％以下の不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気又は窒素雰囲気）又は減圧雰囲気（１０Ｐａ以下の真空雰囲気）が好ましい。
　　（脱水素工程）
　脱水素工程は、粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で熱処理して脱水素処理して磁石用成形体を作製する。粉末成形体を構成する水素化粉末は、水素化処理により希土類元素の水素化合物の相と鉄含有物の相に相分解した状態であり、脱水素処理することで、元の希土類－鉄系化合物に再結合する。
　脱水素処理の条件は、例えば、雰囲気：非水素雰囲気（ＡｒやＮ２といった不活性ガス雰囲気、又は減圧雰囲気（例えば、標準の大気圧よりも圧力が低い真空雰囲気））、温度：水素化合金の再結合温度以上（材質にもよるが、例えば６００℃以上１０００℃以下）、保持時間：１０分以上６００分以下が挙げられる。特に、減圧雰囲気（例えば、真空度は１００Ｐａ以下、最終真空度は１０Ｐａ以下、更に１Ｐａ以下）は、希土類元素の水素化合物が残存し難くて好ましい。上記温度とすることで、再結合合金の結晶の成長を抑制して微細な結晶組織（例えば、平均結晶粒径が７００ｎｍ以下）が得られる。
　［磁性部材］
　磁性部材は、上記磁石用成形体や、上述の磁石用成形体の製造方法で得られる磁石用成形体に窒化処理を施して、磁石用成形体を構成する希土類－鉄系合金を希土類－鉄－窒素系合金に変化させたものである。希土類－鉄－窒素系合金におけるＳｍ及びＭｎの含有量は、上述の磁石用成形体の含有量が実質的に維持される。希土類－鉄－窒素系合金における窒素の含有量は２質量％以上７質量％以下である。窒素の含有量は、２．５質量％以上６．５質量％以下が好ましい。希土類－鉄－窒素系合金におけるＦｅの含有量は、その残りである。この希土類－鉄－窒素系合金の組成は、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）が挙げられる。希土類－鉄－窒素系合金の平均結晶粒径は、上述の磁石用成形体における希土類－鉄系合金の平均結晶粒径が実質的に維持され、７００ｎｍ以下である。磁性部材の空隙率は、上述の磁石用成形体の空隙率が実質的に維持され、５体積％以上２０体積％以下が挙げられる。
　磁性部材の保磁力は、６３５ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。そうすれば、希土類磁石に好適に利用できる。この保磁力は、６５０ｋＡ／ｍ以上が好ましく、更には７００ｋＡ／ｍ以上、７７０ｋＡ／ｍ以上、８５０ｋＡ／ｍ以上、９３０ｋＡ／ｍ以上、特に１０００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。この磁性部材を着磁すれば、希土類磁石が得られる。
　［磁性部材の製造方法］
　磁性部材の製造は、上述の磁石用成形体や、上述の磁石用成形体の製造方法で得られる磁石用成形体に対し、窒化工程を施すことで行える。
　　（窒化工程）
　窒化工程は、磁石用成形体に窒素含有雰囲気中で窒化温度以上の温度で熱処理して窒化処理して磁性部材を作製する。窒素含有雰囲気とは、窒素元素を含む雰囲気であって、例えば後述するように窒素（Ｎ２）及びアンモニア（ＮＨ３）の少なくとも一方を含む雰囲気を言う。窒化処理により、磁石用成形体を構成するＳｍ－Ｆｅ系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ：ｘ＝０．１以上２．５以下）の粒子をＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金（Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ：ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）の粒子にすることができる。
　窒化処理の条件は、例えば、窒素含有雰囲気：ＮＨ３ガス雰囲気、ＮＨ３ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気、Ｎ２ガス雰囲気、又はＮ２ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気、温度：３００℃以上５５０℃以下、好ましくは３２０℃以上４５０℃以下、保持時間：１０分以上２０００分以下、好ましくは３０分以上２０００分以下、特に６０分以上１８００分以下が挙げられる。
　窒化処理は、磁場を印加した状態で行える。磁場印加により、結晶格子を一方向に引き伸ばし易く、引き伸ばされた鉄原子－鉄原子間に窒素原子を優先的に侵入させて、理想的な化学量論組成の希土類－鉄－窒素系合金（例、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘＮｙ、ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）粒子を備える磁性部材を得易い。印加する磁場の大きさは、３Ｔ以上が挙げられる。
　〔作用効果〕
　上述した実施形態によれば、以下の効果を奏することができる。
　（１）磁石用成形体は、窒化処理することで保磁力の高い磁性部材が得られる。
　（２）磁石用成形体は、窒化した際、保磁力の高い値を取り得る希土類－鉄－窒素系合金における窒素の含有量（組成比）の範囲が広い。そのため、仮に磁石用成形体を構成する各合金粒子の窒化に斑が生じたとしても、保磁力の高い磁性部材を製造し易いので、保磁力のばらつきを抑え易い。
　（３）磁石用成形体の製造方法は、Ｍｎを特定の量含むと共に、特定の組成比のＳｍ－Ｍｎ－Ｆｅ合金の薄片を準備し、この薄片を粉砕した後、特定の成形圧力で圧縮成形するため、保磁力の高い磁性部材が得られる磁石用成形体を製造できる。
　（４）磁性部材は、保磁力が高いため、希土類磁石に好適利用できる。
　（５）磁性部材の製造方法は、保磁力の高い磁性部材を製造できる。
　〔試験例１〕
　磁石用成形体の試料Ｎｏ．１－１～１－１３を作製した後、各試料を用いて磁性部材を作製し、各試料の磁気特性を評価した。
　　［試料Ｎｏ．１－１～１－１３］
　磁石用成形体の試料Ｎｏ．１－１～１－１３は、準備工程→粉砕工程→水素化工程→成形工程→脱水素工程の手順で作製した。
　まず、原料として、厚みが１ｍｍ以下で、組成ａ～ｄのＳｍ－Ｆｅ系合金薄片を準備した。
　ａ：２４．３質量％Ｓｍ－残部がＦｅ及び不可避的不純物
　ｂ：２４．３質量％Ｓｍ－３．７質量％Ｍｎ－残部がＦｅ及び不可避的不純物
　ｃ：２４．３質量％Ｓｍ－７．５質量％Ｍｎ－残部がＦｅ及び不可避的不純物
　ｄ：２４．３質量％Ｓｍ－１１質量％Ｍｎ－残部がＦｅ及び不可避的不純物
　各合金薄片における各元素の含有量は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法により測定した。測定した各元素の含有量から組成比を算出したところ、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ17-ｘとなることがわかった。このＭｎの比ｘの値を表１に示す。
　次に、Ｓｍ－Ｆｅ系合金薄片を粉砕してＳｍ－Ｆｅ系合金粉末を作製した。この粉砕は、酸素濃度を調整したグローブボックス内にて、超硬合金製の乳鉢を用いて行った。各試料におけるグローブボックス内の体積割合における酸素濃度（ｐｐｍ）を表１に示す。得られた水素化粉末について、レーザ回折式粒度分布測定装置により体積粒度分布を測定したところ、Ｄ５０が１００μｍであった。
　次に、Ｓｍ－Ｆｅ系合金粉末に水素化処理を施して水素化粉末を作製した。水素化処理は、真空熱処理炉を用いて、条件を、水素雰囲気中、８５０℃×３時間として行った。この水素化粉末の質量割合における酸素含有量（ｐｐｍ）を、不活性ガス溶融－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ）により測定した。その結果を表１に示す。
　水素化粉末の組織をＥＤＸにより調べた。その結果、上記組成ｂ及び組成ｃのＳｍ－Ｆｅ系合金薄片を用いて得られた水素化粉末は、以下の点が確認された。
　（ａ）１０体積％以上４０体積％未満のＳｍの水素化合物の相と、残部がＭｎ及び鉄を含有する鉄含有物の相とからなる組織を有している。
　（ｂ）Ｓｍの水素化合物の相は粒状であり、その存在形態は鉄含有物の相中に分散している。
　（ｃ）このＳｍの水素化合物の相と鉄含有物の相とは隣接して存在しており、かつ鉄含有物の相を介して隣り合う希土類元素の水素化合物の相の間隔は３μｍ以下である。
　次に、水素化粉末を金型に充填し、圧縮成形して、直径約１０ｍｍで高さ約１０ｍｍの円柱状の粉末成形体を作製した。圧縮成形は、雰囲気を真空とし、表１に示す成形圧力で行った。
　次に、粉末成形体に脱水素処理を施して磁石用成形体を作製した。脱水素処理は、真空熱処理炉内の雰囲気を水素雰囲気から真空雰囲気に切り換えて、条件を、真空雰囲気中、８００℃×３時間として行った。真空雰囲気の真空度は０．５Ｐａ未満に設定した。
　　［相対密度の測定］
　各試料の磁石用成形体の密度と空隙率を測定した。磁石用成形体の見かけ密度は、サイズと質量から算出した。空隙率は、「１００－相対密度」から算出した。相対密度は、「磁石用成形体の見かけ密度／磁石用成形体の真密度」の百分率から求めた。各試料の密度と空隙率を表１に示す。
　　［平均結晶粒径の測定］
　磁石用成形体を構成するＳｍ－Ｆｅ系合金の平均結晶粒径を以下のようにして測定した。磁石用成形体の表面又は断面（観察面）について走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、市販の画像処理ソフトを用いて観察像から各結晶粒の面積をそれぞれ調べ、各面積の円相当径の平均を平均結晶粒径とした。その結果を表１に示す。
　　［酸素含有量の測定］
　磁石用成形体の質量割合における酸素含有量（ｐｐｍ）を、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ）により測定した。その結果を表１に示す。
　　［磁気特性の評価］
　磁石用成形体に窒化処理を施して磁性部材を作製し、磁性部材を３．５Ｔのパルス磁界で着磁して、磁気特性を調べた。窒化処理は、ＮＨ３：Ｈ２＝１：３の混合ガス雰囲気中、４００℃×１０時間として行った。この磁性部材の窒素含有量（質量％）を、不活性ガス融解－熱伝導度法（ＴＣＤ）により測定した。測定した結果から組成比を算出したところ、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙとなることがわかった。このＮの比ｙを表１に示す。Ｍｎの比ｘは上述した準備工程で算出した値と同様である。この磁性部材の磁気特性は、ＢＨトレーサ（理研電子株式会社製ＤＣＢＨトレーサ）を用いて、保磁力（ｋＡ／ｍ）を調べた。その結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｍｎを０質量％超１０質量％以下含有して組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）を満たすと共に、平均結晶粒径が７００ｎｍ以下の組織を有し、空隙率が５体積％以上２０体積％以下の試料Ｎｏ．１－５～１－７、１－１２，１－１３は、保磁力が６３５ｋＡ／ｍ以上であり、保磁力が高いことがわかる。中でも、試料Ｎｏ．１－５と１－７とを比較すると、Ｍｎの含有量が少なくＭｎの比ｘの小さい試料Ｎｏ．１－５は、更に保磁力が高いことがわかる。試料Ｎｏ．１－５、及び試料１－１２，１－１３を比較すると、平均結晶粒径が小さくなるほど、保磁力が高くなることがわかる。酸素含有量が２０００ｐｐｍ以下の水素化粉末を用いた試料Ｎｏ．１－５と試料Ｎｏ．１－６は保磁力が高く、試料Ｎｏ．１－５、１－６を比較すると、特に、酸素含有量がより少ない試料Ｎｏ．１－６は、更に保磁力が高いことがわかる。試料Ｎｏ．１－５～１－７、及び試料Ｎｏ．１－１２、１－１３の磁石用成形体は、各粒子の質量割合における酸素含有量（ｐｐｍ）が２５００ｐｍ以下であった。
　試料Ｎｏ．１－５～１－７、及び試料Ｎｏ．１－１２、１－１３の磁性部材の空隙率は、上述の磁石用成形体の空隙率の測定と同様にして測定したところ、それぞれの磁石用成形体の空隙率が実質的に維持されていた。それらの磁性部材を構成するＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金の組成は、Ｓｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）であった。そのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金の平均結晶粒径は、上述のＳｍ－Ｆｅ系合金の平均結晶粒径の測定と同様にして測定したところ、それぞれの磁石用成形体における平均結晶粒径が実施的に維持されていた。
　本発明の磁石用成形体、及びその磁石用成形体を用いて得られる磁性部材は、永久磁石、例えば、各種のモータ、特に、ハイブリッド自動車やハードディスクドライブなどに具備される高速モータに用いられる永久磁石の素材に好適に利用できる。本発明の磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法は、永久磁石などに利用される希土類磁石の素材の製造に好適に利用できる。

Claims (11)

  1. 　希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金の粒子を複数有する希土類－鉄系合金粉末が圧縮成形された磁石用成形体であって、
    　前記希土類－鉄系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、
    　５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている磁石用成形体。
    　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
    　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）
    　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
  2. 　前記希土類－鉄系合金の酸素濃度が質量割合で２５００ｐｐｍ以下である請求項１に記載の磁石用成形体。
  3. 　前記磁石用成形体の厚みが１ｍｍ以上である請求項１又は請求項２に記載の磁石用成形体。
  4. 　希土類元素と鉄と窒素とを含む希土類－鉄－窒素系合金の粒子を複数有する希土類－鉄－窒素系合金粉末が圧縮成形された磁性部材であって、
    　前記希土類－鉄－窒素系合金は、以下の構成（ａ）～（ｃ）を満たし、
    　５体積％以上２０体積％以下の空隙が形成されている磁性部材。
    　　（ａ）１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎと２質量％以上７質量％以下の窒素とを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有する
    　　（ｂ）組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘＮｙ（ｘ＝０．１以上２．５以下、ｙ＝１．９以上６．８以下）
    　　（ｃ）平均結晶粒径が７００ｎｍ以下
  5. 　保磁力が６３５ｋＡ／ｍ以上である請求項４に記載の磁性部材。
  6. 　希土類元素と鉄とを含む希土類－鉄系合金薄片を準備する準備工程と、
    　前記希土類－鉄系合金薄片を酸素濃度が１体積％以下の雰囲気中で機械的に粉砕して希土類－鉄系合金粉末を作製する粉砕工程と、
    　前記希土類－鉄系合金粉末を水素を含む雰囲気中で不均化温度以上の温度で水素化処理して水素化粉末を作製する水素化工程と、
    　前記水素化粉末を４９０ＭＰａ以上の加圧力で圧縮成形して粉末成形体を作製する成形工程と、
    　前記粉末成形体を不活性雰囲気中又は減圧雰囲気中で再結合温度以上の温度で脱水素処理して磁石用成形体を作製する脱水素工程とを備え、
    　前記希土類－鉄系合金は、１０質量％以上３０質量％以下のＳｍと１０質量％以下のＭｎとを含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組織を有し、かつ組成がＳｍ２ＭｎｘＦｅ１７－ｘ（ｘ＝０．１以上２．５以下）である磁石用成形体の製造方法。
  7. 　前記水素化粉末は、
    　　Ｓｍの水素化合物の相と、Ｍｎ及びＦｅを含む鉄含有物の相とが隣接して存在しており、
    　　前記Ｓｍの水素化合物の相はＳｍＨ２を含み、その相の形状が粒状であり、
    　　前記鉄含有物の相を介して隣り合う前記Ｓｍの水素化合物の相間の間隔が３μｍ以下である請求項６に記載の磁石用成形体の製造方法。
  8. 　前記希土類－鉄系合金粉末のＤ５０粒径が５０μｍ以上３５０μｍ以下である請求項６又は請求項７に記載の磁石用成形体の製造方法。
  9. 　請求項６～請求項８のいずれか１項に記載の磁石用成形体の製造方法により製造された磁石用成形体を、窒素含有雰囲気中で窒化温度以上の温度で窒化処理する窒化工程を備える磁性部材の製造方法。
  10. 　前記窒素含有雰囲気は、ＮＨ３ガス雰囲気、ＮＨ３ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気、Ｎ２ガス雰囲気、及びＮ２ガスとＨ２ガスとの混合ガス雰囲気のいずれかの雰囲気である請求項９に記載の磁性部材の製造方法。
  11. 　前記窒化処理は、
    　　温度を３００℃以上５５０℃以下とし、
    　　保持時間を１０ｍｉｎ以上２０００ｍｉｎ以下とする請求項９又は請求項１０に記載の磁性部材の製造方法。
PCT/JP2015/080902 2014-11-11 2015-11-02 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法 WO2016076154A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15859874.8A EP3220394A4 (en) 2014-11-11 2015-11-02 Magnet molding, magnetic member, method for manufacturing magnet molding, and method for manufacturing magnetic member
US15/526,216 US20170316856A1 (en) 2014-11-11 2015-11-02 Compact for magnet, magnetic member, method for producing compact for magnet, and method for producing magnetic member
CN201580062236.0A CN107112104B (zh) 2014-11-11 2015-11-02 磁体用成形体、磁性部件、磁体用成形体的制造方法以及磁性部件的制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-229352 2014-11-11
JP2014229352A JP6331982B2 (ja) 2014-11-11 2014-11-11 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016076154A1 true WO2016076154A1 (ja) 2016-05-19

Family

ID=55954245

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/080902 WO2016076154A1 (ja) 2014-11-11 2015-11-02 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20170316856A1 (ja)
EP (1) EP3220394A4 (ja)
JP (1) JP6331982B2 (ja)
CN (1) CN107112104B (ja)
WO (1) WO2016076154A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10748687B2 (en) * 2018-03-12 2020-08-18 General Electric Company Methods of making a component with variable magnetization and related components

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008136391A1 (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha 高周波用磁性材料とその製造方法
WO2009057742A1 (ja) * 2007-11-02 2009-05-07 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha 磁石用複合磁性材料、及びその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0620813A (ja) * 1992-05-08 1994-01-28 Inter Metallics Kk 希土類異方性永久磁石粉末及びその製造法
JP3560387B2 (ja) * 1994-05-25 2004-09-02 旭化成株式会社 磁性材料とその製造法
JP3784085B2 (ja) * 1994-11-24 2006-06-07 旭化成株式会社 安定した保磁力を有する磁性材料およびその製法
JP4790927B2 (ja) * 2001-04-24 2011-10-12 旭化成ケミカルズ株式会社 磁石用固形材料及びその製造方法
CN100501881C (zh) * 2001-04-24 2009-06-17 旭化成株式会社 磁铁用固体材料
JP4604528B2 (ja) * 2004-03-22 2011-01-05 住友金属鉱山株式会社 希土類−鉄−マンガン−窒素系磁石粉末
JP2006059994A (ja) * 2004-08-19 2006-03-02 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 希土類−鉄−マンガン−窒素系磁石粉末とその製造方法
JP2006060049A (ja) * 2004-08-20 2006-03-02 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 希土類−鉄−マンガン−窒素系磁石粉末とその製造方法
CN101669180A (zh) * 2007-04-27 2010-03-10 旭化成株式会社 高频用磁性材料及其制造方法
JP4814856B2 (ja) * 2007-09-28 2011-11-16 住友金属鉱山株式会社 希土類−鉄−マンガン−窒素系磁石粉末
JP5059929B2 (ja) * 2009-12-04 2012-10-31 住友電気工業株式会社 磁石用粉末
JP4725682B2 (ja) * 2010-07-05 2011-07-13 住友金属鉱山株式会社 希土類−鉄−マンガン−窒素系磁石粉末
JP5218869B2 (ja) * 2011-05-24 2013-06-26 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

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008136391A1 (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha 高周波用磁性材料とその製造方法
WO2009057742A1 (ja) * 2007-11-02 2009-05-07 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha 磁石用複合磁性材料、及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3220394A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN107112104B (zh) 2019-11-05
JP2016092378A (ja) 2016-05-23
EP3220394A1 (en) 2017-09-20
JP6331982B2 (ja) 2018-05-30
EP3220394A4 (en) 2017-12-20
CN107112104A (zh) 2017-08-29
US20170316856A1 (en) 2017-11-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5218869B2 (ja) 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
CN105957680B (zh) 稀土钴永磁体
JP6094612B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2013102122A (ja) 磁性部材及び磁性部材の製造方法
JP2009260290A (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系異方性バルク磁石の製造方法
WO2017086268A1 (ja) 希土類磁石の製造方法、及び希土類磁石
CN108695032B (zh) R-t-b系烧结磁铁
JP2015128118A (ja) 希土類磁石の製造方法
JP6331982B2 (ja) 磁石用成形体、磁性部材、磁石用成形体の製造方法、及び磁性部材の製造方法
WO2017090635A1 (ja) 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法
JP2015026795A (ja) 磁石用粉末、希土類磁石、磁石用粉末の製造方法及び希土類磁石の製造方法
JP6691667B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系磁石の製造方法
JP6471594B2 (ja) 希土類磁石素材、及び希土類磁石素材の製造方法
JP2015007275A (ja) 磁石用粉末の製造方法、磁石用粉末、磁石用成形体、磁性部材、及び圧粉磁石
JP2016100519A (ja) 磁性粉末の製造方法、圧粉磁石部材の製造方法、及び圧粉磁石部材
JP2016044352A (ja) 磁石用粉末の製造方法、及び希土類磁石の製造方法
WO2019078148A1 (ja) 希土類磁石素材および希土類磁石
JP2017216298A (ja) 希土類磁石素材、及び希土類磁石素材の製造方法
JP2017139385A (ja) 希土類磁石の製造方法
JP6447804B2 (ja) 磁石用成形体の製造方法
JP6613117B2 (ja) 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法
WO2020203739A1 (ja) Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粉末、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石およびその製造方法
JP2016046489A (ja) 希土類磁石の製造方法、及び磁石用粉末の製造方法
WO2019039235A1 (ja) 希土類磁石の製造方法および希土類磁石
WO2019049691A1 (ja) 希土類磁石の製造方法

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: 15859874

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015859874

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15526216

Country of ref document: US