CN100467171C

CN100467171C - 磁铁粉末的制造方法、磁铁粉末及粘结磁铁

Info

Publication number: CN100467171C
Application number: CNB011407131A
Authority: CN
Inventors: 新井圣; 加藤洋
Original assignee: Seiko Epson Corp
Current assignee: Seiko Epson Corp
Priority date: 2000-07-31
Filing date: 2001-07-31
Publication date: 2009-03-11
Anticipated expiration: 2021-07-31
Also published as: DE60127353T2; EP1178503A3; US20020066498A1; US20030213532A1; US6872326B2; KR20020011125A; KR100427151B1; JP3587140B2; US6554913B2; CN1342537A; JP2002050507A; DE60127353D1; TW563138B; EP1178503A2; EP1178503B1

Abstract

提供能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末及粘结磁铁。急冷薄带制造装置1具备筒体2、加热用的线圈4和冷却辊5。在筒体2的下端形成喷射磁铁合金的熔液6的喷嘴3。冷却辊5以辊基体材料51和表面层52构成。另外，在冷却辊5的圆周面53上设置作为气体抽出手段的气体流路54。在像氦气那样的惰性气体(保护气体)中，从喷嘴3喷射出合金熔液6，碰撞在冷却辊5的圆周面53上，发生冷却凝固来制造急冷薄带8。在此场合，在冷却辊5的圆周面53和外浇口7之间侵入气体，但通过气体流路54，从圆周面53和外浇口7之间排出该气体。通过粉碎急冷薄带8得到磁铁粉末。设磁铁粉末的平均粒径为Dμm、气体流路54的平均间距为Pμm时，P＜D的关系成立。

Description

磁铁粉末的制造方法、磁铁粉末及粘结磁铁

技术领域

本发明是关于磁铁粉末及粘结磁铁。

背景技术

作为磁铁材料，以含有稀土元素的合金构成的稀土磁铁材料具有高的磁性能，因此在用于电动机等时，发挥高性能。

这样的磁铁材料例如是通过使用急冷薄带制造装置的急冷法制造的。以下，说明该制造方法。

图21是表示利用单辊法制造以往的磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)中的合金熔液与冷却辊发生碰撞部位附近的状态的断面侧面图。

如该图所示，使规定的合金组成的磁铁材料(以下称为“合金”)熔化，从未图示的喷嘴喷射出其合金熔液60，碰撞在相对喷嘴沿图21中箭头A方向旋转的冷却辊500的圆周面530上，通过和该圆周面530接触，使合金熔液急冷、凝固，连续地形成薄带状(带材状)的磁铁材料，即急冷薄带80。图21中，以虚线表示合金熔液60的凝固界面710。

在此，稀土元素容易氧化，如果发生氧化，就会降低磁性能，因而上述急冷薄带80的制造主要在惰性气体中进行。

因此，气体侵入圆周面530和合金熔液60的外浇口70之间，在急冷薄带80的辊面(和冷却辊500的圆周面530接触的面)810上往往会产生凹窝(凹部)9。冷却辊500的圆周速度越大，这种倾向越显著，所产生的凹窝的面积也变大。

如果产生凹窝9(特别是巨大的凹窝)，在凹窝部分上，由于气体的存在，就会发生和冷却辊500的圆周面530的接触不良，而降低冷却速度，妨碍快速凝固。因此在发生凹窝9的部位，合金的晶粒直径粗大化，磁性能降低。

将含有这样的低磁性能部分的急冷薄带粉碎而得到的磁铁粉末，磁性能的偏差变大。因此，使用这样的磁铁粉末制成的粘结磁铁，仅得到低的磁性能，并且耐蚀性也降低。

发明的概述

本发明的目的在于提供，能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末及粘结磁铁。

为了达到上述的目的，本发明是一种使磁铁合金的熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，通过冷却凝固而得到薄带状磁铁材料，将该薄带状磁铁材料粉碎，制造磁铁粉末的方法，其特征在于，在上述冷却辊的上述圆周面上，形成作为气体气体抽出手段的气体流路，设其平均间距为Pμm、上述磁铁粉末的平均粒径为Dμm时，满足P<D的关系。

由此，能够提供，提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁成为可能的磁铁粉末的制造方法。

在本发明中，上述磁铁粉末的平均粒径D最好是5～300μm。由此，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，上述气体流路的平均间距P最好是0.5μm以上、不到100μm。由此，在冷却辊的各部位的合金熔液的冷却速度的偏差变得特别小，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，上述气体流路的平均宽度最好是0.5～90μm。由此，能够效率更好地排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而，上述气体流路的平均深度最好是0.5～20μm。由此，能够效率更好地排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而，设上述气体流路的平均宽度为L₁、平均深度为L₂时，最好满足0.5≤L₁/L₂≤15的关系。由此，能够效率更良好地排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，在本发明中，上述冷却辊具有辊基体材料和设置在其整个外周上的表面层，最好在上述表面层上形成上述气体流路。由此，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

此外，上述表面层的构成材料最好具有比上述辊基体材料在室温附近的导热率低的导热率的材料。由此，能够以适度的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

在此场合，上述表面层的构成材料在室温附近的导热率最好是80W·m^-1·K^-1以下。由此，能够以适度的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，上述表面层最好以陶瓷构成。由此，能够以适度的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，在能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁的同时，提高冷却辊的耐久性。

另外，在本发明中，上述表面层的厚度最好是0.5～50μm。由此，能够以适度的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

此外，在本发明中，上述表面层最好是对其表面不进行机械加工形成的。由此，即使不实施研磨等，也能够使圆周面的表面粗糙度比较小。

本发明中的冷却辊，最好上述气体流路的长度方向和冷却辊的旋转方向形成的角度是30°以下。由此，能够效率更好地排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，上述气体流路最好形成以上述冷却辊的旋转轴为中心的螺旋状。由此，能够比较容易地制造冷却辊，并且能够效率更良好地排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

此外，最好上述气体流路在上述圆周面的边缘部开口。由此，能够有效地防止已排出的气体再侵入圆周面和外浇口之间，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

另外，上述圆周面上的上述气体流路占有的投影面积的比例最好是10～99.5％。由此，能够以适度的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，其结果，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而，上述薄带状磁铁材料最好是，在薄带状磁铁材料和上述冷却辊接触侧的面的至少一部分上，复制上述冷却辊的上述圆周面的形状。由此，所得到的磁铁粉末和粘结树脂的粘结力变得优良。其结果，所得到的磁铁粉末成为适合制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁的磁铁粉末。

此外，本发明的其他方面是关于一种以利用上述记载的方法进行制造为特征的磁铁粉末。由此能够提供，提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁成为可能的磁铁粉末。

另外，在本发明中，最好磁铁粉末在其表面的至少一部分上具有数个凸条或者沟。由此，磁铁粉末对粘结树脂的粘结力变得优良。其结果，磁铁粉末成为适合制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁的磁铁粉末。

在此场合，设磁铁粉末的平均粒径为Dμm时，上述凸条或者上述沟的平均长度最好是D/40μm以上。由此，磁铁粉末对粘结树脂的粘结力变得特别优良。其结果，磁铁粉末能够更适用于制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁。

此外，上述凸条的平均高度或者上述沟的平均深度最好是0.1～10μm。由此，磁铁粉末对粘结树脂的粘结力变得特别优良。其结果，磁铁粉末能够更适用于制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁。

另外，并列设置上述凸条或者上述沟，其平均间距最好是0.5～100μm。由此，磁铁粉末对粘结树脂的粘结力变得特别优良。其结果，磁铁粉末能够更适用于制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁。

进而，相对磁铁粉末的全表面积，形成上述凸条或者上述沟的部分的面积所占的比例最好是15％以上。由此，磁铁粉末对粘结树脂的粘结力变得特别优良。其结果，磁铁粉末能够更适用于制造具有特别优良的机械强度、磁性能、耐蚀性等的粘结磁铁。

此外，本发明的磁铁粉末，平均粒径最好是5～300μm。由此，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而，在本发明中，磁铁粉末在其制造过程中，或者在制造后，最好进行至少一次热处理。由此，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而，磁铁粉末最好以具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成。由此，能够提供具有特别优良的磁性能的磁铁。

进而最好，上述软磁性相和硬磁性相的平均晶粒直径都是1～100nm。由此，能够提供磁性能、尤其矫顽力和矩形性优良的磁铁。

本发明的另外的方面，是关于一种粘结磁铁，其特征在于，是以粘结树脂结合上述的任一项中记载的磁铁粉末构成的。由此，能够提供磁性能优良、可靠性优良的粘结磁铁。

本发明的其他方面，是关于粘结磁铁，它是以粘结树脂结合上述所任一项中记载的磁铁粉末构成的粘结磁铁，其特征在于，在上述磁铁粉末上并列设置的上述凸条之间或者并列设置的上述沟内，埋入上述粘结树脂。由此，能够提供磁性能优良、可靠性优良的粘结磁铁。

最好，该粘结磁铁通过温成形制造。由此，磁铁粉末和粘结树脂的粘结力变得特别优良。其结果，能够容易地提供孔隙率低，机械强度、磁性能、耐蚀性等特别优良的粘结磁铁。

另外，该粘结磁铁，最好在室温下的固有矫顽力H_cJ是320～1200kA/m。由此，能够提供耐热性、磁化性优良，具有足够的磁通密度的磁铁。

此外，该粘结磁铁的最大磁能积(BH)max是40kJ/m³以上。由此，以小型能够得到高性能的电动机。

此外，上述磁铁粉末的含量最好是75～99.5重量％。由此，能够容易地提供机械强度、磁性能、耐蚀性等特别优良的粘结磁铁。

另外，在本发明中，通过冲裁剪切试验测定的机械强度最好是50MPa以上。由此，能够得到具有特别优良的机械强度的粘结磁铁。

上述的或者上述以外的本发明的目的、构成和效果，从基于附图的以下实施例的说明，可以清楚。

附图的简单说明

图1是示意地表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第1实施方式中使用的冷却辊，及使用该冷却辊制造薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的斜视图。

图2是图1所示的冷却辊的正面图。

图3是示意地表示图1所示冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图4是示意地表示在图1所示急冷薄带制造装置中的合金熔液与冷却辊的接触部位附近的状态的断面图。

图5是用于说明气体流路的形成法的图。

图6是用于说明气体流路的形成法的图。

图7是示意地表示本发明磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一例的图。

图8是示意地表示本发明磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一例的图。

图9是示意地表示本发明磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一例的图。

图10是示意地表示用制造图1所示薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)制成的薄带状磁铁材料表面形状的斜视图。

图11是示意地表示将以制造图1所示薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)制成的薄带状磁铁材料粉碎得到的磁铁粉末表面形状的图。

图12是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第2实施方式中使用的冷却辊的正面图。

图13是示意地表示图12所示冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图14是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第3实施方式中使用的冷却辊的正面图。

图15是示意地表示图14所示冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图16是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第4实施方式中使用的冷却辊的正面图。

图17是示意地表示图16所示冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图18是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的其他实施方式中使用的冷却辊的正面图。

图19是示意地表示在本发明的磁铁粉末制造方法的其他实施方式中使用的冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图20示意地表示在本发明的磁铁粉末制造方法的其他实施方式中使用的冷却辊的圆周面附近的断面形状图。

图21是表示采用单辊法制造以往的薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)中的合金熔液与冷却辊发生碰撞部位附近的状态的断面侧面图。

优选方式的详细说明

以下，详细地说明本发明的磁铁粉末的制造方法、磁铁粉末和粘结磁铁的实施方式。

急冷薄带制造装置的构成

图1是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第1实施方式中使用的装置(急冷薄带制造装置)的构成的斜视图。图2是表示构成图1所示的急冷薄带制造装置的冷却辊的正面图。图3是图2所示冷却辊的放大断面图。

本发明的磁铁粉末是将使用图1所示的急冷薄带制造装置制成的急冷薄带(薄带状磁铁材料)粉碎而得到的。首先，说明该急冷薄带制造装置1的构成。

如图1所示，急冷薄带制造装置1具备能容纳磁铁材料的筒体2和相对筒体2沿图中的箭头A方向旋转的冷却辊5。在筒体2的下端形成喷射磁铁合金的熔液6的喷嘴(孔口)3。

作为筒体2的构成材料，例如可举出石英、氧化铝、氧化镁等耐热性陶瓷等。

作为喷嘴3的开口形状，例如可举出圆形、椭圆形、缝隙状等。

另外，在筒体2的喷嘴3附近的周围配置加热用的线圈4，例如通过在线圈4上外加高频，将筒体2内加热(感应加热)，使筒体2内的磁铁材料处于熔化状态。

再者，加热手段并不限于像这样的线圈4，例如也可以使用石墨加热器。

冷却辊5以辊基体材料51和形成冷却辊5的圆周面53的表面层52构成。

辊基体材料51的构成材料没有特别的限制，但最好例如以铜或者铜基合金那样的导热率高的金属材料构成，以便表面层52的热能更迅速地散发。

表面层52可以用和辊基体材料51相同的材质一体的构成，但最好用导热率比辊基体材料51的构成材料小的材料构成。尤其，表面层52的构成材料在室温附近的导热率较好是80W·m^-1·K^-1以下，更好是3～60W·m^-1·K^-1，最好是5～40W·m^-1·K^-1。

作为具有这样的导热率的材料，例如可举出Zr、Sb、Ti、Ta、Pd、Pt等，或者包含这些金属的合金等，或者陶瓷等。作为陶瓷，例如可举出Al₂O₃、SiO₂、TiO₂、Ti₂O₃、ZrO₂、Y₂O₃、钛酸钡、钛酸锶等氧化物系陶瓷，AlN、Si₃N₄、TiN、BN、ZrN、HfN、VN、TaN、NbN、CrN、Cr₂N等氮化物系陶瓷，石墨、SiC、ZrC、Al₄C₃、CaC₂、WC、TiC、HfC、VC、TaC、NbC等碳化物系陶瓷，或者将它们之中的2种以上任意组合的复合陶瓷。即使这些之中，最好是包含氮化物系的陶瓷。

由于冷却辊5以具有这样的导热率的表面层52和辊基体材料51构成，因而能够以适度的冷却速度使合金熔液6急冷。另外，在辊面81(和冷却辊的圆周面接触侧的面)和自由面82(和辊面相反侧的面)的冷却速度差变小。因此，所得到的急冷薄带8在各部位上的晶粒直径的偏差小，磁性能变得优良。因此，粉碎急冷薄带8得到的磁铁粉末，在各个磁铁粉末间的晶粒直径的偏差变小，磁性能的偏差也变小。其结果，作为磁铁粉末全体的磁性能变得优良。

另外，与作为构成以往的冷却辊圆周面的材料而使用的材料(Cu、Cr等)相比，这样的陶瓷具有高的硬度，耐久性(耐磨性)优良。因此，即使反复使用冷却辊5，也维持圆周面53的形状，后述的气体抽出手段的效果也不易劣化。

可是，上述的辊基体材料51，通常具有较高的热膨胀系数。因此，表面层52的构成材料的热膨胀系数最好是近似辊基体材料51的热膨胀系数的值。表面层52的构成材料在室温附近的热膨胀系数(线膨胀系数α)，例如较好是3.5～18[×10^-6K^-1]左右，最好是6～12[×10^-6K^-1]左右。表面层52的构成材料在室温附近的热膨胀系数(以下，也简称为“热膨胀系数”)如果是这样范围的值，就能够维持辊基体材料51和表面层52的高附着性，能够更有效地防止表面层52的剥离。

此外，表面层52不仅可以是像图示的单层，例如也可以是组成不同的数个层的层叠体。在此场合，相邻接的层最好彼此的附着性高，作为其例子，可举出相邻接的层彼此含有相同的元素。

另外，即使在表面层52以单层构成的场合，其组成沿厚度方向也不限于是均匀的，例如含有成分沿厚度方向也可以是逐渐发生变化的(倾斜材料)。

表面层52的平均厚度(在上述层叠体的场合，是其合计厚度)没有特别的限制，但以0.5～50μm为佳，最好是1～20μm。

如果表面层52的平均厚度不到下限值，会产生如下的问题。即，由于表面层52的材质不同，冷却能力过大，因而即使厚度相当大的急冷薄带8，在辊面81附近，冷却速度也大，容易形成非晶态。另一方面，在自由面82附近，急冷薄带8的厚度越大，冷却速度越小，其结果，越容易发生晶粒直径的粗大化。即，容易形成在自由面82附近晶粒粗大，在辊面81附近叫做非晶态的急冷薄带，此后即使实施热处理，也往往得不到满意的磁性能。另外，为了使自由面82附近的晶粒直径小，例如即使使冷却辊5的圆周速度变大、使急冷薄带8的厚度小，在辊面81附近的非晶态也成为更无规则的，在制成急冷薄带8后，即使进行热处理，也往往得不到足够的磁性能。

另外，表面层52的平均厚度如果超过上限值，急冷速度就变慢，发生晶粒直径粗大化，作为结果，磁性能降低。

表面层52的形成方法没有特别的限制，但最好是热CVD、等离子CVD、激光CVD等化学蒸镀法(CVD)或者真空蒸镀、溅射、离子镀等物理蒸镀法(PVD)。在使用这些方法的场合，能够比较容易地使表面层的厚度均匀，因此在表面层52形成后，可以不对该表面进行机械加工。除此以外，表面层52也可以利用电解镀、浸镀、无电解镀、喷镀等方法形成。其中在利用喷镀形成表面层52时，辊基体材料51和表面层52的附着性(结合强度)变得特别优良。

另外，在冷却辊5的圆周面53上，设置作为气体抽出手段的气体流路54，该气体抽出手段排出侵入圆周面53和合金熔液6的外浇口7之间的气体。

如果通过气体抽出手段(气体流路54)，从圆周面53和外浇口7之间排出气体，就提高圆周面53和外浇口7的密合性(防止发生巨大的凹窝)。由此，在外浇口7的各部位的冷却速度差变小，在所得到的急冷薄带8各部位的晶粒直径的偏差也变小。因此，粉碎急冷薄带8得到的磁铁粉末，在各个磁铁粉末间的晶粒直径的偏差变小，磁性能的偏差也小。其结果，作为磁铁粉末全体的磁性能变得优良。

由设置这样的气体抽出手段而产生的效果，和上述的表面层52的效果发生相乘的作用。其结果，所得到的急冷薄带8，磁性能优良，根据不同部位的磁性能的偏差变得特别小。因此，使用该急冷薄带8，能够得到磁性能特别优良的磁铁。

在图示的构成中，气体流路54相对冷却辊的旋转方向大致平行地形成。气体流路54如果具有这样的形状，送入气体流路54内的气体就沿气体流路54的长度方向移动，因此侵入圆周面53和外浇口7之间的气体的排出效率特别高，提高外浇口7对圆周面53的密合性。

在图示的构成中，气体流路54形成数条，但也可以至少形成1条。

气体流路54的宽度(向圆周面53开口部分的宽度)L₁的平均值较好是0.5～90μm，更好是1～50μm，最好是3～25μm。如果气体流路54的宽度L₁的平均值不到下限值，就不能充分地排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。另一方面，如果气体流路54的宽度L₁的平均值超过上限值，合金熔液6会进入气体流路54，气体流路54不能作为气体抽出手段发挥机能。

气体流路54的深度(最大深度)L₂的平均值较好是0.5～20μm，最好是1～10μm。气体流路54的深度L₂的平均值如果不到下限值，侵入圆周面53和外浇口7之间的气体就不能充分地排出。另一方面，如果气体流路54的深度L₂的平均值超过上限值，在流过气体流路54内的气流的流速增大的同时，容易形成伴随涡旋的紊流，在急冷薄带8的表面容易发生巨大的凹窝。

气体流路54的宽度L₁和气体流路54的深度L₂最好满足下式(I)。

0.5≤L₁/L₂≤15......(I)

另外，代替式(I)，更好是满足式(II)，最好是满足式(III)。

0.8≤L₁/L₂≤10......(II)

1≤L₁/L₂≤8......(III)

如果L₁/L₂的值不到上述下限值，就难以得到用于抽出气体的足够的开口宽度，不能充分地排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。另外，因为气体流路54的深度L₂的值相对地变大，所以流过气体流路54内的气流的流速增大，与此同时，容易形成伴随涡旋的紊流，在急冷薄带8的表面容易发生巨大的凹窝。

另一方面，如果L₁/L₂的值超过上述上限值，合金熔液6会进入气体流路54，气体流路54不能作为气体抽出手段发挥机能。另外，因为气体流路54的深度L₂的值相对地变小，所以不能充分地排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。

在本发明中，如在后面的磁铁粉末的制造的项中所述，在并列设置的气体流路54的平均间距P[μm]和磁铁粉末的平均粒径D[μm]之间满足P<D的关系。

气体流路54的平均间距P没有特别的限制，但较好是0.5μm以上、不到100μm，最好是3～50μm。如果气体流路54的平均间距是这样范围的值，气体流路54就能作为气体抽出手段充分地发挥机能，而且和外浇口7的接触部分—非接触部分的间隔变得十分小。其结果，在外浇口7上，和圆周面53接触的部分及不接触的部分的冷却速度差变得十分小，所得到的急冷薄带8的晶粒直径的偏差、磁性能的偏差变小。尤其，在表面层52以前述的陶瓷构成的场合，即使在表面层52上形成这样十分细小间距的气体流路54，也不易发生由表面层52的磨损或缺欠引起的表面形状的劣化。因此，即使反复使用冷却辊5，也能维持作为气体抽出手段的效果。

在圆周面53上的气体流路54所占的投影面积(投影在圆周面上时的面积)的比例，较好是10～99.5％，最好是30～95％。如果在圆周面53上的气体流路54所占的投影面积的比例不到下限值，在急冷薄带8的辊面81附近，冷却速度变大，就容易形成非晶态化，与此相反，在自由面82附近，与辊面81附近相比，冷却速度变慢，因而导致晶粒直径粗大化，作为结果，磁性能往往降低。另一方面，如果在圆周面53上的气体流路54所占的投影面积的比例超过上限值，冷却速度就变小，会导致晶粒直径的粗大化，作为结果，磁性能往往降低。

另外，由于形成这样的沟(气体流路54)，即使在辊基体材料51的热膨胀系数和表面层52的热膨胀系数的差比较大的情况下，也能够维持辊基体材料51和表面层52的高附着性，能够有效地防止表面层52从辊基体材料51剥离。认为这是由以下的理由造成的。

图4是示意地表示在图1所示急冷薄带制造装置中的合金熔液与冷却辊发生接触部位附近的状态的断面图。图中，以箭头表示在冷却辊5附近的热传导的主路径。

在使合金熔液6接触形成这样的气体流路54的冷却辊5的圆周面53的场合，在圆周面53上的气体流路54以外的部位发生和合金熔液6的接触，与此相反，在气体流路54内实质上不发生和合金熔液6的接触。因此，部位521附近的温度上升比较大，与此相反，在部位522附近维持较低温的状态。

这样，被表面层52吸收的热，由辊基体材料51传导。如前面所述，与部位521附近相比，部位522附近的温度变低，因而向辊基体材料51的热传导成为主要从部位521附近的热传导。

在辊基体材料51和表面层52以前面所述的材料构成的场合，辊基体材料51通常具有比表面层52高的导热率。因此，从部位521传导至511的热，以十分快的速度传导至部位512。由此，由辊基体材料51的部位产生的温度偏差变小，与此同时，也缓和作为辊基体材料51整体的温度上升。

进而，从合金熔液6传导至部位521的热的一部分，从气体流路54的内面传导(发散)至流过气体流路54内的气流。因此，从部位521传导至部位511的热量变少，作为结果，传导至辊基体材料51的总热量也变少，从而也缓和辊基体材料51全体的温度上升。

因此，辊基体材料51的热膨胀变小，表面层52和辊基体材料51的热膨胀的差也变小。其结果，维持表面层52和辊基体材料51的高附着性。

除去圆周面53的气体流路54部分的表面粗糙度Ra没有特别的限制，但较好是0.05～5μm，最好是0.07～2μm。如果表面粗糙度Ra不到下限值，冷却辊5和外浇口7的密合性就降低，存在不能充分地抑制巨大凹窝发生的可能性。另一方面，如果表面粗糙度Ra超过上限值，急冷薄带8的厚度偏差变得显著，晶粒直径的偏差、磁性能的偏差都有可能变大。

图3(后面所述的图13、图15、图17、图19、图20也相同)是用于说明冷却辊的圆周面附近的断面形状的图，辊基体材料和表面层的边界省略表示。

接着。说明气体流路54的形成方法。图5、图6是用于说明气体流路的形成方法的图。

气体流路54的形成方法没有特别的限制，例如可举出切削、复制(压力复制)、磨削、喷砂处理等各种机械加工，激光加工，电火花加工，化学腐蚀等。特别其中，从比较容易提高气体流路54的宽度、深度、并列设置的气体流路54的间距等的精度出发，最好是机械加工，尤其最好是切削。

气体流路54(沟)可以直接在表面层52上形成，也可以不是这样。即，如图5所示，可以设置表面层52后，在该表面层上利用前面所述的方法形成气体流路54，但如图6所示，也可以在辊基体材料51的外周面上利用前面所述的气体流路54的形成方法形成沟后，形成表面层52。在此场合，对表面层52的表面不实施机械加工，在圆周面53上形成是气体抽出手段的气体流路54。在此场合，因为对表面层52的表面不实施机械加工等，所以即使以后不实施研磨等，也能够使圆周面53的表面粗糙度Ra比较小。

磁铁材料的合金组成

作为本发明中的磁铁粉末，最好具有优良的磁性能，作为这样的磁铁粉末，可举出含有R(但R是包括Y的稀土元素中的至少一种)的合金，尤其是含有R(但R是包括Y的稀土元素中的至少一种)和TM(但TM是过渡金属中的至少一种)及B(硼)的合金，最好是以下(1)～(5)的组成。

(1)以Sm为主的稀土元素和以Co为主的过渡金属作为基本成分的合金(以下，称为Sm—Co系合金)。

(2)以R(但R是包括Y的稀土元素中的至少一种)和以Fe为主的过渡金属(TM)及B作为基本成分的合金(以下，称为R—TM—B系合金)。

(3)以Sm为主的稀土元素和以Fe为主的过渡金属及以N为主的间隙元素作为基本成分的合金(以下，称为Sm—TM—N系合金)。

(4)以R(但R是包括Y的稀土元素中的至少一种)和Fe等过渡金属作为基本成分，具有软磁性相和硬磁性相相邻接(也包括通过晶间相而邻接的情况)存在的复合组织(尤其存在称为纳米复合组织)的合金。

(5)上述(1)～(4)的组成中，将至少2种混合而成的合金。在此场合，能够同时具有混合的各磁铁粉末的优点，能够容易地得到更优良的磁性能。

作为Sm—Co系合金的代表，可举出SmCo₅、Sm₂TM₁₇(但TM是过渡金属)。

作为R—TM—B系合金的代表，可举出Nd-Fe-B系合金、Pr—Fe—B系合金、Nd—Pr—Fe—B系合金、Nd—Dy—Fe—B系合金、Ce—Nd—Fe—B系合金、Ce—Pr—Nd—Fe—B系合金、这些合金中的Fe的一部分以Co、Ni等其它的过渡金属取代的合金等。

作为Sm—TM—N系合金的代表，可举出使Sm₂Fe₁₇合金氮化而制成的Sm₂Fe₁₇N₃、以TbCu₇型相为主相的Sm—Zr—Fe—Co—N系合金等。但是，在这些Sm—TM—N系合金的场合，一般是在制成急冷薄带后，对得到的急冷薄带进行适当的热处理，通过氮化，使N作为间隙原子导入。

作为上述稀土元素，可举出Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、混合稀土。可以包括这些元素中的1种或2种以上。另外，作为上述过渡金属，可举出Fe、Co、Ni等，可以包括这些元素中的1种或2种以上。

另外，为了提高矫顽力、最大磁能积等磁性能，或者为了提高耐热性、耐蚀性，在磁铁材料中，根据需要，也可以含有Al、Cu、Ga、Si、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr、W、C等。

上述复合组织(纳米复合组织)，软磁性相10和硬磁性相11，例如以图7、图8或者图9所示的图形(式样)存在，各相的厚度或晶粒直径以纳米级存在。而且，软磁性相10和硬磁性相11相邻接(也包括通过晶间相相邻接的情况)，而产生磁的交互作用。

软磁性相的磁化，通过外部磁场的作用，容易改变其方向，因此如果混在于硬磁性相中，体系整体的磁化曲线在B—H图(J—H图)的第二象限，就成为有台阶的“蛇型曲线”。但是，在软磁性相的大小是数10nm以下的充分小的场合，软磁性体的磁化，由于和周围的硬磁性体的磁化相结合，而受到十分强的约束，体系整体作为硬磁性体进行动作。

具有这样的复合组织(纳米复合组织)的磁铁，主要具有以下列举的特征1)～5)。

1)在B—H图(J—H图)的第二象限，磁化发生可逆的回复(在该意义上也称为“弹性磁铁”)。

2)磁化性良好，能够以较低的磁场进行磁化。

3)磁性能的温度依存性比硬磁性相单独存在时小。

4)磁性能随时间的变化小。

5)即使进行微粉碎，磁性能也不劣化。

像这样，以复合组织构成的磁铁具有优良的磁性能。因此，磁铁粉末最好是具有这样的复合组织。

再者，图7～图9所示的图形，仅是一例，并不限于这些图形。

薄带状磁铁材料的制造

下面，说明使用上述急冷薄带制造装置1的薄带状磁铁材料(急冷薄带8)的制造。

使磁铁合金的熔液碰撞在冷却辊的圆周面上，而冷却凝固来制造薄带状磁铁材料。以下，对其一例加以说明。

图10是示意地表示以图1所示急冷薄带制造装置制成的急冷薄带的表面形状的断面图。

如图1所示的急冷薄带制造装置设置在室(未图示)内，以在该室内填充惰性气体或其他的保护气体的状态进行工作。尤其，为了防止急冷薄带8的氧化，保护气体最好是惰性气体。作为惰性气体例如可举出氩气、氦气、氮气等。

保护气体的压力没有特别的限制，但最好是1～760托。

在筒体2内的合金熔液6的液面上施加比室的内压高的规定压力。利用作用在筒体2内的合金熔液6液面上的压力和正比于筒体2内的液面的高度施加的压力的和与室内的保护气体的压力的压差，从喷嘴3喷射出合金熔液6。

合金熔液喷射压(作用在筒体2内的合金熔液6液面上的压力和正比于筒体2内的液面的高度施加的压力的和与室内的保护气体的压力的压差)没有特别的限制，但最好是10～100kPa。

在急冷薄带制造装置1中，在筒体2内放入磁铁合金，利用线圈4加热而熔化，从喷嘴3一喷射出其合金熔液6，如图1所示，合金熔液6就碰撞在冷却辊5的圆周面53上，形成外浇口7后，一边沿旋转的冷却辊5的圆周面53拖延，一边进行快速冷却而凝固，连续地或者断续地形成急冷薄带8。此时，侵入外浇口7和圆周面53之间的气体，通过气体流路54排出到外部。这样形成的急冷薄带8，不久其辊面81离开圆周面53，沿图1中的箭头B的方向前进。

这样，通过在圆周面53上设置气体流路54，提高圆周面53和外浇口7的密合性(防止发生巨大凹窝)，防止外浇口7的不均匀冷却。其结果，得到在各部位的晶粒直径的偏差小、具有高的磁性能的急冷薄带8。

另外，在实际制造急冷薄带8时，不一定在冷却辊5的旋转轴50的正上方配置喷嘴3。

冷却辊5的圆周速度，根据合金熔液的组成、表面层52的构成材料(组成)、圆周面53的表面性状(尤其，合金熔液6对圆周面53的润湿性)等，其合适的范围有所不同，但为了提高磁性能，通常较好是5～60m/s，最好是10～40m/s。如果冷却辊5的圆周速度不到下限值，就降低合金熔液6的冷却速度，显示晶粒直径增大的倾向，磁性能往往降低。另一方面，如果冷却辊5的圆周速度超过上限值，冷却速度反而会变大，非晶态组织占有的比例变大，此后即使实施后述的热处理，也不能充分地提高磁性能。

像以上那样得到的急冷薄带8，最好其宽度w和厚度尽可能地均匀。在此情况下，急冷薄带8的平均厚度t较好是8～50μm左右，最好是10～40μm左右。如果平均厚度t不到下限值，非晶态组织占有的比例变大，此后即使实施后述的热处理，也不能充分地提高磁性能。每单位时间的生产率也降低。另一方面，如果平均厚度t超过上限值，自由面82侧的晶粒直径显示粗大化的倾向，因而降低磁性能。

再者，对所得到的急冷薄带8，例如以促进非晶态组织(无定形组织)的再结晶化、组织的均匀化等为目的，也可以实施热处理。作为该热处理的条件，例如在400～900℃，可以规定为0.5～300分钟左右。

另外，为了防止氧化，该热处理最好在真空或者减压状态下(例如1×10^-1～1×10^-6托)，或者在像氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性保护气体中进行。

像以上那样得到的急冷薄带(薄带状磁铁材料)8成为细结晶组织，或者在非晶态组织中包含细结晶组织的组织，得到优良的磁性能。

另外，这样得到的急冷薄带8，最好在辊面81的至少一部分上复制冷却辊5的圆周面53的形状。由此，如图10所示，急冷薄带8在至少辊面81的一部分上形成对应圆周面53的形状的凸条83或者沟84。

如果形成这样的凸条83或者沟84，在将该急冷薄带8粉碎得到的磁铁粉末用于制造后述的粘结磁铁时，粘结树脂就埋入沟内(或者凸条间)。因而提高磁铁粉末和粘结树脂的粘结力，即使粘结树脂量较少，也得到高的机械强度。因此，可以使磁铁粉末的含量(含有率)多，得到具有特别优良的磁性能的粘结磁铁。另外，如果在磁铁粉末的表面形成凸条或者沟，会提高在磁铁粉末和粘结树脂进行混炼等中的两者的接触性(润湿性)。因此混炼物容易成为粘结树脂覆盖磁铁粉末的周围的状态，即使粘结树脂量较少，也得到良好的成形性。

由于这些效果，能够以良好的成形性制造高机械强度、高磁性能的粘结磁铁。

另外，急冷薄带8，平均晶粒直径较好是500nm以下，更好是200nm以下，最好是约10～120nm。如果平均晶粒直径超过500nm，往往不能谋求磁性能、特别矫顽力和矩形性的充分提高。

尤其，在磁铁材料具有像上述(4)的复合组织的场合，软磁性相10、硬磁性相11的平均晶粒直径以1～100nm为佳，最好都是5～50nm。如果平均晶粒直径是这样范围的大小，认为在软磁性相10和硬磁性相11之间，就更有效地产生磁的交互作用，显著地提高磁性能。

另外，设辊面81附近的硬磁性相11的平均晶粒直径为D1h、辊面81附近的软磁性相10的平均晶粒直径为D1s、自由面82附近的硬磁性相11的平均晶粒直径为D2h、自由面82附近的软磁性相10的平均晶粒直径为D2s时，较好是满足下式(IV)、(V)中的至少一个，最好是满足两个。

0.5≤D1h/D2h≤1.5......(IV)

0.5≤D1s/D2s≤1.5......(V)

如果D1h/D2h或者D1s/D2s是0.5～1.5，对于硬磁性相11和软磁性相10的各自来说，在辊面81附近和自由面82附近的晶粒直径的差小，其结果，磁性能变得均匀，作为全体得到优良的磁性能。如果更详细地描述，在从急冷薄带8制造磁铁粉末，再使用该磁铁粉末制造粘结磁铁时，在得到高的磁能积(BH)_max的同时，在磁滞回线中的矩形性良好，其结果，不可逆退磁率的绝对值变小，磁铁的可靠性也提高。

在以上中，作为急冷法，虽然举例地说明了单辊法，但也可以采用双辊法。在采用双辊法的场合，由于使用2个在圆周面上形成气体流路的冷却辊，在得到的急冷薄带的相对的一对的各自面(两面)上，能够形成上述的凸条或者沟。另外，这样的急冷法能够使金属组织(晶粒)细化，因此对提高粘结磁铁的磁铁性能，特别是矫顽力等是有效的。

磁铁粉末的制造

将像以上制成的急冷薄带8粉碎，就得到本发明的磁铁粉末。

图11是示意地表示粉碎上述急冷薄带得到的磁铁粉末的表面形状的图。

急冷薄带8的粉碎方法没有特别的限制，例如可以使用球磨机、振动磨机、超细粉碎机、棒磨机等各种粉碎装置，破碎装置进行。在此场合，为了防止氧化，最好在真空或者减压状态下(例如1×10^-1～1×10^-6托)，或者像氮气、氩气、氦气等惰性气体中的非氧化性气氛中进行。

可是，如上所述，在合金熔液6接触冷却辊5的圆周面53的场合，在圆周面53上的气体流路54以外的部位发生和合金熔液6的接触，与此相反，在气体流路54内实质上不发生和合金熔液6的接触，因而和冷却辊5接触的部位相比，在和冷却辊5不接触的部位，合金熔液6的冷却速度变小。因此，粉碎急冷薄带8得到的磁铁粉末的粒径如果比气体流路54的间距小，从急冷薄带8和冷却辊5接触的部分得到的磁铁粉末中的平均晶粒直径与从急冷薄带8和冷却辊5不接触的部分得到的磁铁粉末中的平均晶粒直径的差变大。其结果，在各磁铁粉末间的磁性能的偏差变大。因此，在本发明中，在气体流路54的平均间距P[μm]和磁铁粉末12的平均粒径D[μm]之间，要成立P<D的关系。尤其，较好是成立1.1≤D/P≤60的关系，最好是成立2≤D/P≤30的关系。由于在D和P之间成立这样的关系，在各磁铁粉末之间的磁性能的偏差变得更小，作为磁铁粉末全体的磁性能变高。

在磁铁粉末12用于制造后述的粘结磁铁的场合，考虑到为了防止磁铁粉末的氧化和防止由粉碎引起的磁性能的劣化，磁铁粉末12的平均粒径D的值，以5～300μm为佳，最好是10～200μm。

另外，在粘结磁铁成形时为了得到更良好的成形性，磁铁粉末的粒径分布最好是某种程度的分散(波动)。由此，能够减低得到的粘结磁铁的孔隙率，其结果，在使粘结磁铁中的磁铁粉末的含量相同时，能够更提高粘结磁铁的密度或机械强度，能够更加提高磁性能。

例如可以按照F.S.S.S.(Fischer Sub-Sieve Sizer)法，或筛分法测定平均粒径D。

另外，在使用在辊面81上复制了圆周面53的形状的急冷薄带8的场合，所得到的磁铁粉末12，在其表面的至少一部分上具有数条凸条13或者沟14。由此，得到如下的效果。

在使用这样的磁铁粉末制造粘结磁铁的场合，粘结树脂埋入沟内(或者凸条间)。因而提高磁铁粉末和粘结树脂的粘结力，即使粘结树脂量较少，也得到高机械强度。因此，能够使磁铁粉末的含量(含有率)多，其结果，得到具有特别优良的磁性能的粘结磁铁。

另外，在磁铁粉末12的表面设置凸条13或者沟14的场合，更加提高磁铁粉末12和粘结树脂混炼等中的两者的接触性(润湿性)。因而混炼物容易成为粘结树脂覆盖磁铁粉末周围的状态，即使粘结树脂量较少，也得到良好的成形性。

设磁铁粉末12的平均粒径为Dμm时，凸条13或者沟14的长度以D/40μm以上为佳，最好是D/30μm以上。

如果凸条13或者沟14的长度不到D/40μm，就不能通过磁铁粉末12的平均粒径D的值等，充分地发挥上述本发明的效果。

凸条13的平均高度或者沟14的平均深度，以0.1～10μm为佳，最好是0.3～5μm。

凸条13的平均高度或者沟14的平均深度如果是这样范围的值，在将磁铁粉末12用于制造粘结磁铁的场合，粘结树脂必要而且充分地埋入凸条间或者沟内，由此更加提高磁铁粉末和粘结树脂的粘结力，进一步提高所得到的粘结磁铁的机械强度、磁性能。

并列设置的凸条13或者并列设置的沟14的平均间距，较好是0.5μm以上、不到100μm，最好是3～50μm。并列设置的凸条或者并列设置的沟的平均间距如果是这样范围的值，上述的本发明的效果就变得特别显著。

形成凸条13或者沟14的面积，较好是磁铁粉末的全表面积的15％以上，最好是25％以上。

如果形成凸条13或者沟14的面积不到磁铁粉末的全表面积的15％，就不能充分地发挥上述的效果。

再者，例如以去除由粉碎而导入的应变的影响、控制晶粒直径为目的，对得到的磁铁粉末也可以进行热处理。作为该热处理的条件，例如在350～850℃，可以规定为0.5～300分钟左右。

另外，为了防止氧化，最好在真空或者减压状态下(例如1×10^-1～1×10^-6托)，或者像氮气、氩气、氦气等惰性气体中的非氧化性气氛中进行该热处理。

在使用这样的磁铁粉末制造粘结磁铁的场合，该磁铁粉末和粘结树脂的粘结性(粘结树脂的润湿性)良好，因而，该粘结磁铁的机械强度高，热稳定性(耐热性)、耐蚀性优良。因此，该磁铁粉末适合于制造粘结磁铁，所制成的粘结磁铁的可靠性高。

像以上这样的磁铁粉末，平均晶粒直径较好是500nm以下，更好是200nm以下，最好是10～120nm左右。如果平均晶粒直径超过500nm，往往不能谋求磁性能、特别是矫顽力和矩形性的充分提高。

尤其，在磁铁粉末具有像上述(4)的复合组织的情况下，平均晶粒直径较好是1～100nm，最好是5～50nm。如果平均晶粒直径是这样范围的大小，在软磁性相10和硬磁性相11之间，就更有效地产生磁的交互作用，认为磁性能显著地提高。

粘结磁铁及其制造

下面，说明本发明的粘结磁铁。

本发明的粘结磁铁最好是以粘合树脂粘合上述的磁铁粉末而形成的。

作为粘合树脂(粘合剂)可以是热塑性树脂、热固性树脂的任一种。

作为热塑性树脂，例如可举出聚酰胺(如尼龙6、尼龙46、尼龙66、尼龙610、尼龙612、尼龙11、尼龙12、尼龙6—12、尼龙6—66)、热塑性聚酰亚胺、芳香族聚酯等的液晶聚合物、聚苯醚、聚苯硫醚、聚乙烯、聚丙烯、乙烯—乙酸乙烯酯共聚物等聚烯烃，改性聚烯烃，聚碳酸酯、聚甲基丙烯酸甲酯、聚对苯二甲酸乙二醇酯、聚对苯二甲酸丁二醇酯等聚酯，聚醚、聚醚醚酮、聚醚酰亚胺、聚缩醛等，或者以这些聚合物为主的共聚物、混合体、聚合物合金等。可以混合这些聚合物中的1种或2种以上而使用。

即使在这些聚合物之中，从成形性特别优良、机械强度高的方面考虑，聚酰胺是最佳的，从提高耐热性考虑，最佳的是液晶聚合物、以聚苯硫醚为主的聚合物。另外，这些热塑性树脂和磁铁粉末的混炼性也优良。

这样的热塑性树脂根据其种类、共聚化等，具有例如称为重视成形性或重视耐热性、机械强度的、能够广泛范围选择的优点。

另一方面，作为热固性树脂，例如可举出双酚型、线型酚醛树脂型、萘系等各种环氧树脂，酚醛树脂、尿素树脂、三聚氰胺树脂、聚酯(不饱和聚酯)树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂、聚氨酯树脂等，可以混合这些中的1种或2种以上而使用。

即使在这些之中，从成形性特别优良、机械强度高、耐热性优良的方面考虑，以环氧树脂、酚醛树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂为佳，尤其以环氧树脂为最佳。另外，这些热固性树脂和磁铁粉末的混炼性、混炼的均匀性也良好。

所使用的热固性树脂(未固化)在室温可以是液状，也可以是固形(粉末状)。

这样的本发明粘结磁铁，例如像以下那样制造。

将磁铁粉末、粘合树脂，和根据需要的添加剂(防止氧化剂、润滑剂等)混合后，进行混炼，制造粘结磁铁用组合物(混合物)，使用该粘结磁铁用组合物，采用压缩成形(压制成形)、挤出成形、注射成形等成形方法，在无磁场中成形成希望的磁铁形状。在粘合树脂是热固性树脂时，成形后利用加热等使其固化。

此时，可以在常温下进行混炼，但最好在使用的粘结树脂开始软化的温度或者软化温度以上的温度进行混炼。尤其，在粘结树脂是热固性树脂时，最好在粘结树脂开始软化的温度以上的温度、而且低于粘结树脂开始固化的温度进行混炼。

通过在这样的温度进行混炼，提高混炼的效率，与在常温进行混炼相比，在能够以更短的时间进行均匀地混炼的同时，因为在粘结树脂的粘度降低的状态下进行混炼，所以提高磁铁粉末和粘结树脂的附着性，混合物中的孔隙率变小。尤其，在磁铁粉末的表面形成凸条13或者沟14的场合，在凸条间或者沟内都效率良好地埋入软化或者熔融的粘结树脂。其结果，能够使混合物中的孔隙率更小。另外，也有助于减低混合物中的粘结树脂的含量(含有率)。

另外，采用上述各种方法的成形，最好在上述粘结树脂成为软化或者熔融状态的温度进行(温成形)。

通过在这样的温度进行成形，来提高粘结树脂的流动性，即使在粘结树脂量少的情况下，也能够确保高的成形性。另外，由于提高粘结树脂的流动性，磁铁粉末和粘结树脂的附着性提高，粘结磁铁中的孔隙率变低。尤其，在磁铁粉末的表面形成凸条13或者沟14的场合，在凸条间或者沟内都效率良好地埋入软化或者熔融的粘结树脂。因此，在磁铁粉末和粘结树脂的粘结力更加提高的同时，所得到的粘结磁铁中的孔隙率也降低。其结果，以高密度得到磁性能、机械强度高的粘结磁铁。

作为表示机械强度指标的一例，可举出按照日本电子材料工业会标准规格《ボンド磁石の小形试验片による打ち拔きせん断试验方法—粘结磁铁的小型试样的冲裁剪切试验法》(EMAS—7006)的冲裁剪切试验得到的机械强度，但在本发明的粘结磁铁中，该机械强度较好是50MPa以上，最好是60MPa以上。

粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)没有特别的限制，但通常考虑成形方法或成形性和高磁性能的并立，进行决定。具体地说，以75～99.5重量％左右为佳，最好是85～97.5重量％左右。

尤其，在采用压缩成形制造粘结磁铁的场合，磁铁粉末的含量以90～99.5重量％左右为佳，最好是93～98.5重量％左右。

另外，在采用挤出成形或注射成形制造粘结磁铁的场合，磁铁粉末的含量以75～98重量％左右为佳，最好是85～97重量％左右。

如上所述，在磁铁粉末的表面的至少一部分上设置凸条或者沟的场合，磁铁粉末和粘结树脂的粘结力变得特别优良。因而即使在使所用的粘结树脂量少的情况下，也得到高机械强度。因此，能够使磁铁粉末的含量(含有率)多，能够得到具有特别优良的磁性能的粘结磁铁。

粘结磁铁的密度ρ由包含在粘结磁铁中的磁铁粉末的比重、磁铁粉末的含量、孔隙率等因素决定。在本发明的粘结磁铁中，其密度ρ没有特别的限制，但以4.5～6.6Mg/m³左右为佳，最好是5.5～6.4Mg/m³左右。

本发明的粘结磁铁的形状、尺寸等没有特别的限制，例如关于形状，例如可以是圆柱状、棱柱状、圆筒状(圆环状)、圆弧状、平板状、弯曲板状等所有的形状，其大小也可以是从大型至超小型的所有的大小。尤其，所谓对小型化、超小型化的磁铁是有利的，如在本说明书中屡次叙述。

本发明的粘结磁铁，矫顽力(在室温的固有矫顽力)H_cJ以320～1200kA/m为佳，最好是400～800kA/m。在矫顽力不到上述下限值时，施加反磁场时的退磁变得显著，并且在高温时的耐热性劣化。另外，如果矫顽力超过上述上限值，磁化性就降低。因此，通过使矫顽力H_cJ达到上述范围，在粘结磁铁(尤其，圆筒状粘结磁铁)上进行多极磁化等的场合，即使不能得到足够的磁化磁场时，也能够形成良好的磁化，得到足够的磁通密度，从而能够提供高性能的粘结磁铁。

本发明的粘结磁铁，最大磁能积(BH)_max较好是40kJ/m³以上，更好是50kJ/m³以上，最好是70～130kJ/m³。如果最大磁能积(BH)_max不到40KJ/m³，在用于电动机时，根据其种类、构造，得不到足够的转矩。

如以上所说明，在本实施方式的磁铁粉末的制造方法中使用的冷却辊5上设置气体流路54，因而能够排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。由此，防止外浇口7的上浮，提高圆周面53和外浇口7的密合性。因而在各部位的晶粒直径的偏差小，得到具有高磁性能的急冷薄带8。另外，在粉碎该急冷薄带8得到的磁铁粉末的平均粒径D[μm]和气体流路54的平均间距P[μm]之间，满足P<D的关系，因而在各磁铁粉末间的磁性能的偏差变小，作为磁铁粉末全体的磁性能成为优良。

因此，由上述急冷薄带8得到的粘结磁铁，具有优良的磁性能。另外，在制造粘结磁铁时，即使不追求高密度化，也能够得到高的磁性能，因而能够谋求提高成形性、尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性等。

下面，说明本发明的磁铁粉末制造方法的第2实施方式。

图12是表示在本发明磁铁粉末的制造方法的第2实施方式中使用的冷却辊的正面图，图13是图12所示冷却辊的放大断面图。以下，关于在第2实施方式的制造方法中使用的冷却辊，以和上述第1实施方式的制造方法中的冷却辊的不同点为中心加以说明，省略相同事项的说明。

如图12所示，气体流路54形成以冷却辊5的旋转轴50为中心的螺旋状。如果气体流路54是这样的形状，就能够比较容易地遍及整个圆周面53形成气体流路54。例如，使冷却辊5预先以一定的速度旋转，一边以一定速度使车床等的切削工具相对旋转轴50平行地移动，一边切削冷却辊5的外周部，就能够形成这样的气体流路54。

螺旋状的气体流路54，可以是1条，也可以是2条以上。

气体流路54的长度方向和冷却辊5的旋转方向形成的角度θ(绝对值)以30°以下为佳，最好是20°以下。如果θ是30°以下，在冷却辊5的所有圆周速度下，就能够高效地排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。

在圆周面53的各部位上，θ的值可以是一定的，也可以是不一定的。另外，在具有2条以上的气体流路54的场合，对于各个气体流路54来说，θ可以是相同的，也可以是不同的。

气体流路54在圆周面53的边缘部55上，以开口部56进行开口。由此，从圆周面43和外浇口7之间被气体流路54排出的气体，从该开口部56向冷却辊5的侧方排出，因此能够有效地防止排出的气体再侵入圆周面53和外浇口7之间。在图示的构成中，气体流路54在两边缘部开口，但也可以在一个边缘部开口。

下面，说明本发明的磁铁粉末制造方法的第3实施方式。

图14是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第3实施方式中使用的冷却辊的正面图，图15是图14中所示冷却辊的放大断面图。以下，关于在第3实施方式的制造方法中使用的冷却辊，以和上述第1实施方式、第2实施方式的不同点为中心加以说明，省略相同事项的说明。

如图14所示，在圆周面53上形成螺旋的旋转方向是相互反向的至少2条气体流路54。这些气体流路54在多点相互交叉。

像这样，由于形成螺旋的旋转方向是反向的气体流路54，所制成的急冷薄带8从右旋的气体流路54接受的横向力和从左旋的气体流路54接受的横向力抵消，从而抑制急冷薄带8的图14中的横向移动，使前进方向稳定。

另外，在图14中，以θ₁、θ₂表示的各自旋转方向的气体流路54的长度方向和冷却辊5的旋转方向形成的角度(绝对值)，最好和上述的θ是相同范围的值。

下面，说明本发明的磁铁粉末制造方法的第4实施方式。

图16是表示在本发明的磁铁粉末制造方法的第4实施方式中使用的冷却辊的正面图，图17是图16中所示冷却辊的放大断面图。以下，关于在第4实施方式的制造方法中使用的冷却辊，以和上述第1实施方式～第3实施方式的不同点为中心加以说明，省略相同事项的说明。

如图16所示，数条气体流路54，从冷却辊5的圆周面的宽度方向的大致中央、沿两边缘部55方向形成八字状。

在使用形成这样的气体流路54的冷却辊5的场合，通过和其旋转方向的组合，能够以更高的效率排出侵入圆周面53和外浇口7之间的气体。

另外，在形成这样的图形的气体流路54的场合，由于伴随冷却辊5的旋转而产生的、在图16中来自左右的两条气体流路54的力平衡，急冷薄带8向冷却辊5的宽度方向的大致中央靠近，因此使急冷薄带8的前进方向稳定。

在本发明中，气体流路54的形成等诸条件，不限于上述第1实施方式～第4实施方式。

例如，如图18所示，气体流路54也可以间断地形成。另外，气体流路54的断面形状没有特别的限制，例如也可以是图19、图20所示的断面形状。

即使是这些图中所示的冷却辊5，也得到和上述第1实施方式～第4实施方式的冷却辊5相同的效果。

以下，说明本发明的具体的实施例。

实施例1

以以下所示的制造条件(No.1～No.10)制成磁铁粉末。

制造条件No.1

首先，准备铜制的辊基体材料(直径200mm、宽30mm，在20℃的导热率：395W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：16.5×10^-6K^-1)，对其圆周面进行切削加工，形成大致镜面(表面粗糙度Ra0.07μm)。

此后，再进行切削加工，沿辊基体材料的旋转方向形成大致平行的沟。

利用离子镀在该辊基体材料的外周面上形成是陶瓷的VN表面层(在20℃的导热率：11.3W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：9.2×10^-6K^-1)，得到如图1～图3所示的冷却辊A。表面层的厚度是5μm。另外，表面层形成后，对该表面层不进行机械加工。

接着，使用该冷却辊A，制造急冷薄带。

使用如图1所示构成的急冷薄带制造装置，利用像以下所述的方法，制成以合金组成(Nd_0.77Pr_0.18Dy_0.05)_8.9Fe_余量Co_8.2B_5.5表示的急冷薄带。

首先，称量Nd、Pr、Dy、Fe、Co、B各原料，铸造成母合金锭。

在急冷薄带制造装置1中，将上述母合金锭放入在底部设置喷嘴(圆孔口)3的石英管内。使容纳急冷薄带制造装置1的室内脱气后，导入惰性气体(氦气)，形成希望的温度和压力氛围。

此后，利用高频感应加热使石英管内的母合金锭熔化，再使冷却辊的圆周速度达到所希望的值，合金熔液6的喷射压(石英管的内压与正比于筒体2内的液面高度施加的压力的和与氛围气压的压差)达到40kPa，保护气体的压力达到60kPa之后，使合金熔液6从冷却辊5的旋转轴50的大致正上方，向冷却辊5顶部的圆周面53喷射，连续地制成急冷薄带8。此时，使冷却辊5的圆周速度发生种种变化，制成数个批量急冷薄带。

对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理。此后，使用振动试样型磁力计(VSM)，测定各急冷薄带的磁性能。在测定时，以急冷薄带的长度方向作为外加磁场方向。另外，不进行反磁场补正。测定的结果，将得到最高磁性能的批量的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

在磁铁粉末的制造过程中得到的急冷薄带的辊面上还复制冷却辊的圆周面的形状，而形成凸条、沟。

制造条件No.2

除了沟的形状形成如图12、图13所示的形状以外，和上述冷却辊A相同地制作，制成冷却辊B。再者，沟的形成像以下那样进行。即，使用3个切削工具等间隔设置的车床，并列设置的沟的间距在圆周面上的各部位上成为大致一定地形成3条沟。

作为冷却辊除了使用冷却辊B以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.3

除了沟的形状形成如图14、图15所示的形状以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊C。

作为冷却辊除了使用冷却辊C以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.4

除了沟的形状形成如图16、图17所示的形状以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊D。

作为冷却辊除了使用冷却辊D以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.5

除了以TiN(在20℃的导热率：29.4W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：9.3×10^-6K^-1)作为表面层的构成材料以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊E。

作为冷却辊除了使用冷却辊E以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.6

除了以ZrN(在20℃的导热率：16.8W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：7.2×10^-6K^-1)作为表面层的构成材料以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊F。

作为冷却辊除了使用冷却辊F以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.7

除了以TiC(在20℃的导热率：25.2W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：8.0×10^-6K^-1)作为表面层的构成材料以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊G。

作为冷却辊除了使用冷却辊G以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.8

除了以ZrC(在20℃的导热率：20.6W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：7.0×10^-6K^-1)作为表面层的构成材料以外，和上述冷却辊B相同地制成冷却辊H。

作为冷却辊除了使用冷却辊H以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

制造条件No.9

准备铜制的辊基体材料(直径200mm、宽30mm，在20℃的导热率：395W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：16.5×10^-6K^-1)，对其圆周面进行切削加工，形成大致的镜面(表面粗糙度Ra0.07μm)。

此后，在不设置沟的情况下，原封不动地利用离子镀形成VN的表面层(在20℃的导热率：11.3W·m^-1·K^-1，在20℃的热膨胀系数(线膨胀系数α)：9.2×10^-6K^-1)，制成冷却辊I。

作为冷却辊除了使用冷却辊I以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

在磁铁粉末的制造过程中得到的急冷薄带的辊面上不形成凸条、沟，看到存在许多面积2000μm²以上的巨大凹窝。

制造条件No.10

此后，再进行切削加工，相对辊基体材料的旋转方向，作为气体流路形成大致平行的沟(平均间距：120μm)，得到冷却辊J。

作为冷却辊除了使用冷却辊J以外，和制造条件No.1相同地制成数个批量急冷薄带。对得到的急冷薄带，在氩气氛围中，实施680℃×5min的热处理后，和制造条件No.1相同地测定各急冷薄带的磁性能。将其中具有最高磁性能的急冷薄带粉碎，再实施650℃×4min的热处理，得到平均粒径70μm的磁铁粉末。

关于在各制造条件中使用的冷却辊，在另一页的表1中示出气体流路(沟)的宽度L₁(平均值)、深度L₂(平均值)、并列设置的气体流路的间距P(平均值)、气体流路的长度方向和冷却辊的旋转方向形成的角度θ、气体流路在冷却辊的圆周面上占有的投影面积的比例、除了圆周面的沟的部分的表面粗糙度Ra。另外，关于各制造条件No.1～No.10，得到具有最高磁性能的急冷薄带时的冷却辊的圆周速度也一并示出。

测定在像这样得到的各磁铁粉末表面形成的凸条的高度、长度和并列设置的凸条的间距。另外，从扫描电子显微镜(SEM)的观察结果，关于各磁铁粉末，求出形成凸条或者沟的部分的面积相对全表面积占有的比例。这些值示于表2中。

另外，对各磁铁粉末来说，为了分析其相构成，使用Cu-Kα、以衍射角20°～60°进行X射线衍射。从衍射花样可以确认，是硬磁性相的R₂(Fe·Co)₁₄B型相和是软磁性相的α—(Fe，Co)型相的衍射峰，从透射电子显微镜(TEM)的观察结果可以确认，都形成复合组织(纳米复合组织)。另外，对各磁铁粉末测定各相的平均晶粒直径。这些结果示于另一页的表2中。

使用振动试样型磁力计，对各磁铁粉末测定磁性能。在另一页的表3中示出残留磁通密度Br、最大磁能积(BH)_max和矫顽力H_cJ的测定值。

正如表3所清楚地表明，以制造条件No.1～No.8(都是本发明)制成的磁铁粉末具有优良的磁性能。推测这是由以下的原因造成的。

在制造条件No.1～No.8中使用的冷却辊A～H的圆周面上形成作为气体抽出手段的气体流路。因此，效率良好地排出侵入圆周面和外浇口之间的气体，提高了圆周面和外浇口的密合性，防止或者抑制向急冷薄带的辊面产生巨大的凹窝，在各部位上的冷却速度的偏差变小。进而认为，由于在圆周面上形成的气体流路的平均间距P[μm]和磁铁粉末的平均粒径D[μm]之间满足P<D的关系，在各磁铁粉末间的组织差异(晶粒直径的偏差)、磁性能的偏差变小，其结果，作为磁铁粉末全体的磁性能提高。

与此相反，以制造条件No.9、No.10(都是比较例)制成的磁铁粉末，仅得到低的磁性能。推测这是由以下的原因造成的。

在制造条件No.9中使用的冷却辊I的圆周面上不设置气体流路。因此，由于圆周面和合金熔液的外浇口的密合性降低，气体就侵入圆周面和外浇口之间。侵入圆周面和外浇口之间的气体原封不动地残留下来，在急冷薄带的辊面上形成巨大的凹窝。因此，与在圆周面上密合的部位相比，在形成凹窝的部位上，冷却速度降低，发生晶粒直径的粗大化。其结果，所得到的急冷薄带的磁性能的偏差变大。因此认为，粉碎急冷薄带得到的磁铁粉末，作为全体的磁性能变低。

在制造条件No.10中使用的冷却辊J上设置气体流路。因此，在急冷薄带制造时，冷却辊的圆周面和合金熔液的外浇口之间的密合性比较优良。但是，粉碎该急冷薄带得到的磁铁粉末的平均粒径D[μm]比气体流路的平均间距[μm]小，故各磁铁粉末之间的组织差(晶粒直径的偏差)变大。因此，各磁铁粉末之间的磁性能的偏差变大，所以认为作为全体的磁性能变低。

实施例2

在实施例1得到的各磁铁粉末中混合环氧树脂和少量的肼系防止氧化剂，将其进行100℃×10min的混炼(温混炼)，制成粘结磁铁用组合物(混合物)。

此时，磁铁粉末、环氧树脂、肼系防止氧化剂的配合比(重量比)分别是97.5重量％、1.3重量％、1.2重量％。

接着，将该混合物粉碎成粒状，称量该粒状物，然后填充在压制装置的金属模内，在无磁场中，在温度120℃，以压力600MPa进行压缩成形(温成形)后冷却，脱模后，在175℃加热环氧树脂，使其固化，得到直径10mm×高7mm的圆柱状粘结磁铁(磁性能、耐热性试验用)和10mm方形×厚3mm的平板状粘结磁铁(机械强度测定用)。各磁铁粉末各制作5个平板状粘结磁铁。

按照制造条件No.1～No.8(本发明)的粘结磁铁，能够以良好的成形性进行制造。

对圆柱状的各粘结磁铁实施磁场强度3.2MA/m的脉冲磁化后，利用直流自记磁通计(东英工业(株)制，TRF-5BH)，以最大外加磁场2.0MA/m测定磁性能(矫顽力H_cJ、磁通密度Br和最大磁能积(BH)_max)。测定时的温度是23℃(室温)。

接着，进行耐热性(热稳定性)的试验。在100℃×1小时的环境下保持后，测定返回至室温时的不可逆退磁率(初期退磁率)，评价该耐热性。不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值越小，耐热性(热稳定性)越优良。

进而，对平板状的各粘结磁铁，利用冲裁剪切试验测定机械强度。试验机使用(株)岛津制作所制オ—トグラフ，利用圆形冲头(外径3mm)，以剪切速度1.0mm/min进行。

另外测定机械强度后，使用扫描电子显微镜(SEM)，观察各粘结磁铁的断面的情况。其结果证实，按照制造条件No.1～No.8(本发明)的粘结磁铁，在并列设置的凸条间效率良好地埋入粘结树脂的情况。

磁性能的测定、耐热性的试验、机械强度的测定的结果示于另一页的表4中。

正如表4所清楚地表明，按照制造条件No.1～No.8的粘结磁铁，磁性能、耐热性、机械强度都优良，与此相反，按照制造条件No.9、No.10的粘结磁铁，磁性能低，按照制造条件No.9的粘结磁铁，机械强度也变得特别低。推测这是由以下的原因造成的。

按照制造条件No.1～No.8的粘结磁铁，是由粉碎磁性能高而且磁性能的偏差小的急冷薄带得到的磁铁粉末制成的，因而使用这样的磁铁粉末制成的粘结磁铁也具有高的磁性能。进而，在磁铁粉末的表面并列设置凸条，因而在凸条间效率良好地埋入粘结树脂。因此，磁铁粉末和粘结树脂的粘结力增加，即使粘结树脂量少，也得到高机械强度。另外，因为使用的粘结树脂少，所以粘结磁铁的密度变大，作为结果，磁性能也变高。

另一方面，按照制造条件No.9、No.10的粘结磁铁，是使用由磁性能低的急冷薄带得到的磁铁粉末制成的，因而使用这样的磁铁粉末制成的粘结磁铁的磁性能也变低。另外，按照制造条件No.9的粘结磁铁，在磁铁粉末的表面不形成凸条、沟，因而和本发明的粘结磁铁相比，磁铁粉末和粘结树脂的粘结力低，其结果，机械强度也变低。

发明的效果

如以上所述，按照本发明得到像以下的效果。

·在冷却辊的圆周面上设置气体流路(气体抽出手段)，因而圆周面和合金熔液的外浇口的密合性提高，稳定地得到高的磁性能。

·由于在气体流路的平均间距P[μm]和磁铁粉末的平均粒径D[μm]之间满足P<D的关系，在各磁铁粉末间的磁性能的偏差变小，作为结果，作为磁铁粉末全体的磁性能提高。

·通过表面层的形成材料、厚度、气体抽出手段的形状等设定在合适的范围，得到更优良的磁性能。

·由于磁铁粉末以具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成，磁化高，发挥优良的磁性能。尤其，按照本发明，固有矫顽力和矩形性得到改善。

·因为得到高磁通密度，所以即使是各向同性，也得到具有高磁性能的粘结磁铁。尤其，和以往的各向同性粘结磁铁相比，能够以更小体积的粘结磁铁发挥同等以上的磁性能，因此以更小型能够得到高性能的电动机。

·在磁铁粉末的表面的至少一部分上形成凸条或者沟的情况下，磁铁粉末和粘结树脂的粘结力更加提高，尤其得到高的机械强度的粘结磁铁。

·即使粘结树脂量少，成形性也良好，得到高机械强度的粘结磁铁，因而能够使磁铁粉末的含量(含有率)多，并且，孔隙率也减低，作为结果，得到高磁性能的粘结磁铁。

·磁铁粉末和粘结树脂的附着性高，因此即使在高密度的粘结磁铁中，也具有高的耐蚀性。

·磁化性良好，因此能够以更低的磁化磁场进行磁化，尤其能够容易且可靠地进行多极磁化等，而且能够得到高的磁通密度。

最后，应注意的是，本发明并不限于上述的实施例，在不脱离权利要求的范围下，可以进行各种变更和改变。

Claims

1.磁铁粉末的制造方法，该方法包含粉碎通过以下方法获得的薄带状磁铁材料：

使磁铁合金的熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，以便冷却凝固该合金熔液，以及

在上述冷却辊的上述圆周面上形成作为气体抽出手段的气体流路，排出侵入冷却辊的圆周面和合金熔液外浇口之间的气体，上述气体流路的平均宽度是0.5～90μm，以防止合金熔液进入上述气体流路，设上述气体流路的平均间距为Pμm、设上述磁铁粉末的平均粒径为Dμm时，满足P<D的关系。

2.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述磁铁粉末的平均粒径D是5～300μm。

3.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路的平均间距P是0.5μm以上、不到100μm。

4.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路的平均深度是0.5～20μm。

5.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，设上述气体流路的平均宽度为L₁、设平均深度为L₂时，满足0.5≤L₁/L₂≤15的关系。

6.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述冷却辊具有辊基体材料和设置在其整个外周上的表面层，在上述表面层上形成上述气体流路。

7.权利要求6记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述表面层的构成材料是具有导热率比上述辊基体材料的构成材料在室温附近的导热率低的材料。

8.权利要求7记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述表面层的构成材料在室温附近的导热率是80W·m^-1·K^-1以下。

9.权利要求6记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述表面层是以陶瓷构成的。

10.权利要求6记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述表面层的厚度是0.5～50μm。

11.权利要求6记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述表面层是对其表面不进行机械加工形成的。

12.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路的长度方向和冷却辊的旋转方向形成的角度是30°以下。

13.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路是形成为以上述冷却辊的旋转轴为中心的螺旋状的。

14.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路在上述圆周面的边缘部开口。

15.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述气体流路在上述圆周面上占有的投影面积的比例是10～99.5％。

16.权利要求1记载的磁铁粉末的制造方法，其中，上述薄带状磁铁材料，在和上述冷却辊接触的侧的面的至少一部分上复制上述冷却辊的上述圆周面的形状。