专利名称：R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法及R-Fe-B系合金烧结体的制造方法
技术领域：
本发明涉及R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法及使用该造粒粉的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法。
背景技术：
一般通过将稀土类合金的粉末压制成型，烧结所得到的粉末成型体，进行时效处理来制造稀土类合金的烧结磁体(永磁体)。现在，在各领域广泛使用钐·钴系磁体和钕·铁·硼系磁体的两种。尤其，钕·铁·硼系磁体(以下，称作“R-Fe-B系磁体”。R是包括Y的稀土类元素，Fe是铁，B是硼)，在各种磁体中显示出最大的磁能积，价格也比较便宜，因此在各种电子机器中积极采用。
R-Fe-B系烧结磁体，主要由由R2Fe14B的正方晶系化合物构成的主相、由Nd等构成的富R相、及富B相，构成。再有，Fe的一部分可以被Co或Ni等过渡金属取代，硼(B)的一部分也可以被碳(C)取代。本发明适合使用的R-Fe-B系烧结磁体，例如记载在美国专利第4770723号和美国专利第4792368号的说明书中。
为了制作成为这样的磁体的R-Fe-B系合金，目前采用铸锭法。如果采用一般的铸锭法，将作为原材料的稀土类金属、电解铁和硼铁合金进行高频熔炼，通过在铸型内使得到的熔液逐渐地冷却而制作合金锭。
近年来。通过使合金的熔液接触单辊、双辊、旋转盘、或旋转圆筒铸型的内面等，进行比较快的冷却，从合金熔液制作比金属锭薄的凝固合金(称作“合金薄片”)的薄带铸造法或离心铸造法为代表的急冷法正引人注目。采用这样的急冷法制成的合金片的厚度，一般在约0.03mm以上约10mm以下的范围。如果采用急冷法，合金熔液从接触冷却辊的面(辊接触面)开始凝固，从辊接触面沿厚度方向结晶逐渐长成柱状。其结果，由薄带铸造法等制成的急冷合金具有包括短轴方向的尺寸是约0.1μm以上约100μm以下、长轴方向的尺寸是5μm以上约500μm以下的R2Fe14B结晶相、和在R2Fe14B结晶相的晶界分散存在的富R相的组织。富R相是稀土类元素R的浓度比较高的非磁性相，其厚度(相当于晶界的宽度)为约10μm以下。
急冷合金与利用现有的铸锭法(模具铸造法)制成的合金(金属锭合金)相比，以相对短的时间(冷却速度102℃/s以上、104℃/s以下)冷却，因此具有组织微细化、晶粒直径小的特征。另外，晶界的面积宽广，富R相在晶界内广泛扩散，因此具有富R相的分散性也良好这一优点。由于这些特征，使用急冷合金就能够制造具有优异磁特性的磁体。
另外，也已经知道称作Ca还原法(或还原扩散法)的方法。该方法包括以下的工序。首先，在以规定的比例含有稀土类氧化物中的至少一种、铁粉和纯硼粉、硼铁粉和硼氧化物中的至少一种的混合粉中，或在以规定的比例含有上述构成元素的合金粉或混合氧化物的混合粉中，混合金属钙(Ca)和氯化钙(CaCl)，在惰性气体环境下实施还原扩散处理。将得到的反应生成物淤浆化，通过对其进行水处理，得到R-Fe-B系合金的固体。
在本说明书中，将固体合金的块称为“合金块”，不仅是通过现有的铸锭法得到的合金锭及冷却通过薄带铸造法等急冷法得到的合金薄片等的熔液而得到的凝固合金，也包括通过Ca还原法得到的固体合金等各种形态的固体合金。
提供给压制成型的合金粉末是如下这样得到的，即，利用例如氢贮藏法和/或各种的机械粉碎法(例如，使用圆盘磨机)把这些合金块粉碎，再利用例如使用喷射磨的干式粉碎法将所得到的粗粉末(例如，平均粒径10μm～500μm)进行微粉碎。
提供给压制成型的R-Fe-B系合金粉末的平均粒径，从磁特性的观点来看，优选在1.5μm～5μm的范围内。粉末的“平均粒径”，只要不特别说明，在此，指质量中位直径(mass median diameterMMD)。但是，这样，如果使用平均粒径小的粉末，则流动性或压制成型性(包括模腔充填性和压缩性)恶化，生产率也恶化。
作为解决该问题的方法，研究了用润滑剂覆盖合金粉末颗粒的表面的技术。例如在特开平08-111308号公报和对应的美国专利5666635号(受让人住友特殊金属株式会社)的说明书中公开了，在平均粒径10μm～500μm的R-Fe-B系合金的粗粉末中，添加混合0.02质量％～5.0质量％的至少一种使脂肪酸酯液状化的润滑剂后，进行使用惰性气体的喷射磨粉碎，从而制作平均粒径1.5μm～5μm的微粉末的技术。
润滑剂在改善粉末的流动性、成型性的同时，由于具有赋予成型体硬度(强度)的粘结剂的作用，另外在烧结体中作为残存碳剩余而成为使磁特性低下的原因，所以要求具有优异的脱粘结剂性。例如，在特开2000-306753号公报中，作为脱粘结剂性优异的润滑剂，公开了解聚聚合物、解聚聚合物和烃系溶剂的混合物、以及解聚聚合物和低粘度矿物油和烃系溶剂的混合物。
但是，如果采用使用上述的润滑剂的方法，虽然得到某种程度的改善效果，但不能得到充分的成型性。尤其，用薄带铸造法制成的粉末，不仅平均粒径小，而且粒度分布也狭窄，因此流动性特别恶化。因此，充填在模腔中的粉末量超过允许范围，或发生散乱，或模腔内的充填密度变得不均匀。其结果，成型体的质量、尺寸产生变动，超过允许范围，成型体产生缺陷或裂纹。
作为用于改善R-Fe-B系合金粉末的流动性和成型性的其他方法，尝试使用造粒粉。
例如，在特开昭63-237402号公报中公开了，相对于粉末添加0.4～4.0质量％的室温下为液体状态的石蜡混合物和脂肪族羧酸的混合物，混炼后，混炼后，通过使用由造粒得到的造粒粉，能改善成型性。另外，我们也知道使用作为造粒剂的PVA(聚乙烯醇)的方法。还有，造粒剂也与润滑剂一样，起到粘结剂的作用，有助于增强成型体的强度。
但是，如果使用在上述特开昭63-237402号公报中公开的造粒剂，则脱粘结剂性恶化，因此在R-Fe-B系烧结磁体的情况下，存在因在烧结体中剩余碳而使磁特性降低的问题。
另一方面，使用PVA并利用喷射干燥法制成的造粒粉，反而结合力强，所得到的造粒粉过于坚固，即使施加外部磁场，造粒粉也不崩溃，因此合金颗粒(晶体)不能充分进行磁场定向，其结果，存在不能得到优异的磁特性的各向异性磁体。
另外，PVA的脱粘结剂性恶化，来自PVA的碳容易残存在磁体中，也存在降低磁特性这样的问题。为了解决该问题，也有在氢气环境下进行脱粘结剂处理的方法，但难以充分去除碳。另外，PVA的结合力过强，因此通过施加磁场，造粒粉也不崩溃，不易发生定向。
如上所述，到目前为止，研究了各种造粒剂，但还没有开发出在具有适度的结合力的同时，脱粘结剂性也良好的造粒剂，也未开发出能够工业生产适合于R-Fe-B系合金烧结体的制造方法的造粒粉的方法。
另一方面，对磁体的小型化、薄型化和高性能化的要求提高，希望能够开发出以高生产率制造小型或薄型的高性能磁体的制造方法。通常，如果对R-Fe-B系合金烧结体(或将其进行磁化的磁体)进行机械加工，因加工变形的影响，磁特性低下，但就小型磁体来说，不能无视此磁特性的低下。因此，强烈希望象小型的磁体，以实质不需要进行机械加工的尺寸精度，制作具有所使用的最终形状的烧结体。从这样的背景来看，对流动性、压制成型性优异的R-Fe-B系合金粉末的需求更强。
发明内容
本发明是鉴于上述的诸问题而完成的，其主要目的在于提供一种流动性、压制成型性优异、且脱粘结剂性优异的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法及以高生产率制造高品质的R-Fe-B系合金烧结体的方法。
本发明的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，包括制作R-Fe-B系合金粉末的工序；通过使用选自正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物中的至少一种的造粒剂将上述粉末进行造粒来调制造粒粉的工序。借此来达到上述目的。
上述粉末的平均粒径优选在1.5μm～5μm的范围内。
上述至少一种造粒剂的平均分子量优选在120～500的范围内。
上述至少一种造粒剂是正链烷烃和/或异链烷烃，沸点优选在80℃～250℃的范围内。
在上述造粒工序中，相对上述造粒粉的质量，优选添加0.1质量％～50质量％的上述至少一种造粒剂。
上述造粒粉优选是使用流化床造粒法调制的。
上述造粒粉的平均粒径优选在0.05mm～3.0mm的范围内，平均粒径更优选在0.1mm～2.0mm的范围内。
R-Fe-B系合金烧结体的制造方法包括利用上述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法制造造粒粉的工序；通过在对包含上述造粒粉的R-Fe-B系合金的粉末材料施加磁场进行定向的状态下进行压制成型形成成型体的工序；及烧结上述成型体的工序。借此达到上述目的。
上述烧结工序是在惰性气体环境下加热上述成型体的工序，能够兼具去除上述造粒剂的工序。
上述粉末材料也可以是实质上仅包含上述造粒粉的构成。
通过对使用上述的方法制成的R-Fe-B系合金烧结体进行磁化，就得到磁特性优异的R-Fe-B系烧结磁体。
图1是表示本发明的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法的工艺流程图。
图2是表示在本发明的R-Fe-B系合金造粒粉的制造中所使用的造粒装置10的示意图。
图3是表示关于实施例12和比较例6及9的造粒粉的定向磁场的磁通密度和所得到的烧结磁体的剩磁密度的关系曲线图。
具体实施例方式
以下，参照
本发明实施方式的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法。在以下的实施方式的说明中，特别例举使用以流动性低的薄带铸造法制成的R-Fe-B系合金粉末的烧结磁体的制造方法，说明本发明的特征，但本发明不限于此，也可以使用由其他的方法制成的R-Fe-B系合金粉末。
如图1所示，本发明的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法包括制作R-Fe-B系合金粉末的工序S1；使用选自正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物中的至少一种的造粒剂对所得到的粉末进行造粒来调制造粒粉的工序S2；通过在对含有造粒粉的R-Fe-B系合金粉末材料施加磁场进行定向的状态下进行压制成型形成成型体的工序S3；及烧结成型体的工序S4。通过用公知的方法使得到的烧结体磁化，而得到R-Fe-B系合金烧结磁体。磁化工序，可以在烧结后的任意时刻实行，例如可以由烧结磁体的用户在即将使用前实行。
作为供压制成型的R-Fe-B系合金粉末材料，从流动性的观点看，优选仅使用像上述那样调制成的造粒粉，但也可以混合使用造粒粉和一次颗粒粉末(造粒前的原料粉末)。但是，如果增加一次颗粒粉末的比例，流动性就降低，因此为了充分得到由造粒产生的流动性的改善效果，优选实质上仅使用造粒粉。另外，在造粒粉中混合使用一次颗粒粉末时，优选用润滑剂包覆颗粒表面。通过用润滑剂包覆一次颗粒，在能够改善R-Fe-B系合金粉末材料的流动性的同时，也能够防止R-Fe-B系合金的氧化。
再有，在本说明书中，相对于实质上仅由R-Fe-B系合金的粉末(表面可含有氧化物层)构成的“R-Fe-B系合金粉末”，将不仅含有“R-Fe-B系合金粉末”、而且也含有造粒粉和润滑剂的、供压制成型的粉末材料称作“R-Fe-B系合金粉末材料”，以示区别。
如上所述，通过使用正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物的任一种、或其混合物对R-Fe-B系合金粉末进行造粒，来改善流动性、成型性。例如，通过将平均粒径在1.5μm～5μm的范围内的粉末(一次颗粒)作为平均粒径在0.05mm～3mm范围内的造粒粉，可显著地改善流动性、成型性。另外，该造粒粉具有适度的坚固度，因此在移送工序、充填工序中不发生崩溃，其结果，能够将规定量的粉末材料稳定而且均匀地充填在模腔中。另外，造粒粉具有适度的坚固度，因此通过施加0.1T～0.8T的定向磁场，崩溃成一次颗粒，使一次颗粒进行磁场定向。当然，也可以施加比此高的定向磁场(例如2T)。而且，在成型体中也几乎不发生缺陷或裂纹。
而且，上述造粒剂，脱粘结剂性都良好，在氩气等惰性气体(包括稀有气体和氮气)环境下或真空中进行烧结，就能够容易地去除，因此没有由残留碳引起的磁特性降低，得到具有优异的磁特性的烧结磁体。
这样，如果使用上述的造粒粉，则能够以高生产率制造质量(即充填量)波动小、而且磁特性优异的R-Fe-B系合金烧结体。
下面按工序顺序说明使用本发明实施方式的R-Fe-B系合金烧结体的磁体的制造方法。
首先，使用薄带铸造法，制作R-Fe-B系合金薄片(例如参照美国专利第5383978号)。具体地说，利用高频熔炼使采用公知的方法制成的R-Fe-B系合金形成熔液。作为R-Fe-B系合金，除上述的以外，能够适合使用例如美国专利第4770723号和美国专利第4792368号说明书中记载的组成的R-Fe-B系合金。
将该合金的熔液保持于1350℃后，以辊圆周速度约1m/s、冷却速度500℃/s、过冷度200℃的条件，在单辊上急冷，得到厚0.3mm的合金薄片。通过使该合金薄片贮藏氢而脆化，得到合金粗粉末。使用喷射磨，在氮气环境下将该合金粗粉末微粉碎，得到例如平均粒径是1.5μm～5μm、按照BET法测定的比表面积是约0.45m2/g～约0.55m2/g的合金粉末(一次颗粒)。该合金粉末的真密度是7.5g/cm3。
接着，将得到的合金粉末进行造粒。
作为造粒剂，使用选自正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物中的至少一种造粒剂。当然也可以将它们多个混合使用。作为解聚低聚物，优选是异丁烯和正丁烯的共聚物、异丁烯的单一聚合物、甲基丙烯酸烷基酯(例如甲基丙烯酸甲酯、甲基丙烯酸乙酯、甲基丙烯酸丙酯、甲基丙烯酸丁酯、甲基丙烯酸异丁酯、甲基丙烯酸叔丁酯)的单一聚合物或共聚物、烷撑二醇(例如乙二醇、丙二醇)的单一聚合物或共聚物。解聚低聚物，在分子中具有较多的支化结构，由此认为，粘度比较高，具有适度的结合力。
再有，除上述的造粒剂以外，为了提高结合力，也可以添加萜烯系树脂(例如松香、萜烯酚醛树脂、柠檬烯的二聚物)或脂肪族树脂(例如丁烯或戊烯等的聚合物)。它们的添加量优选是0.05质量％～1.0质量％的范围。
这些造粒剂，具有润滑性，同时具有适度的结合力，而且脱粘结剂性也优异。上述造粒剂的平均分子量优选在120～500的范围内。平均分子量降低至120以下，结合力弱，难以得到稳定的造粒粉。另外，平均分子量超过500，烧结体中残留的碳量变多，而使磁特性降低，因此不可取。平均分子量优选在140～450的范围内。
就正链烷烃和异链烷烃而言，可以按照沸点特定优选的材料，优选沸点在80℃～250℃的范围内。沸点降低至80℃以下，结合力弱，难以得到稳定的造粒粉，沸点超过250℃，烧结体中残留的碳量变多，而使磁特性降低，因而不可取。作为正链烷烃和异链烷烃来说，更优选是平均分子量在140～450的范围内或沸点在100℃～230℃的范围内的正链烷烃和异链烷烃，以较少量的添加，就能够得到充分的效果。
当然，在正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物的2种以上混合使用时，优选各自满足上述的条件。
在造粒粉的调制中使用的造粒剂的添加量，相对于粉末的质量，优选在0.1质量％～50质量％的范围内。如果造粒剂的添加量少于0.1质量％，就不能将粉末(一次颗粒)造粒，如果超过50质量％，结合力过强，对造粒粉施加磁场也不易崩坏，而且烧结体中残留的碳量变多，而使磁特性降低，这是不可取的。造粒剂的添加量更优选是0.1质量％～10质量％，最优选是0.2质量％～10质量％。
造粒工序，可使用公知的各种造粒方法实行。例如，可以使用搅拌混合造粒法、振动造粒法或转动造粒法等实行，但优选使用流化床造粒法。如果使用流化床造粒法，就能够得到近似球形形状的造粒粉，同时能够得到适度坚固度的造粒粉。如果造粒粉具有近似球形的形状，流动性和成型性就良好。另外，造粒粉的坚固度也受造粒剂的影响，但如上所述，无论过于坚硬、过于软，都产生不妥。
图2示意性地表示用于以流化床造粒法进行造粒的造粒装置10。造粒装置10具备送风用鼓风机1、调温调湿器2、流动槽3、转换阀4和反压用鼓风机6。可以使用不二パウダル株式会社制的スイング·プ口セツサ作为这样的造粒装置。
首先，使用由送风用鼓风机1形成的空气流，在流动槽3中进行通常的流动化。此时，由于正压的作用，空气流如实线箭头那样流动(流化过程)。接着，若对转换阀4进行转换，则通过反压用鼓风机6，空气如图中虚线箭头所示进行流动(压实过程)。在压实过程中，利用向下的空气流，在压实过程中形成粉体层，进行压缩，来增加造粒粉的坚固度。另一方面，利用向上的空气流破坏在压实过程中形成的粉体层，由于流动化空气的磨碎作用，生成近似球形形状的造粒粉。可以反复进行转换阀4的转换，通过控制空气量、反复循环，能够调整造粒粉的坚固度。另外，通过控制造粒工序的时间，能够调整造粒粉的平均粒径。
造粒粉的平均粒径优选在0.05mm～3.0mm的范围内。一般，造粒粉中所包含的一次颗粒是少量的，并且三次颗粒以上的高次造粒粉也非常少，因此实质上二次颗粒的平均粒径可以作为代表造粒粉的平均粒径进行处理。在此，作为造粒粉的平均粒径，使用由显微镜观察求出的二次颗粒的平均粒径。如果造粒粉的平均粒径小于0.05mm，流动性的改善效果低，难以得到具有均匀密度的成型体。另一方面，如果造粒粉的平均粒径大于3mm，向模腔中进行均匀的充填变得困难，难以得到密度充分均匀的成型体。造粒粉的平均粒径优选在0.1mm～2.0mm的范围内。
接着，通过将所得到的造粒粉进行压制成型形成成型体。在此，仅使用造粒粉形成成型体。对于压制成型来说，可以使用公知的压制成型装置，典型的是使用用上下模冲压制模具的模腔(穴)内的粉末的单轴压制成型装置。造粒粉末的移送，例如在气密性高的容器内充满氮气或在氮气流动的状态下分批进行。
在单轴压制成型机的模具的模腔中充填造粒粉。在模腔中充填造粒粉的工序，例如可以使用下述的方法，即，使用筛网的充填法或如特公昭59-40560号公报、特开平10-58198号公报、实开昭63-110521号公报或特开2000-248301号公报所公开的使用加料箱的充填方法(由于利用重力下落，所以将它们总称为“落入方法”)实行。
尤其，在形成小的成型体时，优选使用模腔计量对应于模腔的内容积的量的造粒粉。例如，通过使加料箱的棒状构件在模腔上往复运动，一边将供给模腔的剩余的造粒粉盛满刮平，一边进行充填，能够比较均匀地充填规定量的造粒粉。
在模腔内充填造粒粉后，使单轴压制装置的上模冲下降，在堵塞模腔的开口部的状态下，施加磁场，使造粒粉崩坏成一次颗粒，与此同时使一次颗粒进行磁场定向。本发明的造粒粉具有均匀适度的坚固度，因此以0.1T～0.8T的较弱磁场就发生崩坏。但是，如果考虑充分的定向度，优选为0.5T～1.5T左右。磁场的方向，例如是与压制方向垂直的方向。这样，一边施加磁场，一边例如以98MPa的压力，用上下模冲对粉末材料进行单轴压制。其结果，得到相对密度(成型体密度/真密度)为0.5～0.7的成型体。再有，磁场的方向，根据需要，也可以是平行于压制方向。另外，对于定向磁场来说，可以使用静磁场，也可以使用脉冲磁场。
接着，在真空中或惰性气体(优选是减压状态)环境中，例如在约1000℃～约1180℃的温度下，将所得到的成型体烧结大约1至6小时。本发明的造粒剂脱粘结剂优异，因此在该烧结工序中实质上被去除。即，烧结工序能够兼具脱粘结剂工序。但是，在烧结工序前，也可以另外设置脱粘结剂工序。例如，脱粘结剂工序在约200℃～800℃的温度、在约2Pa压力的减压惰性气体环境下，实行约3～约6小时。
将所得到的烧结体例如在约450℃～约800℃的温度下，进行约1～8小时的时效处理，由此得到R-Fe-B系烧结磁体。此后，通过在任意阶段进行磁化，最终完成R-Fe-B系烧结磁体。
按照本发明，如上所述，使用流动性和成型性优异的造粒粉，因此充填量的波动少，而且在模腔内均匀地进行充填。因而，由压制成型得到的成型体的品质和尺寸的波动也少。另外，在成型体中发生的缺陷或裂纹也少。而且也抑制由造粒剂残存在烧结体中引起的磁特性降低，因此能够得到具有优异的磁特性的烧结磁体。这样，按照本发明，就能够以高生产率制造高品质的R-Fe-B系合金烧结磁体。
(实施例)以下，说明本发明的实施例。
如以下这样制作了R-Fe-B系合金粉末。作为起始原料，使用纯度为99.9％的电解铁、含有19.8％B的硼铁合金、纯度为99.7％以上的Nd和Dy，调制合金熔液。用薄带铸造法由该合金熔液得到14.5原子％Nd、0.5原子％Dy、78.8原子％Fe、6.2原子％B的组成的R-Fe-B系合金薄片。使用喷射磨，在惰性气体(例如N2气、气压为58.8MPa)中将该薄片微粉碎，得到平均粒径为3μm的微粉末。
接着，用流化床造粒法(例如，不二パウダル株式会社制的スイング·プロセツサ)调制造粒粉。在造粒中使用了各种造粒剂。在实施例1～16的造粒粉的制造中使用的造粒剂的组成和添加量示于表1和表2中。另外，在比较例1～9的制造中使用的造粒剂的组成示于表3中。再有，作为造粒剂使用PVA的比较例6、7和8的造粒，使用喷雾干燥器进行。另外，比较例9不进行造粒，直接使用微粉末。
以使用上述的加料箱的方法将所得到的造粒粉充填在长20mm、宽15mm、深10mm的模腔内，进行单轴压制成型(98MPa，沿垂直于压制方向施加定向磁场(0.8T))。该充填工序和压制成型工序，对于所有的实施例和比较例来说都以相同的条件进行。
将所得到的成型体在Ar环境中、在1060℃条件下烧结大约4小时后，在600℃实施1小时的时效处理，而得到烧结体。再以2387kA/m的条件使该烧结体磁化，就得到烧结磁体。对于各个实施例和比较例来说，试样数都是50个。
再者，压制工序以下的处理过程，对于实施例1～15和比较例1～10，用实质上相同的方法实行。但是，就作为造粒剂使用PVA的比较例6、7和8来说，在氢环境、1060℃条件下将烧结条件规定为4小时。这是因为，Ar气环境下的烧结不能充分地去除PVA。
利用上述处理过程制成了实施例和比较例的烧结磁体。在该过程中，评价以下的项目。
造粒性，评价是否能够用上述的方法调制造粒粉，所得到的造粒粉在移送工序和充填工序中是否不发生崩坏。以这些全部满足作为○，以稍微有问题但有实用化的可能性作为△，以实用性低作为×，评价结果示于表1、表2和表3中。
脱粘结剂性，从烧结体中残存的碳量和烧结磁体的磁特性来评价。以由烧结体中残存的碳引起的磁特性降低少作为○，以不能忽视由残存碳引起的磁特性降低、但有实用化的可能性作为△，以由残存碳引起的磁特性降低显著、实用性低作为×，示于表1、表2和表3中。
对于实施例12和比较例6及9的造粒粉来说，评价成型体的质量波动(％)和充填量的波动(σ)。用{(最大质量-最小质量)/平均质量(n＝50)}×100(％)求出成型体的质量波动。另外，充填量波动(σ)表示50个成型体的质量分布的标准偏差。结果示于表4中。
另外，对于实施例12和比较例6及9的造粒粉，评价磁场定向特性的结果示于表4和图3中。磁场定向特性，使在压制工序中施加的定向磁场的磁通密度变化为0.1T、0.4T和0.8T，评价所得到的烧结磁体的磁特性(剩磁密度Br和矫顽力iHc)。图3是在横轴绘制定向磁场的磁通密度、在纵轴绘制所得到的烧结体的剩磁密度的曲线图。再者，对于其他的实施例和比较例，如上所述，定向磁场的磁通密度达到0.8T，对所得到的烧结体的磁特性评价的结果示于表5、表6和表7中。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
首先，参照表1、表2和表3所示的结果可知，作为造粒剂使用正链烷烃(平均分子量140、沸点170℃)、正链烷烃(平均分子量300、沸点315℃)、异链烷烃(平均分子量140、沸点166℃)、异链烷烃(平均分子量300、沸点277℃)、和、作为异丁烯和正丁烯的共聚物的聚丁烯(平均分子量200)、聚丁烯(平均分子量300)和聚丁烯(平均分子量500)，其添加量相对于合金粉末是0.5质量％～65质量％的实施例1至16，具有适度的造粒性(表1和表2)。
与此相反，作为造粒剂添加2.0质量％的正己烷(分子量86、沸点69℃)的比较例1，不能调制稳定的造粒粉(表3)。另外，就不添加造粒剂的比较例9来说，当然也不能调制造粒粉。另外，作为造粒剂使用聚丁烯(分子量650)、聚丁烯(分子量1000)、液体石蜡(主成分是烷基环烷烃的混合物、沸点300℃以上)和PVA，其添加量，相对于合金粉末是2.0质量％～10质量％的比较例2至8，显示良好的造粒性，但脱粘结剂性都差，磁特性显著地降低。尤其，比较例2、3、4、5、7和8的其结果，不能得到烧结体，因此在表7中没有示出结果。再有，添加2.0质量％的PVA的比较例6，剩磁密度Br变成低值。
对各种造粒剂进行研究的结果可知，造粒剂的平均分子量优选在120～500的范围内，平均分子量更优选在140～450的范围内。如果平均分子量过小，结合力就弱，难以得到稳定的造粒粉，相反，平均分子量如果过大，烧结体中残存的碳量会变多，而降低磁特性，因此是不可取的。另外，对于正链烷烃和异链烷烃来说，可以特定沸点优选的材料，沸点优选是在80～250℃的范围内。作为正链烷烃和异链烷烃来说，更优选是平均分子量在140～450的范围内或者沸点在10℃～230℃的范围内，以较少量的添加就能够得到充分的效果。
研究了造粒剂的优选的添加量范围。在表1和表2所示的实施例1～16中，添加量为65质量％的实施例16的造粒粉，结合力过于强，因此在定向磁场中造粒粉不充分崩坏，另外，以上述的Ar环境下的烧结条件不能充分地去除粘结剂(即造粒剂)，因此认为磁特性比其他的实施例1～15劣化。进行种种研究的结果已清楚，为了调制在移送或充填工序中不崩坏、在定向磁场中崩坏、具有适度的坚固度的造粒粉，造粒剂的添加量优选在0.1质量％～50.0质量％的范围内。造粒剂的添加量更优选是0.2质量％～10质量％，最优选是0.5质量％～5质量％。
接着，参照表4和图3，说明本发明的造粒粉具有优异的流动性和适度的坚固度。
首先，如从表4所知，实施例12的成型体的质量波动是5.4％，与不进行造粒的比较例9的质量波动是14.6％相比，显著地得到改善。这对于充填量波动(σ)也是相同的，相对于比较例9的充填量波动(σ)是0.33，实施例12的充填量波动(σ)是0.18，大大得到改善，通过造粒而使流动性得到改善。
不言而喻，通过造粒，成型性也同样得到改善，在成型体中缺陷或裂纹发生的比率也比比较例9显著地少。这些造粒的效果，就其他实施例来说也得到证实。
另外，从表4所示的结果可知，在作为造粒剂使用PVA的比较例6中，通过造粒，流动性和成型性也得到改善。但是，比较例6的造粒粉，如上所述，结合力过于强。该事实从定向磁场的强度和所得到的烧结体的磁特性的关系也可以清楚。
从表4和图3所示可知，实施例12的剩磁密度Br与使用不进行造粒的粉末的比较例9的剩磁密度Br是大致相等的，定向磁场的磁通密度在0.1T和0.4T时，都与定向0.8T时进行大致相同的定向。与此相反，比较例6的剩磁密度Br，随定向磁场的磁通密度降低而显著地降低。这表示，实施例12的造粒粉在0.1T以上的定向磁场大体上完全崩坏成一次颗粒，与此相反，比较例6的造粒粉，即使借助0.8T的定向磁场也不发生崩坏，如果定向磁场变弱，发生崩坏的造粒粉的比率显著地降低。
产业上的可应用性按照本发明，可制造适度的坚固度的造粒粉，并且造粒剂具有优异的脱粘结剂性。其结果，通过使用本发明的造粒粉，能够以高生产率制造优异磁特性的R-Fe-B系合金烧结磁体。
权利要求
1.一种R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于包括制作R-Fe-B系合金粉末的工序；和通过使用选自正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物中的至少一种造粒剂将所述粉末进行造粒来调制造粒粉的工序。
2.根据权利要求1所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于所述粉末的平均粒径在1.5μm～5μm的范围内。
3.根据权利要求1或2所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于所述至少一种的造粒剂的平均分子量在120～500的范围内。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于所述至少一种造粒剂是正链烷烃和/或异链烷烃，沸点在80℃～250℃的范围内。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于在所述造粒工序中，相对于所述造粒粉的质量，添加0.1质量％～50质量％的所述至少一种造粒剂。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于所述造粒粉是使用流化床造粒法进行调制的。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法，其特征在于所述造粒粉的平均粒径在0.05mm～3.0mm的范围内。
8.一种R-Fe-B系合金烧结体的制造方法，其特征在于包括利用权利要求1～7中任一项所述的R-Fe-B系合金的造粒粉的制造方法制造造粒粉的工序；通过在对包含所述造粒粉的R-Fe-B系合金的粉末材料施加磁场进行定向的状态下进行压制成型形成成型体的工序；和烧结所述成型体的工序。
9.根据权利要求8所述的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法，其特征在于所述烧结工序是在惰性气体环境下或真空中加热所述成型体的工序，兼具去除所述造粒剂的工序。
10.根据权利要求8所述的R-Fe-B系合金烧结体的制造方法，其特征在于所述粉末材料实质上仅包含所述造粒粉。
全文摘要
本发明的造粒粉的制造方法，包括制作R－Fe－B系合金粉末的工序；通过使用选自正链烷烃、异链烷烃和解聚低聚物中的至少一种的造粒剂将上述粉末进行造粒来调制造粒粉的工序。其结果，得到流动性、压制成型性优异、且脱粘结剂性也优异的R－Fe－B系合金的造粒粉。
文档编号H01F1/08GK1500021SQ0280727
公开日2004年5月26日 申请日期2002年3月27日 优先权日2001年3月29日
发明者国吉太, 金子裕治, 辻本章仁, 嶋内一城, 田中和雄, 森静男, 铃木清史, 仁, 史, 城, 治, 雄 申请人:住友特殊金属株式会社