WO2017033266A1 - 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体 - Google Patents

磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体 Download PDF

Info

Publication number
WO2017033266A1
WO2017033266A1 PCT/JP2015/073762 JP2015073762W WO2017033266A1 WO 2017033266 A1 WO2017033266 A1 WO 2017033266A1 JP 2015073762 W JP2015073762 W JP 2015073762W WO 2017033266 A1 WO2017033266 A1 WO 2017033266A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
magnet
particles
molded body
metal
molding
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/073762
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宜郎 川下
誠也 荒井
村上　亮
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 EP15902236.7A priority Critical patent/EP3343572B1/en
Priority to CN201580082354.8A priority patent/CN108028114B/zh
Priority to PCT/JP2015/073762 priority patent/WO2017033266A1/ja
Priority to US15/750,238 priority patent/US10325705B2/en
Priority to JP2017536099A priority patent/JP6439876B2/ja
Publication of WO2017033266A1 publication Critical patent/WO2017033266A1/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
    • H01F1/09—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 mixtures of metallic and non-metallic particles; metallic particles having oxide skin
    • 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
    • B22F1/10—Metallic powder containing lubricating or binding agents; Metallic powder containing organic material
    • B22F1/102—Metallic powder coated with organic material
    • 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
    • B22F1/14—Treatment of metallic powder
    • B22F1/142—Thermal or thermo-mechanical treatment
    • 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
    • B22F1/14—Treatment of metallic powder
    • B22F1/145—Chemical treatment, e.g. passivation or decarburisation
    • 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
    • B22F1/16—Metallic particles coated with a non-metal
    • 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
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • 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
    • H01F1/0533—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals in a bonding agent
    • 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
    • H01F1/0558—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 pressed, sintered or bonded together bonded together
    • 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
    • H01F1/06—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
    • H01F1/083—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 in a bonding agent
    • 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
    • H01F41/0266—Moulding; Pressing
    • 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
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/45—Rare earth metals, i.e. Sc, Y, Lanthanides (57-71)
    • 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
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the present invention relates to a magnet particle and a magnet molded body using the magnet particle.
  • Rare earth magnets containing 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.
  • the bonded magnet is used by solidifying and molding a magnet powder having excellent magnetic properties with a resin at room temperature.
  • rare earth-transition metal-nitrogen based magnets typified by Sm—Fe—N based magnets are promising as permanent magnets, they have the drawback of lacking thermal stability.
  • a rare earth-transition metal-nitrogen magnet is heated to 600 ° C. or higher, it is decomposed into a rare earth nitride and a transition metal, so that a magnet compact cannot be produced by a sintering method as in the conventional powder metallurgy method. Therefore, although it has been used as a bonded magnet, in this case, since the volume of the organic substance (resin) occupies about 30% of the whole as a binder, a sufficient magnetic force cannot be obtained.
  • the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, and suppresses the binding of magnet particles even when molded at a high density without being solidified with an organic substance (binder).
  • An object of the present invention is to provide magnet particles that can be used and a bonded magnet molded body using the same.
  • an object of the present invention is to provide a magnet particle characterized in that it has two or more layers of an oxide layer of 1 to 20 nm on the particle surface and an organic layer of 1 to 100 nm on the outside of the oxide layer. Can be achieved.
  • Another object of the present invention can be achieved by a metal bond magnet molded body characterized by being produced by molding using the above magnet particles.
  • FIG. 1A is a schematic view showing a preferred example of the mold
  • FIG. 1B is a cross-sectional view of the mold of FIG.
  • FIG. 2A is a schematic cross-sectional view schematically showing a rotor structure of a surface magnet type synchronous motor (SMP or SPMSM).
  • FIG. 2B is a schematic cross-sectional view schematically showing a rotor structure of an embedded magnet type synchronous motor (IMP or IPMSM).
  • 6 is a drawing (electron micrograph) showing the results obtained by TEM observation of the surface state of the coated magnetic particles of Experimental Example 1.
  • FIG. 4A is a drawing showing the result of TEM (specifically, HAADF-STEM image) observation of the surface state of the coated magnetic particles of Experimental Example 1 (left electron micrograph).
  • FIG. 4B is a drawing showing the result of STEM-EDX line analysis performed on the surface portion of the coated magnetic particles subjected to TEM observation in FIG. 4A (right graph drawing). It is drawing which shows the result of having analyzed the surface state of the finely pulverized coated magnet particle of Experimental Example 1 by XPS. It is drawing (electron micrograph) which shows the result of having performed cross-sectional SEM observation of the magnet molded object obtained in Experimental example 1.
  • FIG. 7A is a drawing (left electron micrograph) showing the result of TEM (specifically, HAADF-STEM image) observation of the molded magnet obtained in Experimental Example 1.
  • FIG. 7B is a drawing showing the results of cross-sectional STEM-EDX line analysis of the boundary layer portion between the magnet particles in the magnet molded body used in the TEM observation of FIG. Graph drawing). It is drawing (electron micrograph) which shows the result obtained by TEM observation of the surface state of the coated magnetic particle used for formation of the magnet molding of the comparative example 1. It is drawing which shows the result of having analyzed the surface state of the coated magnetic particle used for formation of the magnet molding of the comparative example 1 by XPS.
  • FIG. 11A is a graph showing the relationship between the average particle diameter of the coated magnetic particles of Experimental Examples 4 and 7 and the coercive force.
  • FIG. 11B is a graph showing the relationship between the average particle diameter of the coated magnetic particles of Experimental Example 12, Experimental Example 20, and Experimental Example 21 and the coercive force.
  • FIG. 12 (A) is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 7.
  • FIG. 12 (A) is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 7.
  • FIG. 12B is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (magnification 3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 12.
  • FIG. It is drawing (electron micrograph) which shows the result of having performed SEM observation (3000 times) of the magnet molded object (with a visual field different from FIG. 12 (A)) obtained in Experimental example 7.
  • FIG. FIG. 14A is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (100,000 times) of the magnet molded body obtained by heat-treating the magnet molded body of Experimental Example 1 in the same manner as Experimental Example 4. ).
  • FIG. 14B is a graph showing the results of elemental analysis by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy) at the location indicated by arrow A in FIG.
  • FIG. 14C is a graph showing the results of elemental analysis by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy) at the location indicated by arrow A in FIG.
  • the magnet particle and the particle including the oxide layer and organic layer coating on the surface of the magnet particle are referred to as “magnet particle with coating”, and the particle excluding the oxide layer and organic layer coating on the surface is referred to as “magnet particle” ( They are also distinguished so that they are not confused with each other. However, when it can be understood from the preceding and following sentences (meaning contents) whether the term is used in terms of coated magnet particles or magnet particles, they are simply referred to as “magnet particles” without distinguishing both. In some cases.
  • the coated magnet particles of this embodiment will be described.
  • the first embodiment of the present invention has two or more layers of an oxide layer having a thickness of 1 to 20 nm on the surface (single crystal magnet particles) and an organic layer having a thickness of 1 to 100 nm outside the oxide layer. It is a magnet particle with a coat characterized by being formed.
  • the raw material powder is a coated magnetic particle in which two or more layers of an oxide layer of 1 to 20 nm or less on the surface and an organic layer of 1 to 100 nm on the outside thereof are formed, Even if it shape
  • the two or more layers are provided by providing two or more organic layers, the lower layer side is an organic layer of a lubricant component, and the outermost layer is increased in fluidity, suppressed oxidation, reduced in frictional resistance, This is because an appropriate organic layer may be provided for the purpose of increasing the orientation.
  • the magnet particles are not particularly limited as long as they are used as a raw material powder for a bonded magnet molded body among rare earth magnets containing rare earth elements and transition metals.
  • the composition of the magnet particles preferably has an RMX alloy composition (RMX compound).
  • RMX compound RMX alloy composition
  • the R is a rare earth element and includes at least one of Sm and Nd
  • the M is a transition metal element and includes at least one of Fe and Co
  • the X is a nonmetal. It is an element and contains at least one of N and B.
  • composition of the magnet particles for example, Sm—Fe—N alloy, Sm—Fe—B alloy, Sm—Co—N alloy, Sm—Co—B alloy , Nd—Fe—N alloys, Nd—Fe—B alloys, Nd—Co—N alloys, Nd—Co—B alloys, and the like.
  • 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 ⁇ 0.5), Sm 15 Fe 77 B 5, Sm 15 Co 77 B 5, Sm 11.77 Fe 82.35 B 5.88, Sm 11.77 Co 82.35 B 5.88, Sm 1.1 Fe 4 B 4, Sm 1.1 Co 4 B 4 , Sm 7 Fe 3 B 10 , Sm 7 Co 3 B 10 , (Sm 1-x Dy x ) 15 Fe 77 B 8 (where x is preferably 0 ⁇ x ⁇ 0.
  • the composition of the magnet particles may contain the above-mentioned RMX-based alloy (RMX compound) or the like alone or in combination of two or more. You may do it. Further, in the R-MX-based alloy (R-MX compound), R contains at least one of Sm and Nd, M contains at least one of Fe and Co, and X is N, Any material containing at least one of B may be used, and those containing other elements are also included in the technical scope of the present invention.
  • Examples of other elements that may be contained include, for example, Ga, Al, Zr, Ti, Cr, V, Mo, W, Si, Re, Cu, Zn, Ca, Mn, Ni, C, La, Ce, Pr, Pm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Y, Th, MM and the like can be mentioned, but are not limited thereto. You may add these individually by 1 type or in combination of 2 or more types. These elements are mainly introduced by substitution or insertion of a part of the phase structure of the magnet particles (the rare earth magnet phase) represented by RMX.
  • the composition of the magnetic particles is mainly composed of a nitrogen compound containing Sm and Fe (also referred to as an Sm—Fe—N alloy or Sm—Fe—N compound). More preferably, it is a nitrogen compound (Sm—Fe—N compound) containing Sm and Fe.
  • a Sm—Fe—N-based alloy Sm—Fe—N compound
  • the magnet molded body is formed using the coated magnet particles having the magnet particles (core part) at 600 ° C. Even if the temperature is not increased to the above high temperature, excellent magnetic properties can be exhibited.
  • Magnet particles mainly composed of a nitrogen compound containing Sm and Fe usually contain a rare earth magnet phase mainly composed of an Sm—Fe—N alloy.
  • Coated magnetic particles having magnet particles (core part) mainly composed of an Sm—Fe—N alloy are promising as permanent magnets because of excellent magnetic properties.
  • the magnet particles mainly composed of a nitrogen compound containing Sm and Fe for example, Sm 2 Fe 17 N x (where x is preferably 1 to 6, Preferably 1.1 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 0.75 Zr 0.25 ) (Fe 0.7 Co 0.3 ) N x (where x is preferably 1 to 6), SmFe 11 TiN x (where x is preferably 1 6), (Sm 8 Zr 3 Fe 84 ) 85 N 15 , Sm 7 Fe 93 N x (where x is preferably 1 to 20), and the like. It is not something.
  • These magnet particles containing the Sm—Fe—N alloy as a main component may be used alone or in combination of two or more.
  • the content of the main component (Sm—Fe—N) of the magnet particles of the Sm—Fe—N alloy of the present embodiment may be any as long as it contains Sm—Fe—N as the main component.
  • N 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 with respect to the entire magnet particles.
  • the upper limit of the range is more preferably 99% by mass and not 100% by mass because inevitable impurities are contained. That is, in the present embodiment, it may be 50% by mass or more, and it is possible to use 100% by mass, but in practice, it is difficult to remove inevitable impurities and complicated to advanced refining (refining). The technology needs to be used and is expensive.
  • the magnetic particles mainly composed of Sm—Fe—N alloy (the rare earth magnet phase) containing other elements in addition to the main component Sm—Fe—N are also within the technical scope of this embodiment. It is included.
  • Other elements that may be contained in addition to Sm—Fe—N include, for example, Ga, Nd, Zr, Ti, Cr, Co, Zn, Mn, V, Mo, W, Si, Re, Cu, Al, and Ca. , B, Ni, C, La, Ce, Pr, Pm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Y, Th, MM, preferably Co, Ni for replacing Fe, Examples include B, C and the like which substitute N, but are not limited thereto. 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 particle (its rare earth magnet phase) mainly composed of Sm—Fe—N.
  • the magnet particle mainly composed of the Sm—Fe—N alloy may contain a rare earth magnet phase (magnet alloy composition) other than Sm—Fe—N.
  • rare earth magnet phases include existing rare earth magnet phases other than Sm—Fe—N.
  • 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
  • the magnet particles of this embodiment (preferably mainly composed of an Sm—Fe—N alloy) have inevitable components such as Fe / rare earth impurities, Fe rich phase, Fe poor phase and other inevitable impurities. Etc.
  • the shape of the magnet particles may be any shape.
  • the rare-earth magnet phase of RMX (Sm—Fe—N, etc.) constituting the magnet particles has a crystal structure (single crystal structure), and has a predetermined crystal shape (single crystal magnet) by crystal growth. Particle).
  • the size of the magnet particles may be within a range in which the effects of the present embodiment can be effectively expressed, but the smaller the value, the higher the coercive force, so 0.1 to 10 ⁇ m is preferable. More preferably, it is in the range of 0.5 to 10 ⁇ m, more preferably 1 to 5 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the magnet particles is 0.1 ⁇ m or more, storage in a slurry state and separation from a solvent can be performed relatively easily and handling is easy, and the risk of dust explosion and the like is reduced.
  • the magnet particles having the magnet part even when molded at a high density, the binding between the magnet particles can be suppressed, and the net magnet particles are not reduced at a high density.
  • the magnet molded object excellent in the magnet characteristic (especially residual magnetic flux density).
  • the coated magnet particles having the magnet particles (core part) are used to form the magnet particles at a high density.
  • the binding between the magnet particles (core portion) can be suppressed, and a magnet molded body having high density and excellent magnet characteristics (particularly coercive force) can be obtained.
  • the average particle diameter of the magnet particles can be subjected to particle size analysis (measurement) by SEM (scanning electron microscope) observation, TEM (transmission electron microscope) observation, or the like.
  • the magnet particles or their cross-sections may contain irregularly shaped particles (powder) having different aspect ratios (aspect ratios) instead of spherical or circular shapes (cross-sectional shapes). Therefore, the average particle diameter mentioned above is the absolute maximum length of the cut surface shape of each magnet particle in the observation image (several to several tens of fields) because the shape of the magnet particle (or its cross-sectional shape) is not uniform. It shall be expressed as an average value.
  • the absolute maximum length means the maximum length among the distances between any two points on the outline of the magnet particle (or its cross-sectional shape). In addition, it can obtain
  • the coated magnet particle of the present embodiment has a film of an oxidized layer having a thickness of 1 to 20 nm on the surface of the magnet particle (see FIGS. 3 and 4).
  • the oxide layer preferably has a single layer structure, but may have a layer structure of two or more layers. Two or more layers can be formed by CVD, PVD, passivation treatment, or the like. If the oxide layer is extremely thick, the volume ratio of the net magnet (core part of the coated magnet particle) is reduced. Therefore, it is preferable that the oxide layer is as thin as possible. It becomes easy to bind each other.
  • the film thickness (thickness) of the oxide layer needs to be in the range of 1 to 20 nm, preferably 1 to 15 nm, and more preferably 3 to 15 nm.
  • a magnet alloy component constituting the magnet particle preferably an oxide of an RMX-based alloy (RMX compound), for example, a rare earth Oxides (such as samarium oxide), transition metal oxides (such as iron oxide), non-metal oxides (such as nitrogen oxide), and the like include, but are not limited to, nonmagnetic and antiferromagnetic oxides. It is not a thing.
  • the oxide layer can be formed by oxidizing the magnet particles (surface).
  • oxidizing the magnet particles surface
  • there is no particular limitation such as PVD, CVD, plating method, passivation treatment, sol-gel method, and the like.
  • an oxide film (oxide layer) having an appropriate thickness (1 to 20 nm) can be formed on the surface of the magnet particles.
  • the method (1) is excellent in terms of production efficiency because an oxide layer (organic layer) can be formed during the step of finely pulverizing the raw material coarse particles of the magnet particles (drying step).
  • the amount of water in the solvent is not particularly limited as long as an oxide layer (oxide film) having a desired thickness can be formed, but is preferably 0.01 to 3.0% by volume, more preferably 0. The range is from 0.01 to 1.0% by volume. If the water content in the solvent is 0.01% by volume or more, preferably 0.1% by volume or more, it is preferable in terms of uniformly oxidizing the entire particle surface, and if it is 3.0% by volume or less, rapid oxidation reaction or It is preferable at the point which suppresses an excessive oxidation reaction.
  • the oxygen concentration in the inert gas atmosphere at the time of drying is not particularly limited as long as an oxide layer (oxide film) having a desired thickness can be formed, but is preferably 0.005 to 2% by volume, more preferably 0.05. It is in the range of ⁇ 1.0% by volume. If the oxygen concentration in the inert gas atmosphere is 0.005% by volume or more, it is preferable in terms of uniform oxidation of the entire particle surface, and if it is 2% by volume or less, preferably 1.0% by volume or less, a rapid oxidation reaction And is preferable in terms of suppressing excessive oxidation reaction.
  • the magnet particles are heat-treated (oxidation treatment) in an oxygen-containing inert gas atmosphere gas to form an oxide layer (oxide film) on the surface of the magnet particles to an appropriate thickness (1 to 20 nm).
  • the method for growing the oxide layer is not particularly limited to heat treatment.
  • the oxygen concentration in the inert gas atmosphere is not particularly limited as long as an oxide layer (oxide film) having a desired thickness can be formed, but is preferably 0.005 to 2.0% by volume.
  • the range is preferably 0.05 to 1.0% by volume. If the oxygen concentration in the inert gas atmosphere is 0.005% by volume or more, it is preferable in terms of uniformly oxidizing the entire particle surface, and if it is 2.0% by volume or less, rapid oxidation reaction and excessive oxidation reaction are suppressed. This is preferable.
  • the heat treatment temperature is not particularly limited as long as an oxide layer (oxide film) having a desired thickness can be formed, but is preferably in the range of 80 to 450 ° C., more preferably 80 to 200 ° C.
  • the heat treatment temperature is 80 ° C. or higher, the oxidation reaction proceeds, so that it is preferable in terms of time reduction, and if it is 450 ° C. or lower, it is preferable in that deterioration of the magnet is suppressed.
  • the heat treatment time is not particularly limited as long as an oxide layer (oxide film) having a desired thickness can be formed, but it is preferably in the range of 3 to 100 minutes, more preferably 5 to 30 minutes. If the heat treatment time is 3 minutes or more, it is preferable in that the oxide film grows as a whole, and if it is 100 minutes or less, it is preferable in that excessive deterioration of the magnet performance can be suppressed.
  • the coated magnetic particles of the present embodiment have an organic layer film with a thickness of 1 to 100 nm outside the oxide layer (see FIGS. 3 and 4).
  • the organic layer preferably has a single layer structure, but may have a layer structure of two or more layers. Two or more layers can be formed by stacking organic films having different compositions or by stacking organic films (thin films) having the same composition.
  • the organic layer formed on the outermost surface of the magnet particle protects the oxide layer on the inner side of the organic layer by the lubricating effect during the molding process of the bonded magnet molded body, and at the same time forms the carbide particles and the residual organic layer. It is thought that the effect which suppresses the binding between is expressed.
  • the thickness (thickness) of the organic layer needs to be in the range of 1 to 100 nm, preferably It is in the range of 1 to 50 nm, more preferably 1 to 20 nm.
  • the organic material constituting the organic layer is not particularly limited as long as the above-described effects can be effectively exhibited when the film thickness is set.
  • caproic acid carbon number 6
  • methyl caproate, ethyl caproate, butyl caproate, enanthic acid (heptylic acid) carbon number 7
  • methyl enanthate ethyl enanthate
  • butyl enanthate Octanoic acid (caprylic acid) (carbon number 8)
  • ethyl octanoate methyl octoate, butyl octoate
  • pelargonic acid carbon number 9
  • capric acid carbon number 10
  • methyl caprate ethyl caprate, butyl caprate
  • lauric acid (12 carbon atoms)
  • fatty acid esters having 6 to 24 carbon atoms such as methyl, ethyl stearate, butyl stearate, methyl ar
  • carbon number of methyl caprate, ethyl caprate, butyl caprate, methyl laurate, ethyl laurate, butyl laurate, methyl myristate, ethyl myristate, butyl myristate, etc. 6 to 16 fatty acid esters are preferred.
  • lauric acid esters such as methyl laurate, ethyl laurate, and butyl laurate are preferable, and methyl laurate is particularly preferable.
  • the size (average particle diameter) of the coated magnetic particles may be within a range in which the effects of the present embodiment can be effectively expressed, but the smaller the coercive force is, the more preferable is 0.1 to 10 ⁇ m. . More preferably, it is in the range of 0.5 to 10 ⁇ m, more preferably 1 to 5 ⁇ m. If the average particle diameter of the coated magnet particle is 0.1 ⁇ m or more, it is not easily affected by static electricity and the like, and it can be easily handled for aggregation and adhesion.
  • the magnet particles (core part) can be prevented from binding to each other, and the magnet molded body has a high density and excellent magnet properties (residual magnetic flux density and coercive force). It can be.
  • the coated magnet particles can be used to form magnet particles (core Part) can be suppressed, and a magnet molded body having high density and excellent magnet characteristics (residual magnetic flux density and coercive force) can be obtained.
  • the shape of the coated magnetic particles may be any shape.
  • the rare earth magnet phase of the coated magnet particle has a crystal structure (single crystal structure), and can be formed into a predetermined crystal shape by crystal growth.
  • Metal bonded magnet molded body (second embodiment) 2nd Embodiment of this invention is a metal bond magnet molded object characterized by being shape
  • the metal-bonded magnet molded body of the present embodiment is not particularly limited as long as the coated magnetic particles of the first embodiment are molded (solidified) with an appropriate metal binder (metal bond). Therefore, in this embodiment, it is preferable not to include an organic substance, in particular, an organic polymer binder (resin binder). With such a configuration, there is an advantage that not only a magnet molded body with a high volume ratio of the core portion (magnet particles) of the coated magnet particles and a strong magnetic force can be obtained, but also the use temperature can be increased.
  • the binder of the organic substance (organic polymer) occupies a large proportion of about 30% in the bonded magnet molded body, it does not function as a magnet, so that the magnetic properties of the magnet molded body deteriorate.
  • a metal bond magnet molded body can be obtained by (solidification) molding without including an organic substance (organic polymer) binder, it is possible to prevent deterioration of magnetic properties due to the organic substance (organic polymer) binder.
  • the magnet molding which can be used also in a higher temperature environment can be obtained by not using the binder of an organic substance (organic polymer) with a low melting
  • the present embodiment includes a case where a binder of an organic substance (organic polymer) is contained in a trace amount so as not to deteriorate the magnetic characteristics.
  • the molding method is mold molding.
  • a magnet molded body having a high volume ratio of the core portion (magnet particles) of the coated magnet particles and a strong magnetic force can be obtained.
  • the molding is not particularly limited. For example, warm or cold compaction molding using a molding die, and these moldings may be performed in a magnetic field, or preformed in advance using a molding die in a magnetic field. Examples of the method include performing the warm or cold compaction using the same as it is. Details of these molding methods (specific molding conditions and the like) will be described in the method for manufacturing a magnet molded body according to the fourth embodiment.
  • the magnet molded body of the present embodiment preferably has a relative density of 50% or more. This is because, when the relative density is 50% or more, the magnet molded body has a sufficient bending strength for use in electromagnetic devices such as in-vehicle motors or in-vehicle sensors, actuators, and voltage converters.
  • the relative density is affected by the composition of the magnet molded body and the manufacturing stage, particularly the pressure during pressure (consolidation) molding.
  • the relative density of the magnet molded body is more preferably 80% or more, and further preferably 85% or more.
  • the upper limit of the relative density is not particularly limited, but it is preferable that the oxide layer and the organic layer have about 4%, preferably 96% or less.
  • 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 boundary layer of the magnet particles (between magnet particles) inside the molded body is either an intermittent oxide, carbide, organic substance, or void having a thickness of 1 to 20 nm, or a combination thereof.
  • a composite is preferred. With such a configuration, it is possible to maintain a high coercive force possessed by a magnet particle (core part) having a small particle diameter by interposing a non-magnetic substance in the gap between the magnet particles (core part). That is, the magnet molded body of this embodiment is manufactured by (solidifying) molding of coated magnetic particles. At the time of such molding (further, during subsequent heat treatment), it is heated and pressed at 600 ° C.
  • oxide layer and the organic layer of the coated magnet particle is carbonized to form carbides and voids, and further to form a composite (oxynitride, etc.). These oxides, carbides, composites and residual Organic substances and voids are crushed to form a boundary layer that is thinned to about 1 to 20 nm.
  • the term “intermittent” does not mean that there is a boundary layer continuously formed of oxide on the entire surface of the magnet particle (core part), but like a patch (patchwork), This is because the oxide portion, the carbide portion, the organic portion, and the void portion are intermittently present (mixed) to form a boundary layer.
  • the boundary layer may not be provided on the entire surface of the magnet particle (core part).
  • a metal binder extends in the gap between the magnet particles (core part), and the surface of the magnet particle (core part) A part of it may be occupied by a metal binder.
  • a very small part of the surface of the magnet particle may have a part where the magnet particles (core part) are in contact with each other.
  • the component analysis of the boundary layer can also be calculated from elemental analysis using XPS and EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy), WDS (wavelength dispersive X-ray analyzer), AES (Auger analysis), GDS, and the like.
  • the film thickness of the boundary layer can be calculated from SEM observation and TEM observation (can be calculated in the same manner as the average particle diameter of the particles).
  • the magnet molded body of the present embodiment is a mixture of coated magnet particles whose core part is SmFeN-based magnet particles and Zn particles blended as a metal binder, solidified by molding (consolidation molding), and further heat-treated. It is preferable to be manufactured.
  • an SmFeN-based high-density consolidated body (magnet molded body) can be manufactured by mixing zinc particles with coated magnetic particles and performing mold molding. By heat-treating this SmFeN-based high-density compact (magnet compact), the metal binder zinc reacts with the magnet particles SmFeN to produce a high coercive SmFeN magnet compact (zinc-added Sm-Fe-N magnet).
  • the mixed state of Zn reduces the densified region due to the reaction product of Zn and Fe during the heat treatment, and prevents it from remaining, so that zinc diffusion through the boundary layer of magnet particles (between magnet particles) can be prevented. It becomes easy and the coercive force is improved because zinc can diffuse so as to surround the SmFeN magnet particles.
  • the magnet molded body of the present embodiment more preferably has the following configuration. That is, in the magnet compact (heat-treated product), the thickness of the densified region formed by the reaction product of Zn and Fe generated around the Zn binder is preferably 5 ⁇ m or less, more preferably 1 ⁇ m or less. . This is because heat treatment reduces the densified region due to the reaction product of Zn and Fe, and does not leave it, facilitating the diffusion of zinc through the boundary layer of magnet particles (between magnet particles). Can diffuse so as to surround the SmFeN-based magnet particles, so that the coercive force is improved. As a result, a SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force can be provided.
  • the thickness of the densified region was measured in the same manner as the absolute maximum length of the average particle diameter of the above-mentioned particles by specifying the densified region (Zn reaction phase) by SEM observation (see FIG. 13).
  • the length of the densified region (Zn reaction phase) can be the thickness of the densified region.
  • the average particle diameter of (original Zn region + Zn reaction phase) is obtained, and (average Zn region + Zn reaction phase average thickness).
  • ⁇ (Average thickness of the original Zn region) the thickness of the densified region (Zn reaction phase).
  • the average thickness is defined as the average value of the maximum length and the shortest length of (original Zn region + Zn reaction phase (thickness)) or (original Zn region (thickness)). did. Also in this case, the thickness of the densified region is represented by an average value of the absolute maximum length of the cut surface shape of each densified region in the observation image (several to several tens of fields of view).
  • the magnet molded body of the present embodiment more preferably has the following configuration. That is, in the magnet molded body (heat treated product), the amount of Zn particles added is preferably 1 to 15% by mass, and preferably 3 to 10% by mass. If the amount of Zn particles added is 1% by mass or more, a sufficient amount of zinc for zinc to diffuse so as to surround the SmFeN-based magnet particles can be secured, the coercive force is improved, and the SmFeN-based material has a high coercive force. It is excellent at the point which can provide the metal bond magnet molded object of this.
  • the addition amount of Zn particles is 20% by mass or less, the residual magnetic flux density Br due to the addition of a large amount of zinc does not decrease, and the diffusion of zinc is facilitated through the boundary layer between the magnet particles.
  • a zinc amount sufficient to diffuse so as to surround the SmFeN-based magnet particles can be provided. Thereby, a coercive force can be improved and the SmFeN-type metal bond magnet molded object with a high coercive force can be provided.
  • the magnet molded body of the present embodiment more preferably has the following configuration. That is, in the case of the magnet molded body (heat treated product), the relative density of the magnet molded body is preferably 80% or more. If the relative density is within the above range, an SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force and a high density can be provided, which is excellent.
  • the magnet molded body of the present embodiment is preferably formed by (solidifying) the above-mentioned coated magnetic particles of the first embodiment with an appropriate metal binder (metal bond).
  • metal binder metal bond
  • Coated Magnet Particles With respect to the coated magnet particles used in the magnet molded body of the present embodiment, the coated magnet particles of the first embodiment described above are used and described in the first embodiment described above. Street.
  • the blended amount of the above-mentioned coated magnet particles is preferably 70% by mass or more, more preferably 80 to 99.9% by mass, and still more preferably 85 to 99% by mass with respect to the total mass of the magnet compact. Particularly preferably, it is in the range of 90 to 97% by mass. If the amount of the coated magnet particle is 70% by mass or more, even if it is molded at a high density, the binding between the magnet particles (core part) can be suppressed, and the magnetic properties of the magnet compact may be impaired. There is no.
  • the blended amount of the coated magnet particles is 85% by mass or more, particularly 90% by mass or more, it is particularly excellent in that the coercive force can be improved and a SmFeN-based metal bond magnet molded body having high coercive force can be obtained.
  • the upper limit of the blending amount of the coated magnetic particles is not particularly limited, and may be 100% by mass. If the blending amount of the coated magnetic particles is 99.9% by mass or less, a certain amount of the metal binder can be blended, so that an excellent effect as a metal binder can be exhibited.
  • the amount of the coated magnetic particles is 99% by mass or less, particularly 97% by mass or less, the coercive force is improved, and a SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force can be obtained. .
  • the magnet molded body of the present embodiment is preferably formed (solidified) with a metal binder (metal bond). That is, the metal binder is an optional component (see Example 3).
  • a metal binder By using a metal binder, the formability is improved by bonding of the metal binder components during warm or cold compaction. Therefore, the magnet molded body of this embodiment using a metal binder (metal bond) is excellent in mechanical strength. Furthermore, since a metal binder can relieve internal stress generated during molding, a magnet molded body with few defects can be obtained. Furthermore, by using metal particles as a binder material during warm or cold compaction, a magnet compact that can be used even in a high temperature environment can be obtained.
  • the magnet particles and the metal particles (binder material) may be mixed by a mixer or the like until they are uniform and compacted.
  • a metal binder should just use a considerably small amount compared with the organic substance (organic polymer) binder in the existing bond magnet, it does not have a possibility of affecting a magnetic characteristic and bringing about the fall.
  • the blending amount of the metal binder is preferably 30% by mass, more preferably 0.1 to 20% by mass, still more preferably 1 to 15% by mass, and particularly preferably 3 to 10% by mass with respect to the total mass of the magnet compact. Range. If the blending amount of the metal binder is 30% by mass or less, there is no possibility of impairing the magnetic properties of the magnet molded body. Furthermore, when the blending amount of the metal binder is 15% by mass or less, particularly 10% by mass or less, the coercive force is improved, and an SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force can be obtained. Moreover, since a metal binder is an arbitrary component, the minimum of a compounding quantity is not restrict
  • the amount of the metal binder is 0.1% by mass or more, the effect as the metal binder is sufficiently exhibited. If the blending amount of the metal binder is 1% by mass or more, particularly 3% by mass or more, it is excellent in that the coercive force can be improved and a SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force can be obtained.
  • the average particle size of the metal particles to be blended at the time of production as 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, it is in the range of 0.1 to 7 ⁇ m. If the average particle diameter of the metal particles as the binder material is 0.01 to 10 ⁇ m, a desired magnet molded body having excellent magnet characteristics (coercive force, residual magnetic flux density, adhesion) can be obtained.
  • the size of the metal particles specified here (average The particle diameter is at the manufacturing stage (particularly before solidification molding).
  • the average particle diameter of the metal particles can be measured by a laser diffraction method, as an index D 50.
  • the shape of the metal particles to be blended at the time of production as the metal binder may be any shape as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • 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.
  • nonmagnetic metal particles having an elastoplastic ratio of energy accompanying plastic deformation of 50% or less (hereinafter also abbreviated as nonmagnetic metal particles having an elastoplastic ratio of 50% or less) Is preferred.
  • nonmagnetic metal particles having an elastoplastic ratio of 50% or less relieve stress in the magnet molded body and effectively function as a metal binder. If the metal binder is too soft, the adhesion strength becomes 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 associated with 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 Ee / Ep ⁇ 100 (%).
  • the elasto-plastic ratio a numerical value when the press-fit depth was evaluated at 50 to 100 nm was used.
  • the Zn particles used in the examples have an elastoplastic ratio of 50% or less.
  • the metal binder is preferably a non-magnetic metal element (easily deformed with an elastic-plastic ratio of 50% or less), and specifically, a metal element other than Ni, Co, and Fe.
  • a metal element other than Ni, Co, and Fe In particular, if it can be obtained as a metal powder, it can be used as a metal particle which is a binder material used for a metal binder.
  • the metal binder specifically, at least one soft metal or alloy of Zn, Cu, Sn, Bi, In, Ga, and Al is preferably used. Of these, Zn is particularly preferable. However, the present embodiment is not limited to these.
  • At least one kind of soft metal particle or alloy particle of Zn, Cu, Sn, Bi, In, Ga, and Al is preferably used as the metal particle as the binder material.
  • Zn particles are particularly preferable. This is because it is difficult to produce an Sm—Fe—N-based metal bond magnet compact. In particular, it is difficult to produce a Sm—Fe—N-based metal bonded magnet molded body having a high coercive force, but by adding compaction by adding Zn particles to the above-mentioned coated magnet particles, a high-density Sm—Fe—N-based compact is obtained. This is because a magnet molded body can be produced.
  • the Zn binder and SmFeN (magnet particles) in the magnet compact react to produce a Sm—Fe—N-based metal bond magnet compact with high coercive force. Because it can.
  • the molding conditions and heat treatment conditions will be described in the fourth embodiment.
  • the third embodiment of the present invention is a method for producing the coated magnet particle (first embodiment).
  • the method for producing coated magnet particles according to the present embodiment comprises forming an oxide layer coating having a film thickness of 1 to 20 nm on the surface of the magnet particles and preparing the magnet particles on the outside of the oxide layer while preparing the magnet particles by fine pulverization. An organic layer film having a thickness of 1 to 100 nm is formed. In this way, coated magnet particles that are products (or raw materials) are obtained.
  • a method for producing a coated magnet particle of a suitable Sm—Fe—N magnet particle (core part) will be described by way of example.
  • magnet particles with a film of another alloy composition (core part) can be similarly implemented by appropriately replacing rare earth elements, transition metal elements, and nonmetallic elements.
  • the target raw material alloy can also be produced by an induction gas atmosphere, a high-frequency furnace, an arc melting furnace, or a liquid superquenching method.
  • the composition of the Sm—Fe raw material alloy is preferably such that Sm is in the range of 20-30 mass% and Fe is in the range of 80-70 mass%. If Sm in the Sm—Fe raw material alloy is 20 mass% or more, the presence of the ⁇ -Fe phase in the alloy can be suppressed, which is excellent in that a high coercive force can be obtained. Moreover, if Sm is 30 mass% or less, it is excellent at the point from which a high residual magnetic flux density is obtained.
  • Alloys with the desired composition can also be produced by alloy production methods such as liquid ultra-quenching method and roll rotation method.
  • alloy production methods such as liquid ultra-quenching method and roll rotation method.
  • the cooling rate is high, the alloy becomes amorphous, and the residual magnetic flux density and coercive force may not increase as much as other methods.
  • post-treatment such as annealing (an effect is remarkable when annealing is performed at 800 ° C. to 1300 ° C.) is necessary.
  • the size of crystal grains after heat treatment can be identified.
  • crystal grains having a columnar structure having a width of about 50 ⁇ m to 5 mm are obtained.
  • the pulverization at this stage (S2) may be a method of preparing only coarse powder such as jaw crusher, stamp mill, brown mill, coffee mill, etc. in an inert gas atmosphere, or may be performed by a ball mill or a jet mill. It is possible depending on the situation.
  • the pulverization in this stage (S2) is for uniformly performing nitriding in the next stage (S3), and has sufficient reactivity in accordance with the conditions and does not progress oxidation remarkably. It is important to prepare the body.
  • the coarsely pulverized alloy may be coarsely pulverized to an average particle size of about 20 to 500 ⁇ m.
  • Nitriding stage (S3) As a method of nitriding the pulverized raw material mother alloy in the nitriding step (S3), a method of heat-treating the raw material alloy powder in ammonia decomposition gas or a mixed gas of nitrogen and hydrogen is effective. The amount of nitrogen contained in the alloy can be controlled by the heating temperature and processing time.
  • the mixing ratio of nitrogen, hydrogen, and ammonia gas can be changed in relation to the processing conditions, but the ammonia gas partial pressure is particularly effective from 0.02 to 0.75 atm, and the processing temperature ranges from 200 to 650 ° C. Is preferred. If it is 200 ° C. or higher, a sufficient nitrogen penetration rate into the alloy can be ensured, and if it is 650 ° C. or lower, high magnetic properties can be expressed without producing iron nitride. Are better. In addition, it is desirable to reduce the oxygen partial pressure and the dew point as much as possible. Even in the method of heat treatment in a mixed gas of nitrogen and hydrogen, the treatment temperature is preferably in the range of 200 to 650 ° C.
  • the mixed gas of nitrogen and hydrogen may have any mixing ratio, and an N 2 ⁇ 1 to 99 volume% H 2 mixed gas or the like can be used, but an N 2 ⁇ 20 to 90 volume% H 2 mixed gas can be used. preferable.
  • the average particle diameter of the magnet coarse powder obtained at this stage may be roughly pulverized to about 25 to 30 ⁇ m. In the case of a bead mill, for example, in the case of IPA in combination with a solvent in order to ensure fluidity, it can be said that the average particle diameter of the magnet coarse powder is suitably about 25 to 30 ⁇ m.
  • the steps (1) to (3) are arbitrary, and instead of the coarse SmFeN alloy powder (magnet coarse powder) having a low oxygen concentration obtained by the steps (1) to (3), A commercially available product may be used, or it may be prepared by other methods.
  • Sm—Fe—N-based magnet coarse powder which is a suitable magnet coarse powder, is produced by, for example, producing SmFe alloy powder from samarium oxide and iron powder by the reduction diffusion method, and then N 2 gas, NH 3 gas, N it can be used which was SmFeN by performing heat treatment of 600 ° C. or less in an atmosphere of mixed gas of 2 and H 2 gas.
  • Fine pulverization step (S4) Oxygen layer and organic layer formation step
  • fine pulverization step (S4) coarse SmFeN alloy powder having a low oxygen concentration obtained by the steps (1) to (3) above.
  • Magnetic Coarse Powder or commercially available product or magnet coarse powder obtained by other methods described above
  • pulverization processing fine pulverization process
  • inert gas atmosphere until a predetermined average particle diameter is obtained, dry. It should be noted that the same result can be obtained even when a low oxygen SmFeN alloy powder of about 20 ⁇ m obtained by the melt diffusion method is used.
  • this stage (S4) it is most effective to wet pulverize the magnet coarse powder to the desired size by ball mill or bead mill, but dry pulverization using a cutter mill, jet mill, etc. It is also possible to do. Dry pulverization is advantageous in that finely pulverized magnet particles are less likely to contain impurities.
  • the wet pulverization is preferable because the magnet particles can be finely pulverized to an average particle diameter of 2 ⁇ m or less, and the coercive force of the obtained magnet compact is increased. From the viewpoint of forming an oxide layer coating on the surface of the magnet particle and forming an organic layer on the outside of the oxide layer during the preparation of the magnet particles by fine pulverization, the wet pulverization is desirable.
  • the finely pulverized coated magnet particles (or magnet particles) may be classified with a mesh or the like.
  • the particle diameter of the classified coated magnetic particles (or magnet particles) is measured by a laser diffraction method, and further classification may be performed if necessary. With these, coated-coated magnet particles (or magnet particles) having a desired size (average particle diameter) can be obtained.
  • a method of forming an oxygen layer and an organic layer film while wet pulverizing including the subsequent steps
  • dry pulverization is performed to form magnet particles (core part), and thereafter, oxidation treatment is performed separately in an inert gas atmosphere having a desired oxygen concentration to obtain magnet particle surfaces.
  • An oxide layer may be formed on the inner side.
  • an organic layer may be formed outside the oxide layer using a solution containing an organic substance.
  • an oxide film having an appropriate film thickness (1 to 20 nm) is formed on the surface by controlling the amount of water in the solvent and the oxygen concentration in the atmosphere during drying (next stage).
  • SmFeN-based magnet particles in which (oxide layer) is formed can be obtained.
  • the amount of water in the solvent is preferably 0.01 to 3.0% by mass, more preferably 0.01 to 1.0% by mass, based on the total amount of the solvent.
  • the amount of water in the solvent used for the wet pulverization is 0.01% by mass or more, it is preferable in terms of uniformly oxidizing the entire particle surface, and the film thickness of the oxide layer formed on the magnet particle surface (inside) is 1 nm. It is excellent in that it is easy to control as described above. If the amount of water in the solvent used for wet pulverization is 3.0% by mass or less, it is preferable in terms of suppressing a rapid oxidation reaction and an excessive oxidation reaction, and an oxide layer formed on the surface (inside) of the magnet particles. It is excellent in that it is easy to limit the film thickness to 20 nm or less. Further, the oxygen concentration in the atmospheric gas at the time of (next stage) will be described in the next stage.
  • the solvent used for the wet pulverization is preferably an anhydrous organic solvent.
  • the water content in the (organic) solvent is preferably within the range specified above.
  • dehydrated alcohols (organic solvents) are preferred.
  • dehydrated alcohol (organic solvent) is preferred, but from the viewpoint of controlling the thickness of the oxide layer, the amount of water in the alcohol (organic solvent) is preferably within the range specified above. It can be said.
  • the solvent having a specific gravity remarkably different from the specific gravity of the magnet particles, the fluidity of the slurry is impaired by centrifugal force. Therefore, it is necessary to select a solvent having an appropriate specific gravity that can ensure fluidity.
  • the specific gravity of the solvent is preferably 0.05 to 1.5 times, more preferably 0.1 to 0.3 times the specific gravity of the magnet particles, for example, an alcohol having 1 to 10 carbon atoms (organic solvent). ) Can be suitably used.
  • the solvent that can be used in wet pulverization those satisfying the above requirements (conditions) are preferable, and alcohols having 1 to 6 carbon atoms (organic solvents) are more preferable.
  • alcohols such as methanol, ethanol, 2-propanol, isopropyl alcohol (IPA), 1-butanol, esters such as ethyl acetate, butyl acetate, propylene glycol monomethyl ether acetate, propylene glycol monoethyl ether acetate And ethers such as diethyl ether, propylene glycol monomethyl ether and ethylene glycol monoethyl ether, amides such as dimethylformamide and N-methylpyrrolidone, and ketones such as acetone, methyl ethyl ketone, acetylacetone and cyclohexanone.
  • organic solvents may be used alone or in combination of two or more.
  • the solvent is preferably an alcohol such as methanol, ethanol, 2-propanol, isopropyl alcohol, or 1-butanol, or a mixed solvent of alcohols and ethyl acetate.
  • an organic layer having a thickness of 1 to 100 nm is efficiently formed outside the oxide layer on the surface of the magnet particles when a lubricant is added to the solvent of the slurry. can do.
  • the addition amount of the lubricant needs to be increased as the particle size becomes smaller, depending on the target particle size of the magnet particles, but it is usually preferable to add 0.1 to 20% by mass. Is in the range of 1-10% by weight. If the addition amount of the lubricant is 0.1% by mass or more, it is easy to control the film thickness of the organic layer formed outside the oxide layer to 1 nm or more.
  • a lubricating action, an antioxidant action, and a binding suppressing effect between magnet particles (core parts) during solidification molding can be obtained.
  • the addition amount of the lubricant is 20% by mass or less, an excessive oxygen source can be suppressed, and it is easy to control the film thickness of the organic layer formed outside the oxide layer to 100 nm or less.
  • a lubricating action, an antioxidant action, and a binding suppressing effect between magnet particles (core parts) during solidification molding can be obtained.
  • examples include octanoic acid, ethyl octoate, methyl octoate, ethyl laurate, butyl laurate, methyl laurate and the like.
  • fatty acid esters can be used.
  • Use of these lubricants is preferable because a lubricating action, an antioxidant action, and a binding suppression effect between magnet particles (core parts) during solidification molding are obtained.
  • compounds specifically exemplified as organic substances constituting the organic layer of the first embodiment can be used.
  • an organic layer having a thickness of 1 to 100 nm is efficiently formed outside the oxide layer on the surface of the magnet particles when a lubricant is added to the solvent of the slurry. can do.
  • the content of the magnetic coarse powder in the slurry is usually preferably 20 to 60% by mass, more preferably 30 to 50% by mass from the viewpoint of ensuring the fluidity of the slurry while ensuring the addition amount of the grinding media. % Range. If the content of the magnet coarse powder is 20% by mass or more, there is an advantage that the input amount of the magnet powder can be increased. If the content of the magnet coarse powder is 60% by mass or less, it is excellent in that the addition amount of the grinding media is increased and the grinding speed is improved.
  • the organic layer is preferably formed in a mixed solution of fatty acid ester and alcohol.
  • the pulverization process (oxidation layer) is performed by utilizing a suitable fatty acid ester as a lubricant and a suitable alcohol as a solvent (organic solution) for slurrying the magnet particles.
  • the organic layer forming step can be carried out in the same step, and the number of steps can be saved. Further, by dehydrating the water in the solvent, the effect of suppressing oxidation during pulverization can be maintained extremely high, so that the oxide layer can be suppressed thinly.
  • the mixing ratio of the fatty acid ester and the alcohol the content of the fatty acid ester (lubricant) in the mixed solution is 0.1 to 10% by mass, which is excellent in that the above effect can be effectively exhibited.
  • Drying step (S5) In the drying step (S5), the organic solution on the surface of the coated magnet particles obtained by wet pulverization is washed away using IPA, hexane, and acetone, and replaced with a highly volatile one. It can be left in the box at room temperature and dried. At this time, it is desirable to suppress the dew point in the inert gas atmosphere to -10 ° C. or lower and the oxygen concentration to 0.001 to 1% by volume. This is because the amount of water in the solvent in the wet pulverization in the previous step (S4) and the oxygen concentration in the atmosphere during the drying in this step (S5) are controlled, so that the surface has an appropriate film thickness (1 to 20 nm).
  • the oxygen concentration in the inert atmosphere gas at the time of drying in this step (S5) is preferably 0.001 to 1% by volume, more preferably 0.005 to 0.02 with respect to the total amount of the atmosphere gas. It is in the range of volume%. If the oxygen concentration in the atmosphere gas at the time of drying is 0.001% by volume or more, the oxidation reaction can proceed while using a relatively inexpensive gas or apparatus, and the oxygen gas is formed on the surface of the magnet particles (inside). It is excellent in that it is easy to control the thickness of the oxide layer to be 1 nm or more.
  • the oxygen concentration in the atmospheric gas during drying is 1% by volume or less, the oxidation reaction can be promoted uniformly while suppressing the oxidation rate, and the thickness of the oxide layer formed on the surface (inside) of the magnet particles Is excellent in that it can be easily controlled to 20 nm or less.
  • drying may be performed while heating with a hot plate. However, if the temperature becomes too high, oxidation proceeds. It is desirable to keep it below °C.
  • the coated magnetic particles can be produced by the above steps (S1) to (S5).
  • the size (average particle size) of the prepared coated magnetic particles is the same as the size (average particle size) of the coated magnetic particles of the first embodiment.
  • the average particle diameter of the coated magnetic particles can be analyzed (measured) by particle size by, for example, SEM (scanning electron microscope) observation, TEM (transmission electron microscope) observation, and the like.
  • the coated magnetic particles or their cross-sections may contain non-spherical powders having different aspect ratios (aspect ratios) rather than spherical or circular shapes (cross-sectional shapes). Therefore, the average particle diameter mentioned above is the absolute maximum of the cut surface shape of each magnet particle in the observed image (several to several tens of fields) because the shape of the coated magnet particle (or its cross-sectional shape) is not uniform. It shall be expressed by the average value of the length.
  • the absolute maximum length means the maximum length among the distances between any two points on the contour line of the coated magnetic particle (or its cross-sectional shape).
  • the oxygen concentration of the coated magnetic particles can be measured using an oxygen-nitrogen analyzer using an infrared absorption method.
  • inspection can confirm the alloy composition of a magnet coarse powder by test
  • the surface state of the coated magnetic particles can be identified by cutting out a cross-section of the resin-embedded coated magnetic particles by the FIB method (focused ion beam processing method) and performing TEM observation. Thereby, the average particle diameter of the magnet particles (core part) of the coated magnetic particles, the thickness of the oxide layer, and the thickness of the organic layer can be obtained. It is also possible to specify the outermost surface of the coated magnet particle (the outermost surface of the organic layer even after embedding the resin) even after processing the sample by forming a vapor deposition film with Au or the like on the surface of the coated magnet particle in advance. It is.
  • the state of the coated magnet particle surface in the depth direction can be analyzed by XPS (X-ray photoelectron spectroscopy). From these, the average particle diameter of the magnet particles (core part) of the coated magnetic particles, the thickness of the oxide layer, and the thickness of the organic layer can be determined.
  • the average particle diameter of these core parts, the film thickness of the oxide layer, the film thickness of the organic layer, the average particle diameter of the (core part), the film thickness of the oxide layer, and the film thickness of the organic layer are also measured with a transmission electron microscope (TEM).
  • the coated magnetic particles of the first embodiment are solidified by molding using metal particles, preferably Zn particles, which are metal binder materials, without using an organic binder (resin binder). It is the manufacturing method of the metal bond magnet molded object to do.
  • metal particles preferably Zn particles, which are metal binder materials, without using an organic binder (resin binder).
  • Zn particles which are metal binder materials
  • organic binder resin binder
  • Zn which is a metal binder
  • Zn can be easily diffused through the boundary layer between the magnet particles, and Zn can be diffused so as to surround the magnet particles (particularly, SmFeN-based magnet particles), so that the coercive force is improved.
  • a metal bond magnet molded body having a high coercive force can be provided.
  • the manufacturing method of the bonded magnet molded body of the present embodiment will be described focusing on the case where Zn (particles) is used as the binder and SmFeN-based magnet particles are used as the magnet particles (core part).
  • the manufacturing method of the bonded magnet molded body of the present embodiment includes a preparation step (S11), a warm or cold compaction step (S12), and a heat treatment step (S13).
  • the preparation step (S11) is a step of preparing a mixture of the above-described coated magnet particles according to the first embodiment and metal particles that are optional metal binders.
  • a mixture of the coated magnet particles and the metal particles at an appropriate temperature preferably a temperature of 600 ° C. or less
  • an appropriate pressure preferably Pressing (consolidating) is performed at a molding surface pressure of 1 to 5 GPa
  • the heat processing process (S13) may obtain the metal bond magnet molding of 2nd Embodiment.
  • the magnet molded body obtained in the warm or cold compacting step (S12) is heated at a temperature of 350 to 600 ° C. for 1 to 120 minutes to obtain the magnet molded body of the second embodiment. obtain.
  • the heat treatment step (S13) is an optional step. In this way, a product, metal bonded magnet molded body, is obtained.
  • Preparation step (S11) In the preparation step (S11), a mixture is prepared by blending the coated magnetic particles of the first embodiment as a raw material and the metal particles as the metal binder without using the organic binder (resin binder), and the next step. It is preferable to use for (S12).
  • the coated coated magnetic particles of the first embodiment as a raw material can be prepared (prepared) by the manufacturing method of the third embodiment.
  • the metal particle which is a metal binder is an arbitrary component, and a commercial item (including a custom-made item) may be used or prepared.
  • the metal binder similar to the metal binder described in the second embodiment can be used.
  • this step it is preferable to prepare a mixture obtained by blending the coated magnetic particles prepared by the manufacturing method of the third embodiment with metal particles that are optional metal binder materials.
  • metal particles that are optional metal binder materials.
  • metal particles By blending metal particles with the coated magnet particles, it is possible to suppress the binding between the magnet particles even when molded at a high density during the warm or cold compaction molding in the next step. . Therefore, it is possible to increase the density, to improve the residual magnetic flux density (Br), and to obtain a magnet molded body having a high coercive force.
  • metal particles metal binder
  • formability is improved by bonding metal binder components when forming high surface pressure in the next step. Therefore, the obtained magnet molding is excellent in mechanical strength.
  • a magnet molded object with few defects can be obtained. Furthermore, by using a metal (particle) binder, a magnet molded body that can be used even in a high-temperature environment can be obtained.
  • a metal (particle) binder When preparing (preparing) a mixture by blending metal particles, which are metal binder materials, with the coated magnet particles, the coated magnet particles and the metal particles can be mixed with a mixer or the like until they are uniform. Good.
  • the metal particles (metal binder material) only need to be used in a relatively small amount as compared with the organic binder (resin binder) in the resin bond magnet. Also excellent in terms.
  • coated magnetic particles are the same as those described in the coated magnetic particles of the first embodiment.
  • the metal particles are the same as described in the metal binder (metal particles) of the second embodiment.
  • 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 oxides from increasing and magnetic properties from deteriorating.
  • the finely pulverized coated magnet particles are heated in the molding process or the heat treatment process, it is possible to prevent the magnetic properties from being severely deteriorated due to oxidation and burning the particles.
  • 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.
  • step (S12) a mixture of coated magnet particles having an appropriate temperature (preferably a temperature of 600 ° C. or less) and metal particles of an optional component is formed in an appropriate pressure (preferably 1 to 5 GPa).
  • This is a step of obtaining a bonded magnet molded body according to the second embodiment by molding with pressure (consolidation).
  • the thermal decomposition of the magnet particle can be suppressed by molding at a temperature of 600 ° C. or less.
  • magnet powder can be obtained by pressurizing (consolidating) the coated magnet particles at a temperature of 600 ° C.
  • the above-mentioned mixture of magnet particles and the like includes a form that does not contain any optional metal particles (a form composed of coated magnet particles).
  • the mixture of magnet particles and the like is preferably pressed (consolidated) while being heated to a temperature at which the magnetic properties of 600 ° C. or lower do not change significantly or without heating.
  • the molding method is preferably mold molding. Specifically, it can be sufficiently molded by cold compaction molding that pressurizes (consolidates) at room temperature (without heating), but warm compaction molding that performs pressurization (consolidation) molding in a heated state. Is superior in that a magnet molded body can be obtained with a reduced molding surface pressure.
  • the use of the above-mentioned warm compaction method can greatly extend the life of the mold (mold) and is superior in that it is more productive and suitable for industrial production. ing. Further, in this molding process, the density of the magnet compact obtained is higher when the above-mentioned warm compaction method is used than when the compact compaction method (at room temperature) is compacted with the same molding surface pressure. Can be improved.
  • the temperature of the mixture such as magnet particles at the time of pressurization (consolidation) is more preferably 50 to 500 ° C., further preferably 100 to 450 ° C. It is a range. The range of 100 to 250 ° C. is particularly preferable.
  • a magnet compact having a high density preferably a relative density of 50% or more, more preferably 80% or more.
  • the relative density of the magnet compact obtained in the main molding step is the same as the matter (contents) related to the relative density of the magnet compact described in the second embodiment.
  • a molding die suitable for the application can be selected. Therefore, if a mold having the shape of a desired magnet molded body is used, it can be used almost as it is for a product or the next process, 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, what is obtained in the present embodiment is a magnet molded body produced only by pressure (consolidation) molding, with less variation in magnetic properties than the conventional manufacturing method, and thus excellent quality stability.
  • the warm compaction method when the warm compaction method is used, there is no particular limitation on heating the mixture such as magnet particles to 600 ° C. or lower.
  • the mixture such as magnet particles may be heated before being put into the mold, or may be heated together with the mold after the mixture such as magnet particles is put into the mold.
  • pressurization may be performed in a state where the mixture of magnet particles or the like is heated to 600 ° C. or less.
  • a cartridge heater is inserted and installed in the mold, so that the mixture of magnet particles and the like can be heated together with the mold after the mixture of magnet particles and the like is charged into the mold.
  • a temperature sensor is installed in the mold and the following method can be carried out. That is, after the mold reaches a predetermined temperature, the mold temperature is maintained for about 10 minutes until the entire mixture of magnet particles reaches the same temperature, and the temperature of the mold is regarded as the temperature of the mixture of magnet particles. . In addition, heating by high frequency or the like is also possible. When the mixture such as magnet particles is heated together with the mold, there is no fear that the mixture such as magnet particles is cooled and the manufacturing process is simplified, which is preferable. When only the mixture of magnet particles and the like is heated in advance, the mixture of magnet particles and the like 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 sufficient that the mixture of magnet particles and the like is heated to a temperature of 600 ° C. or less while being put in the mold.
  • the mixture of magnet particles and the like is put into a mold without heating the mixture of magnet particles and the following pressure (consolidation) molding is performed. Just do it.
  • the pressure (consolidation) molding is preferably performed (solidified molding) with a mixture of magnet particles and the like at a pressure (molding surface pressure) of 1 to 5 GPa. If the pressure (molding surface pressure) at the time of pressurization (consolidation) is 1 GPa or more, the magnet compact can be sufficiently formed. When the pressure (molding surface pressure) at the time of pressurization (consolidation) is 5 GPa or less, it is excellent in that the life of the mold can be extended (long life can be achieved).
  • the pressure during molding (consolidation) is such that the mold life is obtained while obtaining a magnet molded body having desired magnetic characteristics (higher density, for example, relative density of 50% or more, preferably 80% or more). From the viewpoint of further extending, it is more preferably in the range of 1.5 to 3.5 GPa.
  • desired magnetic characteristics for example, relative density of 50% or more, preferably 80% or more.
  • it is more preferably in the range of 1.5 to 3.5 GPa.
  • a high-output press machine used for forging can be used, and a hydraulic press machine, an electric press machine, an impact press machine, or the like can be used.
  • the relative density of the magnet compact obtained in this molding process is preferably 50% or more. This is because, when the relative density is 50% or more, the magnet molded body has a sufficient bending strength for use in electromagnetic devices such as in-vehicle motors or in-vehicle sensors, actuators, and voltage converters.
  • the boundary layer of magnet particles (between magnet particles) inside the molded body is either an intermittent oxide, carbide, organic substance, or void having a thickness of 1 to 20 nm, or These composites are preferred. With such a configuration, it is possible to maintain a high coercive force possessed by a magnet particle (core part) having a small particle diameter by interposing a non-magnetic substance in the gap between the magnet particles (core part).
  • FIG. 1A is a top view schematically showing an example of a preferable mold
  • FIG. 1B is a cross-sectional view in the AA direction of FIG. 1A.
  • a 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.
  • FIG. 1 (a) a 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.
  • a mixture 14 such as magnet particles is put on a square columnar lower mold 15 in the central space of the inner mold 11, and a rectangular column shape is formed on the upper part thereof.
  • the upper 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 molded body can be formed by pressurizing (consolidating) the mixture of the lower magnet particles and the like. 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 (solidified molding).
  • the mold is provided with through holes 13a and 13b through which the cartridge heater is passed.
  • the entire mold is heated (or not heated) by a cartridge heater (not shown) in the through holes 13a and 13b, and the mixture 14 such as the magnet particles in the molding space is maintained at 600 ° C. or lower. Press with a hydraulic press.
  • the outer mold 12 is provided with a temperature sensor hole 17 so that the heating temperature can be monitored when the warm compaction method is used.
  • a temperature sensor (not shown) in 17 measures the temperature of the outer mold 12.
  • the temperature sensor hole 17 is provided at a height close to the upper surface of the mixture 14 such as magnet particles.
  • the lower mold 15, the upper mold 16, and the mixture 14 such as magnet particles in a thermal equilibrium state after standing for a predetermined time.
  • the temperature indicated by the temperature sensor in the temperature sensor hole 17 can be regarded as the temperature of the mixture 14 such as magnet particles.
  • Heat treatment step (S13) In the heat treatment step (S13), it is preferable to heat-treat the formed (solidified) magnet molded body after the warm or cold compaction step (S12).
  • the heat treatment is particularly effective when heat treating the zinc-added Sm—Fe—N magnet molded body described in the second embodiment. This can produce an SmFeN-based high-density consolidated body (magnet molded body) by mixing zinc particles with coated magnetic particles and molding them.
  • the metal binder zinc reacts with the magnet particles SmFeN to produce a high coercive SmFeN magnet compact (zinc-added Sm-Fe-N magnet).
  • the heat treatment reduces the densified region due to the reaction product of Zn and Fe so that it does not remain, which facilitates the diffusion of zinc through the boundary layer of magnet particles (between magnet particles). Since it can diffuse so as to surround the SmFeN magnet particles, the coercive force is improved.
  • the magnet molded body formed (solidified) after the above-described warm or cold compaction step (S12) is heated to a melting point (417 ° C.) or higher of magnet particles (core portion).
  • a melting point (417 ° C.) or higher of magnet particles (core portion).
  • 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.
  • the densified region due to the reaction product of Zn and Fe is reduced by heat treatment so that it does not remain. This facilitates the diffusion of zinc through the boundary layer of the magnet particles (between magnet particles). Thereby, since zinc can be diffused so as to surround the SmFeN-based magnet particles, the coercive force is improved. As a result, a SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force can be provided.
  • the thickness of the region is preferably 5 ⁇ m or less. More preferably, it is 1 ⁇ m or less.
  • the magnet compact can be heated by the same method as the warm compacting method in the warm or cold compacting step (S12).
  • the warm compaction method of the molding step (S12) when the mold and the mixture of magnet particles are heated together with a heater installed in the mold, the same heater is used after pressurization (consolidation) molding. Can be heated.
  • the magnet molded body obtained in the molding step (S12) can be taken out from the molding die and separately put in an oven to perform the heat treatment in this step (S13).
  • the magnet molded body is more preferably heated at 380 to 480 ° C. for 10 to 60 minutes.
  • the heat treatment temperature in this step is higher than the (heating) temperature at the time of pressure (consolidation) molding.
  • the magnet compact obtained by heat treating the zinc-added Sm—Fe—N magnet compact described in the second embodiment preferably has a relative density of 80% or more.
  • the residual magnetization (Br) is excellent, and zinc diffusion through the boundary layer of magnet particles (between magnet particles) is facilitated, and the zinc surrounds the SmFeN-based magnet particles.
  • the coercive force is improved.
  • a high-performance SmFeN-based metal bond magnet molded body having a high coercive force and a high residual magnetic flux density can be provided.
  • the relative density is 80% or more, the magnet molded body has sufficient bending strength for use in electromagnetic devices such as in-vehicle motors or in-vehicle sensors, actuators, and voltage converters.
  • the magnet molded body that satisfies the requirements of the first embodiment obtained by the above-described manufacturing method (implementation of each process) has a residual magnetic flux density Br of 0.9 T or more and a coercive force Hc.
  • a product having a maximum energy product (BH) max of 171 kJ / m 3 can be obtained at 550 kA / m or more. More preferably, the residual magnetic flux density is 0.80 T or more, the coercive force is 1100 kA / m or more, and the maximum energy product is 173 kJ / m 3 or more.
  • the residual magnetic flux density, coercive force, and maximum energy product are measured according to the methods described in the examples.
  • the core part (particularly, Sm—Fe—N-based magnet particle) of the coated magnet particle used in the mixture such as magnet particle is anisotropic.
  • coated magnet particles having anisotropic magnet particles especially Sm—Fe—N-based magnet particles
  • the easy magnetization axis of the magnet particles is in the direction of the magnetic field. It is molded in a state of being aligned. Therefore, the obtained magnet compact becomes an anisotropic magnet compact having an even higher residual magnetic flux density.
  • the applied magnetic field is more preferably 17 kOe or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 25 kOe or less because the effect of aligning the easy magnetization axis is saturated.
  • a suitable magnetic field of 6 kOe or more there is no particular limitation as long as a suitable magnetic field of 6 kOe or more can be provided.
  • a known magnetic field orientation device is installed around the mold, and pressurization (consolidation) 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.
  • a desired metal bonded magnet molded body is obtained.
  • a desired metal bond magnet molded body can be obtained by performing the heat treatment step (S23) as necessary.
  • a metal bond magnet molded body as a product is obtained through 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). Therefore, hereinafter, the preliminary compression molding step (S32) in a magnetic field will be mainly described.
  • Pre-compression molding step in magnetic field (S32)
  • the mixture such as magnet particles is compression-molded in an appropriate magnetic field (preferably in a magnetic field of 6 kOe or more), and an appropriate relative density (preferably A pre-compression molding step (S32) for obtaining a magnet molded body having a relative density of 30% or more is further included.
  • a mixture of magnet particles or the like is inserted into a mold used in the next step, for example, and a magnetic field is applied from the outside of the mold to form magnet particles (particularly, Sm—Fe—N system) in the coated magnet particles. The operation of aligning the crystal orientation of the magnet particles) is performed.
  • 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. Thereafter, the pre-compression molded body is heated or unheated, and warm or cold compaction is performed 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 magnet particles having anisotropy of the coated magnet particles (particularly, Sm—Fe—N-based magnet particles) in the pre-compression molded product are in a state where the easy magnetization axes are aligned. . Therefore, the magnet molded body obtained through the subsequent warm or cold compaction forming step (S33) is also a magnet molded body having a higher residual magnetic flux density with uniform axes of magnetization.
  • a preliminary compression molded body having a relative density of 30% or more is formed.
  • magnet particles particularly Sm—Fe—N-based magnet particles
  • the easy axis of magnetization is maintained in an aligned state.
  • the upper limit of the relative density of the magnet compact is not particularly limited, but is 50% or less.
  • the temporary molding pressure in this step is preferably about 49 to 490 MPa.
  • the temporary molding temperature in this step is not particularly limited, it is preferable to perform compression under the temperature of the working environment in consideration of ease of work and cost. Further, as a working environment, it is necessary to consider an environment such as humidity in order to prevent deterioration due to oxidation. The larger the orientation magnetic field is, the better. However, it is usually 0.5 MA / m ( ⁇ 6 kOe) or more, preferably 1.2 to 2.2 MA / m.
  • 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 other aspect A of the fourth embodiment described above can be used.
  • the press machine is not particularly limited, and any press machine can be used as long as it can obtain a pre-compression molded body of a mixture of magnet particles having a relative density of 30% or more.
  • a hydraulic press machine or an electric press machine can be used, but a press machine having a lower surface pressure can be used than a press machine used in a warm or cold compaction process.
  • the obtained pre-compression molded body is pressed (consolidated) in the next warm or cold compaction process (S33) in the same manner as the warm or cold compaction process (S12) of the fourth embodiment. Mold. Furthermore, a metal bond magnet molded object can be obtained by implementing the heat processing process (S34) like the heat processing process (S13) of 4th Embodiment as needed.
  • the physical properties of the magnet molded body of the third embodiment and the magnet molded body obtained in the fourth embodiment can be evaluated by the following methods.
  • the magnet density can be calculated from the size and mass of the magnet compact. Magnet characteristics (coercive force, residual magnetic flux density and maximum energy product) were measured after magnetized specimens were previously magnetized with a magnetizing magnetic field of 10T using a pulse excitation type magnetizer MPM-15 manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd. The measurement can be performed using a BH measuring instrument TRF-5AH-25Auto manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd.
  • examples of the electromagnetic device using the metal bond magnet molded body of the present embodiment include a vehicle-mounted motor, a vehicle-mounted sensor, an actuator, and a voltage conversion device, but are not limited thereto. Also for these in-vehicle motors, it is possible to obtain a high-density magnet molded body in which both the residual magnetization (Br) and the coercive force (Hc) are improved, and a small and high-performance in-vehicle motor is obtained. That is, since these in-vehicle motors and the like are systems using magnet molded bodies with excellent performance, the system can be reduced in size and performance.
  • a magnet motor such as an in-vehicle motor
  • FIG. 2A is a schematic cross-sectional view schematically showing a rotor structure of a surface magnet type synchronous motor (SMP or SPMSM).
  • FIG. 2B is a schematic cross-sectional view schematically showing a rotor structure of an embedded magnet type synchronous motor (IMP or IPMSM).
  • the metal bond magnet molded body (simply referred to as a magnet) 41 of this embodiment is directly assembled (attached) to the rotor 43 for the surface magnet type synchronous motor. It is.
  • the magnet 41 molded and solidified to a desired size (further cut if necessary) is assembled (attached) to the surface magnet type synchronous motor 40a.
  • the surface magnet type synchronous motor 40a By magnetizing the magnet 41, the surface magnet type synchronous motor 40a can be obtained. This can be said to be superior to the embedded magnet type synchronous motor 40b.
  • the magnet 41 is excellent in that it is easy to use without peeling off from the rotor 43 even when it is rotated at a high speed by centrifugal force.
  • the embedded magnet type synchronous motor 40b shown in FIG. 2B the embedded groove formed in the rotor 47 for the embedded magnet type synchronous motor in the metal bond magnet molded body (simply referred to as a magnet) 45 of the present embodiment. It is fixed by press-fitting (insertion) into the.
  • the embedded magnet type synchronous motor 40b first, the one that is molded and solidified (further cut if necessary) to the same shape and thickness as the embedded groove (illustrated figure) is used.
  • the shape of the magnet 45 is a flat plate, and solidification or cutting of the magnet 45 forms a molded body at the time of manufacturing the magnet 41 on the curved surface, or the surface on which the magnet 41 itself needs to be cut. It is excellent in that it is relatively easy compared to the magnet type synchronous motor 40a.
  • this embodiment is not limited to the specific motor described above, and can be applied to electromagnetic devices in a wide range of fields.
  • the application in which the metal bonded magnet molded body of the present embodiment is used is not limited to the above-mentioned only a few products (parts), and the present invention is generally used in general for applications in which existing bonded magnet molded bodies are used. It can be applied.
  • the obtained coarse powder (magnet coarse powder) is finely ground with a wet bead mill LMZ2 manufactured by Ashizawa Finetech Co., Ltd. until the average particle size is 2 ⁇ m or less. did.
  • the magnet coarse powder 2.5 kg subjected to fine pulverization was prepared by slurrying IPA 3.75 kg and the lubricant methyl laurate 0.125 kg into a slurry of about 40% by mass of the magnetic coarse powder. Provided.
  • the diameter of the media used for pulverization was 1 mm, the material was PSZ (partially stabilized zirconia), and the filling rate was 75% by weight with respect to the slurry.
  • the space of the slurry container tank was made not to involve the atmosphere by flowing an Ar air flow.
  • the pulverization was performed every 15 minutes while sampling and observing the particle diameter with an SEM. It should be noted that dehydration of the water in the solvent can maintain the effect of suppressing oxidation during pulverization extremely high, so that the oxide layer can be suppressed thinly, so that isopropyl alcohol (IPA), which is a solvent, is used.
  • IPA isopropyl alcohol
  • the water content therein was adjusted to 1% by mass or less based on the total amount of the solvent by dehydration.
  • FIG. 3 is a drawing (electron micrograph) showing the results obtained by TEM observation of the surface state of the powder (coated magnet particles).
  • FIG. 4A is a drawing showing the result of TEM (specifically, HAADF-STEM image) observation of the surface state of powder (magnet particles with coating) (left electron micrograph).
  • FIG. 4 (B) is a drawing showing the results of STEM-EDX line analysis of the surface portion of the powder (coated magnet particles) subjected to TEM observation in FIG. 4 (A) (right graph drawing). .
  • FIG. 3 is a drawing (electron micrograph) showing the results obtained by TEM observation of the surface state of the powder (coated magnet particles).
  • FIG. 4A is a drawing showing the result of TEM (specifically, HAADF-STEM image) observation of the surface state of powder (magnet particles with coating) (left electron micrograph).
  • FIG. 4 (B) is a drawing showing the results of STEM-EDX line analysis of the surface portion of the powder (
  • FIG. 5 is a drawing showing the results of analyzing the surface state of finely pulverized powder (coated magnet particles) by XPS. From the XPS results shown in FIG. 5, it was confirmed that the outermost layer contained more oxygen derived from metal hydroxide or organic matter than oxygen derived from metal oxide. In the intermediate layer, metal oxide-derived oxygen was confirmed. From the observation result of FIG. 5 and the result of TEM observation shown in FIG. 3, two different layers of the coating are formed on the surface of the magnet particle, and an oxide layer (metal oxide layer) and an organic layer ( It was confirmed that a two-layered film of an organic layer used as a lubricant was formed. Further, from the results of FIGS. 3 and 5 and the STEM-EDX line analysis result shown in FIG. 4, it was confirmed that the thickness of the oxide layer was 4.7 nm and the thickness of the organic layer was 1.9 nm.
  • FIG. 6 is a drawing (electron micrograph) showing the result of cross-sectional SEM observation of the obtained magnet compact.
  • FIG. 7A is a drawing (an electron micrograph on the left) showing the result of TEM (specifically, HAADF-STEM image) observation of the obtained magnet compact.
  • FIG. 7B is a drawing showing the results of cross-sectional STEM-EDX line analysis of the boundary layer portion between the magnet particles in the magnet molded body used in the TEM observation of FIG. Graph drawing). From the cross-sectional SEM observation result shown in FIG. 6, an intermittent boundary layer having a thickness of 1 to 20 nm clearly exists between the magnet particles. From the TEM observation results and the cross-sectional STEM-EDX line analysis results shown in FIGS.
  • oxides were recognized in the boundary layer.
  • the large void portions (triple vacancies; mainly two locations) in FIG. 6 are not included in the boundary layer of the magnet particles here. That is, the white lump portion in the figure is a magnet particle, and the black streak portion (the portion that looks like a cracked black line) between the white lump shape (magnet particles) corresponds to the boundary layer. .
  • Example 2 Except that the composition of the finely pulverized slurry was changed to 2.5 kg of magnet coarse powder, 3.6 kg of IPA, and 0.25 kg of methyl laurate, the same operation as in Experimental Example 1 was performed to obtain a magnet compact.
  • the magnetic properties of the magnet compact obtained with the BH tracer were measured in the same manner as in Experimental Example 1. The results are shown in Table 1.
  • FIG. 8 is a drawing (electron micrograph) showing the results obtained by TEM observation of the surface state of the coated magnet particles used for forming the magnet molded body of Comparative Example 1. From the TEM observation results shown in FIG. 8, it was confirmed that the coated magnetic particles of Comparative Example 1 had an oxide layer formed on the surface of the magnet particles, but no organic layer was observed.
  • FIG. 9 is a drawing showing the result of XPS analysis of the surface state of the coated magnetic particles used to form the magnet molded body of Comparative Example 1. From the XPS results shown in FIG. 9, it can be seen that the surface oxygen is predominantly present in the form of a metal oxide rather than an organic substance.
  • FIG. 10 is a drawing (electron micrograph) showing the result of cross-sectional SEM observation of the magnet molded body of Comparative Example 1. From the cross-sectional SEM observation result shown in FIG. 10, it can be seen that the boundary layer is bound between the magnet particles, and the clear boundary layer disappears at the boundary between the magnet particles. Note that the large void portions (triple vacancies; mainly three places) in FIG. 10 are not included in the boundary layer of the magnet particles here. That is, the white lump in the figure is a magnet particle, but in FIG. 10, the black streak between the white lump (magnet particle) as shown in FIG. It can be seen from the comparison with FIG. 6 that the portion) is not found and the boundary layer has disappeared.
  • “Surface oxygen form” in Table 1 is a result of analyzing the surface state of the coated magnetic particles of each experimental example and each comparative example by XPS. As a result, the surface oxygen form exists as a metal oxide instead of an organic substance. In some cases, an "oxide" (oxide layer) is used, and the surface oxygen form contains more oxygen derived from metal hydroxide or organic matter than oxygen derived from metal oxide. (Organic layer).
  • Heat treatment step A heat treatment was performed by heating the magnet compact obtained in the cold compaction step at a temperature of 430 ° C for 30 minutes.
  • the magnet molded bodies of Examples 4 to 16 were obtained by the steps as described above.
  • all the processes after pulverization were performed in an inert (Ar gas) atmosphere of 100 ppm or less in a low oxygen (atmosphere).
  • Example 17 Warm compacting A magnet compact was obtained in the same manner as in Experimental example 7 except that the compacting surface pressure was 3.5 GPa and the compacting temperature was 200 ° C, and warm compacting was performed.
  • the relative density of the magnet compact obtained in the warm compacting process was as shown in Table 3 below.
  • the magnetic properties (coercive force) of the magnet molded body after the warm compaction process and after the heat treatment process were measured in the same manner as in Experimental Example 1 using a BH tracer. The results are shown in Table 3.
  • Average particle diameter in Tables 2 and 3 is the average particle diameter of the coated magnetic particles.
  • FIG. 11A shows the relationship between the average particle diameter of the coated magnet particles of Experimental Examples 4 and 7 and the coercive force. Moreover, the average of the coated magnetic particles of Experimental Example 12, Experimental Example 20 (which has an average particle diameter of 1.9 ⁇ m in Experimental Example 12), and Experimental Example 21 (which has an average particle diameter of 2.5 ⁇ m in Experimental Example 12)
  • FIG. 11B shows the relationship between the particle diameter and the coercive force. From FIG. 11A, when methyl laurate (addition amount 5%) is used as a lubricant, the coercive force is improved by heat treatment, and a magnet having a coercive force of 1200 kA / m or more can be produced (Zn addition amount 5 mass). %)) was confirmed. On the other hand, from FIG. 11B, it was found that when methyl caproate was used as the lubricant, the coercive force was not improved (reversely decreased) by the heat treatment.
  • FIG. 12 (A) is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 7.
  • FIG. 12B is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (magnification 3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 12.
  • FIG. FIG. 13 is also a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (magnification 3000 times) of the magnet molded body obtained in Experimental Example 7 (with a field of view different from that in FIG. 12A). From the SEM observation results of FIGS. 12A and 13, there is no densified region (a peripheral white portion distributed so as to surround a large black region (Zn) as in FIG. 12B). It could be confirmed.
  • FIG. 14A is a drawing (electron micrograph) showing the result of SEM observation (100,000 times) of the magnet molded body obtained by heat-treating the magnet molded body of Experimental Example 1 in the same manner as Experimental Example 4. ).
  • FIG. 14B is a graph showing the results of elemental analysis by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy) at the location indicated by arrow A in FIG.
  • FIG. 14C is a graph showing the results of elemental analysis by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy) at the location indicated by arrow A in FIG. From the SEM observations (100,000 times) and EDX analysis results of FIGS. 14A to 14C, the diffusion of zinc is facilitated by heat treatment (the black part (Zn) in the figure diffuses (spreads) throughout). ), The coercive force is thought to improve.
  • the region B that looks like particles in FIG. 14A is SmFeN magnet particles as shown in FIG.
  • the dark gray region A with the gap between the magnet particles is a reaction phase with Zn. That is, it is considered that Zn diffuses between the magnet particles, forms a reaction phase, and permeates while filling the voids.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Permanent Field Magnets Of Synchronous Machinery (AREA)

Abstract

【課題】磁場変動を受ける使用環境で用いられた場合であっても、誘起電流を低減するような電気抵抗が大きいボンド磁石成形体を提供する。 【解決手段】成形温度以下で、ひずみ速度感受性指数（ｍ値）が０．３以上で破断伸びが５０％以上のＺｎ合金をバインダとして含有し、ＳｍとＦｅを含有する窒素化合物の磁石粒子が前記バインダで固化されてなることを特徴とするボンド磁石成形体により達成される。

Description

磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体
　本発明は、磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体に関する。
　希土類元素と遷移金属とを含む希土類磁石は、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。このうち、ボンド磁石は、室温で、優れた磁気特性を有する磁石粉末を樹脂で固化成形して用いられている。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石に代表される希土類－遷移金属－窒素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。希土類－遷移金属－窒素系磁石を６００℃以上に加熱すると希土類窒化物と遷移金属に分解するため、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、ボンド磁石として用いられてきたが、この場合、バインダとして有機物（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、希土類元素と遷移金属を含む希土類磁石のうち、ボンド磁石の作製においては、有機物（バインダ）で固化成形しないで、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は、火薬の爆発による爆着やＨＩＰ（熱間静水圧プレス）のような成形プロセスが知られている。このうち、ＨＩＰ（熱間静水圧プレス）は、生産性が悪いという問題があった。
　そのため、このような固化成形法として、現在までに、特許文献１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。
特開平６－７７０２７号公報
　しかしながら、特許文献１等の粉末衝撃成形法のような固化成形法では、高密度に固化成形することで残留磁化（Ｂｒ）が向上するが、一方で保磁力（Ｈｃ）が低下する問題があった。保磁力は磁石粒子の粒径が小さく、独立粒子として振舞う場合に、良好な性能を発揮するが、高密度化することで、粒子同士が短絡して粗大粒子のような挙動に近づいたり、近接粒子の磁力の干渉を受けて十分な特性を発揮できなくなるためである。
　本発明の目的は、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、有機物（バインダ）で固化成形しないで、高密度に成形しても、磁石粒子同士の結着を抑制することができる磁石粒子及びこれを用いたボンド磁石成形体を提供することにある。
　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、本発明の目的は、粒子表面に１～２０ｎｍの酸化層と、前記酸化層の外側に１～１００ｎｍの有機層の２層以上の被膜を有してなることを特徴とする磁石粒子により達成できる。
　また、本発明の他の目的は、上記磁石粒子が用いて成形して製造されてなることを特徴とするメタルボンド磁石成形体により達成できる。
図１（ａ）は成形型の好ましい一例を示す模式図であり、図１（ｂ）は、図１（ａ）の成形型の断面図である。 図２（ａ）は、表面磁石型同期モータ（ＳＭＰまたはＳＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図２（ｂ）は、埋込磁石型同期モータ（ＩＭＰまたはＩＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。 実験例１の被膜付磁石粒子の表面状態をＴＥＭ観察して得られた結果を示す図面（電顕写真）である。 図４（Ａ）は、実験例１の被膜付磁石粒子の表面状態のＴＥＭ（詳しくはＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像）観察を行った結果を示す図面である（左側の電顕写真）。図４（Ｂ）は、図４（Ａ）のＴＥＭ観察を行った被膜付磁石粒子の表面部分につき、ＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析を行った結果を示す図面である（右側のグラフ図面）。 実験例１の微粉砕した被膜付磁石粒子の表面状態をＸＰＳで解析した結果を示す図面である。 実験例１で得られた磁石成形体の断面ＳＥＭ観察を行った結果を示す図面（電顕写真）である。 図７（Ａ）は、実験例１で得られた磁石成形体のＴＥＭ（詳しくはＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像）観察を行った結果を示す図面（左側の電顕写真）である。図７（Ｂ）は、図７（Ａ）のＴＥＭ観察に用いた磁石成形体内の磁石粒子間の境界層の部分につき、断面ＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析を行った結果を示す図面である（右側のグラフ図面）。 比較例１の磁石成形体の形成に用いた被膜付磁石粒子の表面状態をＴＥＭ観察して得られた結果を示す図面（電顕写真）である。 比較例１の磁石成形体の形成に用いた被膜付磁石粒子の表面状態をＸＰＳで解析した結果を示す図面である。 比較例１の磁石成形体の断面ＳＥＭ観察を行った結果を示す図面（電顕写真）である。 図１１（Ａ）は、実験例４、７の被膜付磁石粒子の平均粒子径と、保磁力の関係を示すグラフ図面である。図１１（Ｂ）は、実験例１２、実験例２０、実験例２１の被膜付磁石粒子の平均粒子径と、保磁力の関係を示すグラフ図面である。 図１２（Ａ）は、実験例７で得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１２（Ｂ）は、実験例１２で得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。 実験例７で得られた磁石成形体（図１２（Ａ）とは別の視野のもの）のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。 図１４（Ａ）は、実験例１の磁石成形体を実験例４と同様にして熱処理して得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（１０万倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１４（Ｂ）は、図１４（Ａ）の矢印Ａが示す箇所のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析の結果を表すグラフ図面である。図１４（Ｃ）は、図１４（Ａ）の矢印Ａが示す箇所のＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）による元素分析の結果を表すグラフ図面である。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。以下では、磁石粒子と該磁石粒子表面の酸化層及び有機層の被膜を含めたものを「被膜付磁石粒子」とし、表面の酸化層及び有機層の被膜を除いた粒子を「磁石粒子」（コア粒子またはコア部とも称する）として、両者が混同されないように区別する。但し、前後の文章（意味内容）などから、被膜付磁石粒子または磁石粒子のいずれの意味で用いているのかが理解できる場合には、特に両者を区別することなく、単に「磁石粒子」と称する場合もある。以下、本形態の被膜付磁石粒子につき、説明する。
　（Ｉ）被膜付磁石粒子（第１実施形態）
　本発明の第１実施形態は、（単結晶の磁石粒子）表面に膜厚１～２０ｎｍの酸化層と、前記酸化層の外側に膜厚１～１００ｎｍの有機層の２層以上の被膜を有してなることを特徴とする被膜付磁石粒子である。本実施形態では、原料粉末（磁石粒子）が表面に１～２０ｎｍ以下の酸化層と、その外側に１～１００ｎｍの有機層の２層以上の被膜を形成した被膜付磁石粒子であるため、高密度に成形しても、磁石粒子（コア部）同士の結着を抑制することができる。なお、２層以上としたのは、有機層を２層以上設け、下層側を潤滑剤成分の有機層とし、最外層に流動性を上げたり、酸化を抑制したり、摩擦抵抗を下げたり、配向性を上げたりする目的で、適当な有機層を設けてもよいためである。
　（１）磁石粒子（コア粒子またはコア部）
　磁石粒子としては、希土類元素と遷移金属を含む希土類磁石のうち、ボンド磁石成形体の原料粉末として用いられているものであれば特に制限されるものではない。磁石粒子の組成（磁石粒子を構成する化合物）としては、Ｒ－Ｍ－Ｘ系合金の組成（Ｒ－Ｍ－Ｘ化合物）を有するものが好ましい。ここで、前記Ｒは、希土類元素であって、Ｓｍ、Ｎｄの少なくとも一つを含み、前記Ｍは、遷移金属元素であって、Ｆｅ、Ｃｏの少なくとも一つを含み、前記Ｘは、非金属元素であって、Ｎ、Ｂの少なくとも一つを含むものである。すなわち、磁石粒子の組成（磁石粒子を構成する化合物）としては、例えば、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｂ系合金、Ｓｍ－Ｃｏ－Ｎ系合金、Ｓｍ－Ｃｏ－Ｂ系合金、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｎ系合金、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系合金、Ｎｄ－Ｃｏ－Ｎ系合金、Ｎｄ－Ｃｏ－Ｂ系合金などの組成を含有するものが挙げられる。具体的には、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≦ｘ≦０．４である）、（Ｓｍ１－ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｘ≦０．４である）、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～６、より好ましくは１．１～５、より好ましくは１．２～３．８、特に好ましくは１．７～３．３、なかでも２．２～３．１である）、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３、Ｓｍ２Ｃｏ１７Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、（Ｓｍ０．７５Ｚｒ０．２５）（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３）Ｎｘ（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、ＳｍＦｅ１１ＴｉＮｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、（Ｓｍ８Ｚｒ３Ｆｅ８４）８５Ｎ１５、Ｓｍ４Ｆｅ８０Ｂ２０、Ｓｍ４．５Ｆｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｓｍ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、Ｓｍ１０Ｆｅ７４Ｃｏ１０ＳｉＢ５、Ｓｍ７Ｆｅ９３Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～２０である）、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、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ、Ｎｄ２Ｃｏ１４Ｂ、Ｎｄ２（Ｆｅ１－ｘＣｏｘ）１４Ｂ（ここで、ｘは好ましくは０≦ｘ≦０．５である）、Ｎｄ１５Ｆｅ７７Ｂ５、Ｎｄ１５Ｃｏ７７Ｂ５、Ｎｄ１１．７７Ｆｅ８２．３５Ｂ５．８８、Ｎｄ１１．７７Ｃｏ８２．３５Ｂ５．８８、Ｎｄ１．１Ｆｅ４Ｂ４、Ｎｄ１．１Ｃｏ４Ｂ４、Ｎｄ７Ｆｅ３Ｂ１０、Ｎｄ７Ｃｏ３Ｂ１０、（Ｎｄ１－ｘＤｙｘ）１５Ｆｅ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、（Ｎｄ１－ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｙ≦０．４である）、Ｎｄ２Ｆｅ１７Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～６、より好ましくは１．１～５、より好ましくは１．２～３．８、特に好ましくは１．７～３．３、なかでも２．２～３．１である）、Ｎｄ２Ｃｏ１７Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、（Ｎｄ０．７５Ｚｒ０．２５）（Ｆｅ０．７Ｃｏ０．３）Ｎｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、Ｎｄ２Ｆｅ１７Ｎ３、Ｎｄ１５（Ｆｅ１－ｘＣｏｘ）７７Ｂ７Ａｌ１、Ｎｄ１５（Ｆｅ０．８０Ｃｏ０．２０）７７－ｙＢ８Ａｌｙ（ここで、ｙは好ましくは０≦ｙ≦５である）、（Ｎｄ０．９５Ｄｙ０．０５）１５Ｆｅ７７．５Ｂ７Ａｌ０．５、（Ｎｄ０．９５Ｄｙ０．０５）１５（Ｆｅ０．９５Ｃｏ０．０５）７７．５Ｂ６．５Ａｌ０．５Ｃｕ０．２、ＮｄＦｅ１１ＴｉＮｘ（ここで、ｘは好ましくは１～６である）、（Ｎｄ８Ｚｒ３Ｆｅ８４）８５Ｎ１５、Ｎｄ４Ｆｅ８０Ｂ２０、Ｎｄ４．５Ｆｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｎｄ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５、Ｎｄ１０Ｆｅ７４Ｃｏ１０ＳｉＢ５、Ｎｄ７Ｆｅ９３Ｎｘ（ここで、ｘは、好ましくは１～２０である）、Ｎｄ３．５Ｆｅ７８Ｂ１８．５、Ｎｄ４Ｆｅ７６．５Ｂ１８．５、Ｎｄ４Ｆｅ７７．５Ｂ１８．５、Ｎｄ４．５Ｆｅ７７Ｂ１８．５、Ｎｄ３．５ＤｙＦｅ７３Ｃｏ３ＧａＢ１８．５、Ｎｄ４．５Ｆｅ７２Ｃｒ２Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｎｄ４．５Ｆｅ７３Ｖ３ＳｉＢ１８．５、Ｎｄ４．５Ｆｅ７１Ｃｒ３Ｃｏ３Ｂ１８．５、Ｎｄ５．５Ｆｅ６６Ｃｒ５Ｃｏ５Ｂ１８．５等の化合物が挙げられるが、これらに何ら制限されるものではない。磁石粒子の組成（磁石粒子を構成する化合物）としては、上記Ｒ－Ｍ－Ｘ系合金（Ｒ－Ｍ－Ｘ化合物）などを１種単独で含有していてもよいし、２種以上を含有していてもよい。また、Ｒ－Ｍ－Ｘ系合金（Ｒ－Ｍ－Ｘ化合物）の中には、ＲがＳｍ、Ｎｄの少なくとも一つを含み、ＭがＦｅ、Ｃｏの少なくとも一つを含み、ＸがＮ、Ｂの少なくとも一つを含むものであればよく、他の元素を含有したものも本発明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、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙ、Ｔｈ、ＭＭ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種以上を併用して添加してもよい。これらの元素は、主にＲ－Ｍ－Ｘで表記される磁石粒子（の希土類磁石相）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。
　磁石粒子の組成（磁石粒子を構成する化合物）として、より好ましくはＳｍとＦｅを含有する窒素化合物（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金、またはＳｍ－Ｆｅ－Ｎ化合物とも称する）を主成分とするものであり、さらに好ましくはＳｍとＦｅを含有する窒素化合物（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ化合物）である。磁石粒子にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ化合物）を用いることにより、当該磁石粒子（コア部）を有する被膜付磁石粒子を用いて磁石成形体を形成する際に、６００℃以上の高温に温度を上げなくても優れた磁気特性を発現することができる。そのため、既存の超硬やダイス鋼の成形型での型成形が可能であるとともに、粒径の小さい原料粉末を用いることで、効果的に、高保磁力な磁石成形体を得ることができる。また、従来のプロセスでは得られなかった高密度なボンド磁石成形体（相対密度５０％以上）を得ることができ、モータ等のシステムの小型化ができる点で優れている。ＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とする磁石粒子は、通常、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金を主成分とする希土類磁石相を含有する。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金を主成分とする磁石粒子（コア部）を有する被膜付磁石粒子は、磁気特性に優れるため、永久磁石として有望である。
　ＳｍとＦｅを含有する窒素化合物を主成分とする磁石粒子としては、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）の磁石部分を有する磁石粒子が望ましい。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系合金を主成分とする磁石粒子は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Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金の磁石粒子の主成分（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を磁石粒子全体に対して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、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、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系合金を主成分とする磁石粒子（の希土類磁石相）にも、主成分のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ以外に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。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ以外に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粒子（の希土類磁石相）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系合金を主成分とする磁石粒子は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ以外の他の希土類磁石相（磁石合金組成）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≦ｘ≦０．４である）、（Ｓｍ１－ｘＤｙｘ）１５Ｃｏ７７Ｂ８（ここで、ｘは、好ましくは０≦ｘ≦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、本形態の（好ましくはＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系合金を主成分とする）磁石粒子は、不可避的な成分として、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。
　磁石粒子の形状としては、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、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（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、磁石粒子を構成するＲ－Ｍ－Ｘ（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎなど）の希土類磁石相は結晶構造（単結晶構造）を有しており、結晶成長により所定の結晶形状（単結晶の磁石粒子）とすることもできる。
　磁石粒子の大きさ（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、０．１～１０μｍが好ましい。より好ましくは０．５～１０μｍ、さらに好ましくは１～５μｍの範囲である。上記磁石粒子の平均粒子径が０．１μｍ以上であれば、スラリー状態での保存および溶媒との分離が比較的容易に実施が可能で取り扱いが容易であり、粉じん爆発等の危険性も低減することができるほか、当該磁石部分を有する磁石粒子を用いることにより、高密度に成形しても、磁石粒子同士の結着を抑制することができ、正味の磁石粒子が減ることもなく高密度で磁石特性（特に残留磁束密度）に優れた磁石成形体とすることができる。また、上記磁石粒子の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、保磁力に優れた特性を有するほか、当該磁石粒子（コア部）を有する被膜付磁石粒子を用いることにより、高密度に成形しても、磁石粒子（コア部）同士の結着を抑制することができ、高密度で磁石特性（特に保磁力）に優れた磁石成形体とすることができる。
　ここで、磁石粒子の平均粒子径は、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、磁石粒子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）が違う不定形状の粒子（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、磁石粒子の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像（数～数十視野）内の各磁石粒子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、磁石粒子（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。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。この他にも、粒子同士の凝集の影響が小さい場合は、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粒子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。
　（２）酸化層
　本実施形態の被膜付磁石粒子は、前記磁石粒子の表面に膜厚１～２０ｎｍの酸化層の被膜を有してなるものである（図３、４参照）。当該酸化層は、１層構成とするのが好ましいが、２層以上の層構成であってもよい。ＣＶＤ、ＰＶＤ、不動態化処理等により２層以上の層構成とすることができる。当該酸化層は、極度に厚いと正味の磁石（被膜付磁石粒子に占めるコア部）の体積率が低下するため、できるだけ薄いことが好ましいが、薄すぎると成形加工時に、新生面が生成して粒子同士が結着しやすくなる。そのため、酸化層の膜厚（厚さ）は、１～２０ｎｍの範囲が必要であり、好ましくは１～１５ｎｍ、より好ましくは３～１５ｎｍの範囲である。ここで、酸化層（酸化被膜）を構成する酸化物としては、磁石粒子を構成する磁石合金成分、好ましくはＲ－Ｍ－Ｘ系合金（Ｒ－Ｍ－Ｘ化合物）の酸化物、例えば、希土類酸化物（酸化サマリウム等）、遷移金属酸化物（酸化鉄など）、非金属酸化物（例えば窒素酸化物等）などで、非磁性、反強磁性の酸化物が挙げられるがこれらに制限されるものではない。
　酸化層（酸化被膜）の膜厚は、上記した磁石粒子の平均粒子径と同様にして、（磁石粒子＋酸化層）の平均粒子径を求め、（磁石粒子＋酸化層の平均平均粒子径）－（磁石粒子の平均粒子径）＝酸化層（酸化被膜）の膜厚として算出すればよい。
　酸化層（酸化被膜）は、磁石粒子（表面）を酸化処理することで形成することができるものである。例えば、（１）磁石粒子の原料粗粉を微粉砕工程において、ボールミルやビーズミル等を用いて（湿式）粉砕する際に、溶媒中の水分量と乾燥時の不活性ガス雰囲気中の酸素濃度を制御する方法を好適に用いることができる。また、（２）カッターミル、ジェットミルなど等を用いた（乾式）粉砕による微粉砕工程後に磁石粒子を酸素含有雰囲気ガス中で熱処理（酸化処理）する方法を用いてもよい。この他にも、ＰＶＤ、ＣＶＤ、メッキ法、不動態化処理、ゾルゲル等の方法を用いてもよいなど、特に制限されるものではない。これらの方法により、磁石粒子表面に適度な厚さ（１～２０ｎｍ）の酸化皮膜（酸化層）を形成することができる。なかでも上記（１）の方法が、磁石粒子の原料粗粉を微粉砕する工程（乾燥工程）中に酸化層（有機層）を形成できるため、生産効率の点で優れている。
　上記（１）の方法において、溶媒中の水分量は、所望の厚さの酸化層（酸化被膜）を形成できれば特に制限されないが、好ましくは０．０１～３．０体積％、より好ましくは０．０１～１．０体積％の範囲である。溶媒中の水分量が０．０１体積％以上、好ましくは０．１体積％以上であれば粒子表面の全体を均一酸化させる点で好ましく、３．０体積％以下であれば急激な酸化反応や過剰な酸化反応を抑制する点で好ましい。また、乾燥時の不活性ガス雰囲気中の酸素濃度は、所望の厚さの酸化層（酸化被膜）を形成できれば特に制限されないが、好ましくは０．００５～２体積％、より好ましくは０．０５～１．０体積％の範囲である。不活性ガス雰囲気中の酸素濃度が０．００５体積％以上であれば粒子表面の全体を均一酸化させる点で好ましく、２体積％以下、好ましくは１．０体積％以下であれば急激な酸化反応や過剰な酸化反応を抑制する点で好ましい。
　上記（２）微粉砕工程後に磁石粒子を酸素含有不活性ガス雰囲気ガス中で熱処理（酸化処理）することで、磁石粒子表面に適度な厚さ（１～２０ｎｍ）に酸化層（酸化皮膜）を成長させることができる。酸化層を成長する手法としては、特に熱処理に制限されるものではない。
　上記（２）の方法において、不活性ガス雰囲気中の酸素濃度は、所望の厚さの酸化層（酸化被膜）を形成できれば特に制限されないが、好ましくは０．００５～２．０体積％、より好ましくは０．０５～１．０体積％の範囲である。不活性ガス雰囲気中の酸素濃度が０．００５体積％以上であれば粒子表面の全体を均一酸化させる点で好ましく、２．０体積％以下であれば急激な酸化反応や過剰な酸化反応を抑制する点で好ましい。また、熱処理温度も所望の厚さの酸化層（酸化被膜）を形成できれば特に制限されないが、好ましくは８０～４５０℃、より好ましくは８０～２００℃の範囲である。熱処理温度が８０℃以上であれば酸化反応が進行するため、時間短縮の点で好ましく、４５０℃以下であれば磁石の劣化が抑制される点で好ましい。熱処理時間も所望の厚さの酸化層（酸化被膜）を形成できれば特に制限されないが、好ましくは３～１００分、より好ましくは５～３０分の範囲である。熱処理時間が３分以上であれば酸化被膜が全体に成長する点で好ましく、１００分以下であれば過剰な磁石性能の低下を抑制できる点で好ましい。
　（３）有機層
　本実施形態の被膜付磁石粒子は、前記酸化層の外側に膜厚１～１００ｎｍの有機層の被膜を有してなるものである（図３、４参照）。当該有機層は、１層構成とするのが好ましいが、２層以上の層構成であってもよい。組成の異なる有機膜を重ねる、あるいは同じ組成の有機膜（薄膜）を重ねるなどして、２層以上の層構成とすることができる。磁石粒子の最表面に形成された有機層は、ボンド磁石成形体の成形加工時には、潤滑効果により、有機層より内側の酸化層を保護すると同時に、炭化物の形成や該有機層の残留で磁石粒子間の結着を抑制する効果を発現していると考えられる。そのため、有機層が薄すぎると上記効果が得られず、厚すぎると高密度化の障害になるため、有機層の膜厚（厚さ）は、１～１００ｎｍの範囲が必要であり、好ましくは１～５０ｎｍ、より好ましくは１～２０ｎｍの範囲である。
　有機層の膜厚は、上記した磁石粒子の平均粒子径と同様にして、（磁石粒子＋酸化層＋有機層）の平均粒子径を求め、（被膜付磁石粒子の平均平均粒子径）－（磁石粒子＋酸化層の平均粒子径）＝有機層の膜厚の膜厚として算出すればよい。
　上記有機層を構成する有機物としては、上記膜厚とした際に上記効果を有効に発現することができるものであれば、特に制限されるものではない。具体的には、例えば、カプロン酸（炭素数６）、カプロン酸メチル、カプロン酸エチル、カプロン酸ブチル、エナント酸（ヘプチル酸）（炭素数７）、エナント酸メチル、エナント酸エチル、エナント酸ブチル、オクタン酸（カプリル酸）（炭素数８）、オクタン酸エチル、オクタン酸メチル、オクタン酸ブチル、ペラルゴン酸（炭素数９）、ペラルゴン酸メチル、ペラルゴン酸エチル、ペラルゴン酸ブチル、カプリン酸（炭素数１０）、カプリン酸メチル、カプリン酸エチル、カプリン酸ブチル、ラウリン酸（炭素数１２）、ラウリン酸メチル、ラウリン酸エチル、ラウリン酸ブチル、ミリスチン酸（炭素数１４）、ミリスチン酸メチル、ミリスチン酸エチル、ミリスチン酸ブチル、パルミチン酸（炭素数１６）、パルミチン酸メチル、パルミチン酸エチル、パルミチン酸ブチル、ステアリン酸（炭素数１８）、ステアリン酸メチル、ステアリン酸エチル、ステアリン酸ブチル、アラキジン酸（炭素数２０）、アラキジン酸メチル、アラキジン酸エチル、アラキジン酸ブチル（炭素数２４）等の炭素数６～２４の脂肪酸や脂肪酸エステルが挙げられる。これらは１種単独であってもよいし、２種以上を併用していてもよい。特に、カプロン酸メチル、カプロン酸エチル、カプロン酸ブチル、エナント酸メチル、エナント酸エチル、エナント酸ブチル、オクタン酸エチル、オクタン酸メチル、オクタン酸ブチル、ペラルゴン酸メチル、ペラルゴン酸エチル、ペラルゴン酸ブチル、カプリン酸メチル、カプリン酸エチル、カプリン酸ブチル、ラウリン酸メチル、ラウリン酸エチル、ラウリン酸ブチル、ミリスチン酸メチル、ミリスチン酸エチル、ミリスチン酸ブチル、パルミチン酸メチル、パルミチン酸エチル、パルミチン酸ブチル、ステアリン酸メチル、ステアリン酸エチル、ステアリン酸ブチル、アラキジン酸メチル、アラキジン酸エチル、アラキジン酸ブチル等の炭素数６～２４の脂肪酸エステルを用いることで、潤滑作用と酸化防止作用と固化成形時の結着抑制効果が得られるため好適である。さらに上記した作用効果に優れる点から、カプリン酸メチル、カプリン酸エチル、カプリン酸ブチル、ラウリン酸メチル、ラウリン酸エチル、ラウリン酸ブチル、ミリスチン酸メチル、ミリスチン酸エチル、ミリスチン酸ブチル、等の炭素数６～１６の脂肪酸エステルが好ましい。特にラウリン酸メチル、ラウリン酸エチル、ラウリン酸ブチル等のラウリン酸エステルが好ましく、なかでもラウリン酸メチルが好適である。
　被膜付磁石粒子の大きさ（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、０．１～１０μｍが好ましい。より好ましくは０．５～１０μｍ、さらに好ましくは１～５μｍの範囲である。上記被膜付磁石粒子の平均粒子径が０．１μｍ以上であれば、静電気等の影響を受けにくく、凝集や付着対策が簡便に実施できるため、比較的取り扱いが容易であるほか、当該被膜付磁石粒子を用いることにより、高密度に成形しても、磁石粒子（コア部）同士の結着を抑制することができ、高密度で磁石特性（残留磁束密度や保磁力）に優れた磁石成形体とすることができる。また、上記被膜付磁石粒子の平均粒子径が１０μｍ以下であれば、保磁力に優れた特性を有するほか、当該被膜付磁石粒子を用いることにより、高密度に成形しても、磁石粒子（コア部）同士の結着を抑制することができ、高密度で磁石特性（残留磁束密度や保磁力）に優れた磁石成形体とすることができる。
　被膜付磁石粒子の形状としては、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、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（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、被膜付磁石粒子の希土類磁石相は結晶構造（単結晶構造）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。
　（ＩＩ）メタルボンド磁石成形体（第２実施形態）
　本発明の第２実施形態は、上記した被膜付磁石粒子を用いて成形して製造されてなることを特徴とするメタルボンド磁石成形体である。かかる構成により、既存のボンド磁石のように大量の樹脂（バインダ）を含有することなく、かつ磁石粒子（コア部）同士の結着が抑制されているため、微粉砕した磁石粒子の優れた保磁力を維持した磁石成形体を得ることができる。
　本実施形態のメタルボンド磁石成形体は、上記した第１実施形態の被膜付磁石粒子が、適当な金属バインダ（メタルボンド）で（固化）成形されてなるものであればよいといえる。そのため、本実施形態においては、有機物、特に有機高分子のバインダ（樹脂バインダ）を含まないことが好ましい。かかる構成により、上記被膜付磁石粒子のコア部（磁石粒子）の体積率が高く、磁力が強い磁石成形体を得られるだけでなく、使用温度が高温にできる利点がある。更に、有機物（有機高分子）のバインダは、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、有機物（有機高分子）のバインダを含まなくとも（固化）成形によってメタルボンド磁石成形体を得られるため、有機物（有機高分子）のバインダ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、融点の低い有機物（有機高分子）のバインダ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成形体を得ることができる。但し、本実施形態においては、有機物（有機高分子）のバインダ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ものとする。
　本実施形態のメタルボンド磁石成形体は、前記成形の手法が、型成形であるのが好ましい。かかる構成により、上記被膜付磁石粒子のコア部（磁石粒子）の体積率が高く、磁力が強い磁石成形体を得られる。型成形としては、特に制限されるものではない。例えば、成型金型を用いた温間又は冷間圧密成形、更にこれらの成形を磁場中で行ってもよいし、事前に磁場中で成型金型を用いて予備成形し、当該成形金型をそのまま用いて上記温間又は冷間圧密成形を行う手法などが挙げられる。これら成形手法の詳細（具体的な成形条件等）については、第４実施形態の磁石成形体の製造方法において説明する。
　本実施形態の磁石成形体は、相対密度が５０％以上であるのが好ましい。相対密度が５０％以上であると、車載モータまたは車載センサ、アクチュエータ、電圧変換装置等の電磁機器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、磁石成形体の組成と製造段階、特に加圧（圧密）成形時の圧力とに影響される。磁石成形体の相対密度は、より好ましくは８０％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。相対密度の上限は特に制限されものではないが、酸化層と有機層として４％程度は有した状態が好ましく、９６％以下が好ましい。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。
　本実施形態の磁石成形体は、当該成形体内部の磁石粒子（磁石粒子間）の境界層が、厚さ１～２０ｎｍの断続的な酸化物または炭化物または有機物または空隙のいずれか、あるいはそれらの複合物であるのが好ましい。かかる構成により、磁石粒子（コア部）同士の間隙に非磁性の物質が介在して微小な粒径の磁石粒子（コア部）が有する高い保磁力を維持することが可能である。即ち、本実施形態の磁石成形体は、被膜付磁石粒子を（固化）成形して製造されてなるものである。かかる成形時（更にはその後の熱処理時）に、６００℃以下、１～５ＧＰａで加熱加圧成形される（更に６００℃以下で熱処理される）。そのため、被膜付磁石粒子の酸化層と有機層の一部は炭化されて炭化物や空隙を生じ、更に複合物（酸窒化物等）を生ずる場合もあり、これら酸化物や炭化物や複合物や残留有機物や空隙が押しつぶされ、１～２０ｎｍ程度まで薄膜化された境界層を形成することになる。ここで、「断続的な」としたのは、磁石粒子（コア部）表面全体に連続的に酸化物で形成された境界層を存在するわけではなく、継はぎ（パッチワーク）のように、酸化物の部分や炭化物の部分や有機物の部分や空隙の部分が断続的に存在（混在）して境界層を形成しているためである。更に磁石粒子（コア部）表面全体に当該境界層を有していなくてもよく、例えば、金属バインダが磁石粒子（コア部）間の隙間に展伸して、磁石粒子（コア部）表面の一部を金属バインダが占めていてもよい。更に磁石粒子表面のごく一部は、磁石粒子（コア部）同士が接している部分が存在していてもよい。境界層の成分分析は、ＸＰＳとＥＤＸ（エネルギー分散型X線分光法）、ＷＤＳ（波長分散型X線分析装置）、ＡＥＳ（オージェ分析）、ＧＤＳ等による元素分析からも算出することができる。境界層の膜厚は、ＳＥＭ観察及びＴＥＭ観察から算出することができる（粒子の平均粒子径と同様にして、算出可能である。）。
　本実施形態の磁石成形体は、コア部がＳｍＦｅＮ系磁石粒子である被膜付磁石粒子と、金属バインダとして配合したＺｎ粒子を混合して型成形により固化成形（圧密成形）し、さらに熱処理して製造されてなることが好ましい。かかる構成により、被膜付磁石粒子に亜鉛粒子を混合して型成形することで、ＳｍＦｅＮ系の高密度圧密体（磁石成形体）を作製すことができる。このＳｍＦｅＮ系の高密度圧密体（磁石成形体）を熱処理することにより、金属バインダの亜鉛と磁石粒子のＳｍＦｅＮが反応し、高保磁力なＳｍＦｅＮ系磁石成形体（亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品）とすることができる点で優れている。また、Ｚｎの混合状態は、熱処理時に、ＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域を低減し、残らないようにすることで、磁石粒子（磁石粒子間）の境界層を通じた亜鉛の拡散が容易になり、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。これら型成形の手法及び熱処理（具体的な成形条件や熱処理条件等）については、第４実施形態の磁石成形体の製造方法において説明する。
　本実施形態の磁石成形体は、上記磁石成形体（亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品）の場合には、以下の構成を有するのが更に好ましい。すなわち、上記磁石成形体（熱処理品）において、前記Ｚｎバインダの周辺に生成するＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域の厚さが５μｍ以下であるのが好ましく、より好ましくは１μｍ以下である。これは、熱処理により、ＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域を低減し、残らないようにすることで、磁石粒子（磁石粒子間）の境界層を通じた亜鉛の拡散が容易になり、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。これにより高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供できるものである。
　ここで、上記緻密化領域の厚さは、ＳＥＭ観察より緻密化領域（Ｚｎの反応相）を特定し（図１３参照）、上記した粒子の平均粒子径の絶対最大長と同様にして計測した緻密化領域（Ｚｎの反応相）の長さを、緻密化領域の厚さとすることができる。具体的には、緻密化領域（Ｚｎの反応相）の厚さは、（もとのＺｎ領域＋Ｚｎの反応相）の平均粒子径を求め、（もとのＺｎ領域＋Ｚｎの反応相の平均厚さ）－（もとのＺｎ領域の平均厚さ）＝緻密化領域（Ｚｎの反応相）の厚さとして算出すればよい。ここで、平均厚さとは、（もとのＺｎ領域＋Ｚｎの反応相（の厚さ））、或いは（もとのＺｎ領域（の厚さ））の最大長さと最短長さの平均値で定義した。この場合にも、緻密化領域の厚さは、観察画像（数～数十視野）内の各緻密化領域の切断面形状の絶対最大長の平均値で表すものとする。
　本実施形態の磁石成形体は、上記磁石成形体（亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品）の場合には、以下の構成を有するのが更に好ましい。すなわち、上記磁石成形体（熱処理品）において、Ｚｎ粒子の添加量は１～１５質量％、好ましくは３～１０質量％であるのが好ましい。Ｚｎ粒子の添加量が１質量％以上であれば、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散するのに十分な亜鉛量を確保することができ、保磁力を向上させ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供できる点で優れている。Ｚｎ粒子の添加量が２０質量％以下であれば、亜鉛を大量に添加することによる残留磁束密度Ｂｒが低下することもなく、磁石粒子間の境界層を通じて亜鉛の拡散が容易になり、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散するのに十分な亜鉛量を提供できる。これにより、保磁力を向上させることができ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供することができる。
　本実施形態の磁石成形体は、上記磁石成形体（亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品）の場合には、以下の構成を有するのが更に好ましい。すなわち、上記磁石成形体（熱処理品）の場合、磁石成形体の相対密度は８０％以上であるのが好ましい。相対密度が上記範囲内であれば、高保磁力で、なお且つ高密度化してなるＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供することができ、とすることができる点で優れている。
　本実施形態の磁石成形体は、上記した第１実施形態の被膜付磁石粒子が、適当な金属バインダ（メタルボンド）で（固化）成形されてなるのが好ましいといえる。以下、各構成要件につき、説明する。
　（１）被膜付磁石粒子
　本実施形態の磁石成形体に用いられる被膜付磁石粒子に関しては、上記した第１実施形態の被膜付磁石粒子を用いるものであり、上記した第１実施形態において説明した通りである。
　上記した被膜付磁石粒子の配合量は、磁石成形体の全質量に対して７０質量％以上含まれることが好ましく、より好ましくは、８０～９９．９質量％、さらに好ましくは８５～９９質量％、特に好ましくは９０～９７質量％の範囲である。被膜付磁石粒子の配合量が７０質量％以上であれば、高密度に成形しても、磁石粒子（コア部）同士の結着を抑制することができ、磁石成形体の磁気特性を損なう恐れがない。更に被膜付磁石粒子の配合量が８５質量％以上、特に９０質量％以上であれば、保磁力を向上させ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体とすることができる点で特に優れている。また、被膜付磁石粒子の配合量の上限については特に制限されるものではなく１００質量％であってもよい。被膜付磁石粒子の配合量が９９．９質量％以下であれば、金属バインダを一定量配合できるため、金属バインダとして優れた効果を発揮できる。被膜付磁石粒子の配合量が９９質量％以下、特に９７質量％以下であれば、保磁力を向上させ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体とすることができる点で特に優れている。
　（２）金属バインダ（金属粒子）
　本実施形態の磁石成形体では、金属バインダ（メタルボンド）で（固化）成形されてなるのが好ましい。即ち、金属バインダは任意成分である（実施例３参照）。金属バインダを用いることにより、温間又は冷間圧密成形の際に、金属バインダ成分同士の結合により、成形性が向上する。したがって、金属バインダ（メタルボンド）を用いた本実施形態の磁石成形体では機械的強度に優れる。さらに、金属バインダ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、温間又は冷間圧密成形の際にバインダ材料として金属粒子を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。金属バインダを用いる際には、磁石粒子と金属粒子（バインダ材料）とが、均一になるまで混合機等で混合して、圧密成形すればよい。なお、金属バインダは、既存のボンド磁石における有機物（有機高分子）バインダ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。
　金属バインダの配合量は、磁石成形体の全質量に対して３０質量％が好ましく、より好ましくは０．１～２０質量％、更に好ましくは１～１５質量％、特に好ましくは３～１０質量％の範囲である。金属バインダの配合量が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。更に金属バインダの配合量が１５質量％以下、特に１０質量％以下であれば、保磁力を向上させ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体とすることができる点で優れている。また、金属バインダは任意成分であることから、配合量の下限は特に制限されるものではない。金属バインダを用いる場合、金属バインダの配合量が０．１質量％以上であれば、金属バインダとしての効果が十分に発揮される。金属バインダの配合量が１質量％以上、特に３質量％以上であれば、保磁力を向上させ、高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体とすることができる点で優れている。
　金属バインダとして製造時に配合する金属粒子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。バインダ材料である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。なお、バインダ材料である金属粒子は、成形時に磁石粒子間に展伸して、その粒子形状をとどめない状態で磁石成形体中に存在することから、ここで規定する金属粒子の大きさ（平均粒子径）は、製造段階（特に固化成形する前の段階）ものである。金属粒子の平均粒子径は、レーザ回折法により計測することができ、Ｄ５０を指標とする。
　金属バインダとして製造時に配合する金属粒子の形状としては、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。
　金属バインダとして製造時に配合する金属粒子としては、塑性変形に伴うエネルギーの弾塑性比が５０％以下の非磁性の金属粒子（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、金属バインダとして有効に機能するためである。金属バインダ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＝Ｅｅ／Ｅｐ×１００（％）として求められる。弾塑性比は、圧入深さを５０～１００ｎｍで評価したときの数値を用いた。例えば、実施例で用いたＺｎ粒子は弾塑性比５０％以下である。
　金属バインダは、上記したように（弾塑性比が５０％以下の変形しやすい）非磁性の金属元素が好ましく、具体的には、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ以外の金属元素である。特に金属粉末として得られるものであれば、金属バインダに用いるバインダ材料である金属粒子として使用することができる。金属バインダとしては、具体体的には、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｇａ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。バインダ材料である金属粒子としても、同様に、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ、ＧａおよびＡｌの少なくとも一種の軟質の金属粒子または合金粒子などが好適に用いられる。このうち、特にＺｎ粒子が好ましい。これは、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系のメタルボンド磁石成形体は作製が難しいためである。特に高保磁力のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系のメタルボンド磁石成形体の作製は難しいが、上記した被膜付磁石粒子にＺｎ粒子を加えて圧密成形することで、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の高密度の磁石成形体を作製できるためである。好ましくは、更に、この磁石成形体を熱処理することにより、磁石成形体中のＺｎバインダとＳｍＦｅＮ（磁石粒子）が反応し、高保磁力なＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系のメタルボンド磁石成形体を作製することができるためである。上記成形条件及び熱処理条件は第４実施例で説明する。
　（ＩＩＩ）被膜付磁石粒子の製造方法（第３実施形態）
　本発明の第３実施形態は、前記被膜付磁石粒子（第１実施形態）を製造する方法である。本実施形態の被膜付磁石粒子の製造方法は、微粉砕により磁石粒子を調製する間に、該磁石粒子表面への膜厚１～２０ｎｍの酸化層被膜の成形と、該酸化層の外側への膜厚１～１００ｎｍの有機層被膜の形成を行うものである。このようにして、製品（又は原料）である被膜付磁石粒子が得られる。以下、好適なＳｍ－Ｆｅ－Ｎの磁石粒子（コア部）の被膜付磁石粒の作製方法を例により説明する。但し、他の合金組成の磁石粒子（コア部）の膜付磁石粒子についても、希土類元素と遷移金属元素と非金属元素を適宜入れ替えることで、同様にして実施することができる。
　（１）母合金の合成段階（Ｓ１）
　母合金の合成段階（Ｓ１）において、目的とする原料合金は、不活性ガス雰囲気中、高周波炉、アーク溶解炉、または液体超急冷法によっても作製できる。Ｓｍ－Ｆｅ原料合金の組成はＳｍが２０～３０ｍａｓｓ％、Ｆｅが８０～７０ｍａｓｓ％の範囲にあることが好ましい。Ｓｍ－Ｆｅ原料合金におけるＳｍが２０ｍａｓｓ％以上であれば合金中にα－Ｆｅ相が存在するのを抑制することができ、高保磁力が得られる点で優れている。また、Ｓｍが３０ｍａｓｓ％以下であれば、高い残留磁束密度が得られる点で優れている。
　高周波炉及びアーク溶解炉を用いた場合、溶融状態から合金が凝固する際にＦｅが析出し易く、このことは磁気特性、とくに保磁力の低下をひきおこす。そこでＦｅ単体での相を消失させ、合金の組成の均一化および結晶性の向上を目的として焼鈍を行うことが有効である。この焼鈍は８００℃～１３００℃で行う場合に効果が顕著である。この方法で作製した合金は液体超急冷法などと比較して結晶性が良好であり、高い残留磁束密度を有している。
　液体超急冷法、ロール回転法などの合金作製法でも、目的組成の合金を作製できる。ただし、冷却速度が大きい場合には合金の非晶質化が起こり、残留磁束密度、保磁力が他の方法ほど上昇しない場合がある。この場合にも焼鈍等（焼鈍は８００℃～１３００℃で行う場合に効果が顕著である。）の後処理が必要である。
　得られた合金（母合金）の組織観察を行うことで、熱処理（焼鈍）後の結晶粒の大きさを同定することができる。通常の５ｋｇのインゴットを溶製し、熱処理（焼鈍）した場合、５０μｍ～５ｍｍ程度の幅を有する柱状組織の結晶粒が得られる。
　（２）粗粉砕段階（Ｓ２）
　この段階（Ｓ２）の粉砕は、不活性ガス雰囲気中、ジョークラッシャー、スタンプミル、ブラウンミル、コーヒーミル等のような粗粉のみを調製するような方法でもよいし、ボールミル、ジェットミルによっても条件次第で可能である。
　ただし、この段階（Ｓ２）の粉砕は、次の段階（Ｓ３）における窒化を均一に行うためのものであり、その条件とあわせて十分な反応性を有し、かつ酸化が顕著に進行しない粉体状態に調製することが重要である。本段階では、粗粉砕した合金の平均粒子径が２０～５００μｍ程度にまで粗粉砕すればよい。
　またこの段階（Ｓ２）で、水素吸蔵と水素放出処理を行うことで、その体積変化により粉砕を促進することができる。
　（３）窒化段階（Ｓ３）
　窒化段階（Ｓ３）において、粉砕された原料母合金を窒化させる方法としては原料合金粉末をアンモニア分解ガスまたは、窒素と水素の混合ガス中で加熱処理する方法が有効である。合金中に含まれる窒素量は加熱温度と処理時間によって制御し得る。
　窒素、水素、アンモニアガスの混合比は処理条件との関連で変化させ得るが、アンモニアガス分圧としては、特に０．０２～０．７５ａｔｍが有効であり、処理温度は２００～６５０℃の範囲が好ましい。２００℃以上であれば合金中への十分な窒素侵入速度を確保することができ、６５０℃以下であれば、鉄の窒化物が生成することなく、高い磁気特性を発現することができる点で優れている。また、可能な限り、酸素分圧と露点を低下させる方が望ましい。窒素と水素の混合ガス中で加熱処理する方法でも、処理温度は２００～６５０℃の範囲が好ましい。窒素と水素の混合ガスは、任意の混合比であればよく、Ｎ２－１～９９体積％Ｈ２混合ガスなどを用いることができるが、Ｎ２－２０～９０体積％Ｈ２混合ガスが好ましい。本段階で得られる磁石粗粉の平均粒子径は２５～３０μｍ程度まで粗粉砕すればよい。これは、ビーズミルの場合、例えば、流動性を確保するために溶媒との組み合わせでＩＰＡの場合、磁石粗粉の平均粒子径は２５～３０μｍ程度が適当といえる。
　なお、上記（１）～（３）の段階は任意であり、上記（１）～（３）の段階により得られた酸素濃度が低い粗大なＳｍＦｅＮ系合金粉末（磁石粗粉）に代えて、市販品を用いてもよいし、他の方法により調製してもよい。例えば、好適な磁石粗粉である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ガスの混合ガス等の雰囲気中で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。
　（４）微粉砕段階（Ｓ４）＝酸素層及び有機層の形成段階
　微粉砕段階（Ｓ４）では、上記（１）～（３）の段階により得られた酸素濃度が低い粗大なＳｍＦｅＮ系合金粉末（磁石粗粉）（或いは市販品や上記した他の方法により得られた磁石粗粉）を、不活性ガス雰囲気中で、所定の平均粒子径になるまで粉砕加工（微粉砕処理）を施し、乾燥する。なお、溶融拡散法で得られる２０μｍ程度の低酸素なＳｍＦｅＮ系合金粉末を用いても全く、同様の結果を得ることができる。
　本段階（Ｓ４）で、磁石粗粉を所望の大きさになるまで微粉砕方法としては、ボールミルやビーズミルで湿式粉砕することが最も有効であるが、カッターミル、ジェットミルなどの方法で乾式粉砕することも可能である。乾式粉砕は、微粉砕した磁石粒子が不純物を含みにくいという点で、有利である。湿式粉砕は、磁石粒子を平均粒子径２μｍ以下にまで微細に粉砕できるため、得られる磁石成形体の保磁力が高くなり好ましい。微粉砕により磁石粒子を調製する間に、該磁石粒子表面への酸化層被膜の成形と、該酸化層の外側への有機層の形成を行う観点からは、上記湿式粉砕が望ましい。さらに必要に応じて、微粉砕した被膜付磁石粒子（又は磁石粒子）を、メッシュ等で分級してもよい。分級した被膜付磁石粒子（又は磁石粒子）の粒子径はレーザ回折法により計測し、必要があれば更に分級を行えばよい。これらにより、所望の大きさ（平均粒子径）の被膜付磁石粒子（又は磁石粒子）を得ることができる。以下（次段階以降を含む）、湿式粉砕しつつ、酸素層及び有機層被膜を形成する方法を例に取り説明する。但し、本段階（Ｓ４）では、乾式粉砕を行って、磁石粒子（コア部）を形成し、その後に、別途、所望の酸素濃度を有する不活性ガス雰囲気中で酸化処理して、磁石粒子表面（内側）に酸化層を形成してもよい。更に、その後、有機物を含む溶液を用いて、酸化層の外側に有機層を形成してもよい。
　本段階（Ｓ４）において湿式粉砕する場合、溶媒中の水分量と（次段階の）乾燥時の雰囲気中の酸素濃度を制御することで、表面に適度な膜厚（１～２０ｎｍ）の酸化膜（酸化層）が形成されたＳｍＦｅＮ系磁石粒子を得ることができる。膜厚１～２０ｎｍの酸化層を形成する観点からは、湿式粉砕に用いる溶媒中の水分を脱水することで、粉砕中の酸化抑制効果を極めて高く維持することができるため、酸化層を薄く抑制することが可能である。かかる観点から、溶媒中の水分量は、溶媒全量に対して、０．０１～３．０質量％が好ましく、より好ましくは０．０１～１．０質量％の範囲である。湿式粉砕に用いる溶媒中の水分量が０．０１質量％以上であれば、粒子表面の全体を均一酸化させる点で好ましいほか、磁石粒子表面（内側）に形成される酸化層の膜厚を１ｎｍ以上に制御するのが容易である点で優れている。湿式粉砕に用いる溶媒中の水分量が３．０質量％以下であれば、急激な酸化反応や過剰な酸化反応を抑制する点で好ましいほか、磁石粒子表面（内側）に形成される酸化層の膜厚を２０ｎｍ以下に制限するのが容易である点で優れている。さらに（次段階の）乾燥時の雰囲気ガス中の酸素濃度に関しては、次段階で説明する。
　湿式粉砕に用いる溶媒は、無水の有機溶媒が好ましいが、酸化層の膜厚を制御する観点からは、（有機）溶媒中の水分量を上記に規定する範囲とするのが望ましいといえる。更には、脱水したアルコール類（有機溶媒）が好ましい。ここでもまた脱水したアルコール類（有機溶媒）が好ましいとしているが、酸化層の膜厚を制御する観点からは、アルコール類（有機溶媒）中の水分量を上記に規定する範囲とするのが望ましいといえる。また、磁石粒子の比重に対して、著しく比重が異なる溶媒では、遠心力によりスラリーの流動性が損なわれるため、流動性を確保できるような適度な比重を有する溶媒を選択する必要がある。かかる観点から溶媒の比重は、磁石粒子の比重の０．０５～１．５倍が好ましく、より好ましくは０．１～０．３倍であり、例えば、炭素数１～１０のアルコール（有機溶媒）が好適に利用できる。湿式粉砕する場合に用いることのできる溶媒としては、上記した要件（条件）を満足するものが好ましく、より好ましくは、炭素数１～６のアルコール類（有機溶媒）である。具体的には、例えば、メタノール、エタノール、２－プロパノール、イソプロピルアルコール（ＩＰＡ）、１－ブタノールなどのアルコール類、酢酸エチル、酢酸ブチル、プロピレングリコールモノメチルエーテルアセテート、プロピレングリコールモノエチルエーテルアセテートなどのエステル類、ジエチルエーテル、プロピレングリコールモノメチルエーテル、エチレングリコールモノエチルエーテルなどのエーテル類、ジメチルホルムアミド、Ｎ－メチルピロリドンなどのアミド類、アセトン、メチルエチルケトン、アセチルアセトン、シクロヘキサノンなどのケトン類などが挙げられる。これら有機溶媒は、単独でもまたは２種以上混合して用いてもよい。環境面、操作の簡便性などからも、上記溶媒としては、メタノール、エタノール、２－プロパノール、イソプロピルアルコール、１－ブタノールなどのアルコール類、もしくはアルコール類と酢酸エチルとの混合溶媒等が好ましい。
　また、本段階（Ｓ４）において、ビーズミル等で湿式粉砕する場合、スラリーの溶媒中に潤滑剤を添加すると磁石粒子表面の酸化層の外側に膜厚１～１００ｎｍの有機層を効率的に成膜することができる。潤滑剤の添加量は、目標とする磁石粒子の粒径に応じて、粒径が細かくなるほど多く添加する必要があるが、通常は０．１～２０質量％の添加が好適であり、より好ましくは１～１０質量％の範囲である。潤滑剤の添加量が０．１質量％以上であれば、酸化層の外側に形成される有機層の膜厚を１ｎｍ以上に制御するのが容易である。その結果、潤滑作用と酸化防止作用と固化成形時の磁石粒子（コア部）同士の結着抑制効果が得られる点で優れている。潤滑剤の添加量が２０質量％以下であれば、過剰な酸素源を抑制できるほか、酸化層の外側に形成される有機層の膜厚を１００ｎｍ以下に制御するのが容易である。その結果、潤滑作用と酸化防止作用と固化成形時の磁石粒子（コア部）同士の結着抑制効果が得られる点で優れている。
　上記潤滑剤としては、粘度が１０ｍＰａ・ｓ（１０ｃＰ）以下、好ましくは０．１～８．０ｍＰａ・ｓで、発火性がなく乾燥も行いやすい有機液体を用いるのが好ましい。例えば、オクタン酸、オクタン酸エチル、オクタン酸メチル、ラウリン酸エチル、ラウリン酸ブチル、ラウリン酸メチル等がある。特に、脂肪酸エステルを用いることができる。これらの潤滑剤を用いることで、潤滑作用と酸化防止作用と固化成形時の磁石粒子（コア部）同士の結着抑制効果が得られるため好適である。潤滑剤としては、上記に例示したほかにも、第１実施形態の有機層を構成する有機物として具体的に例示した化合物を用いることができる。
　また、本段階（Ｓ４）において、ビーズミル等で湿式粉砕する場合、スラリーの溶媒中に潤滑剤を添加すると磁石粒子表面の酸化層の外側に膜厚１～１００ｎｍの有機層を効率的に成膜することができる。スラリー中の磁石粗粉の含有量は、粉砕メディアの添加量を確保しつつ、スラリーの流動性を確保する観点から、通常は２０～６０質量％が好適であり、より好ましくは３０～５０質量％の範囲である。磁石粗粉の含有量が２０質量％以上であれば、磁石粉末の投入量を増大することができる利点がある。磁石粗粉の含有量が６０質量％以下であれば、粉砕メディアの添加量が増大し、粉砕速度が向上する点で優れている。
　以上のことから、上記有機層は、脂肪酸エステルとアルコールの混合溶液中で製膜するのが好ましい。磁石粒子の微細化のための湿式粉砕工程で、磁石粒子のスラリー化のため、潤滑剤として好適な脂肪酸エステルと溶媒（有機溶液）として好適なアルコールを活用することで、粉砕工程と（酸化層及び）有機層の形成工程を同一工程で実施することができ省工程が可能である。また、溶媒中の水分を脱水することで、粉砕中の酸化抑制効果を極めて高く維持することができるため、酸化層を薄く抑制することが可能である。脂肪酸エステルとアルコールの混合比率としては、混合溶液中の脂肪酸エステル（潤滑剤）の含有量を０．１～１０質量％とするのが、上記効果を有効に発現し得る点で優れている。
　（５）乾燥段階（Ｓ５）
　乾燥段階（Ｓ５）では、ＩＰＡやヘキサン、アセトンを用いて、湿式粉砕により得られた被膜付磁石粒子の表面の有機溶液を洗い流すとともに、揮発性の高いものに置換し、不活性ガス雰囲気のグローブボックス中で、室温で放置して、乾燥させればよい。このとき、不活性ガス雰囲気中の露点は－１０℃以下、酸素濃度は０．００１～１体積％に抑制することが望ましい。これは、前段階（Ｓ４）の湿式粉砕における溶媒中の水分量と本段階（Ｓ５）の乾燥時の雰囲気中の酸素濃度を制御することで、表面に適度な膜厚（１～２０ｎｍ）の酸化膜（酸化層）が形成された磁石粒子を得ることができるためである。このことから、本段階（Ｓ５）の乾燥時の不活性雰囲気ガス中の酸素濃度は、雰囲気ガス全量に対して、０．００１～１体積％が好ましく、より好ましくは０．００５～０．０２体積％の範囲である。乾燥時の雰囲気ガス中の酸素濃度が０．００１体積％以上であれば、比較的な安価なガスや装置を活用しつつ、酸化反応を進めることができ、磁石粒子表面（内側）に形成される酸化層の膜厚を１ｎｍ以上に制御するのが容易である点で優れている。乾燥時の雰囲気ガス中の酸素濃度が１体積％以下であれば、酸化速度を抑制しつつ均一に酸化反応を進めることができるほか、磁石粒子表面（内側）に形成される酸化層の膜厚を２０ｎｍ以下に制御するのが容易である点で優れている。
　本段階（Ｓ５）では、乾燥中に気化熱により温度が低下しすぎることを避けるため、ホットプレートで加温しながら乾燥させてもよいが、温度が高くなりすぎると酸化が進行するため、６０℃以下に保つことが望ましい。
　以上の段階（Ｓ１）～（Ｓ５）により、被膜付磁石粒子を製造することができる。調製された被膜付磁石粒子の大きさ（平均粒子径）は、第１実施形態の被膜付磁石粒子の大きさ（平均粒子径）と同様である。被膜付磁石粒子の平均粒子径の測定方法について、第１実施形態で説明した方法と同様にして求めることができる。
　（６）被膜付磁石粒子等の検査
　以上の段階（Ｓ１）～（Ｓ５）により本実施形態の被膜付磁石粒子が製造できたことの確認などは、以下により検査により行った。
　（６－１）平均粒子径の測定（検査）
　ここで、被膜付磁石粒子の平均粒子径は、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、被膜付磁石粒子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、被膜付磁石粒子の形状（ないしその断面形状）が一様でないことから、観察画像（数～数十視野）内の各磁石粒子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、被膜付磁石粒子（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。
　（６－２）酸素濃度の測定（検査）
　被膜付磁石粒子の酸素濃度は、赤外線吸収法による酸素窒素分析装置を用いて計測が可能である。当該検査は、段階（Ｓ３）の窒化後の合金粉末（磁石粗粉）の酸素濃度を検査することで、磁石粗粉の合金組成を確認することができる。さらに酸素濃度は、酸化層の大まかな生成量を把握する目的で測定（検査）することもできる。
　（６－３）表面被膜状態の測定（検査）
　被膜付磁石粒子の表面状態は、樹脂包埋した被膜付磁石粒子をＦＩＢ法（集束イオンビーム加工法）で断面を切り出し、ＴＥＭ観察を実施することで同定できる。これにより、被膜付磁石粒子の磁石粒子（コア部）の平均粒子径、酸化層の膜厚、有機層の膜厚を求めることができる。また被膜付磁石粒子の表面に予め、Ａｕ等で蒸着膜を形成することで試料加工後も、被膜付磁石粒子の最表面（樹脂包埋後にも有機層の最表面）を特定することが可能である。更に、被膜付磁石粒子表面の深さ方向（粒子中心に向けた半径方向）の状態はＸＰＳ（Ｘ線光電子分光法）にて解析が可能である。これらから、被膜付磁石粒子の磁石粒子（コア部）の平均粒子径、酸化層の膜厚、有機層の膜厚を求めることができる。これらコア部の平均粒子径、酸化層の膜厚、有機層の膜厚も、（コア部）の平均粒子径、酸化層の膜厚、有機層の膜厚についても、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）などの観察手段を用い、数～数十視野中に観察されるコア粒子の粒子径、酸化層の膜厚、有機層の膜厚の平均値として算出される値を採用するものとする。なお、平均値を求めるため、観察視野は、２０以上を確保した。
　（ＩＶ）磁石成形体の製造方法（第４実施形態）
　上記した第２実施形態のメタルボンド磁石成形体を製造する方法につき説明する。
　本実施形態は、第１実施形態の被膜付磁石粒子を、有機物のバインダ（樹脂バインダ）を用いずに、金属バインダ材料である金属粒子、好ましくはＺｎ粒子を用いて、型成形にて固化成形するメタルボンド磁石成形体の製造方法である。好ましくは６００℃以下の温度の被膜付磁石粒子と前記Ｚｎ粒子の混合物を、１～５ＧＰａで加圧成形するのが望ましい。かかる構成を有することにより、上記した第２実施形態の効果を有する磁石成形体が得られる。更に磁石粒子間の境界層を通じて、金属バインダであるＺｎ等の拡散が容易になり、Ｚｎ等が磁石粒子（特にＳｍＦｅＮ系磁石粒子）を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。これにより高保磁力なメタルボンド磁石成形体を提供できるものである。以下、本実施形態のボンド磁石成形体の製造方法につき、バインダにＺｎ（粒子）を用い、磁石粒子（コア部）にＳｍＦｅＮ系磁石粒子を用いた場合を中心に取り説明する。
　本実施形態のボンド磁石成形体の製造方法は、準備工程（Ｓ１１）と、温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）と、熱処理工程（Ｓ１３）と、を有する。準備工程（Ｓ１１）は、上記した第１実施形態の被膜付磁石粒子と、任意成分の金属バインダである金属粒子との混合物を用意する工程である。温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）では、適当な温度（好ましくは６００℃以下の温度）の前記被膜付磁石粒子と前記金属粒子の混合物を、成形型中で、適当な圧力（好ましくは１～５ＧＰａの成形面圧）で加圧（圧密）成形し、第２実施形態の磁石成形体を得る。或いは、更に熱処理工程（Ｓ１３）を行い第２実施形態のメタルボンド磁石成形体を得てもよい。熱処理工程（Ｓ１３）では、温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）で得られた磁石成形体を、３５０～６００℃の温度で１～１２０分加熱し、第２実施形態の磁石成形体を得る。なお、熱処理工程（Ｓ１３）は任意の工程である。このようにして、製品であるメタルボンド磁石成形体が得られる。
　（１）準備工程（Ｓ１１）
　準備工程（Ｓ１１）では、原料となる第１実施形態の被膜付磁石粒子と、有機物のバインダ（樹脂バインダ）を用いずに、金属バインダである金属粒子とをブレンドした混合物を用意し、次工程（Ｓ１２）に供するのが好ましい。原料となる第１実施形態の被膜付磁石粒子は、第３実施形態の製造方法により用意（調製）することができる。また金属バインダである金属粒子は、任意成分であり、市販品（特注品を含む）を用いてもよく、調製してもよい。また金属バインダは、第２実施形態で説明した金属バインダと同様のものを用いることができる。
　本工程では、第３実施形態の製造方法により調製した被膜付磁石粒子に、任意成分の金属バインダ材料である金属粒子をブレンドした混合物を用意するのが好ましい。上記被膜付磁石粒子に、金属粒子をブレンドすることにより、次工程での温間又は冷間圧密成形の際に、高密度に成形しても、磁石粒子同士の結着を抑制することができる。そのため高密度化することができ、残留磁束密度を（Ｂｒ）が向上し、尚且つ保磁力の高い磁石成形体を得ることができる。また、金属粒子（金属バインダ）をブレンドすることにより、次工程で高面圧成形する際に、金属バインダ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、金属粒子（金属バインダ）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）バインダを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。上記被膜付磁石粒子に、金属バインダ材料である金属粒子をブレンドして混合物を調製（用意）する際には、被膜付磁石粒子と金属粒子とが、均一になるまで混合機等で混合すればよい。なお、金属粒子（金属バインダ材料）は、樹脂製ボンド磁石における有機物のバインダ（樹脂バインダ）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点でも優れている。
　上記被膜付磁石粒子に関しては、第１実施形態の被膜付磁石粒子で説明したのと同様である。また、上記金属粒子に関しては、第２実施形態の金属バインダ（金属粒子）で説明したのと同様である。
　準備工程以後の工程、すなわち、準備工程から温間又は冷間圧密成形工程（更に熱処理工程）まで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、酸化物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、微粉砕した被膜付磁石粒子を成形工程や熱処理工程で加熱する際、酸化により磁気特性が激しく劣化し、粒子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。
　（２）温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）
　本工程（Ｓ１２）は、適当な温度（好ましくは６００℃以下の温度）の被膜付磁石粒子と任意成分の金属粒子の混合物を、成形型中で、適当な圧力（好ましくは１～５ＧＰａの成形面圧）で加圧（圧密）成形し、第２実施形態のボンド磁石成形体を得る工程である。本実施形態では、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３合金を被膜付磁石粒子のコア部として用いた場合にも、６００℃以下の温度で成形することで、磁石粒子の熱分解を抑制することができる利点がある。また、６００℃以下の温度の被膜付磁石粒子と任意成分の金属粒子（以下、磁石粒子等混合物ともいう）を、１～５ＧＰａの高面圧で加圧（圧密）成形することにより、磁石粉末を高温焼結してバルク磁石を形成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、磁石粒子、とりわけＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子の優れた磁気特性を維持したまま、上記した第２実施形態の効果を有する磁石成形体を得ることができる。すなわち、有機物（バインダ）で固化成形しないで、高密度に成形しても、磁石粒子同士の結着を抑制することができる。これにより、残留時磁化（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃ）の双方が向上した磁石成形体を得ることができる。ここで、上記磁石粒子等混合物には、任意成分の金属粒子を含まない形態（被膜付磁石粒子からなる形態）も包含するものとする。
　また、本成形工程（Ｓ１２）では、上記磁石粒子等混合物は、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または加熱しない状態で加圧（圧密）成形するのが好ましい。なお、高密度（例えば、相対密度５０％以上、好ましくは８０％以上）の磁石成形体を得る場合、成形の手法は型成形が好ましい。具体的には、常温（加熱しない状態）で加圧（圧密）成形する冷間圧密成形法でも十分に成形可能であるが、加熱された状態で加圧（圧密）成形する温間圧密成形法の方が、より低減された成形面圧で磁石成形体を得ることができる点で優れている。したがって、本成形工程では、上記温間圧密成形法を用いた方が、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点で優れている。さらに、本成形工程では、上記温間圧密成形法を用いた方が、冷間圧密成形法で（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。かかる観点から、本成形工程で上記温間圧密成形法を用いる場合、加圧（圧密）成形時の磁石粒子等混合物の温度は、より好ましくは５０～５００℃、さらに好ましくは１００～４５０℃の範囲である。特に好ましくは１００～２５０℃の範囲である。
　本成形工程（Ｓ１２）では、高密度（好ましくは相対密度５０％以上、より好ましくは８０％以上）の磁石成形体を得るのが好ましい。本成形工程で得られる磁石成形体の相対密度に関しては、第２実施形態で説明した磁石成形体の相対密度に関する事項（内容）と同様である。
　また、本成形工程（Ｓ１２）では、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、ほぼそのまま製品または次工程に使用でき、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、加圧（圧密）成形のみで作製された磁石成形体であり、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。
　本成形工程（Ｓ１２）において、上記温間圧密成形法を用いる場合、磁石粒子等混合物を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磁石粒子等混合物を加熱しておいてもよいし、磁石粒子等混合物を成形型に投入した後に成形型と共に加熱してもよい。本成形工程では、上記温間圧密成形法を用いる場合、磁石粒子等混合物が６００℃以下に加熱された状態で、加圧（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、磁石粒子等混合物を成形型に投入した後、成形型ごと磁石粒子等混合物を加熱することができる。磁石粒子等混合物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、磁石粒子等混合物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粒子等混合物の温度とみなす。その他、高周波等による加熱も可能である。成形型と共に磁石粒子等混合物を加熱する場合には、磁石粒子等混合物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、磁石粒子等混合物のみを予め加熱する場合には、磁石粒子等混合物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、磁石粒子等混合物が６００℃以下の温度に加熱されていればよい。
　なお、本成形工程（Ｓ１２）において、上記冷間圧密成形法を用いる場合、磁石粒子等混合物を加熱することなく、磁石粒子等混合物を成形型に投入し、以下の加圧（圧密）成形を行えばよい。
　加圧（圧密）成形は、磁石粒子等混合物を１～５ＧＰａの圧力（成形面圧）で行う（固化成形する）のが好ましい。加圧（圧密）成形時の圧力（成形面圧）が１ＧＰａ以上であれば、磁石成形体を十分に形成することができる。加圧（圧密）成形時の圧力（成形面圧）が５ＧＰａ以下であれば、成形型の寿命を延ばせる（高寿命化が図れる）点で優れている。加圧（圧密）成形時の圧力（成形面圧）は、所望の磁気特性（更に高密度、例えば相対密度５０％以上、好ましくは８０％以上）の磁石成形体を得つつも金型寿命をより延ばせるとの観点から、より好ましくは１．５～３．５ＧＰａの範囲である。加圧（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ことができる。
　本成形工程で得られる磁石成形体では、相対密度が５０％以上であるのが好ましい。相対密度が５０％以上であると、車載モータまたは車載センサ、アクチュエータ、電圧変換装置等の電磁機器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。
　本成形工程で得られる磁石成形体では、当該成形体内部の磁石粒子（磁石粒子間）の境界層が、厚さ１～２０ｎｍの断続的な酸化物または炭化物または有機物または空隙のいずれか、あるいはそれらの複合物であるのが好ましい。かかる構成により、磁石粒子（コア部）同士の間隙に非磁性の物質が介在して微小な粒径の磁石粒子（コア部）が有する高い保磁力を維持することが可能である。
　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１（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１（ｂ）は図１（ａ）のＡ－Ａ方向の断面図である。図１（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１（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、磁石粒子等混合物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、その下部の磁石粒子等混合物を加圧（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（固化成形）することができる。また、図１（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（または加熱することなく）、成形空間内の磁石粒子等混合物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１（ａ）に示すように、温間圧密成形法を用いる場合に加熱温度をモニタできるように、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１（ｂ）に示すように、温度センサ用孔１７は、磁石粒子等混合物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および磁石粒子等混合物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、磁石粒子等混合物１４の温度とみなすことができる。
　（３）熱処理工程（Ｓ１３）
　本熱処理工程（Ｓ１３）は、上記した温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）の後、形成（固化成形）された磁石成形体を熱処理することが好ましい。当該熱処理は、第２実施形態で説明した亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を熱処理する場合に特に効果的である。これは、被膜付磁石粒子に亜鉛粒子を混合して型成形することで、ＳｍＦｅＮ系の高密度圧密体（磁石成形体）を作製すことができる。このＳｍＦｅＮ系の高密度圧密体（磁石成形体）を熱処理することにより、金属バインダの亜鉛と磁石粒子のＳｍＦｅＮが反応し、高保磁力なＳｍＦｅＮ系磁石成形体（亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品）とすることができる点で優れている。また、熱処理により、ＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域を低減し、残らないようにすることで、磁石粒子（磁石粒子間）の境界層を通じた亜鉛の拡散が容易になり、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。
　本熱処理工程（Ｓ１３）は、上記した温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）の後、形成（固化成形）された磁石成形体を、Ｚｎの融点（４１７℃）以上、磁石粒子（コア部）分解温度以下の温度で３０～６０分加熱するのが好ましい。より好ましくは４２０～５００℃の温度で１５～１２０分、さらに好ましくは４３０～４６０℃で３０～６０分加熱するのが好ましい。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、第２実施形態で説明した亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体の熱処理品の場合には、熱処理により、ＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域を低減し、残らないようにすることで、磁石粒子（磁石粒子間）の境界層を通じた亜鉛の拡散が容易になる。これにより、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。これにより高保磁力なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供できるものである。このことから、第２実施形態で説明した亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を熱処理して得られる磁石成形体内部のＺｎバインダの周辺に生成するＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域の厚さは、５μｍ以下であるのが好ましい。より好ましくは１μｍ以下である。
　磁石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、温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）の温間圧密成形法と同様の方法で磁石成形体を加熱することができる。例えば、成形工程（Ｓ１２）の温間圧密成形法において、成形型中に設置したヒータで成形型と磁石粒子等混合物とを共に加熱した場合には、加圧（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、成形工程（Ｓ１２）で得られた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、本工程（Ｓ１３）の熱処理を施すこともできる。本熱処理工程では、磁石成形体を、より好ましくは３８０～４８０℃で、１０～６０分加熱することものである。なお、本熱処理工程の高い効果を得るためには、加圧（圧密）成形時の（加熱）温度よりも、本工程での熱処理温度を高くすることが好ましい。
　本熱処理工程において、第２実施形態で説明した亜鉛添加Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石成形体を熱処理して得られた磁石成形体は、相対密度が８０％以上であるのが好ましい。相対密度が８０％以上に高密度化することで残留磁化（Ｂｒ）に優れると共に、磁石粒子（磁石粒子間）の境界層を通じた亜鉛の拡散が容易になり、亜鉛がＳｍＦｅＮ系磁石粒子を取り囲むように拡散することができるため保磁力が向上する。これにより高い保磁力と高い残留磁束密度を有する高性能なＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体を提供することができる。であると、このように、相対密度が８０％以上であれば、車載モータまたは車載センサ、アクチュエータ、電圧変換装置等の電磁機器の用途に十分な抗折強度の磁石成形体となる。
　本実施形態によれば、上記した製造方法（各工程の実施）により得られた、第１実施形態の要件を満足する磁石成形体は、残留磁束密度Ｂｒが０．９Ｔ以上、保磁力Ｈｃが５５０ｋＡ／ｍ以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１７１ｋＪ／ｍ３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０．８０Ｔ以上、保磁力が１１００ｋＡ／ｍ以上、最大エネルギー積が１７３ｋＪ／ｍ３以上であるのが望ましい。残留磁束密度、保磁力及び最大エネルギー積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４実施形態の他の態様Ａ＞
　第４実施形態のメタルボンド磁石成形体の製造方法の第４実施形態の他の態様Ａとしては、第４実施形態の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）の代わりに、磁場中での温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ２２）を有する。すなわち、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、製品であるメタルボンド磁石成形体を得る。準備工程（Ｓ２１）および熱処理工程（Ｓ２３）は、それぞれ第４実施形態の準備工程（Ｓ１１）および（Ｓ１３）と同様であり、また、熱処理工程（Ｓ２３）は任意の工程である。よって、以下では、磁場中での温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ２２）につき説明する。
　（２’）磁場中温間圧密成形工程（Ｓ２２）
　本成形工程（Ｓ２２）は、適当な磁場中（好ましくは６ｋＯｅ以上の磁場中）で、適当な温度（好ましくは６００℃以下の温度）の磁石粒子等混合物を、成形型中で、適当な圧力（好ましくは１～５ＧＰａ以上の成形面圧）で加圧（圧密）成形する工程である、これにより、第３実施形態のボンド磁石成形体を得ることができる。本成形工程工程（Ｓ２２）は、温間又は冷間圧密成形工程を磁場中で実施する以外は、第４実施形態の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）と同様である。
　本態様Ａにおいて、磁石粒子等混合物に用いる被膜付磁石粒子のコア部（特にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子）は、異方性であることが好ましい。異方性の磁石粒子（特にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子）を有する被膜付磁石粒子を用いて磁場中で温間又は冷間圧密成形を行うことにより、磁石粒子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。上限は特に制限はないが、磁化容易軸を揃えるという効果が飽和してしまうため、２５ｋＯｅ以下が好ましい。
　磁場中で温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ２２）を実施するには、好適な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加圧（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、所望のメタルボンド磁石成形体を得る。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、所望のメタルボンド磁石成形体を得ることができる。
　＜第４実施形態のさらに他の態様Ｂ＞
　第４実施形態のメタルボンド磁石成形体の製造方法の第４実施形態のさらに他の態様Ｂとしては、第４実施形態の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）の代わりに、磁場中での予備圧縮成形工程（Ｓ３２）および温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ３３）を有する。準備工程（Ｓ３１）および熱処理工程（Ｓ３４）は、それぞれ第４実施形態の準備工程（Ｓ１１）および（Ｓ１３）と同様であり、また、熱処理工程（Ｓ３４）は任意の工程である。すなわち、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、製品であるメタルボンド磁石成形体を得る。よって、以下では、主に磁場中での予備圧縮成形工程（Ｓ３２）につき説明する。
　（２ａ”）磁場中予備圧縮成形工程（Ｓ３２）
　本態様Ｂでは、温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ３３）の前に、磁石粒子等混合物を適当な磁場中（好ましくは６ｋＯｅ以上の磁場中）で圧縮成形し、適度な相対密度（好ましくは相対密度３０％以上）の磁石成形体を得る予備圧縮成形工程（Ｓ３２）をさらに有する。本態様Ｂでは、磁石粒子等混合物を、例えば、次工程で用いる金型に挿入し、金型外部から、磁場を印加して、被膜付磁石粒子中の磁石粒子（特にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子）の結晶方位をそろえる操作を行うものである。次工程の温間又は冷間圧密成形は、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又は非加熱のままで、高面圧プレス機で温間又は冷間圧密成形する。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、被膜付磁石粒子の異方性を有する磁石粒子（特にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子）は、磁化容易軸が揃った状態となる。そのため、その後の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ３３）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。
　本予備圧縮成形工程（Ｓ３２）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％以上の予備圧縮成形体であれば、被膜付磁石粒子中の磁場方向に磁化容易軸が揃った磁石粒子（特にＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粒子）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。すなわち、本工程（Ｓ３２）での成形は、仮成形（予備圧縮成形）であるため、本工程での仮成形圧力は、４９～４９０ＭＰａ程度が好ましい。これにより、上記した相対密度の成形体が得られる。本工程での仮成形温度は特に限定されないが、作業の容易性、コストを考慮すると、作業環境の温度下で圧縮することが好ましい。また、作業環境としては、酸化により劣化することを防ぐため、湿度などの環境に配慮する必要がある。加える配向磁場は大きいほど良いが、通常は０．５ＭＡ／ｍ（≒６ｋＯｅ）以上、好ましくは１．２～２．２ＭＡ／ｍ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、上記した第４実施形態の他の態様Ａ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％以上の磁石粒子等混合物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、温間又は冷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、次の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ３３）において、第４実施形態の温間又は冷間圧密成形工程（Ｓ１２）と同様にして、加圧（圧密）成形する。さらに、必要に応じて第４実施形態の熱処理工程（Ｓ１３）と同様にして熱処理工程（Ｓ３４）を実施することにより、メタルボンド磁石成形体を得ることができる。
　（磁気特性の評価）
　第３実施形態の磁石成形体及び第４本実施形態（態様Ａ，Ｂを含む）で得られた磁石成形体の物性評価は、次の手法により行うことができる。磁石密度は、磁石成形体の寸法および質量から算出することができる。磁石特性（保磁力、残留磁束密度及び最大エネルギー積）は、東英工業株式会社製パルス励磁型着磁器ＭＰＭ－１５を用い、着磁磁界１０Ｔにてあらかじめ磁石成形体の試験片を着磁後、東英工業株式会社製ＢＨ測定器ＴＲＦ－５ＡＨ－２５Ａｕｔｏを用いて測定することができる。
　（Ｖ）メタルボンド磁石成形体の用途（第５実施形態）
　本実施形態のメタルボンド磁石成形体の用途としては、第３実施形態の磁石成形体を用いた電磁機器が挙げられる。上記磁石成形体によれば、有機物のバインダ（樹脂バインダ）を含有しないため高温でも使用可能な磁石成形体であり、かつ、高密度に成形しても、磁石粒子同士の結着を抑制することができる。そのため、残留磁化（Ｂｒ）及び保磁力（Ｈｃ）の両方が向上した磁石成形体を得ることができ、電磁機器に用いた場合、小型で高性能な電磁機器が得られる。かかる観点から、本実施形態のメタルボンド磁石成形体を用いた電磁機器としては、車載用モータ、車載用センサ、アクチュエータ、電圧変換装置などが挙げられるが、これらに制限されるものではない。これら車載用モータ等についても、残留磁化（Ｂｒ）及び保磁力（Ｈｃ）の両方が向上した高密度の磁石成形体を得ることができ、小型で高性能な車載用モータ等が得られる。即ち、これら車載用モータ等であれば、性能に優れた磁石成形体を用いたシステムであるため、システムの小型化、高性能化が可能である。以下、本実施形態のメタルボンド磁石成形体を用いた電磁機器として、磁石モータ（車載用モータ等）を例に挙げて説明する。
　図２（ａ）は、表面磁石型同期モータ（ＳＭＰまたはＳＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図２（ｂ）は、埋込磁石型同期モータ（ＩＭＰまたはＩＰＭＳＭ））のロータ構造を模式的に表す断面概略面である。図２（ａ）に示す表面磁石型同期モータ４０ａでは、本実施形態のメタルボンド磁石成形体（単に磁石という）４１を表面磁石型同期モータ用のロータ４３に直接組み付けた（貼り付けた）ものである。表面磁石型同期モータ４０ａでは、所望のサイズに成形固化（更に必要に応じて切断）した磁石４１を表面磁石型同期モータ４０ａに組み付ける（貼り付ける）。この磁石４１を着磁することで面磁石型同期モータ４０ａを得ることができる。この点が埋込磁石型同期モータ４０ｂに比して優れているともいえる。特に遠心力で高速回転させた場合でも、ロータ４３から磁石４１が剥離せずに使いやすくなる点で優れている。一方、図２（ｂ）に示す埋込磁石型同期モータ４０ｂでは、本実施形態のメタルボンド磁石成形体（単に磁石という）４５を埋込磁石型同期モータ用のロータ４７に形成した埋込溝に圧入（挿入）して固定化したものである。埋込磁石型同期モータ４０ｂでは、まず、埋込溝（図示図）と同じ形状、厚さに成形固化（更に必要に応じて切断）したものを用いる。この場合には、磁石４５の形状が平板状であり、磁石４５の固化成形ないし切断が、曲面上に磁石４１製造時の成形体を成形する、或いは磁石４１自体を切削加工する必要のある表面磁石型同期モータ４０ａに比して比較的容易である点で優れている。
　なお、本実施形態は、上記に説明した特定のモータだけに何ら制限されるものではなく、幅広い分野の電磁機器に適用することができるものである。即ち、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系のボンド磁石成形体が用いられる、オーディオ機器のキャプスタンモータ、スピーカ、ヘッドホン、ＣＤのピックアップ、カメラの巻上げ用モータ、フォーカス用アクチュエータ、ビデオ機器等の回転ヘッド駆動モータ、ズーム用モータ、フォーカス用モータ、キャプスタンモータ、ＤＶＤやブルーレイの光ピックアップ、空調用コンプレッサ、室外機ファンモータ、電気かみそり用モータなどの民生用電子機器分野；ボイスコイルモータ、スピンドルモータ、ＣＤ－ＲＯＭ、ＣＤ－Ｒの光ピックアップ、ステッピングモータ、プロッタ、プリンタ用アクチュエータ、ドットプリンタ用印字ヘッド、複写機用回転センサなどのコンピュータ周辺機器・ＯＡ機器；時計用ステッピングモータ、各種メータ、ペジャー、携帯電話用（携帯情報端末を含む）振動モータ、レコーダーペン駆動用モータ、加速器、放射光用アンジュレータ、偏光磁石、イオン源、半導体製造機器の各種プラズマ源、電子偏光用、磁気探傷バイアス用などの計測、通信、その他の精密機器分野；永久磁石型ＭＲＩ、心電図計、脳波計、歯科用ドリルモータ、歯固定用マグネット、磁気ネックレスなどの医療用分野；ＡＣサーボモータ、同期モータ、ブレーキ、クラッチ、トルクカップラ、搬送用リニアモータ、リードスイッチ等のＦＡ分野；リターダ、イグニッションコイルトランス、ＡＢＳセンサ、回転、位置検出センサ、サスペンション制御用センサ、ドアロックアクチュエータ、ＩＳＣＶアクチュエータ、電気自動車駆動用モータ、ハイブリッド自動車駆動用モータ、燃料電池自動車駆動用モータ、ブラシレスＤＣモータ、ＡＣサーボモータ、ＡＣインダクション（誘導）モータ、パワーステアリング、カーエアコン、カーナビゲーションの光ピックアップなど自動車電装分野など極めて幅広い分野の各種用途に応じた形状を持っていればよい。但し、本実施形態のメタルボンド磁石成形体が用いられる用途は、上記したほんの一部の製品（部品）に何ら制限されるものではなく、現在、既存のボンド磁石成形体が用いられる用途全般に適用し得るものである。
　以下、実験例および比較例を用いてさらに詳細に説明する。ただし、本発明の技術的範囲は、以下の実験例のみに何ら限定されるわけではない。
　（実験例１）
　（Ｉ）被膜付磁石粒子の作製
　（１）母合金の合成
　純度９９．９％のＳｍおよび純度９９．９％のＦｅを用いてアルゴン雰囲気中、高周波炉で溶解混合し、次いで溶湯を鋳型中に流し込んで冷却し、さらにアルゴン雰囲気中において１２５０℃で３時間焼鈍することにより、Ｓｍ２５ｍａｓｓ％およびＦｅ７５ｍａｓｓ％からなるＳｍ２Ｆｅ１７組成の結晶構造を有する合金を調製した。
　（２）粗粉砕
　調製した合金を窒素雰囲気中、ジョークラッシャーで粉砕した後、さらにコーヒーミルによって平均粒子径１００μｍにまで粗粉砕した。
　（３）粗粉砕の一部（水素吸蔵と水素放出処理）＋窒化
　得られた合金粉末を管状炉中に入れ、４５０℃において、１．０ａｔｍの水素ガス流を該管状炉中に流して、３０分間該合金粉末中に水素を侵入せしめた。その後、４５０℃において、３０分間Ａｒガス気流に切り替えて脱水素を行ったのち、４５０℃において、Ｎ２－３体積％Ｈ２混合ガス気流に切り替えて、３０分間窒化処理を行った。続いて上記混合ガス雰囲気中で室温まで徐冷することによりＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ３組成の合金粉末を得た。
　これにより、平均粒子径２５μｍのＳｍＦｅＮ合金粉末（磁石粗粉）を得た。酸素濃度を計測したところ、０．１４ｍａｓｓ％であった。
　（４）微粉砕＋酸素層及び有機層の形成＋検査
　得られた粗粉末（磁石粗粉）を、アシザワ・ファインテック株式会社製の湿式ビーズミルＬＭＺ２で平均粒径が２μｍ以下になるまで微粉砕した。微粉砕に供した磁石粗粉２．５ｋｇは、溶媒であるＩＰＡ３．７５ｋｇと、潤滑剤であるラウリン酸メチル０．１２５ｋｇとで磁石粗粉が約４０質量％のスラリーに調製して微粉砕に供した。粉砕に用いたメディアの直径は１ｍｍであり、材質はＰＳＺ（部分安定化ジルコニア）であり、充填率はスラリーに対して７５％の重量になるように投入した。スラリーの容器タンクの空間部は、Ａｒ気流を流して大気を巻き込まないようにした。粉砕は、１５分おきに、サンプリングを行いＳＥＭで粒子径を観察しながら進めた。なお、溶媒中の水分を脱水することで、粉砕中の酸化抑制効果を極めて高く維持することができるため、酸化層を薄く抑制することが可能であることから、溶媒であるイソプロピルアルコール（ＩＰＡ）中の水分量は、脱水することで、溶媒全量に対して、１質量％以下に調整した。
　（５）乾燥
　平均粒子径が２μｍ以下になるまで粉砕した後、アセトンを用いて、ビーズミルでの湿式粉砕により得られた被膜付磁石粒子の表面の有機溶液を洗い流すとともに、揮発性の高いものに置換した。その後、被膜付磁石粒子を不活性ガス雰囲気のグローブボックス中で、室温で放置して、乾燥させた。これにより、（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ磁石粒子表面に酸化層と有機層の２層を被膜した）被膜付磁石粒子を調製した。被膜付磁石粒子の平均粒子径は、１．７μｍであった。なお、上記不活性ガス雰囲気中の露点は－６５℃、酸素濃度は０．００２体積％に調整した。
　微粉砕し、乾燥した粉末（被膜付磁石粒子）の表面状態をＴＥＭ観察およびＸＰＳ解析を実施した。図３は、粉末（被膜付磁石粒子）の表面状態をＴＥＭ観察して得られた結果を示す図面（電顕写真）である。図４（Ａ）は、粉末（被膜付磁石粒子）の表面状態のＴＥＭ（詳しくはＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像）観察を行った結果を示す図面である（左側の電顕写真）。図４（Ｂ）は、図４（Ａ）のＴＥＭ観察を行った粉末（被膜付磁石粒子）の表面部分につき、ＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析を行った結果を示す図面である（右側のグラフ図面）。図５は、微粉砕した粉末（被膜付磁石粒子）の表面状態をＸＰＳで解析した結果を示す図面である。図５に示すＸＰＳの結果では、最表面の層には金属酸化物由来の酸素よりも、金属の水酸化物または有機物に由来する酸素を多く含有していることが確認された。中間層には金属酸化物由来の酸素が確認された。図５の観察結果と図３に示すＴＥＭ観察の結果から、磁石粒子表面には、異なる２層の被膜が形成されており、磁石粒子表面側から順に酸化層（金属酸化層）、有機層（潤滑剤として用いた有機物の層）の２層の被膜が形成されていることが確認できた。更に図３、５の結果と図４に示すＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析結果から、酸化層の膜厚は４．７ｎｍであり、有機層の膜厚は１．９ｎｍであることが確認できた。
　（ＩＩ）磁石成形体の作製
　（１）準備工程
　上記で得られた（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ磁石粒子表面に酸化層と有機層の２層を被膜した）被膜付磁石粒子を用意した。この被膜付磁石粒子に、金属バインダ粒子として亜鉛（Ｚｎ）粒子（株式会社高純度化学研究所）を混合した。Ｚｎ粒子の平均粒子径Ｄ５０は３μｍであった。被膜付磁石粒子：Ｚｎ粒子を＝９５：５の割合（質量比）で混合し、磁石粒子等混合物（ブレンド粉末）を調製した。
　（２）磁場中予備圧縮成形工程
　磁石粒子等混合物（ブレンド粉末）を２．５ｇ秤量し、７ｍｍ×７ｍｍのダイセット（角型金型）に充填し、２ＭＡ／ｍ（≒２５ｋＯｅ）の磁場中で４９０ＭＰａの圧力を印加して予備圧縮成形体を作製した。予備圧縮成形体の相対密度は６５％であった。
　（３）温間圧密成形工程
　得られた予備圧縮成形体を２００℃で、１０分間保持した後、成形面圧３ＧＰａ（≒３０トン／ｃｍ２）のプレス圧を負荷し、３０秒間（下死点）保持して温間圧密成形して磁石成形体を得た。得られた磁石成形体の相対密度は８５％であった。また、ＢＨトレーサにて磁石成形体の磁気特性を計測した。詳しくは、磁石特性（保磁力、残留磁束密度及び最大エネルギー積）は、東英工業株式会社製パルス励磁型着磁器ＭＰＭ－１５を用い、着磁磁界１０Ｔにてあらかじめ磁石成形体の試験片を着磁後、東英工業株式会社製ＢＨ測定器ＴＲＦ－５ＡＨ－２５Ａｕｔｏを用いて計測した。結果を表１に示す。
　図６は、得られた磁石成形体の断面ＳＥＭ観察を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図７（Ａ）は、得られた磁石成形体のＴＥＭ（詳しくはＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像）観察を行った結果を示す図面（左側の電顕写真）である。図７（Ｂ）は、図７（Ａ）のＴＥＭ観察に用いた磁石成形体内の磁石粒子間の境界層の部分につき、断面ＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析を行った結果を示す図面である（右側のグラフ図面）。図６に示す断面ＳＥＭ観察結果から、磁石粒子の粒子間に、厚さ１～２０ｎｍの断続的な境界層が明瞭に存在する。図７（Ａ）（Ｂ）に示すＴＥＭ観察結果及び断面ＳＴＥＭ－ＥＤＸライン分析結果から、境界層には、酸化物が認められた。なお、図６中の大きな空隙部分（三重点の空孔；主に２か所）は、ここでいう磁石粒子の境界層には含まれない。即ち、図中の白い塊状部分が磁石粒子であり、この白い塊状（磁石粒子）の間の黒い筋状の部分（ひび割れたような黒い線状に見える部分）が境界層に相当するものである。
　（実験例２）
　微粉砕のスラリーの組成を、磁石粗粉２．５ｋｇ、ＩＰＡ３．６ｋｇ、ラウリン酸メチル０．２５ｋｇに変更した以外は、実験例１と同様の操作を行って、磁石成形体を得た。ＢＨトレーサにて得られた磁石成形体の磁気特性を実験例１と同様にして計測した。結果を表１に示す。
　（実験例３）
　金属バインダとしてＺｎ粒子を添加しない以外は、実験例１と同様の操作を行って、磁石成形体を得た。ＢＨトレーサにて得られた磁石成形体の磁気特性を実験例１と同様にして計測した。結果を表１に示す。
　（比較例１）
　粉砕時に潤滑剤を添加しない以外は、実験例１と同様の操作を行って、磁石成形体を得た。
　図８は、比較例１の磁石成形体の形成に用いた被膜付磁石粒子の表面状態をＴＥＭ観察して得られた結果を示す図面（電顕写真）である。図８に示すＴＥＭ観察結果から、比較例１の被膜付磁石粒子は、磁石粒子の表面に酸化層が形成されているが、有機層は認められないことが確認できた。
　図９は、比較例１の磁石成形体の形成に用いた被膜付磁石粒子の表面状態をＸＰＳで解析した結果を示す図面である。図９に示すＸＰＳの結果では、表面の酸素の形態は有機物ではなく金属酸化物として存在しているものが支配的であることがわかる。
　図１０に、比較例１の磁石成形体の断面ＳＥＭ観察を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１０に示す断面ＳＥＭ観察結果から、磁石粒子の粒子間では境界層が結着して磁石粒子同士の境界に明瞭な境界層が消失していることがわかる。なお、図１０中の大きな空隙部分（三重点の空孔；主に３か所）は、ここでいう磁石粒子の境界層には含まれない。即ち、図中の白い塊状部分が磁石粒子であるが、図１０には、図６に示すような白い塊状（磁石粒子）の間の黒い筋状の部分（ひび割れたような黒い線状に見える部分）は見当たらず、境界層が消失していることが、図６との対比からわかる。
　ＢＨトレーサにて得られた磁石成形体の磁気特性を実験例１と同様にして計測した。結果を表１に示す。
　（比較例２）
　粉砕時の溶媒をヘキサンに変えて、潤滑剤を無添加とした以外は、実験例１と同様の操作を行って、磁石成形体を得た。ＢＨトレーサにて得られた磁石成形体の磁気特性を実験例１と同様にして計測した。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の「表面酸素形態」は、各実験例及び各比較例の被膜付磁石粒子の表面状態をＸＰＳで解析した結果、表面の酸素の形態が、有機物ではなく金属酸化物として存在している場合には「酸化物」（酸化層）とし、表面の酸素の形態が、金属酸化物由来の酸素よりも、金属の水酸化物または有機物に由来する酸素を多く含有しているものを「有機物」（有機層）としている。
　（実験例４～１６）　冷間圧密成形
　（Ｉ）被膜付磁石粒子の作製
　（１）磁石粗粉の準備
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉には、市販の平均粒子径Ｄ５０が２０μｍの異方性Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎｘ粉（ｘ≒３）（住友金属鉱山株式会社製）を用意した。
　（２）微粉砕＋酸素層及び有機層の形成＋乾燥＋検査
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石粗粉をアシザワ・ファインテック株式会社製の湿式ビーズミルＬＭＺ２を用いて微粉砕して、用いた潤滑剤の種類、添加量を表２のように変更した以外は、実験例１と同様にして（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ磁石粒子表面に酸化層と有機層の２層を被膜した）被膜付磁石粒子を調製した。用いた潤滑剤の種類、添加量及び被膜付磁石粒子の平均粒子径は、下記表２の通りである。また、実験例１と同様にして、被膜付磁石粒子の表面状態をＴＥＭ観察およびＸＰＳ解析を実施し、酸化層の膜厚、有機層の膜厚を計測した（図３～５参照）。
　（ＩＩ）磁石成形体の作製
　（１）準備工程
　上記で得られた被膜付磁石粒子を用意した。この被膜付磁石粒子と、金属バインダ粒子として亜鉛（Ｚｎ）粒子（株式会社高純度化学研究所製）を表２に示すように５～１０質量％の割合（質量比）で混合し、磁石粒子等混合物（ブレンド粉末）を調製した。Ｚｎ粒子の平均粒子径Ｄ５０は３μｍであった。
　（２）冷間圧密成形工程
　上記工程で得られた磁石粒子等混合物（ブレンド粉末）をそれぞれ２．５６ｇ秤量し、７×７ｍｍサイズの超硬合金製ダイセット（角型金型）に投入、充填し、成形面圧３ＧＰａのプレス圧を負荷し、３０秒間（下死点）保持して冷間（室温；おおむね２５℃）で圧密成形して磁石成形体を得た。得られた磁石成形体の相対密度は下記表２に示す通りであった。ＢＨトレーサにて冷間圧密成形工程で得られた磁石成形体の磁気特性（保磁力）を実験例１と同様にして計測した。結果を表２に示す。
　（３）熱処理工程
　上記冷間圧密成形工程で得られた磁石成形体を４３０℃の温度で、３０分加熱する熱処理を施した。以上のような工程で実施例４～１６の磁石成形体をそれぞれ得た。なお、微粉砕以降の工程はすべて、１００ｐｐｍ以下の低酸素（雰囲気）の不活性（Ａｒガス）雰囲気下で行った。
　ＢＨトレーサにて熱処理工程後に得られた磁石成形体の磁気特性（保磁力）を実験例１と同様にして計測した。結果を表２に示す。
　（実験例１７）　温間圧密成形
　成形面圧を３．５ＧＰａとし、成形温度２００℃として温間圧密成形した以外は、実験例７と同様にして磁石成形体を得た。温間圧密成形工程で得られた磁石成形体の相対密度は下記表３に示す通りであった。また、ＢＨトレーサにて温間圧密成形工程後及び熱処理工程後の磁石成形体の磁気特性（保磁力）を実験例１と同様にして計測した。結果を表３に示す。
　（実験例１８）　温間圧密成形
　成形面圧を３．５ＧＰａとし、成形温度２００℃として温間圧密成形した以外は、実験例８と同様にして磁石成形体を得た。温間圧密成形工程で得られた磁石成形体の相対密度は下記表３に示す通りであった。また、ＢＨトレーサにて温間圧密成形工程後及び熱処理工程後の磁石成形体の磁気特性（保磁力）を実験例１と同様にして計測した。結果を表３に示す。
　（実験例１９）　温間圧密成形
　成形面圧を３．５ＧＰａとし、成形温度２００℃として温間圧密成形した以外は、実験例１２と同様にして磁石成形体を得た。温間圧密成形工程で得られた磁石成形体の相対密度は下記表３に示す通りであった。また、ＢＨトレーサにて温間圧密成形工程後及び熱処理工程後の磁石成形体の磁気特性（保磁力）を実験例１と同様にして計測した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２、３の「平均粒子径」は、被膜付磁石粒子の平均粒子径である。
　表２、３の結果から、実験例４～１９のうち、潤滑剤にラウリン酸メチルを用い、その添加量を５質量％以上用いた実験例４～１１、１７～１８では、磁石粒子（コア部）表面に酸化層と有機層の２層の連続被膜が形成されているため、熱処理により、保磁力が向上することがわかった。
　一方、潤滑剤にラウリン酸メチル以外の脂肪酸エステルを用いた実験例１２～１３、１５～１６、１９及びラウリン酸メチルの添加量を０．５質量％とした実験例１４では、熱処理により、保磁力が低下することから、これらの実験例１２～１６、１９では、熱処理せずに、冷間圧密成形工程後の磁石成形体を製品とすればよいことがわかった。
　実験例４、７の被膜付磁石粒子の平均粒子径と、保磁力の関係を図１１（Ａ）に示す。また、実験例１２、実験例２０（実験例１２で平均粒子径１．９μｍとしたもの）、実験例２１（実験例１２で平均粒子径２．５μｍとしたもの）の被膜付磁石粒子の平均粒子径と、保磁力の関係を図１１（Ｂ）に示す。図１１（Ａ）より、潤滑剤にラウリン酸メチル（添加量５％）を用いると、熱処理により保磁力が向上し、１２００ｋＡ／ｍ以上の保磁力を有する磁石を作製できる（Ｚｎ添加量５質量％のとき）ことが確認できた。一方、図１１（Ｂ）より、潤滑剤にカプロン酸メチルを用いると、熱処理により保磁力が向上しない（逆に低下してしまう）ことがわかった。
　図１２（Ａ）は、実験例７で得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１２（Ｂ）は、実験例１２で得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１３も、実験例７で得られた磁石成形体（図１２（Ａ）とは別の視野のもの）のＳＥＭ観察（３０００倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１２（Ａ）及び図１３のＳＥＭ観察結果より、緻密化領域（図１２（Ｂ）のような大きな黒い領域（Ｚｎ）を取り囲むように分布している周辺の白い部分）は存在しないことが確認できた。このように実験例７の潤滑剤にラウリン酸メチルを用いた場合では、熱処理により亜鉛がＳｍＦｅＮ磁石粒子を取り囲むように全体に拡散している。そのため、保磁力が向上すると考えられる。図１２（Ｂ）のＳＥＭ観察結果より、実験例１２の潤滑剤にカプロン酸メチルを用いた場合では、熱処理しても亜鉛の緻密化領域（Ｚｎの反応相：図中の大きな黒い領域（Ｚｎ）を取り囲むように分布している周辺の白い部分）がＺｎの周辺に残っており、熱処理により亜鉛（粒子）が均一に拡散しにくいことが確認できた。図１２（Ｂ）では、図１２（Ａ）で観察されない亜鉛の緻密化領域（Ｚｎの反応相）が残っていることで、保磁力が向上しないと考えられる。
　また、図６、図１０の磁石成形体の断面ＳＥＭ観察結果より、比較例１の潤滑剤を用いない場合には、成形工程で高密度に成形した磁石成形体（高密度圧密体）を作製時に粒子同士が結着している。そのため、さらに熱処理を行っても亜鉛の拡散が困難であるため、保磁力が向上しないと推察される。一方、実験例１の潤滑剤にラウリン酸メチルを用いた場合には、成形工程で高密度で成形した磁石成形体（高密度圧密体）でも、粒子同士が結着しておらず、磁石粒子間の境界層が維持されている。図１４（Ａ）は、実験例１の磁石成形体を実験例４と同様にして熱処理して得られた磁石成形体のＳＥＭ観察（１０万倍）を行った結果を示す図面（電顕写真）である。図１４（Ｂ）は、図１４（Ａ）の矢印Ａが示す箇所のＥＤＸ（エネルギー分散型X線分光法）による元素分析の結果を表すグラフ図面である。図１４（Ｃ）は、図１４（Ａ）の矢印Ａが示す箇所のＥＤＸ（エネルギー分散型X線分光法）による元素分析の結果を表すグラフ図面である。図１４（Ａ）～（Ｃ）のＳＥＭ観察（１０万倍）及びＥＤＸ分析結果から、熱処理により亜鉛の拡散が容易になり（図中の黒色部分（Ｚｎ）が全体に拡散して（広がって）いっている様子が確認できる）、保磁力が向上すると考えられる。
　図１４（Ａ）で粒子状に見える領域Ｂは、図１４（Ｃ）に示したように、ＳｍＦｅＮ磁石粒子であることがわかる。一方、磁石粒子の間隙の濃い灰色の領域Ａは、図１４（Ｂ）に示したように、Ｚｎとの反応相であることがわかる。即ち、Ｚｎが磁石粒子間に拡散して、反応相を形成して空隙を充填しながら浸透していくものと考えられる。
１０　成形型、
１１　内側金型、
１２　外側金型、
１３ａ、１３ｂ　貫通孔、
１４　磁石粒子等混合物、
１５　下部金型、
１６　上部金型、
１７　温度センサ用孔、
４０ａ　表面磁石型同期モータ、
４０ｂ　埋込磁石型同期モータ、
４１　表面磁石型同期モータ用のロータの磁石、
４３　表面磁石型同期モータ用のロータ、
４５　埋込磁石型同期モータ用の磁石、
４７　埋込磁石型同期モータのロータ、
ｄ　埋込磁石型同期モータのロータに設けられた埋込溝の厚さ。

Claims (13)

  1. 　磁石粒子表面に膜厚１～２０ｎｍの酸化層と、前記酸化層の外側に膜厚１～１００ｎｍの有機層の２層以上の被膜を有してなることを特徴とする被膜付磁石粒子。
  2. 　請求項１に記載の被膜付磁石粒子を用いて成形して製造されてなることを特徴とするメタルボンド磁石成形体。
  3. 　前記成形の手法が、型成形であることを特徴とする請求項２に記載のメタルボンド磁石成形体。
  4. 　相対密度が、５０％以上であることを特徴とする請求項２または３項に記載のメタルボンド磁石成形体。
  5. 　前記成形体内部の磁石粒子の境界層が、１～２０ｎｍの断続的な酸化物または炭化物または有機物または空隙のいずれか、あるいはそれらの複合物であることを特徴とする請求項２～４のいずれか１項に記載のメタルボンド磁石成形体。
  6. 　前記磁石粒子が、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ化合物であることを特徴とする請求項２～５のいずれか１項に記載のメタルボンド磁石成形体。
  7. 　前記被膜付磁石粒子と、金属バインダとして配合したＺｎ粒子を混合して型成形により固化成形し、さらに熱処理して製造されてなることを特徴とする請求項６に記載のメタルボンド磁石成形体。
  8. 　前記磁石成形体において、Ｚｎバインダの周辺に生成するＺｎとＦｅの反応生成物による緻密化領域の厚さが、５μｍ以下であることを特徴とする請求項７に記載のメタルボンド磁石成型体。
  9. 　前記Ｚｎ粒子の添加量が、１～１５質量％であることを特徴とする請求項７または８に記載のメタルボンド磁石成型体。
  10. 　相対密度が８０％以上であることを特徴とする請求項２～９のいずれか１項に記載のメタルボンド磁石成形体。
  11. 　前記有機層を脂肪酸エステルとアルコールの混合溶液中で製膜することを特徴とする請求項１に記載の磁石粒子の製造方法。
  12. 　請求項２～１０に記載のメタルボンド磁石成形体を用いた電磁機器。
  13. 　電磁機器が、車載用センサ、車載用モータ、アクチュエータ、または電圧変換装置である請求項１２に記載の電磁機器。
PCT/JP2015/073762 2015-08-24 2015-08-24 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体 WO2017033266A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP15902236.7A EP3343572B1 (en) 2015-08-24 2015-08-24 Magnet particles and magnet molding using same
CN201580082354.8A CN108028114B (zh) 2015-08-24 2015-08-24 磁体颗粒以及使用该磁体颗粒的磁体成型体
PCT/JP2015/073762 WO2017033266A1 (ja) 2015-08-24 2015-08-24 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体
US15/750,238 US10325705B2 (en) 2015-08-24 2015-08-24 Magnet particles and magnet molding using same
JP2017536099A JP6439876B2 (ja) 2015-08-24 2015-08-24 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2015/073762 WO2017033266A1 (ja) 2015-08-24 2015-08-24 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017033266A1 true WO2017033266A1 (ja) 2017-03-02

Family

ID=58099690

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/073762 WO2017033266A1 (ja) 2015-08-24 2015-08-24 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体

Country Status (5)

Country Link
US (1) US10325705B2 (ja)
EP (1) EP3343572B1 (ja)
JP (1) JP6439876B2 (ja)
CN (1) CN108028114B (ja)
WO (1) WO2017033266A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3422371A1 (en) * 2017-06-30 2019-01-02 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare earth magnet and production method thereof
JP2019012811A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP2020050904A (ja) * 2018-09-26 2020-04-02 日亜化学工業株式会社 磁性粉末およびその製造方法
JP2020053434A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP2020053437A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
CN111937095A (zh) * 2018-03-29 2020-11-13 Tdk 株式会社 钐-铁-氮系磁铁粉末及其制造方法以及钐-铁-氮系磁铁及其制造方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018163967A1 (ja) * 2017-03-10 2018-09-13 国立研究開発法人産業技術総合研究所 Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系結晶粒子を含む磁石粉末およびそれから製造される焼結磁石ならびにそれらの製造方法
US10916269B2 (en) * 2019-02-19 2021-02-09 Western Digital Technologies, Inc. Magnet for motor of magnetic storage device
US20220148771A1 (en) * 2019-03-14 2022-05-12 National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology Metastable single-crystal rare earth magnet fine powder and method for producing same
US11309107B2 (en) * 2020-02-21 2022-04-19 Niron Magnetics, Inc. Anisotropic iron nitride permanent magnets
JP2022119057A (ja) * 2021-02-03 2022-08-16 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石の製造方法
JP2022174820A (ja) * 2021-05-12 2022-11-25 信越化学工業株式会社 希土類焼結磁石及び希土類焼結磁石の製造方法
CN115472409A (zh) * 2021-06-10 2022-12-13 日亚化学工业株式会社 SmFeN系稀土磁体的制造方法
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 (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001160508A (ja) * 1999-09-24 2001-06-12 Sumitomo Special Metals Co Ltd Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石およびその製造方法
JP2001176711A (ja) * 1999-12-16 2001-06-29 Ishizuka Glass Co Ltd ボンド磁石の製造方法、ボンド磁石粉末の製造方法、ボンド磁石及びボンド磁石粉末
WO2010071111A1 (ja) * 2008-12-15 2010-06-24 住友金属鉱山株式会社 希土類元素を含む鉄系磁石合金粉、およびその製造方法、得られるボンド磁石用樹脂組成物、ボンド磁石、並びに圧密磁石
JP2015008231A (ja) * 2013-06-25 2015-01-15 住友電気工業株式会社 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3421889A (en) * 1966-01-13 1969-01-14 Us Air Force Magnetic rare earth-cobalt alloys
JPS61201703A (ja) * 1985-03-01 1986-09-06 Toyo Soda Mfg Co Ltd 強磁性鉄粉末およびその製法
JPH01255605A (ja) * 1988-04-04 1989-10-12 Tosoh Corp 強磁性鉄粉の表面処理方法及び磁気記録媒体
JPH0620814A (ja) * 1992-04-28 1994-01-28 Asahi Chem Ind Co Ltd 窒化物磁粉の製法
JP3108232B2 (ja) 1992-06-24 2000-11-13 住友特殊金属株式会社 希土類・鉄・窒素系永久磁石の製造方法
JPH09329915A (ja) 1996-06-10 1997-12-22 Nittetsu Mining Co Ltd カラー磁性トナーおよびその製造方法
CN1155022C (zh) * 1997-02-25 2004-06-23 Tdk株式会社 氧化物磁性材料、铁氧体颗粒、烧结磁体、粘结磁体、磁记录介质和电机
KR100572245B1 (ko) * 2003-11-05 2006-04-19 한국기계연구원 고분자 코팅층을 형성한 나노 철분말의 제조방법
US7390579B2 (en) * 2003-11-25 2008-06-24 Magnequench, Inc. Coating formulation and application of organic passivation layer onto iron-based rare earth powders
JP5136751B2 (ja) 2007-08-01 2013-02-06 学校法人早稲田大学 ＦｅＰｔナノ粒子の製造方法、及びＦｅＰｔ磁性ナノ粒子配列体を有する磁気記録媒体の製造方法
US8465855B2 (en) * 2008-07-16 2013-06-18 International Business Machines Corporation Protective coating of magnetic nanoparticles

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001160508A (ja) * 1999-09-24 2001-06-12 Sumitomo Special Metals Co Ltd Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石およびその製造方法
JP2001176711A (ja) * 1999-12-16 2001-06-29 Ishizuka Glass Co Ltd ボンド磁石の製造方法、ボンド磁石粉末の製造方法、ボンド磁石及びボンド磁石粉末
WO2010071111A1 (ja) * 2008-12-15 2010-06-24 住友金属鉱山株式会社 希土類元素を含む鉄系磁石合金粉、およびその製造方法、得られるボンド磁石用樹脂組成物、ボンド磁石、並びに圧密磁石
JP2015008231A (ja) * 2013-06-25 2015-01-15 住友電気工業株式会社 希土類磁石、及び希土類磁石の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3343572A4 *

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11476020B2 (en) 2017-06-30 2022-10-18 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare earth magnet and production method thereof
EP3422371A1 (en) * 2017-06-30 2019-01-02 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Rare earth magnet and production method thereof
CN109215915A (zh) * 2017-06-30 2019-01-15 丰田自动车株式会社 稀土磁体及其制造方法
JP2019012811A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
KR102058933B1 (ko) * 2017-06-30 2019-12-24 도요타지도샤가부시키가이샤 희토류 자석 및 그 제조 방법
KR20190003356A (ko) * 2017-06-30 2019-01-09 도요타지도샤가부시키가이샤 희토류 자석 및 그 제조 방법
RU2695082C1 (ru) * 2017-06-30 2019-07-19 Тойота Дзидося Кабусики Кайся Магнит из редкоземельных металлов и способ его производства
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
CN111937095B (zh) * 2018-03-29 2024-05-21 Tdk株式会社 钐-铁-氮系磁铁粉末及其制造方法以及钐-铁-氮系磁铁及其制造方法
US11798739B2 (en) 2018-03-29 2023-10-24 Tdk Corporation Samarium-iron-nitrogen based magnet powder and method of manufacturing same, and samarium-iron-nitrogen based magnet and method of manufacturing same
CN111937095A (zh) * 2018-03-29 2020-11-13 Tdk 株式会社 钐-铁-氮系磁铁粉末及其制造方法以及钐-铁-氮系磁铁及其制造方法
JP2020053437A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP7099924B2 (ja) 2018-09-21 2022-07-12 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP7168394B2 (ja) 2018-09-21 2022-11-09 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP2020053434A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP2020050904A (ja) * 2018-09-26 2020-04-02 日亜化学工業株式会社 磁性粉末およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2017033266A1 (ja) 2018-06-28
JP6439876B2 (ja) 2018-12-19
EP3343572A1 (en) 2018-07-04
EP3343572B1 (en) 2020-09-16
CN108028114B (zh) 2019-11-05
CN108028114A (zh) 2018-05-11
EP3343572A4 (en) 2018-08-22
US10325705B2 (en) 2019-06-18
US20180226180A1 (en) 2018-08-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6439876B2 (ja) 磁石粒子およびそれを用いた磁石成形体
US10672546B2 (en) R-T-B based permanent magnet
JP6330907B2 (ja) 希土類磁石成形体の製造方法
US10943717B2 (en) R-T-B based permanent magnet
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
JP6409867B2 (ja) 希土類永久磁石
WO2010082492A1 (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JP6447380B2 (ja) 比抵抗が大きいＳｍＦｅＮ系のメタルボンド磁石成形体
JP5598465B2 (ja) Ｒ−ｔ−ｂ−ｍ系焼結磁石用合金及びその製造方法
JP6419813B2 (ja) マンガンビスマスを含む異方性複合焼結磁石及びその常圧焼結方法
JP6500387B2 (ja) 高保磁力磁石の製造方法
JP2009123968A (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石用多孔質材料およびその製造方法
JP6484994B2 (ja) Ｓｍ−Ｆｅ−Ｎ系磁石成形体およびその製造方法
JP2012253247A (ja) 複合磁性材及びその製造方法
JP6569408B2 (ja) 希土類永久磁石
JP2020155634A (ja) Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
CN111261353B (zh) R-t-b系永磁体
US8480818B2 (en) Permanent magnet and manufacturing method thereof
JP2022008212A (ja) Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石およびモータ
JP2014192460A (ja) Ｒ−ｔ−ｘ系圧粉磁石の製造方法、及びｒ−ｔ−ｘ系圧粉磁石
Saito Structures and magnetic properties of Sm-Fe-N bulk magnets produced by the spark plasma sintering method
JP2000216015A (ja) 複合型硬磁性材料およびその製造方法
Shen et al. Hybrid R-Fe-B/R-Co Magnets with Improved Thermal Stability

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: 15902236

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017536099

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15750238

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015902236

Country of ref document: EP