CN1149591C - 磁铁粉末及各向同性粘结磁铁 - Google Patents

磁铁粉末及各向同性粘结磁铁 Download PDF

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Abstract

磁性能优良可靠性高，热稳定性优良的磁铁。本发明的磁铁粉末是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-yBzAlwVv(R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子%、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子%、w：0.02～1.5原子%、v：0.2～3.5原子%)表示的合金组成构成，具有软磁相和硬磁相的复合组织，与粘合树脂混合后成形形成各向同性粘结磁铁时，在表示室温下的磁性能J-H图的退磁曲线中，以与通过上述J-H图中原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时不可逆磁化率(Xirr＝Xdif-Xrev)是5.0×10-7H/m以下，且室温下固有矫顽力HcJ是320～720kA/m。

Description

磁铁粉末及各向同性粘结磁铁
本发明是关于磁铁粉末及各向同性粘结磁铁。
为了谋求电动机等的小型化，希望在这种电动机中使用时的(在实质的导磁率中的)磁铁的磁通密度高。决定粘结磁铁的磁通密度的因素有磁铁粉末的磁化值及粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)。因此，在磁铁粉末自身的磁化不那么高的情况下，粘结磁铁中的磁铁粉末的含量如果不是非常多，就得不到充分的磁通密度。
可是，目前作为高性能稀土粘结磁铁使用的磁铁，作为稀土磁铁粉末，使用MQI公司制造的MQP-B粉末的各向同性粘结磁铁占大半。各向同性粘结磁铁比各向异性粘结磁铁有以下的优点。即，在制造粘结磁铁时，不需要磁场取向，因此制造过程简单，其结果制造成本低廉。但是以这种MQP-B粉末为代表的现有各向同性粘结磁铁存在以下的问题。
1)在现有的各向同性粘结磁铁中，磁通密度是不充分的。即所使用的磁铁粉末的磁化低，因而必须提高粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)，但是如果提高磁铁粉末的含量，粘结磁铁的成形性就恶化，因而含量受到限制。另外，即使通过对成形条件采取措施等，使磁铁粉末的含量增多，所得到的磁通密度仍然很有限，因此不能谋求电动机的小型化。
2)也曾报道过在纳米复合磁铁中剩余磁通密度高的磁铁，但此时矫顽力反而过小，实用上作为电动机得到的磁通密度(实际中使用时的导磁率)非常低。另外，因为矫顽力小，所以热稳定性也差。
3)粘结磁铁的耐蚀性、耐热性低。即，为了弥补磁铁粉末的磁性能低，必须使粘结磁铁中的磁铁粉末的含量增多(即，使粘结磁铁的密度极端地高密度化)，其结果，粘结磁铁的耐蚀性、耐热性低劣，可靠性也低。
本发明的目的在于，提供能够制造磁性能优良、可靠性、尤其温度特性优良的磁铁的磁铁粉末及各向同性粘结磁铁。
为了达到上述目的，本发明提供了一种磁铁粉末，该磁铁粉末是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-vBzAlwVv(R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子％、w：0.02～1.5原子％、v：0.2～3.5原子％)表示的合金组成构成，具有软磁相和硬磁相的复合组织，其特征在于，在与粘合树脂混合后进行成形形成各向同性粘结磁铁时，在表示室温下的磁性能的J-H图中的退磁曲线中，以与通过上述J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率(χirr)是5.0×10-7H/m以下，并且室温下的固有矫顽力HcJ是320～720kA/m。
按照上述本发明，能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的磁铁。
本发明的磁铁粉末，最好是在与粘合树脂混合后进行成形形成密度ρ[Mg/m3]的各向同性粘结磁铁时，室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。由此，使磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等更加提高。
另外，本发明的磁铁粉末，最好是在与粘合树脂混合后进行成形形成各向同性粘结磁铁时，不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值是6.2％以下。由此耐热性(热稳定性)变得特别优良。
在此场合，上述R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。由此，提高构成复合组织(特别纳米复合组织)的硬磁相的饱和磁化，矫顽力更优良。
另外，上述R包含Pr，相对上述R全体，其比例最好是5～75％。由此，剩余磁通密度几乎不降低，能够提高矫顽力和矩形性。
并且，上述R包含Dy，相对上述R全体，其比例最好是14％以下。由此，不伴随剩余磁通密度显著地降低，能够提高矫顽力和耐热性(热稳定性)。
另外，本发明的磁铁粉末最好是通过急冷熔液合金得到的。由此，能够比较容易地使金属组织(晶粒)细化，能够进一步提高磁性能。
此外，本发明的磁铁粉末是将使用冷却辊制造的急冷薄带粉碎得到的。由此，能够比较容易地使金属组织(晶粒)细化，能够进一步提高磁性能。
进而，本发明的磁铁粉末，最好是在其制造过程中或者制造后进行至少1次热处理。由此，组织发生均匀化，或者去除由粉碎引起的应变的影响，进一步提高磁性能。
另外，本发明的磁铁粉末，最好平均粒径是0.5～150μm。由此，能够使磁性能特别优良。另外，在粘结磁铁的制造中使用时，得到磁铁粉末的含量(含有率)高、磁性能优良的粘结磁铁。
此外，本发明的其他方面，是关于各向同性粘结磁铁，该磁铁是用粘合树脂将含有Al和V的磁铁粉末粘结而构成的各向同性粘结磁铁，其特征在于，在表示室温下的磁性能的J-H图的退磁曲线上，以与通过上述J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率(χirr)是5.0×10-7H/m以下，并且室温下的固有矫顽力HcJ是320～720kA/m。
按照上述本发明，能够提供磁性能优良、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等优良的各向同性粘结磁铁。
在此场合，各向同性粘结磁铁的密度为ρ[Mg/m3]时，室温下的剩余磁通密度Br[T]最好满足Br/ρ≥0.125[×10-6T·m3/g]的关系。由此，使磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等变得特别优良。
另外，本发明的各向同性粘结磁铁的上述磁铁粉末中的Al含量与V含量之和最好是0.3～4.0原子％。由此，矫顽力变得特别优良。
另外，上述磁铁粉末最好由R-TM-B-Al-V系合金(R是至少1种稀土元素，TM是以铁为主的过渡金属)构成。由此，磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等变得特别优良。
此外，上述磁铁粉末最好由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-vBzAlwVv(R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子％、w：0.02～1.5原子％、v：0.2～3.5原子％)表示的合金组成构成。由此，磁性能、耐热性(热稳定性)、耐蚀性等变得特别优良。
在此场合，上述R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。由此，矫顽力更优良。
另外，上述R包含Pr，相对上述R全体，其比例最好是57～75％。由此，使剩余磁通密度几乎不降低，能够提高矫顽力和矩形性。
进而，上述R包含Dy，相对上述R全体，其比例最好是14％以下。由此，不伴随剩余磁通密度的显著降低，能够提高矫顽力和耐热性(热稳定性)。
另外，最好上述磁铁粉末的平均粒径是0.5～150μm。由此，能够提供磁铁粉末的含量(含有率)高、磁性能优良的各向同性粘结磁铁。
此外，本发明的各向同性粘结磁铁，最好不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值是6.2％以下。由此，耐热性(热稳定性)变得特别优良。
另外，本发明的各向同性粘结磁铁的上述磁铁粉末，最好是由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成。由此，在提高磁化性的同时，提高耐热性(热稳定性)，磁性能随时间的变化小。
另外，本发明的各向同性粘结磁铁，最好是供给多极磁化，或者被多极磁化的各向同性粘结磁铁。由此，即使不能得到充分的磁化磁场，也能够形成良好的磁化，从而得到充分的磁通密度。
进而，本发明的各向同性粘结磁铁，最好用于电动机。由此，能够得到小型且高性能的电动机。
本发明的其他目的、构成和效果，从以下的实施例的说明可以清楚。
图1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2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3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4是表示制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的立体图。
图5是表示图4所示装置中的合金熔液向冷却辊进行碰撞部位附近的状态的断面侧面图。
图6是用于说明不可逆磁化率的图(J-H图)。
图7是表示退磁曲线和反弹曲线的J-H图。
以下，详细地说明本发明的磁铁粉末和各向同性粘结磁铁的实施方式。
为了谋求电动机等小型化，得到磁通密度高的磁铁，就成为课题。决定粘结磁铁中的磁通密度的因素有磁铁粉末的磁化值及粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)。但是，在磁铁粉末自身的磁化不那么高的情况下，粘结磁铁中的磁铁粉末的含量如果不是非常多，就得不到充分的磁通密度。
现在已普及的上述MQI公司制造的MQP-B粉末，如上所述，按照用途，磁通密度是不充分的。因此，在制造粘结磁铁时，不得不提高粘结磁铁中的磁铁粉末的含量，即不得已进行高密度化，而使耐蚀性、耐热性或机械强度等方面缺少可靠性，同时，因为矫顽力高，所以磁化性恶化。
与此相反，本发明的磁铁粉末和各向同性粘结磁铁得到充分的磁通密度和适度的矫顽力。由此，粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)不必要提高到那么高，其结果能够提供高强度、而且成形性、耐蚀性、磁化性等优良、可靠性高的粘结磁铁。另外，由于粘结磁铁的小型化、高性能化，对电动机等的装载磁铁的装置的小型化也能够做出大的贡献。
进而，本发明的磁铁粉末能够构成具有软磁相和硬磁相的复合组织。
上述的MQI公司制造的MQP-B粉末是硬磁相的单相组织，而在上述的复合组织中，存在磁化高的软磁相。因此总的磁化高，进而因为反弹导磁率高，所以一旦施加相反磁场，此后的退磁率较小。
磁铁粉末的合金组成
本发明的磁铁粉末最好是由R-TM-B-Al-V系合金(R是至少一种稀土元素，TM是以铁为主的过渡金属)构成的磁铁粉末。其中，尤其最好是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-vBzAlwVv(R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子％、w：0.02～1.5原子％、v：0.2～3.5原子％)表示的合金组成构成的磁铁粉末。
作为R(稀土元素)，可举出Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、铈镧合金，可以含有它们中的1种或者2种以上。
R的含量(含有率)规定为7.1～9.9原子％。在R不到7.1原子％时，得不到充分的矫顽力，即使添加Al、V，矫顽力的提高也不多。另一方面，如果R超过9.9原子％，磁化的潜能会降低，因此得不到充分的磁通密度。
在此，R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。其理由是，这些稀土元素提高构成复合组织(尤其纳米复合组织)的硬磁相的饱和磁化，并且作为磁铁对实现良好的矫顽力是有效的。
另外，R包含Pr，相对上述R全体，其比例较好是5～75％，最好是20～60％。如果是该范围，剩余磁通密度就几乎不降低，能够提高矫顽力和矩形性。
另外，R包含Dy，相对上述R全体，其比例最好是14％以下。如果是该范围，剩余磁通密度就不显著地降低，在能够提高矫顽力，同时，使温度特性(热稳定性)的提高也成为可能。
Co是具有与Fe相同的特性的过渡金属。通过添加Co(取代Fe的一部分)，使居里温度变高，而提高温度特性，但如果Co对Fe的取代比率超过0.30，会出现矫顽力、磁通密度同时降低的倾向。Co对Fe的取代比率在0.05～0.20的范围时，不仅温度特性提高，而且磁通密度本身也提高，因此是最佳的。
B(硼)是为了得到高磁性能的有效元素，其含量规定为4.6～6.9原子％。如果B不到4.6原子％，B-H(J-H)回线的矩形性就恶化。另一方面，如果B超过6.9原子％，非磁性相增多，磁通密度急剧减小。
Al和V对提高矫顽力是有利的元素，其含量的合计在0.3～4.0原子％的范围，出现矫顽力提高。尤其，通过在0.02～1.5原子％的范围含有Al、而且在0.2～3.5原子％的范围含有V，由含有上述范围的Al和V产生的效果发生协同作用，出现矫顽力显著地提高的效果。另外，在这样的范围内，追随矫顽力提高，矩形性和最大磁能积也提高。并且耐热性和耐蚀性也变得良好。但是，如上所述，在R不到7.1原子％时，由添加Al和V产生的这种效果是非常小的。Al和V的含量如果超过上限值，就发生磁化降低。
而且，由在上述范围含有Al、V而产生的另一重要效果是，能够使后述的不可逆磁化率(χirr)减小，进而能够改善不可逆退磁率，提高磁铁的耐热性(热稳定性)。在Al、V的含量不到下限值时，这样的效果小，并且上述的矫顽力的提高也小。
Al和V本身虽然不是新的物质，但本发明人反复进行了实验、研究，结果发现，在由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成的磁铁粉末中，通过在上述范围含有Al、V，可以得到下列4种效果：①既确保优良的矩形性、最大磁能积，又达到矫顽力的提高；②能够使后述的不可逆磁化率(χirr)减小；③达到不可逆退磁率的改善(绝对值降低)；④能够保持良好的耐蚀性。尤其是可以同时得到这些效果，这是本发明的意义所在。
Al含量的适宜范围，如上所述，是0.02～1.5原子％，该范围的上限值较好是1.0原子％，最好是0.8原子％。
同样，V含量的适宜范围，如上所述，是0.2～3.5原子％，该范围的上限值较好是3.0原子％，最好是2.5原子％。
另外，为了进一步提高磁性能等，在构成磁铁粉末的合金中，根据需要，还可以含有从Cu、Si、Ga、Ti、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr、W组成的组(以下该组以“Q”表示)中选择的至少一种元素。在含有属于Q的元素时，其含量较好是2.0原子％以下，更好是0.1～1.5原子％，最好是0.2～1.0原子％。
含有属于Q的元素，根据其种类发挥固有的效果。例如，Cu、Si、Ga、Ta、Zr、Cr、Nb有提高耐蚀性的效果。
复合组织
另外，磁铁材料形成具有软磁相和硬磁相的复合组织。
关于该复合组织(纳米复合组织)，软磁相10和硬磁相11例如以图1、图2或者图3所示的图案(模样)存在，各相的厚度或粒径以纳米级(例如1～100nm)存在。而且软磁相10和硬磁相11相邻接(也包括通过晶界相邻接的情况)，产生磁的交互作用。图1～图3所示的图案是一例，但不限于这些图案，例如在图2所示的图案中，软磁相10和硬磁相11也可以成为相反的。
软磁相的磁化，通过外部磁场的作用，容易改变其取向，因此如果在硬磁相中混合存在，体系全体的磁化曲线在B-H图的第二象限形成具有段的“蛇型曲线”。但是，在软磁相的尺寸是数10nm以下的十分小时，软磁性体的磁化由于与周围的硬磁性体的磁化相结合而受到十分强的约束，体系全体已作为硬磁性体动作。
具有这样的复合组织(纳米复合组织)的磁铁，主要具有以下举出的特征1)～5)。
1)在B-H图(J-H图)的第二象限，磁化发生可逆地回弹(按照该意义也称为“弹性磁铁”)。
2)磁化性良好，能够以比较低的磁场磁化。
3)磁性能的温度依存性比硬磁相单独的场合小。
4)磁性能随时间的变化小。
5)即使微粉碎，磁性能也不劣化。
在上述的合金组成中，硬磁相和软磁相例如成为像以下那样的硬磁相和软磁相。
硬磁相：R2TM14B系(TM是Fe或者Fe和Co)、或者R2(TM，Al，V)14B系(或者R2(TM，Al)14B系、R2(TM，V)14B系、R2(TM，Q)14B系、R2(TM，Al，Q)14B系、R2(TM，V，Q)14B系、R2(TM，Al，V，Q)14B系)
软磁相：TM(尤其α-Fe、α-(Fe，Co))、或者TM与B和Al和V的化合物相、TM与B和Al的化合物相、TM与B和V的化合物相、TM与Al和V的合金相、TM与B的化合物相、TM与Al的合金相、IM与V的合金相(或者这些包括Q的相)
磁铁粉末的制造
本发明的磁铁粉末最好是采用急冷熔液合金而制成的，尤其最好是将合金的熔液急冷、凝固而得到的急冷薄带(带材)粉碎而制成的。以下，说明其制造方法的一例。
图4表示使用单辊的急冷法制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的立体图，图5是图4所示装置中的合金熔液向冷却辊进行碰撞部位的状态的断面侧面图。
如图4所示，急冷薄带制造装置1具备能容纳磁铁材料的筒体2和相对该简体2沿图中箭头9A的方向旋转的冷却辊5。在筒体2的下端形成喷射磁铁材料(合金)熔液的喷嘴(孔口)3。
另外，在筒体2的喷嘴3附近的周围，配置加热用的线圈4，在该线圈4上，例如通过施加高频电流，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。
冷却辊5由基部51和形成冷却辊5的圆周面53的表面层52构成。
基部51的构成材料可以使用与表面层52相同的材质整体的构成，另外也可以使用与表面层52不同的材质构成。
基部51的构成材料没有特别的限制，最好是例如由铜或者铜合金那样的导热率高的金属材料构成，以便表面层52的热能够迅速地散去。
另外，表面层52最好是由导热率与基部51相等或者比基部51低的材料构成。作为表面层52的具体例子，可举出Cr等金属薄层或者金属氧化物层或陶瓷。
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、Si3N、TiN、BN等氮化物系陶瓷，石墨、SiC、ZrC、Al4C3、CaC2、WC等碳化物系陶瓷，或者任意组合它们之中的2种以上的复合陶瓷。
这样的急冷薄带制造装置1设置在室(未图示)内，在该室内最好填充惰性气体或其他的气氛气体。尤其，为了防止急冷薄带8的氧化，气氛气体最好是氩气、氦气、氮气等惰性气体。
在急冷薄带制造装置1中，将磁铁材料(合金)放入筒体2内，利用线圈4进行加热而熔化，从喷嘴3喷出合金熔液6，如图5所示，合金熔液6碰撞冷却辊5的圆周面53，形成积液7后，在旋转的冷却辊5的圆周面53上一边拖长，一边急速冷却而凝固，连续地或者断续地形成急冷薄带8。这样形成的急冷薄带8不久从圆周面53离开其辊面81，沿图4中的箭头9B的方向前进。在图5中，以虚线表示合金熔液的凝固界面71。
冷却辊5的圆周速度，根据合金熔液的组成、圆周面53对合金熔液6的润湿性等，其最佳的范围是不同的，为了提高磁性能，通常较好是1～60m/s，最好是5～40m/s。如果冷却辊5的圆周速度过慢，取决于急冷薄带8的体积流量(每单位时间所吐出的合金熔液的体积)，急冷薄带8的厚度t变厚，出现晶粒直径增大的倾向，相反，如果冷却辊5的圆周速度过快，大部分成为非晶体组织，无论哪一种情况，即使以后进行热处理，也不能期望提高磁性能。
对得到的急冷薄带8，例如为了促进非晶体组织的再结晶化、组织的均匀化，也可以进行至少1次热处理。作为该热处理的条件，例如可以在400～900℃，进行大约0.5～300分钟。
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)、或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行。
采用以上的制造方法得到的急冷薄带(薄带状的磁铁材料)8，形成细晶粒组织或者在非晶体组织中包含细晶粒的组织，从而得到优良的磁性能。然后将该急冷薄带8粉碎，就得到本发明的磁铁粉末。
粉碎的方法没有特别的限制，例如可以使用球磨机、振动磨机、喷射式磨机、钢针研磨机等各种粉碎装置、破碎装置进行。此时，为了防止氧化，也可以在真空或者减压状态下(例如1×10-1～1×10-6托)、或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行粉碎。
磁铁粉末的平均粒径没有特别的限制，在用于制造后述的各向同性粘结磁铁的场合，考虑防止磁铁粉末的氧化及由粉碎而产生的磁性能劣化，磁铁粉末的平均粒径较好是0.5～150μm左右，更好是0.5～80μm左右，最好是1～50μm左右。
另外，为了得到粘结磁铁成形时的更良好的成形性，磁铁粉末的粒径分布最好有某种程度的分散(波动)。由此，能够减低所得到的粘结磁铁的孔隙率，其结果，在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。
对得到的磁铁粉末，例如为了去除由粉碎而引起的应变的影响、控制晶粒直径，也可以进行热处理。作为热处理的条件，例如最好在350～850℃，进行大约0.5～300分钟。
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)、或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行。
在使用以上的磁铁粉末制造粘结磁铁时，这样的磁铁粉末与粘合树脂的粘合性(粘合树脂的润湿性)良好，因此，这种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。
以上，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。另外，除此之外，例如也可以采用气体雾化法等雾化法、旋转圆盘法、熔体提取法、机械制合金(MA)法等进行制造。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性能，特别是矫顽力等是有效的。
粘结磁铁及其制造
接着，说明本发明的各向同性粘结磁铁(以下，简单地称为“粘结磁铁”)。
本发明的粘结磁铁最好是用粘合树脂粘结上述的磁铁粉末而构成的。
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，或者以它们为主的共聚物、掺合物、聚合物合金等，可以将它们中的1种或者2种以上混合使用。
其中，从成形性特别优良、机械强度高考虑，最好是聚酰胺，从提高耐热性方面考虑，最好是以液晶聚合物、聚苯硫醚为主的热塑性树脂。另外，这些热塑性树脂和磁铁粉末的混炼性也良好。
这样的热塑性树脂由于其种类、共聚化等不同，具有能宽范围的选择的优点，以便例如重视成形性或重视耐热性、机械强度。
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、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、硅酮树脂、聚氨酯树脂等，可以将它们之中的1种或者2种以上混合使用。
其中，从成形性优良、机械强度高、耐热性优良方面考虑，以环氧树脂、酚醛树脂、聚酰亚胺树脂、硅酮树脂为佳，以环氧树脂最佳。另外，这些热固性树脂和磁铁粉末的混炼性、混炼的均匀性都优良。
所使用的热固性树脂(未固化)在室温可以是液状的，也可以是固形(粉末状)的。
这样的本发明粘结磁铁，例如像下述进行制造。将磁铁粉末和粘合树脂以及根据根据需要使用的添加剂(防止氧化剂、润滑剂等)进行混合、混炼(例如，温间混炼)，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，在无磁场中成形为所希望的磁铁形状。粘合树脂是热固性树脂时，成形后，利用加热等使其固化。
在上述的3种成形方法中，挤出成形和注射成形(尤其注射成形)具有有形状选择的自由度大，生产率高等优点，但在这些成形方法中，为了得到良好的成形性，必须确保成形机内的混合物的充分流动性，因此与压缩成形相比，不能使磁铁粉末的含量多，即不能使粘结磁铁进行高密度化。但是，本发明如后所述，得到高磁通密度，因而即使不使粘结磁铁高密度化，也能得到优良的磁性能，因此在采用挤出成形、注射成形制造的粘结磁铁中也能够享受其优点。
粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)没有特别的限制，通常考虑成形方法或成形性和高磁性能并立来决定。具体地说，较好是75～99.5重量％左右，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时，磁铁粉末的含量较好是90～99.5重量％左右，最好是93～98.5重量％左右。
在采用挤出成形或者注射成形制造粘结磁铁时，磁铁粉末的含量较好是75～98重量％左右，最好是85～97重量％左右。
粘结磁铁的密度ρ由粘结磁铁中含有的磁铁粉末的比重、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，较好是5.3～6.6Mg/m3左右，最好是5.5～6.4Mg/m3左右。
在本发明中，磁铁粉末的磁通密度大、矫顽力大，因此在成形为粘结磁铁时，无论磁铁粉末的含量多还是较少，都能得到优良的磁性能(尤其是高的最大磁能积(BH)max)。
本发明的粘结磁铁的形状、尺寸等没有特别的限制，例如形状可以是圆柱状、棱柱状、圆筒状(环状)、圆弧状、平板状、弯曲板状等的所有形状，其大小也可以是从大型至超小型的所有大小。尤其对小型化、超小型化的磁铁是有利的，这一点在本说明书中已多次提到。
由此可知，本发明的粘结磁铁最好是供给多极磁化，或者被多极磁化。
像以上的本发明粘结磁铁具有以下的磁性能，即在表示室温下的磁性能的J-H图(纵轴表示磁化(J)，横轴表示磁场(H))的退磁曲线中，以与通过J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率(χirr)是5.0×10-7H/m以下，而且室温下的固有矫顽力(HcJ)是320～720kA/m。以下，关于不可逆磁化率(χirr)、固有矫顽力(HcJ)和剩余磁通密度(Br)及密度(ρ)的关系依次进行说明。
关于不可逆磁化率
所谓不可逆磁化率(χirr)是指，如图6所示，在J-H图的退磁曲线中，以在某点P上的该退磁曲线的切线斜率作为微分磁化率(χdif)，从上述点P一旦使退磁场的大小减少，以绘制反弹曲线时的该反弹曲线的斜率(连接反弹曲线两端的直线的斜率)作为可逆磁化率(χrev)时，由下式表示的值(单位：H/m)。不可逆磁化率(χirr)＝微分磁化率(χdif)-可逆磁化率(χrev)
在本发明中，将在J-H图的退磁曲线上，以与通过J-H图中的原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线y的交点作为上述点P。
在本发明中，将室温下的不可逆磁化率(χirr)的上限值规定为5.0×10-7H/m的理由如下。
如上所述，不可逆磁化率(χirr)是表示施加退磁场后，其绝对值减少后不能恢复的磁化对磁场的变化率，因此将该不可逆磁化率(χirr)抑制至某种程度小的值，以此谋求粘结磁铁的热稳定性的提高，尤其谋求不可逆退磁率的绝对值的降低。实际上，在本发明中的不可逆磁化率(χirr)的范围，粘结磁铁例如在100℃×1小时的环境下放置后，回到室温时的不可逆退磁率，其绝对值约为5％以下，实际上(尤其在电动机等的使用中)得到充分的耐热性即热稳定性。
与此相反，如果不可逆磁化率(χirr)超过5.0×10-7H/m，不可逆退磁率的绝对值就增大，得不到充分的热稳定性。另外，在固有矫顽力变低的同时，矩形性恶化，因此在粘结磁铁的实际使用时，在导磁系数(Pc)变大(例如Pc≥5)的用途中的使用受到限制。另外，矫顽力的降低，也等于造成热稳定性的降低。
室温下的不可逆磁化率(χirr)规定为5.0×10-7H/m以下的理由如上所述，不可逆磁化率(χirr)最好是尽可能小的值，因此，在本发明中，不可逆磁化率(χirr)较好是4.5×10-7H/m以下，最好是4.0×10-7H/m以下。
关于固有矫顽力
粘结磁铁的室温下的固有矫顽力(HcJ)是320～720kA/m。尤其最好是400～640kA/m。
如果固有矫顽力(HcJ)超过上述的上限值，磁化性就低劣，得不到充分的磁通密度。
另一方面，在固有矫顽力(HcJ)不到上述的下限值时，根据电动机的用途，加上反磁场时的退磁变得显著，并且高温时的耐热性恶化。因此，通过将固有矫顽力(HcJ)限制在上述范围，在粘结磁铁(尤其圆筒状磁铁)上进行多极磁化等的场合，即使得不到充分的磁化磁场时，也能进行良好的磁化，得到充分的磁通密度，能够提供高性能粘结磁铁，尤其电动机用粘结磁铁。
关于剩余磁通密度Br和密度ρ的关系
剩余磁通密度Br(T)和密度ρ(Mg/m3)之间最好满足下述式(I)关系。
       0.125≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]......(I)
另外，代替式(I)，较好是满足式(II)，最好是满足式(III)。
       0.128≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.16......(II)
       0.13≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.155......(III)
Br/ρ[×10-6T·m3/g]的值不到上述式中的下限值时，如果不提高磁铁的密度，即不提高磁铁粉末的含量(含有率)，就得不到充分的磁通密度。在这样的情况下，导致成形方法的限制、高成本化或由粘合树脂的减少引起的成形性降低等问题。另外，为了得到一定的磁通密度，体积就要增加，机器的小型化变得困难。
进而，本发明的粘结磁铁的最大磁能积和不可逆退磁率最好满足以下所述的条件。
关于最大磁能积(BH)max
最大磁能积(BH)max较好是60kJ/m3以上，更好是65kJ/m3以上，最好是70～130kJ/m3。如果最大磁能积(BH)max不到60kJ/m3，在电动机用中使用时，根据其种类、构造，得不到足够的转矩。
关于不可逆退磁率
不可逆退磁率(初期退磁率)的绝对值较好是6.2％以下，更好是5％以下，最好是4％以下。由此，得到热稳定性(耐热性)优良的粘结磁铁。
以下，说明本发明的具体实施例。
实施例1
采用以下所述的方法得到合金组成为(Nd0.7Pr0.25Dy0.05)8.7Fe余量Co7.0B5.6AlwVv的磁铁粉末(Al含量w和V含量v不同的14种磁铁粉末)。
首先，称量Nd、Pr、Dy、Fe、Co、B、Al、V各种原料，铸造成母合金铸锭，从该铸锭切取约15g的试料。
准备图4和图5所示构成的急冷薄带制造装置1，将上述试料放入底部设有喷嘴(圆孔孔口：孔口直径0.6mm)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(氩气)，形成所希望的温度和压力的气氛。
冷却辊5使用在铜制基部51的外周设置由WC构成的约8μm厚的表面层52的冷却辊(直径200mm)。
此后，利用高频感应加热使石英管内的铸锭试料熔化，再调整合金熔液的喷射压(石英管的内压和气氛压力的压差)、冷却辊的圆周速度，制成急冷薄带。
将得到的急冷薄带粗粉碎，然后，在氩气气氛中进行710℃×300s的热处理，得到磁铁粉末。
接着，为了调整粒度，使用粉碎机(磨碎机)在氩气中将该磁铁粉末进一步粉碎，形成平均粒径60μm的磁铁粉末。
对于得到的磁铁粉末，为了分析其相组成，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硬磁相R2(Fe·Co)14B型相及软磁相α-(Fe，Co)型相的衍射峰，根据用透射电子显微镜(HEM)观察的结果，可以确认都形成复合组织(纳米复合组织)。
在该磁铁粉末中混合聚酰胺树脂(尼龙12)、少量的肼系防止氧化剂和润滑剂，将其进行225℃×15分钟的混炼，制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时，磁铁粉末与聚酰胺树脂(尼龙12)的配合比率(重量比)，对于各粘结磁铁规定为大致相等的值。即各粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)大约是97重量％。
接着，将该混合物粉碎成粒状，称量该粒状物，填充在压制装置的金属模内，在温度215℃，以压力750MPa进行压缩成形(在无磁场中)，得到直径10mm×高7mm的圆柱状的各向同性粘结磁铁。利用阿基米德法测定各粘结磁铁的密度ρ。其结果示于表1中。
磁性能、不可逆磁化率的评价
以磁场强度3.2MA/m对各粘结磁铁实施脉冲磁化后，使用直流自记磁束计(东英上业(株)制，TRF-5BH)，以最大外加磁场2.0MA/m测定磁通能(剩余磁通密度Br、固有矫顽力HcJ、最大磁能积(BH)max)。测定时的温度是23℃(室温)。
如图7所示，在得到的J-H图的退磁曲线上，以与通过原点且斜率(J/H)是-3.8×10-6H/m的直线的交点P为出发点，从该点使磁场瞬间变化至0，再恢复原状，绘制反弹曲线，以该反弹曲线的斜率(连接反弹曲线的两端的直线的斜率)作为可逆磁化率(χrev)求出。另外，以上述交点P上的退磁曲线的切线的斜率作为微分磁化率(χdif)求出。室温下的不可逆磁化率(χirr)作为χirr＝χdif-χrev求出。这些结果示于下述的表1中。
耐热性的评价
接着，调查上述各粘结磁铁(直径10mm×高7mm的圆柱状)的耐热性(热稳定性)。将粘结磁铁在100℃×1h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)，评价耐热性。其结果示于表1中。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。
综合评价
正如表1所清楚地表明，磁铁粉末中的Al含量w是0.02～1.5原子％、V含量v是0.2～3.5原子％，而且不可逆磁化率(χirr)是5.o×10-7H/m以下的各向同性粘结磁铁(No.4～No.12)都具有优良的磁性能(剩余磁通密度、固有矫顽力、最大磁能积)，不可逆退磁率的绝对值也小，因此耐热性(热稳定性)高，并且磁化性也良好。
从以上可知，按照本发明，能够提供高性能而且可靠性(尤其耐热性)高的粘结磁铁。特别是将粘结磁铁用于电动机时，可以发挥高的性能。
实施例2
与实施例1同样操作，得到合金组成为(Nd0.75Pr0.20Dy0.05)8.9Fe余量Co6.9B5.5Al1.0V1.5的磁铁粉末。
在得到的磁铁粉末中混合聚酰胺树脂(尼龙12)、少量的肼系防止氧化剂和润滑剂，将其进行200～230℃×15分钟的混炼，制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时，改变粘结磁铁粉末中的磁铁粉末含量(含有率)，得到7种混合物。
在这样得到的混合物中，将磁铁粉末的含量较多的混合物粉碎成粒状后，在无磁场下进行压缩成形，将磁铁粉末的含量较少的混合物粉碎成粒状后，在无磁场下进行注射成形，形成粘结磁铁。
粘结磁铁的尺寸都是直径10mm×高7mm的圆柱状。
将粒状物填充在压制装置的金属模内，在温度210～220℃，以压力750MPa进行压缩成形。使成形时的金属模温度达到90℃，注射圆筒内温度达到230～280℃进行注射成形。
对这样制作得到的各粘结磁铁，与实施例1相同地进行磁性能的测定和耐热性试验。这些结果示于表2中。
综合评价
正如表2所清楚地表明，本发明的粘结磁铁，在宽的密度ρ范围内具有优良的磁性能(剩余磁通密度Br、最大磁能积(BH)max和矫顽力HcJ)，同时，不可逆退磁率小，热稳定性(耐热性)也优良。
尤其，本发明的粘结磁铁即使在采用注射成形得到的低密度的粘结磁铁(磁铁粉末的含量少)的情况下，也具有优良的磁性能，这是因为有如下的原因。
低密度，即粘合树脂的含量多时，混炼时或成形时的混合物的流动性增大。因此，磁铁粉末和粘合树脂在较低的温度、以短时间进行混炼成为可能，混炼时容易达到均匀化。另外，如果混合物的流动性高，在较低的温度、以短时间简便地进行成形也成为可能。即，能够放宽成形条件。其结果，能够将混炼时、成形时的磁铁粉末的劣化(氧化等)抑制到最小，由此得到高磁性能的粘结磁铁，成形性也提高。
另外，如果混合物的流动性高，就能够降低所得到的粘结磁铁的孔隙率，由此在提高机械强度的同时，也提高磁性能。
实施例3
使用实施例1得到的各磁铁粉末，与实施例1同样操作，制造外径22mm×内径20mm×高4mm的圆筒状(环状)的各向同性粘结磁铁，所得到的各粘结磁铁在8极进行多极磁化。在磁化时，流过磁化线圈的电流值是16kA。
此时，达到磁化率90％所需要的磁化磁场的大小比较小，因此磁化性良好。
使用这样进行了磁化的各粘结磁铁作为转子磁铁，组装CD-ROM用主轴电动机。
在各CD-ROM用主轴电动机中，测定以1000rpm旋转转子时的卷绕线圈中发生的反电压。其结果，使用试样No.1、～No.3、No.13、No.14(都是比较例)的粘结磁铁的电动机，电压是0.80V以下，与此相反，使用试样No.4～No.12(本发明)的粘结磁铁的电动机，都得到0.96V以上和20％以上的高值。
这一结果表明，使用本发明的粘结磁铁能够制造高性能的电动机。
除了采用挤出成形制造粘结磁铁(粘结磁铁中的磁铁粉末的含有率：92～95重量％)以外，和上述实施例1～3相同地制造本发明的粘结磁铁和电动机，进行性能评价，得到和上述相同的结果。
除了采用注射成形制造粘结磁铁(粘结磁铁中的磁铁粉末的含有率：90～93重量％)以外，与上述实施例1～3相同地制造本发明的粘结磁铁和电动机，进行性能评价，得到和上述相同的结果。
如以上所述，按照本发明得到如下的效果。
·通过使磁铁粉末含有规定量的Al、V，并且具有软磁相和硬磁相的复合组织，磁化高，发挥优良的磁性能，特别是固有矫顽力和矩形性得到改善。
·不可逆退磁率的绝对值小，得到优良的耐热性(热稳定性)。
·得到高的磁通密度，因此即使是各向同性，也能得具有高磁性能的粘结磁铁。尤其是与以往的各向同性粘结磁铁相比，能够以更小的体积的粘结磁铁发挥同等以上的磁性能，因此以更小型得到高性能的电动机成为可能。
·另外，由于得到高磁通密度，因此在制造粘结磁铁时，即使不追求高密度化，也能够得到充分高的磁性能，其结果，在成形性提高的同时，谋求尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性(热稳定性)等进一步提高，能够容易制造可靠性高的粘结磁铁。
·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，而且能够得到高磁通密度。
·由于不要求高密度化，因此可以采用与压缩成形法相比不易进行高密度成形的挤出成形法或注射成形法制造粘结磁铁，用这样的成形法成形的粘结磁铁，也能得到像上述的效果。因此，粘结磁铁的成形方法的选择范围广，而且由这些成形方法产生的形状选择的自由度也大。
                                           表1
    试样No.     w     v     ρ(Mg/m3)     Br(T)     HcJ(kA/m)   (BH)max(kJ/m3)     Br/ρ(×10-6T·m3/g)     χirr(×10-7H/m) 不可逆退磁率(％)
 1(比较例)     0     0     6.33     0.83     323     71.3     0.131     7.6     -7.8
 2(比较例)     0     1.2     6.31     0.81     352     77.2     0.128     6.5     -6.6
 3(比较例)     0     4.0     6.30     0.75     472     74.3     0.119     4.1     -4.4
 4(本发明)     0.04     1.2     6.29     0.87     420     103.5     0.138     5.0     -5.2
 5(本发明)     0.1     1.2     6.32     0.88     452     105.6     0.139     4.5     -4.7
 6(本发明)     0.5     1.2     6.26     0.89     506     108.6     0.142     3.4     -3.5
 7(本发明)     1.5     1.2     6.27     0.88     553     108.2     0.140     2.8     -2.9
 8(本发明)     0.5     0.2     6.28     0.90     443     110.9     0.143     4.8     -4.9
 9(本发明)     0.5     0.5     6.31     0.92     496     114.5     0.146     3.6     -3.8
 10(本发明)     0.5     1.2     6.30     0.89     530     111.9     0.141     3.0     -3.2
 11(本发明)     0.5     2.5     6.29     0.87     575     109.6     0.138     2.4     -2.5
 12(本发明)     0.5     3.3     6.27     0.83     568     101.3     0.132     2.5     -2.6
 13(比较例)     2.5     0     6.28     0.78     387     74.6     0.124     6.7     -6.8
 14(比较例)     2.5     4.0     6.32     0.69     482     65.4     0.109     6.5     -6.7
                                  表2
    试样No.   混炼温度(℃) 成形方法 成形温度(℃)     ρ(Mg/m3)      Br(T)      HcJ(kA/m)    (BH)max(kJ/m3)     Br/ρ(×10-6T·m3/g     χirr(×10-7H/m) 不可逆退磁率(％)
 15(本发明)     200 注射成形     230     5.31     0.77     568     82.9     0.145     2.0     -2.1
 16(本发明)     203 注射成形     245     5.50     0.79     557     87.7     0.144     2.3     -2.5
 17(本发明)     211 注射成形     260     5.66     0.81     548     91.9     0.143     2.6     -2.8
 18(本发明)     216 注射成形     275     5.79     0.82     541     95.5     0.142     2.8     -3.0
 19(本发明)     220 压缩成形     210     5.95     0.84     537     100.2     0.141     3.0     -3.3
 20(本发明)     224 压缩成形     215     6.20     0.87     525     108.0     0.140     3.4     -3.5
 21(本发明)     230 压缩成形     220     6.47     0.90     519     117.6     0.140     3.7     -4.0

Claims (23)

1.磁铁粉末，它是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-vBzAlwVv表示的合金组成构成，其中R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子％、w：0.02～1.5原子％、v：0.2～3.5原子％，所述磁铁粉末由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成，其特征在于，在与粘合树脂混合后进行成形形成各向同性粘结磁铁时，在表示室温下的磁性能的J-H图的退磁曲线中，以与通过上述J-H图中的原点且斜率J/H是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率χirr是5.0×10-7H/m以下，并且室温下的固有矫顽力HcJ是320～720kA/m。
2.权利要求1所述的磁铁粉末，其中，在与粘合树脂混合后进行成形形成密度ρ[Mg/m3]的各向同性粘结磁铁时，室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
3.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，磁铁粉末与粘合树脂混合后进行成形形成各向同性粘结磁铁时，不可逆退磁率的绝对值是6.2％以下。
4.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，上述R是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。
5.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，上述R包含Pr，相对R全体，其比例是5～75％。
6.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，上述R包含Dy，相对R全体，其比例是14％以下。
7.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，磁铁粉末是通过急冷合金熔液得到的。
8.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，磁铁粉末是将使用冷却辊制成的急冷薄带粉碎而得到的。
9.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，磁铁粉末在其制造过程中或者在制造后进行至少1次热处理。
10.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，磁铁粉末的平均粒径是0.5～150μm。
11.各向同性粘结磁铁，它是用粘合树脂粘结含有Al和V的磁铁粉末构成的各向同性粘结磁铁，其特征在于，在表示室温下的磁性能的J-H图的退磁曲线中，以与通过上述J-H图中的原点且斜率J/H是-3.8×10-6H/m的直线的交点为出发点测定时的不可逆磁化率χirr是5.0×10-7H/m以下，并且室温下的固有矫顽力HcJ是320～720kA/m。
12.权利要求11所述的各向同性粘结磁铁，其中，设各向同性粘结磁铁的密度为ρ[Mg/m3]时，室温下的剩余磁通密度Br[T]满足Br/ρ≥0.125[×10-6T·m3/g]的关系。
13.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述磁铁粉末中的Al含量与V含量之和是0.3～4.0原子％。
14.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述磁铁粉末是由R-TM-B-Al-V系合金构成的，其中R是至少1种稀土元素，TM是以铁为主的过渡金属。
15.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述磁铁粉末是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-w-vBzAlwVv表示的合金组成构成的，其中R是至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％、y：0～0.30、z：4.6～6.9原子％、w：0.02～1.5原子％、v：0.2～3.5原子％。
16.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述R是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。
17.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述R包含Pr，相对上述R全体，其比例是5～75％。
18.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述R包含Dy，相对上述R全体，其比例是14％以下。
19.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述磁铁粉末的平均粒径是0.5～150μm。
20.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，不可逆退磁率的绝对值是6.2％以下。
21.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，其中，上述磁铁粉末是由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成的。
22.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，该磁铁供给多极磁化或者被多极磁化。
23.权利要求11或12所述的各向同性粘结磁铁，该磁铁用于电动机。
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