CN1220567C - 铁基稀土类合金粉末、粉末混合物、永久磁体及其制造方法 - Google Patents

铁基稀土类合金粉末、粉末混合物、永久磁体及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种改善了流动性的铁基稀土类合金粉末和磁体混合物，该合金粉末含有平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末，和平均粒径70μm以上、300μm以下，且粉末颗粒的宽长比不到0.3的第2铁基稀土类合金粉末，上述第1铁基稀土类合金粉末和上述第2铁基稀土类合金粉末的混合比，以体积为基准，为1∶49以上、4∶1以下的范围。

Description

铁基稀土类合金粉末、粉末混合物、永久磁体及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于用作粘结磁体的铁基稀土类合金粉末及其制造方法。本发明还涉及用上述稀土类合金粉末制造的粘结磁体，以及具有该粘结磁体的各种电力机械。
背景技术
现在，粘结磁体用于各种电机、执行元件、扬声器、计量仪表、变焦环等电力机械中。粘结磁体是指通过将磁体粉末和粘结材料(橡胶或树脂)混合、并成型固化而制得的磁体。
由于具有价格比较便宜的优点，作为用于粘结磁体的磁体粉末，铁基稀土类合金(特别是Fe-R-B系)的纳米复合磁体日渐普及。Fe-R-B系纳米复合磁体，是一种使例如Fe3B或Fe23B6等作为软磁性相的铁基硼化物的微晶与作为硬磁性相的R2Fe14B的微晶均匀地分布在同一金属组织内，由两者的相互交换作用产生磁性结合的铁基合金永久磁体。
纳米复合磁体不仅含有软磁性相，而且能够发挥由于软磁性相和硬磁性相之间的磁性结合而产生的优异的磁体特性。并且，作为不含Nd等稀土族元素R而存在的软磁性，结果，整体抑制了稀土族元素R的含量在较低水平。这样就降低了磁体的制造成本，可稳定而方便地供给磁体。由于在晶界没有富R相，所以耐腐蚀性也很优异。
这样的纳米复合磁体是按照淬火法使熔融原料合金(即熔融合金)凝固后，进行适当的热处理而制得的。在将此熔融合金淬火时，多使用单辊法。单辊法是一种通过使熔融合金和转动的冷却辊接触而冷却凝固的方法。在使用此方法的情况下，淬火合金的形状呈沿着冷却辊圆周速度方向伸展的薄带(ribbon)状。这种通过熔融合金与固体表面接触而进行淬火的方法，被称为熔融淬火法(melt-quenching)。
另外，现在仍广泛应用的粘结磁体用粉末，是在辊子表面圆周速度15m/s以上，制造厚度50μm以下(典型约为20～大约40μm)的淬火合金薄带，将这样制得的淬火合金薄带经热处理后，粉碎为平均粒径300μm以下(典型约为150μm)，成为永久磁体用稀土类合金粉末。这样制得的稀土类合金粉末的颗粒呈扁平状，该粉末颗粒的宽长比不到0.3。在此，宽长比表示粉末颗粒的短轴方向的尺寸与长轴方向的尺寸之比。下面将用熔融淬火法制造的上述稀土类合金粉末或磁体粉末称为“现有淬火稀土类合金粉末”或“现有淬火磁体粉末”。作为代表性的淬火磁体粉末，广为人知的是Magnequench International公司(下面简称为“MQI公司”)所销售的Fe-R-B系MQ粉末。
将现有淬火稀土类合金粉末与树脂(或橡胶)混合，配制成磁体用混合物(下面简称为“混合物”)。在该混合物中，还混有润滑剂等添加剂。将得到的混合物由例如挤压成型、挤出成型或注射成型形成所需的形状，通过磁化就得到用作永久磁体成型体(也称“永久磁体”)的粘结磁体。在本申请的说明书中，也将通过磁化而呈现所需永久磁体特性的稀土类合金粉末或磁化的稀土类合金粉末称为“永久磁体粉末”或简称为“磁体粉(磁粉)”。
由于现有淬火磁体粉末具有如上所述的扁平的形状，所以现有淬火磁体粉末和树脂粉末(或橡胶)混合得到的混合物在成型时的流动性、填充性都很差。因此，为了在成型时得到充分的流动性，就需相对增加树脂或橡胶的用量，结果就限制了磁粉的填充率。或者说，为使流动性不佳的材料成型，成型方法和/或成型形状都受到限制。
近年来，随着电力机械的小型化和高性能化的进展，为了制造小型高性能的磁体，人们希望有一种能够确实地填充在小的间隙(例如大约2mm宽)中的、流动性优异的混合物。例如，在特开平11-206075号公报中所述的具有磁体埋设型转子的IPM(内恒磁)型电机等，对具有高流动性混合物的需求日益增加。
并且，使用现有淬火磁体粉末时的磁粉填充率(磁粉体积/粘结磁体体积)，在挤压成型的情况下，最高约为80％；在注射成型时，最高约为65％。磁粉填充率对作为最终制品的永久磁体的特性有影响，为了改善永久磁体的特性，需要提高磁粉填充率。
为了改善现有淬火磁体粉末的流动性，特开平5-315174公报中提出了使用气体喷雾法制造磁粉的方法。按照上述公报，用气体喷雾法制造的磁粉，其颗粒接近于粒状，将这样的磁粉添加到现有淬火磁粉中，就能够改善流动性。但是，使用气体喷雾法难于制造出可显示足够磁特性的磁粉，很难说是在工业上有实用性的方法。即，由于气体喷雾法比上述熔融淬火法的冷却速度慢，若要能够满足制取显示充分磁特性的颗粒所必需的淬火条件，将仅限于非常细小的颗粒。并且，由于具有上述公报中的例示组成的熔融稀土类合金的粘度较高，所以难于制造细小的颗粒。因此，按照上述公报所述的方法，具有足够磁特性的细颗粒的合格率非常低，并且，由于必须通过分级工序等才能得到所需粒径的颗粒，所以生产率非常低。
发明内容
鉴于以上诸点，本发明的主要目的是，提供一种通过控制用于粘结磁体的铁基稀土类合金粉末的粒度分布，流动性得到改善的混合物以及这样的稀土类合金粉末。
本发明的另一个目的是，提供一种粘结磁体和具有该粘结磁体的电力机械，使得通过使用上述混合物对流动性和/或磁粉填充率进行改善后，能发挥出优异的永久磁体特性。
由本发明制得的铁基稀土类合金粉末含有：平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末；和平均粒径70μm以上、300μm以下，且粉末颗粒的宽长比不到0.3的第2铁基稀土类合金粉末，上述第1铁基稀土类合金粉末和上述第2铁基稀土类合金粉末的混合比，以体积为基准，为1∶49以上、4∶1以下的范围，由此达到了上述目的。
在优选实施方式中，上述第1铁基稀土类合金粉末，具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的一种以上的元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y、z和m分别是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)的组成式表示的组成。
上述第1铁基稀土类合金粉末，含有Fe相、Fe和B的化合物相以及具有R2Fe14B型结晶结构的化合物相作为其构成相，各构成相的平均结晶粒径优选为150nm以下。
在优选实施方式中，上述第1铁基稀土类合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的一种以上的元素、Q是选自B和C的元素的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，且必须含有Ti元素，组成比x、y、z和m分别是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)的组成式表示的组成。在元素M中，Ti优选占60原子％以上，特别优选占80原子％以上。
上述第1铁基稀土类合金粉末含有两种以上的强磁性结晶相，优选为具有硬磁性相的平均结晶粒径在5nm以上、200nm以下，软磁性相的平均结晶粒径在1nm以上、100nm以下的范围内的组织。优选为硬磁性相的平均结晶粒径大于软磁性相的平均结晶粒径。
上述第2铁基稀土类合金粉末优选具有由组成式Fe100-X-YQXRY(Fe是铁、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，组成比X和Y分别是1原子％≤X≤6原子％，10原子％≤Y≤25原子％)表示的组成。
本发明的铁基稀土类合金粉末的制造方法包括(a)准备平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末的工序；(b)准备平均粒径70μm以上、300μm以下，而且粉末颗粒的宽长比不足0.3的第2铁基稀土类合金粉末的工序；(c)按照体积基准，以1∶49以上、4∶1以下的比例，将上述第1铁基稀土类合金粉末和上述第2铁基稀土类合金粉末混合的工序，由此达到了上述目的。
在优选的实施方式中，上述第1铁基稀土类合金粉末具有由组成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的至少一种元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y和z分别是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)表示的组成。
在优选实施方式中，上述第1铁基稀土类合金粉末具有由组成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的至少一种元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y、z和m分别是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示的组成。
工序(a)优选包括通过淬火法将上述熔融第1铁基稀土类合金冷却、由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金的冷却工序，和将上述淬火凝固合金粉碎的工序。
在上述粉碎工序之前，也可以包括通过热处理使上述淬火凝固合金结晶化的工序。
上述粉碎优选使用针式磨装置或锤式磨装置进行。
上述淬火凝固合金优选含有选自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B和R2Fe23B3中至少一种的亚稳定相和/或非晶相。
在上述冷却工序中，优选使辊表面圆周速度1m/s以上、13m/s以下范围内转动的辊与上述熔融合金接触，由此形成上述淬火凝固合金。
上述冷却工序优选在减压环境下进行。
上述减压环境的绝对压力优选在1.3kPa以上、90kPa以下。
上述第2铁基稀土类合金粉末优选具有由组成式Fe100-X-YQXRY(Fe是铁、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一种稀土族元素，组成比X和Y分别是1原子％≤X≤6原子％，10原子％≤Y≤25原子％)表示的组成。
本发明的磁体用混合物含有如上所述的任何一种铁基稀土类合金粉末和树脂，由此达到了上述的目的。上述树脂优选为热塑性树脂。
本发明的永久磁体由如上所述任何一种磁体用混合物形成。能够得到密度在4.5g/cm3以上的永久磁体，特别是能够得到密度在5.5g/cm3以上或6.0g/cm3以上的永久磁体。
本发明的磁体用混合物的制造方法，包括准备按照如上所述任何一种铁基稀土类合金粉末的制造方法制造的上述铁基稀土类合金粉末的工序，和将上述铁基稀土类合金粉末和树脂混合的工序。
上述树脂优选为热塑性树脂。
本发明的永久磁体的制造方法优选包括将以上述制造方法制造的混合物进行注射成型的工序。
本发明的电机包括具有上述永久磁体的转子和设置在上述转子周围的定子。
本发明的电机制造方法也可以包括准备铁芯上具有磁体用槽的转子的工序、在上述磁体用槽上使上述磁体用混合物注射成型的工序和在上述转子的周围设置定子的工序。
附图说明
图1(a)为本发明所涉及的粉碎前的合金薄带与粉碎后的粉末颗粒的立体示意图；图1(b)表示现有技术所涉及的粉碎前的合金薄带与粉碎后的粉末颗粒的立体示意图。
图2(a)为适用于本发明的熔融纺丝装置(单辊装置)一个构成例的示意图；图2(b)是其局部放大图。
图3是未添加Ti的Nd-Fe-B纳米复合磁体的最大磁能积(BH)max与硼浓度之间关系的示意图。在此图中，白色条表示Nd含量10～14原子％的试样的数据，黑色条表示Nd含量8～10原子％的试样的数据。
图4是添加了Ti的Nd-Fe-B纳米复合磁体的最大磁能积(BH)max与硼浓度之间关系的示意图。在此图中，白色条表示Nd含量10～14原子％的试样的数据，黑色条表示Nd含量8～10原子％的试样的数据。
图5是本发明的磁体中，R2Fe14B型化合物相和(Fe、Ti)-B相的示意图。
图6为在添加了Ti的情况下，以及用添加Nd等代替Ti的情况下，在淬火凝固合金的结晶化过程中微细组织变化的示意图。
图7是本发明中所用的针式磨装置结构的示意图。
图8是图7所示的针式磨装置的针排列示意图。
图9是本发明实施例所涉及的粉末的X射线衍射图样的示意图。
图10是本发明的粘结磁体剖面的SEM照片。
图11是比较例的粘结磁体剖面的SEM照片。
图12是为本发明实施例4的含钛第1铁基稀土类合金粉末的X射线衍射图样的示意图。
图13是本发明实施例1的第4实施例的含钛第1铁基稀土类合金粉末磁特性的图。
具体实施方式
本发明的铁基稀土类合金粉末是通过在体积基准1∶49以上、4∶1以下的范围内，将平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末与平均粒径70μm以上、300μm以下，且粉末颗粒的宽长比不到0.3的第2铁基稀土类合金粉末混合后得到的。
由于第1铁基稀土类合金粉末的颗粒具有宽长比在0.4以上、1.0以下的等轴状，所以第1铁基稀土类合金粉末的流动性高，例如，利用与作为现有淬火稀土类合金粉末的第2铁基稀土类合金粉末混合，能够改善铁基稀土类合金粉末的流动性。从流动性和磁特性平衡的观点出发，配合比优选为1∶49以上、4∶1以下，更优选为1∶19以上、4∶1以下，特别优选为1∶9以上、4∶1以下。
作为第2铁基稀土类合金粉末，优选使用上述通过现有熔融淬火法得到的稀土类合金粉末。特别是从磁特性的观点出发，优选为以组成式Fe100-X-YBXRY(Fe是铁，B是硼或硼碳混合物，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素)表示的、上述组成式中的x和y满足1原子％≤X≤6原子％、10原子％≤Y≤25原子％的关系的铁基稀土类合金粉末。作为第二稀土类合金粉末可以使用例如上述MQI公司制造的MQ粉末。
下面说明用于改善第2铁基稀土类合金粉末的流动性而混合的第1铁基稀土类合金粉末的制造方法。
首先，准备熔融第1铁基稀土类合金。用熔融纺丝法或带状铸造法等熔融淬火法将该熔融合金冷却，由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金。然后，根据需要，通过热处理使淬火凝固合金结晶化以后，通过粉碎得到平均粒径10μm以上、70μm以下，粉末颗粒的宽长比(短轴方向的尺寸/长轴方向的尺寸)在0.4以上、1.0以下的粉末。按照本发明，粉末中60wt％的粒径超过10μm颗粒，宽长比都能在0.4以上、1.0以下。另外，在本说明书中的平均粒径是相对于长轴方向的尺寸求出的。
[第1铁基稀土类合金(非Ti系)]
作为第1铁基稀土类合金，优选使用具有以组成式I：(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的一种以上的元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y和z分别为10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％，以及0≤m≤0.5)表示的组成的铁基稀土类合金。另外，在上述组成式I中，由于元素M中含有0.5原子％以上的Ti时，Ti会发挥特殊的作用和效果，所以称为含钛的第1铁基稀土类合金，在后面将详细叙述。
在优选的实施方式中，可通过熔融淬火法使以上述组成式I表示的熔融合金冷却，形成含有非晶相(无定形相)的淬火凝固合金，然后，通过将此淬火凝固合金加热，在构成相中形成微晶。为了得到均匀的组织，淬火优选在减压环境下进行。在优选的实施方式中，是通过使熔融合金与冷却辊接触而形成淬火凝固合金。在由淬火法冷却而得到的淬火凝固合金具有必要的结晶相的情况下，可以省略掉热处理。
在优选的实施方式中，如上所述，刚完成淬火凝固的合金薄带的厚度在70μm以上、300μm以下，当使用单辊法等熔融纺丝法时，通过在1m/s以上、13m/s以下的范围内调节冷却辊的表面圆周速度，可以将刚完成淬火凝固的合金薄带的厚度控制在70μm以上、300μm以下。下面说明这样调整合金薄带厚度的理由。
当辊表面的圆周速度低于1m/s时，尽管淬火合金薄带的厚度超过300μm，但由于形成了粗大的α-Fe和Fe2B的多种淬火合金组织，所以即使进行热处理也不能析出作为硬磁性相的R2Fe14B，从而不能发挥永久磁体的特性。
而当辊表面的圆周速度超过13m/s时，不仅淬火合金薄带的厚度在70μm以下，而且在热处理后的粉碎工序中，容易沿着与辊接触面几乎垂直的方向(合金薄带的厚度方向)产生断裂。结果淬火合金薄带容易破碎为扁平的形状，得到的粉末颗粒的宽长比不到0.3。对于宽长比不到0.3的扁平粉末颗粒，改善流动性是很困难的。
由于上述原因，在优选的实施方式中调节辊表面的圆周速度，从而将淬火合金薄带的厚度设定在70μm以上、300μm以下的范围内。结果通过粉碎工序，就能够制造平均粒径70μm以上，宽长比0.4以上、1.0以下的稀土类合金粉末。
另外，在用于结晶化而进行的热处理前，淬火凝固合金具有非晶质组织，或者是具有选自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B或R2Fe23B3中至少一种的亚稳定相与非晶相混合存在的金属组织。当冷却速度快时，亚稳定相的比例减少，非晶相的比例增多。在本说明书中，Fe3B为含有难以与Fe3B分离的Fe3.5B的物质。
通过对淬火凝固合金进行热处理而生成的微晶是由铁相、铁和硼的化合物相、具有R2Fe14B型结晶构造的化合物相等构成相形成。各个构成相的结晶粒径平均值优选在150nm以下。各个构成相更优选的平均结晶粒径在100nm以下，进一步优选的平均结晶粒径在60nm以下。按照本发明，由于粉碎前的薄合金带(厚度：70μm～300μm)是由上述微晶构成的，在粉碎工序中容易在各个方向上引起破碎。结果可以认为，容易得到等轴形状(宽长比接近1)的粉末颗粒。即，根据本发明得到的不是沿着一定方向伸长的粉末颗粒，而是形成了等轴形状的、即接近于球形的粉末颗粒。
反之，如果加快辊表面的圆周速度使薄合金带的厚度薄于70μm，如上所述，薄合金带的金属组织具有在与辊的接触面相垂直的方向相一致的可能。因此，容易沿着此方向破碎，由粉碎而得到的粉末颗粒容易形成沿着与薄合金带的表面相平行的方向伸长的形状，使粉末颗粒的宽长比不到0.3。
图1(a)为本发明的稀土类合金粉末制造方法的粉碎工序前的合金薄带10和粉碎后粉末颗粒11的示意图。另一方面，图1(b)为按照上述现有技术的稀土类合金粉末制造方法的粉碎工序前的薄合金带12和粉碎工序后的粉末颗粒13的示意图。
如图1(a)所示，在本发明的情况下，由于粉碎前的薄合金带10由结晶粒径小的等轴晶体构成，容易沿着随机方向破碎，易于生成等轴的粉末颗粒11。反之，在现有技术的情况下，如图1(b)所示，容易在与薄合金带12的表面几乎是垂直的方向上破碎，使颗粒13的形状成为扁平形。
当在减压环境下进行熔融合金的淬火凝固时，尽管稀土类金属的量很少，还是能够均匀地形成具有R2Fe14B型结晶构造的化合物的微晶(平均粒径150nm以下)，结果就能够制造显示出优异磁特性的永久磁体。
反之，当在常压环境下对以上述组成式I表示的熔融合金冷却时，由于熔体的冷却速度不均匀，容易生成α-Fe的结晶，因此不能生成具有R2Fe14B型结晶构造的化合物相。由于冷却速度的不均匀导致产生不均匀相，所以在为了结晶化而进行热处理时，会引起结晶粒粗大化的问题。
在本发明的铁基稀土类合金粉末中，混合存在着由铁、铁和硼的化合物组成的软磁性相，和由具有R2Fe14B型结晶构造的化合物形成的硬磁性相，因此，尽管各个构成相的平均结晶粒径很小，仍具有很强的交换结合。
[优选组成的说明]
下面说明优选使用具有以组成式I：(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的至少一种元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y和z分别是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)表示的组成的铁基稀土类合金作为第1铁基稀土类合金的理由。
稀土族元素R是用于显示永久磁体特性所必需的硬磁性相R2Fe14B中的必需元素。由于当R的含量(y)不到2原子％时，不能充分地析出具有R2Fe14B型结晶构造的化合物相，显现矫顽力的效果小，不能得到足够的硬磁特性。而当R的含量超过10原子％时，不能生成Fe以及Fe和B的化合物，无法形成纳米复合组织，不能得到高的磁化特性。因此，稀土族元素R的组成比y，优选满足2原子％≤y＜10原子％。更优选满足3原子％≤y≤9.5原子％，进一步优选满足4原子％≤y≤9.2原子％。
硼B是构成永久磁体的软磁性相的Fe3B或Fe23B6等铁基硼化物、构成硬磁性相的R2Fe14B当中的必需元素。当B的含量(组成比x)不到10原子％时，即使由熔融淬火法使熔融合金淬火也难以生成非晶相。因此，在用单辊法使熔融合金淬火凝固时，即使在能够得到厚度70μm以上、300μm以下的范围内的条件下形成淬火凝固合金，也不能生成优选的金属组织，即使通过热处理也不能生成所希望的微晶。因此，即使对合金进行磁化，也没有足够的永久磁体特性。并且，当B的含量不到10原子％时，即使用熔融淬火法进行淬火，也不能得到过冷液体的状态，金属组织不均匀，不能得到平滑性高的薄合金带。
而当B的含量(组成比x)超过30原子％时，不能生成足够的用于构成硬磁性相的R2Fe14B，硬磁特性降低，所以不选用。例如去磁曲线的矩形比减小，剩余磁通密度Br下降。因此，硼的组成比x优选满足10原子％≤x≤30原子％，更优选满足10原子％＜x，特别优选满足x≤20原子％。另外，B的一部分也可以用C置换。通过用C置换B，磁特性不会下降，并能提高磁铁的耐腐蚀性。置换B的C量优选在B的30原子％以下。如果超过此用量，磁特性就会下降。
典型的第1铁基稀土类合金所含的T为Fe，但其中一部分也可以用Co和/或Ni置换。对Fe的置换量如果超过50原子％，含有Fe和B的化合物的比例就要降低，磁特性变差，所以不选用。另外，当Co中含有一部分Fe时，在可提高矫顽力Hcj的同时，随着R2Fe14B相的居里温度的提高还可提高耐热性。而且，Co置换能够达到改善矩形比、提高最大磁能积的效果。Co的置换量优选为，在Fe含量0.5～15原子％的范围内。
另外，根据需要也可以在原料中添加元素M(选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb中的至少一种元素)。通过添加元素M，得到可以扩大用于找到提高矩形比Jr/Js、最适磁特性的热处理温度范围和使用温度范围的效果。为了充分地发挥这样的效果，元素M的含量(组成比z)优选在0.05原子％以上，如果超过10原子％，会降低磁化特性。因此，添加元素M的组成比z优选满足0.05原子％≤z≤10原子％，更优选满足0.1原子％≤z≤5原子％。
下面针对本发明的铁基合金粉末的制造方法，详细说明优选的实施方式。
首先准备以上述组成式表示的原料，将该原料加热熔融，制成熔融合金。加热熔融采用例如高频加热装置进行。用熔融淬火法对该熔融合金进行淬火，形成含有非晶相的淬火凝固合金。作为熔融淬火法，除使用单辊法的熔融纺丝法以外，也能够使用带状铸造法。此外，只要能够形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火合金薄带，也可使用双辊的熔体凝固装置。
[淬火装置的说明]
在本实施方式中，使用如图2中所示的熔融纺丝装置制造原料合金薄带。为防止含有容易氧化的稀土族元素的原料合金氧化，在惰性气体的环境下实施薄合金带的制造工序。作为惰性气体，优选使用氦气或氩气等稀有气体，另外，由于氮气容易与稀土族元素反应，不宜选作惰性气体使用。
图2的装置包括可保持真空或惰性气体环境，且能够调节其压力的原料合金的熔融室1和淬火室2。
熔融室1包括：使按照所需磁体合金组成配成的原料20在高温下熔融的熔融炉3，底部具有熔体流出口5的熔体容器4，和将配合原料送入熔融炉3内、同时防止大气进入的配合原料供给装置8。熔体容器4具有可储存原料合金的熔体21、且能够将熔体流出温度维持在预定水平的加热装置(未图示)。
淬火室2包括用于使由熔体流出口5流出的熔体21淬火凝固的旋转冷却辊7。
在该装置中，熔融室1和淬火室2内的环境气体及其压力被控制在预定范围内。为此，在装置的适当位置设有环境气体的供给口1b、2b和8b，以及气体的排气口1a、2a和8a。特别是为了将淬火室2内的绝对压力控制在真空(优选1.3kPa以上)～90kPa的范围内，排气口2a与泵相连接。
熔融炉3为倾动式炉，将适量熔体21经漏斗6注入熔体容器4中，在熔体容器4中，由图中未显示的加热装置对熔体21进行加热。
熔体容器4的熔体流出口5配置在熔融室1和淬火室的交界处，熔体容器4中的熔体21向下流到位于下方的冷却辊7的表面上。熔体流出口5的孔径是例如0.5～2.0mm。当熔体21的粘度较大时，熔体21难以流入熔体流出口5内，但在本实施方式中，由于淬火室2保持在比熔融室1压力更低的状态，所以在熔融室1和淬火室2之间形成压差，使熔体的流出可顺利进行。
冷却辊7优选由Cu、Fe或含有Cu或Fe的合金制造。当用Cu或Fe以外的材料制造冷却辊时，淬火合金对冷却辊的剥离性能不佳，淬火合金会粘附在辊子上，所以不选用。冷却辊7的直径是例如300mm～500mm。设置在冷却辊7内的水冷装置的水冷能力根据单位时间内的凝固潜热和熔体流出量进行计算和调节。
冷却辊7的表面覆有例如电镀层。冷却辊7的表面粗糙度优选为，中心线平均粗糙度Ra≤0.8μm，最大Rmax≤3.2μm，10点平均粗糙度Rz≤3.2μm。若冷却辊7表面过于粗糙，淬火合金容易粘附在辊子上，所以不选用。
按照如图2所示的装置，能够将总共20kg的原料合金在15～30min内淬火凝固。如此形成的淬火合金为厚度70μm～300μm，宽度2mm～6mm的薄合金带22。
[淬火方法的说明]
首先，制造以上述组成式表示的原料合金的熔体21，并储存在图2的熔融室1的熔体容器4中。然后，使该熔体21由熔体流出口5流出到处于减压氩环境下的水冷辊7上，和水冷辊7接触进行淬火凝固。作为淬火凝固的方法，必须使用能够高精度地控制冷却速度的方法。
在本实施方式中，当熔体21进行冷却凝固时，冷却速度为103℃/s～105℃/s。在该冷却速度下，将合金温度降低ΔT1程度的温度。由于淬火前熔融合金21的温度接近于熔点Tm(例如1200℃～1300℃)，所以冷却辊7上的合金温度为由Tm降低到(Tm-ΔT1)。按照本发明人的实验，从提高最终的磁体特性的观点出发，ΔT1优选为在700℃～1100℃的范围内。
由冷却辊7使熔融合金21冷却的时间，相当于合金与转动的冷却辊7的外圆周表面从接触到离开的时间，在本实施方式的情况下是0.05ms～50ms。在此期间内，合金的温度再降低ΔT2的程度而发生凝固。其后，凝固的合金与冷却辊7分离，飞入到惰性气体的环境中。在合金以薄带状飞行的期间由环境气体吸热的结果，其温度降低到(Tm-ΔT1-ΔT2)。ΔT2随着装置的尺寸、环境气体的压力等而变化，大约为100℃或更多。
另外，淬火室2内的环境气体处于减压状态。环境气体优选为由绝对压力90kPa以下的惰性气体构成。在环境气体的压力超过90kPa的情况下，由于转动辊和熔融合金之间裹挟入环境气体的影响显著，极有可能得不到均匀的组织，所以不选用。
由于本发明中的辊表面的圆周速度可在1m/s以上、13m/s以下的范围内调节，所以淬火合金薄带的厚度设定在70μm以上、300μm以下的范围内。当辊表面的圆周速度不到1m/s时，由于不能得到足够的熔体冷却速度，不仅会析出粗大的Fe相，而且同时，硬磁性相和软磁性相的平均结晶粒径过大，所以不能得到目标磁特性，所以不选用。而当辊表面的圆周速度超过13m/s时，淬火合金薄带的厚度会小于70μm，在下面说明的粉碎工序中只能得到宽长比(短轴/长轴)不到0.3的粉末颗粒。
[热处理的说明]
在进行淬火工序后，为了使淬火合金结晶，通过进行热处理生成平均结晶粒径100nm以下的微晶。此热处理优选在400～700℃、更优选在500～700℃的温度下加热30秒以上。当热处理温度超过700℃时，颗粒显著地成长，使磁特性恶化。反之，当热处理温度不到400℃时，由于不析出R2Fe14B相，所以得不到高的矫顽力。
如果在上述条件下进行热处理，就能够形成平均结晶粒径在150nm以下的微晶(铁、铁硼化合物以及具有R2Fe14B型结晶构造的化合物)。优选的热处理时间随着热处理温度不同而异，在例如600℃下进行热处理的情况下，优选加热30s～30min。热处理时间少于30s时，会有结晶化不能结束的情况。
另外，在进行热处理前，要进行粗粉碎，粗粉碎优选为在平均粒径1mm～300μm左右的粉末状态下进行，这样可使热处理均匀进行。
[含钛第1铁基稀土类合金]
作为第1铁基稀土类合金粉末，优选使用具有以组成式II：(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是选自Co和Ni的至少一种元素、Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y、z和m分别是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示组成的铁基稀土类合金(即所谓“第1铁基稀土类合金”)。在M含有Ti以外元素的情况下，Ti相对于全部M的比例(原子比)优选在70％以上、更优选在90％以上。
并且，对于组成比x、z，优选满足z/x≥0.1的关系，更优选为满足z/x≥0.15。
含钛第1铁基稀土类合金优选具有两种以上的强磁性结晶相，且优选具有硬磁性相的平均结晶粒径在5nm以上、200nm以下，软磁性相的平均结晶粒径在1nm以上、100nm以下的范围内的组织。
含钛第1铁基稀土类合金，在上述组成式II中的组成比x、y、z和m优选为分别满足10原子％＜x＜17原子％、7原子％≤y≤9.3原子％、0.5原子％≤z≤6原子％，更优选满足8原子％≤y≤9.0原子％。另外，优选为满足15原子％＜x≤20原子％时，3.0原子％＜z＜12原子％。
因为含钛第1铁基稀土类合金具有如上的组成和组织，所以，硬磁性相与软磁性相通过磁性相互交换作用结合，这样，即使稀土族元素含量较低，也具有和现有淬火磁体粉末同等或在其之上的优异磁特性。具体说来，含钛第1铁基稀土类合金能够实现最大磁能积(BH)max：80kJ/m3以上，矫顽力Hcj：480kA/m以上，剩余磁通密度Br：0.7T以上，特别能够具有最大磁能积(BH)max：90kJ/m3以上，矫顽力Hcj：550kA/m以上，剩余磁通密度Br：0.8T以上(参照实施例4和表10)。
含钛第1铁基稀土类合金，是通过对以上述组成式II表示的含有Ti的Fe-R-B系熔融合金进行冷却，形成由其凝固的淬火合金。此淬火凝固合金含有结晶相，根据需要进行加热，进一步进行结晶化。
通过向具有特定范围组成的铁基稀土类合金中添加Ti，能够抑制易于在熔融合金冷却过程中产生的、作为阻碍显示出优异磁特性(特别是高的矫顽力和去磁曲线的优异矩形性)的原因的、α-Fe相的析出、成长，能使承担硬磁特性的R2Fe14B型化合物相的结晶成长优先且均匀地进行。
在不添加Ti的情况下，在Nd2Fe14B相析出、成长之前，α-Fe相容易析出、成长。因此，在结束对淬火合金进行结晶化热处理的阶段，软磁性的α-Fe相会变得粗大，从而不能得到优异的磁特性(特别是Hcj、矩形性)。
反之，在添加Ti的情况下，动力学上，α-Fe相的析出、成长变慢，由于其析出、成长需要时间，可以认为，在α-Fe相析出、成长完成之前Nd2Fe14B相就开始析出、成长。因此，在α-Fe相发生粗大化之前Nd2Fe14B相就迅速成长为均匀分散的状态。并且，可以认为，在Nd2Fe14B相中几乎不含有Ti，Ti大多存在于铁基硼化物中或者存在于Nd2Fe14B相和铁基硼化物的界面，这样，使铁基硼化物稳定。
即，含钛第1铁基稀土类合金通过Ti的作用，能使铁基硼化物或α-Fe相等软磁性相微细化，同时，能够得到Nd2Fe14B相分散均匀，且Nd2Fe14B相的体积含量高的纳米复合组织。其结果，与未添加Ti的情况相比，矫顽力和磁化性能(剩余磁通密度)增加，去磁曲线的矩形性提高。结果就能够使得到的粘结磁体的磁特性提高。
下面更详细地说明含钛第1铁基稀土类合金。
含钛第1铁基稀土类合金，可以用(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz恰当地表示其组成式。这里，T是选自Co和Ni的至少一种元素、Q是选自B(硼)和C(碳)的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，且必须含有Ti。规定组成比的x、y、z和m优选为分别满足10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5的关系。
含钛第1铁基稀土类合金，不管其稀土族元素的组成比是否达到全部的10原子％，都能发挥因添加了Ti，使磁化性能(剩余磁通密度)保持在与未添加Ti时同等的水平上或者有所增加、提高去磁曲线的矩形性等意外效果。
由于在含钛第1铁基稀土类合金中的软磁性相的尺寸微细，即使在硬磁性的R2Fe14B型化合物相以外还存在着各构成相通过相互交换作用而结合的、铁基硼化物和α-Fe之类的软磁性相，作为合金整体还能够显示出优异的去磁曲线的矩形性。
含钛第1铁基稀土类合金优选含有具有与R2Fe14B型化合物相的饱和磁化同等或者更高的饱和磁化的铁基硼化物和α-Fe。例如，该铁基硼化物是Fe3B(饱和磁化1.5T)或Fe23B6(饱和磁化1.6T)。在此，当R是Nd时，R2Fe14B的饱和磁化约为1.6T，α-Fe的饱和磁化是2.1T。
通常，尽管在B的组成比x超过10原子％，且稀土族元素R的组成比y为5原子％以上、8原子％以下范围内的情况下，会生成R2Fe23B3，但在使用这样组成范围的原料合金的情况下，由于按照本发明添加了Ti，能够生成R2Fe14B相和Fe23B6或Fe3B等软磁性铁基硼化物而不是生成R2Fe23B3相。即，由于添加了Ti，在能够增加R2Fe14B相的比例的同时，还有助于提高生成的铁基硼化物相的磁化性能。
根据本发明人的实验，第一次发现，仅是在添加Ti的情况下与添加V、Cr、Mn、Nb、Mo等其它种类金属的情况不同，不会降低磁化性能，反而是提高了磁化性能。在添加Ti的情况下，与添加其它元素相比，去磁曲线的矩形性特别好。
并且，这样添加Ti的效果在B超过10原子％的情况下更加显著地得以发挥。下面参照图3对此点加以说明。
图3是没有添加Ti的Nd-Fe-B磁体合金的最大磁能积(BH)max与硼含量之间关系的示意图。在此图中，白色条表示Nd含量在10原子％以上、14原子％以下的试样的数据，黑色条表示Nd含量在8原子％以上、10原子％以下的试样的数据。反之，图4是添加了Ti的Nd-Fe-B磁体合金的最大磁能积(BH)max与硼含量之间关系的示意图。在此图中，白色条表示Nd含量在10原子％以上、14原子％以下的试样的数据，黑色条表示Nd含量在8原子％以上、10原子％以下的试样的数据。
由图3可知，在没有添加Ti的试样中，无论Nd的含量如何，随着B超过10原子％越多，最大磁能积(BH)max就越低。其降低的程度，在Nd含量为8～10原子％时更大。过去已经知道这个趋势，但一直认为在以Nd2Fe14B相为主相的磁体合金中，B的含量优选设定在10原子％以下。例如，美国专利4,836,868号中就揭示过：B的含量为5～9.5原子％的实施例，且其优选范围是4原子％以上、不到12原子％，更优选的范围是4原子％以上和10原子％以下。
反之，如图4所示，在添加Ti的试样中，在B超过10原子％的范围内，最大磁能积(BH)max得到提高。在Nd含量为8～10原子％的情况下，这种提高更为显著。
这样，按照本发明，由于添加了Ti，能够得到由现有的技术常识、即在B超过10原子％时磁特性会恶化的常识所不能预期的效果。
下面说明含钛第1铁基稀土类合金的制造方法。
将以上述组成式II(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(x、y、z和m分别是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示的铁基熔融合金在惰性环境中冷却，由此制造R2Fe14B型化合物相的含量占总体60vol％以上的淬火合金。此淬火合金中的R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径可以在例如80nm以下。对于这样的淬火合金，如果根据需要进行热处理，可使淬火合金中残存的非晶质发生结晶。
在熔融纺丝法或带状铸造法等使用冷却辊的实施方式中，将上述熔融合金在压力1.3kPa以上的环境气体中冷却。这样，通过与冷却辊接触不仅可使熔融合金淬火，即使在其与冷却辊脱离以后，还会因受到环境气体的二次冷却效果而被适当冷却。
根据本发明人的实验，淬火时环境气体的压力优选控制在1.3kPa以上、且在常压(101.3kPa)以下，更优选在10kPa以上、90kPa以下的范围，更加优选的范围是20kPa以上、60kPa以下。
根据上述环境气体的压力，辊表面的圆周速度的优选范围是4m/s以上、50m/s以下，当辊表面圆周速度小于4m/s时，淬火合金中所含的R2Fe14B型化合物相的晶粒就会变粗大。结果通过热处理使R2Fe14B型化合物相生长得更大，磁特性可能会恶化。
根据实验，辊表面的圆周速度更优选的范围是5m/s以上、30m/s以下，更加优选的范围是5m/s以上、20m/s以下。
另外，含钛第1铁基稀土类合金的组成，制造出在淬火合金中几乎没有析出粗大的α-Fe的、具有微细的R2Fe14B型化合物相的组织或具有微细的R2Fe14B型化合物相的组织和无定形相混合存在的组织。由此能够得到热处理后的铁基硼化物相等软磁性相呈微细分散的状态或者展薄状态存在于硬磁性相之间(晶界上)的高性能纳米复合磁体。在本说明书中，所谓“无定形相”，指的不仅是只由原子排列完全无序化部分构成的相，而且还包括包含结晶化前体、微晶(尺寸在几个纳米以下)或部分含有原子团的相。具体说来，凡是用X射线衍射或透射电子显微镜观察不能明确地认定结晶构造的相，都在广义上称为“无定形相”。
过去，若将具有类似于含钛第1铁基稀土类合金组成(但不含Ti)的熔融合金冷却，制造含有60vol％以上的R2Fe14B型化合物相的淬火合金时，由于得到α-Fe大量析出的合金组织，就会出现在随后的结晶化热处理时α-Fe粗大化的问题。当α-Fe等软磁性相粗大化时，磁特性会严重恶化。
特别是含钛第1铁基稀土类合金的组成中B的含量比较多的情况下，由于熔融合金具有高的无定形生成能，所以，即使减慢熔融合金的冷却速度，也难以生成结晶相因此，在充分地降低熔融合金的冷却速度地制造使R2Fe14B型化合物相的体积分率超过60vol％的淬火凝固合金时，在现有技术中，在R2Fe14B型化合物相以外还大量析出α-Fe或其前体，经随后的结晶化热处理，α-Fe相继续变得粗大，使磁特性大幅度恶化。
由以上可知，现有的常识是，为了增大纳米复合磁体用原料合金的矫顽力，优选在提高熔融合金的冷却速度、使淬火凝固合金的大部分属于无定形相的状态后，通过对其无定形相进行结晶化热处理形成均匀的微细化组织。这样，为了得到具有微细的结晶相分散开的合金组织的纳米复合物，可认为，应该通过容易控制的热处理工序，由无定形相进行结晶化。
因此，曾经报道过这样的技术：在原料合金中添加无定形相生成能优异的La，将此原料合金的熔体淬火制造出以无定形相为主相的淬火凝固合金，然后，通过结晶化热处理，使Nd2Fe14B相和α-Fe相两者都析出、成长，使各个相都成为几十纳米的微细相(W.C.Chan等人的《难熔金属对α-Fe/R2Fe14B型纳米复合材料磁性能的影响》，IEEE，Trans.Magn.No.5，Intermag.99，Kyongiu，Korea，pp.3265～3267，1999)。另外，这篇论文认为，添加微量的Ti等高熔点金属元素(2原子％)能够提高磁特性，作为稀土族元素的Nd的组成比，优选由9.5原子％增加到11.0原子％，使Nd2Fe14B相和α-Fe相两者都实现微细化。添加上述高熔点金属，抑制了硼化物(R2Fe23B或Fe3B)的生成，可以制造只由Nd2Fe14B相和α-Fe相两相组成的磁体粉末用原料合金。
反之，在含钛第1铁基稀土类合金中，由于添加Ti的作用，在淬火凝固工序中能够抑制α-Fe相的析出。而且，能够得到在结晶化热处理工序中能生成铁基硼化物等软磁性相的、且通过抑制其粗大化可具有优异的磁特性的磁粉。
即，使用稀土族元素量比较少(例如9原子％以下)的原料合金，就能够制造磁化性能(剩余磁通密度)和矫顽力高、去磁曲线的矩形性都很优异的磁体粉末。
如上所述，含钛第1铁基稀土类合金矫顽力的增加，是通过使Nd2Fe14B相在冷却工序中优先析出、成长，由此增加Nd2Fe14B相的体积分率，并抑制软磁性相的粗大化而实现的。并且，可以认为，磁化的增加是因为，通过Ti的作用，由存在于淬火凝固合金中的富含B的无定形相生成了强磁性的铁基硼化物等硼化物相，使得结晶化热处理后的强磁性相的体积分率增加。
根据需要，优选为对如上所述得到的原料合金进行结晶化热处理，形成含有R2Fe14B型化合物相、硼化物相和α-Fe相三种以上结晶相的组织。在这样的组织中，通过调节热处理的温度和时间，可使R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径在5nm以上、200nm以下，硼化物相和α-Fe相的平均结晶粒径在1nm以上、100nm以下。R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径通常是在30nm以上，但根据条件不同会达到50nm以上。硼化物相和α-Fe相等软磁性相的平均结晶粒径多在50nm以下，还有的在30nm以下，更典型的只有几个nm大。
在含钛第1铁基稀土类合金中，最终的R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径大于Fe-B相或α-Fe相等软磁性相的平均结晶粒径。图5为这种原料合金的金属组织的示意图。如在图5中可以看到的，在相对比较大的R2Fe14B型化合物相之间，分散地存在着微细的软磁性相。这样，即使R2Fe14B型化合物相的平均结晶粒径比较大，因抑制了软磁性相结晶的成长，使平均结晶粒径充分地小，因此，通过各个构成相的相互交换作用进行了磁性结合，结果，由于硬磁性相约束了软磁性相的磁化方向，作为合金整体就能够显示出优异的去磁曲线的矩形性。
可以认为在上述制造方法中容易生成硼化物的理由是，若制造R2Fe14B型化合物相占大半的凝固合金，则由于在淬火合金中存在的无定形相必定含有过量的B，在结晶化热处理时，此B容易与其它元素结合而析出、成长。但是，由于此B和其它元素的结合而生成磁化低的化合物，作为合金的整体磁化就降低了。
根据本发明人的实验，只在添加Ti的情况下，和添加V、Cr、Mn、Nb、Mo等其它种类的金属时不同，不会降低磁化性能，反而会提高磁化性能。在添加Ti的情况下，与添加上述其它元素相比，去磁曲线的矩形性特别好。由此可知，可以认为，在抑制形成磁化性能低的硼化物这一点上，Ti起着重要的作用。特别是在制造含钛第1铁基稀土类合金时使用的原料合金的组成范围内，在B和Ti比较少的情况下，通过热处理具有强磁性的铁基硼化物容易析出。可以认为，在此情况下，非磁性无定形相中所含的B混入铁基硼化物中的结果是，使得在结晶化热处理后残存的非磁性无定形相的体积分率减少，而强磁性的结晶相增加，如此就提高了剩余磁通密度Br。
下面参照图6更加详细地说明这一点。
图6为在添加Ti的情况下以及在用Nb等置换添加Ti的情况下，淬火凝固合金结晶化过程中微细组织的变化的示意图。在添加Ti的情况下，即使在比α-Fe析出温度更高的温度范围内，各构成相的颗粒成长也会受到抑制，从而维持了优异的硬磁特性。反之，在添加Nb、V、Cr等金属元素的情况下，在比α-Fe析出温度更高的温度范围内，各种构成相的晶粒成长都显著地进行，各个构成相之间的相互交换作用减弱，结果去磁曲线的矩形性大幅度降低。
首先说明添加Nb、Mo和W的情况。在此情况下，如果在不析出α-Fe的比较低的温度范围内进行热处理，有可能得到去磁曲线矩形性优异的良好硬磁特性的。但是，据推测，由于在这样的温度下进行热处理的合金中，R2Fe14B型微细结晶相分散地存在于无定形相当中，没有形成纳米复合磁体的结构，所以不能期待有高磁化度。而在更高的温度下进行热处理时，会由无定形相中析出α-Fe相。此α-Fe相和添加Ti的情况下不同，在析出以后迅速地成长和粗大化。因此，使各个构成相之间的交换结合减弱，去磁曲线的矩形性大幅度恶化。
另外，在添加Ti的情况下，通过热处理得到含有R2Fe14B型结晶相、铁基硼化物相、α-Fe相以及无定形相的纳米复合材料，各个构成相均匀地微细化。并且，在添加Ti的情况下，α-Fe相的成长受到了抑制。
在添加V或Cr的情况下，这些添加的金属与Fe形成固溶物，和Fe进行反强磁性的结合，从而使磁化度大幅度降低。并且，在添加V或Cr的情况下，伴随着热处理而发生的颗粒成长没有受到充分的抑制，去磁曲线的矩形性就会恶化。
在这样添加Ti的情况下，能适当地抑制α-Fe相的粗大化，形成强磁性的铁基硼化物。而且，在液体淬火时，由于作为可以迟滞Fe的初晶(随后转变为α-Fe的γ-Fe)的析出、容易生成过冷液体的元素，Ti与B和C一起发挥了重要作用，所以，在熔融合金淬火时，即使在比较低的冷却速度，即大约102℃/s～105℃/s的程度时，α-Fe也不会大量析出，从而能够制造出R2Fe14B型结晶相和无定形相混合存在的淬火合金。因此，由于能够采用在各种熔融淬火法中特别适合于批量生产的带状铸造法，对于降低成本，这是极为重要的。
作为由熔融合金淬火得到原料合金的方法，不对由流出口或小孔流出的熔体进行流量控制地使熔体由浇口盘直接浇注到冷却辊上的带状铸造法是一种低成本的制造方法。为了在通过带状铸造法也可以达到的冷却速度的范围内使R-Fe-B系稀土类合金的熔体发生无定形化，通常必须添加10原子％以上的B。在现有技术中大量添加B的情况下，由于在对淬火合金进行结晶化热处理后，除非磁性的无定形相以外，还析出粗大的α-Fe相和作为软磁性相的Nd2Fe23B3相，所以不能得到均匀质地的微细结晶组织。其结果为，降低了强磁性相的体积分率，并由于磁化的降低和Nd2Fe14B相存在比率的下降，导致矫顽力的大幅度下降。但是，当添加Ti的时候，发生了如上所述的α-Fe相粗大化被抑制等现象，格外地提高了磁化性能。
另外，含有很多Nd2Fe14B相的淬火合金比含有很多无定形相的淬火合金，更容易得到最终磁特性高的淬火合金。在淬火合金中，Nd2Fe14B相的体积分率优选为占全体的一半以上、具体为60vol％以上。此60vol％以上的值是由Mssbauer分光法测定的。
其次，含钛第1铁基稀土类合金因添加Ti的效果，能够使用冷却速度比较缓慢的淬火法制造。既可以使用如图2所示的，与第1铁基稀土类合金同样的熔融纺丝装置制造淬火凝固合金，也可以使用不用流出口或小孔的带状铸造法等各种方法。并且，除了单辊法以外，也可以用使用两个冷却辊的双辊法。
冷却速度优选为1×102～1×108℃/s，更优选为1×104～1×106℃/s。通过将辊的表面速度调节到10m/s以上、30m/s以下的范围内，以及为了提高由环境气体产生的二次冷却的效果而将环境气体的压力设置在30kPa以上，就能够制造含有例如平均结晶粒径80nm以下的微细R2Fe14B型化合物相占60vol％以上的淬火合金。
在上述淬火法中，带状铸造法的冷却速度也是比较低的102～105℃/s。通过添加适量的Ti，就能够形成即使使用带状铸造法，不含Fe初晶的组织也能占大半的淬火合金。由于带状铸造法的工程费用只有其它熔融淬火法的一半以下，与熔融纺丝法相比，在制造大量淬火合金时更有效，是一种适合于批量生产的技术。在原料合金中不添加元素M的情况下，或者不是添加Ti而是添加Cr、V、Mn、Mo、Ta和/或W的情况下，使用带状铸造法形成淬火合金时，由于生成含有大量Fe初晶的金属组织，而不能得到所需的金属组织。
并且，在熔融纺丝法或带状铸造法中，能够通过调节辊表面的圆周速度来控制合金的厚度。若通过调节辊表面的圆周速度，形成厚度在70μm以上、300μm以下范围内的合金时，由于此合金由上述微细组织构成，通过粉碎工序容易在各个方向上破碎。结果容易得到等轴形状(宽长比接近于1)的粉末颗粒。即，不是得到沿着一定方向平展的粉末颗粒，而是形成等轴形状的、即接近于球形的粉末颗粒。
反之，当加快辊表面的圆周速度使合金的厚度比60μm更薄时，就如现有淬火磁体一样，合金的金属组织容易沿着和接触面相垂直的方向破碎，由粉碎得到的粉末颗粒，容易形成沿着合金表面平行的方向平展的形状，从而容易生成宽长比不到0.3的粉末颗粒。
[粉碎工序的说明]
上述第1铁基稀土类合金(含有非Ti系和Ti的铁基稀土类合金)，可以用例如图7所示的针盘磨装置等进行粉碎。图7是表示本实施方式中所用的针式磨装置一个例子的剖面图。该针盘磨装置40，配置有两枚对置的、单面上排列有多根针41的圆盘42a和42b，且对置的针41彼此不相碰撞。圆盘42a和/或42b当中的至少一个以高速旋转。在图7的例子中，圆盘42a围绕着轴43旋转。旋转的圆盘42a，其正面图如图8所示。在图8的圆盘42a上，针41按照多个同心圆的方式排列。在固定圆盘42b上，针41也排列成同心圆的形状。
需要用针盘磨粉碎的被粉碎物，由送入口44被送入两个对置圆盘之间的间隙内，旋转的圆盘42a上的针41与静止圆盘42b上的针41发生碰撞，通过这种冲击来进行粉碎，粉碎而产生的粉末沿着箭头A的方向飞出，最终被收集到一处。
在本实施方式的针盘磨装置40中，支持针41的圆盘42a和42b是用不锈钢制造的，而针41是由碳化钨(WC)烧结体等超硬合金材料制成的。作为超硬合金材料，除了WC烧结体以外，还可适当使用TiC、MoC、NbC、TaC、Cr3C2等。这样的超硬合金是由属于IVa、Va和VIa族的金属碳化物粉末与Fe、Co、Ni、Mo、Cu、Pb或Sn或者它们的合金结合而成的烧结体。
例如，如果使用上述针式磨装置在使平均粒径在10μm以上、70μm以下的条件下进行粉碎，就能够得到颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的粉末。如果平均粒径超过70μm，不能得到流动性被充分改善的效果，而如果平均粒径小于10μm，由于粉末的表面积增大，因表面氧化会使硬磁性显著降低，起火的危险性增加。因此，第2铁基稀土类合金粉末的平均粒径，优选在10μm以上、70μm以下的范围内。更优选的平均粒径范围是20μm以上、60μm以下。优选为30μm以下颗粒含量少。
在平均粒径和宽长比之间具有大致的线性相关的关系，具有：厚度被限制的薄合金带粉碎得越细，宽长比就越接近于1的倾向。宽长比越接近于1，改善流动性的效果就越高，宽长比更优选为在0.5以上、1.0以下，进一步优选为在0.6以上、1.0以下。
适用于本发明的针式磨装置并不限于在圆盘上排列有针的针盘磨，例如，也可以是在圆筒上配置有针的装置。当使用针式磨装置时，具有：能够得到粒度分布近似于正态分布的粉末，容易调节平均粒径，而且批量生产性好等优点。
在上述粉碎工序中，也可以使用本申请人在专利申请2001-105508中所提出的锤式磨。
将这样得到的第1铁基稀土类合金粉末(非钛系和/或含钛第1铁基稀土类合金粉末)和第2铁基稀土类合金粉末以体积比1∶49以上、4∶1以下的范围内的比例混合，得到用于制造磁体用混合物的铁基稀土类合金粉末。通过将配合比控制在上述范围内，得到磁特性和流动性得到很好平衡的铁基稀土类合金粉末(下面称为“混合磁体粉末”)。
特别是在考虑到批量生产时第1铁基稀土类合金粉末(非钛系和含钛第1铁基稀土类合金粉末)、第2铁基稀土类合金粉末的磁特性和粒度分布的偏差时，第1铁基稀土类合金粉末和第2铁基稀土类合金粉末的配合比，优选在1∶49以上、1∶4以下。当具有这样的配合比时，即使在铁基稀土类合金粉末的磁特性和粒度分布偏离最佳值的情况下，也能够得到达到实用性上没有问题的标准的磁特性和流动性。
第1铁基稀土类合金粉末(非钛系和/或含钛第1铁基稀土类合金粉末)和第2铁基稀土类合金粉末的混合，可通过将粉末彼此进行干式混合来进行。在此干式混合工序中，也可以添加润滑剂或分散助剂。或者也可在下述混合物制造工序中进行这些粉末的混合。
[混合物和磁体的制造方法说明]
将如上所述地得到的混合铁基稀土类合金粉末，或第一和第2铁基稀土类合金粉末与树脂进行混合以制造磁体用混合物。典型例是用捏合机等进行混炼。在此混炼工序中，也可以添加润滑剂或分散剂。
由于磁体用混合物可根据各种成型方法而用于各种用途中，根据不同的用途，可恰当地决定树脂的种类和铁基稀土类合金粉末的配合比。作为树脂，可以使用例如环氧树脂或酚醛树脂等热固性树脂，或者聚酰胺(尼龙66、尼龙6、尼龙12等)或PPS、液晶高分子等热塑性树脂。但不限于树脂，也可以使用橡胶或弹性体(包括热塑性弹性体)。
作为成型的方法，可以举出挤压成型、压延成型、挤出成型和注射成型等方法。在这些成型方法当中，挤压成型、压延成型和挤出成型，只能成型为形状比较简单的成型体，但由于成型时不要求相当高的流动性，因此磁体粉末的填充率能够达到很高。如果使用本发明的磁体粉末，就能够实现比过去更高的填充率(例如超过80vol％)。并且，还有能够减少成型体中形成的空隙(砂眼)的优点。在这样的成型方法中，专门使用热固性树脂或橡胶。
由于本发明的磁体粉末具有优异的流动性，特别适于在注射成型用混合物中使用。能够得到用现有淬火磁体粉末的混合物难以成型的形状复杂的成型体。由于能够以比过去更高的填充率配合磁体粉末，所以能够提高磁体的磁特性。由于按照本发明的磁体粉末的稀土类合金含量比较低，所以难以被氧化。因此，即使使用软化点比较高的热塑性树脂或热塑性弹性体，在比较高的温度下进行注射成型也不会降低磁特性。
并且，由于本发明的磁体粉末含有不易被氧化的第1铁基稀土类合金粉末，还能够省略掉在最终粘结磁体的表面涂布树脂膜的工序。因此，例如，通过在具有复杂形状槽的部件的槽内进行注射成型并压入本发明的混合物，由此就能制造与形状复杂的磁体形成一体的部件。
[电力机械的说明]
本发明优选适用于例如IPM型(内永久磁体型)电机。符合优选实施方式的IPM型电机，具有内藏以高密度填充的上述磁体粉末的粘结磁体的转子芯和包围此转子芯的定子。在转子芯上形成多个槽，在这些槽内放置本发明的磁体。通过将本发明的稀土类合金粉末混合物熔融，直接填充到转子芯的槽内，再进行铸造而制成上述磁体。
按照本发明，能够使例如上述特开平11-206075中所述的磁体埋设型转子实现高性能化和/或小型化。转子如上述公报的图3所述，具有多个新月形槽(其宽度是例如大约2mm)，在施加磁场的状态下，在这些槽中使混合物注射成型。由于使用现有的淬火磁体粉末的混合物的缺点是：流动性低，受到磁体粉末的填充率的限制；或者由于流动性差，而不能完全注入到槽中，使磁体粉末的分布不均匀等。使用本发明的混合物时，就能够消除了这样的问题，提供小型而且高性能的IPM型电机。且由于能够缩短成型的时间，所以有提高生产率的效果。
另外，本发明的磁体，除了适用于这种电机以外，也适合于其它种类的电机或执行机构等各种电力机械。
(实施例1)
本实施例中用于说明本发明的第1铁基稀土类合金粉末(非钛系)的制造例。
对于No.1～No.5的每一实施例，称量总量100g的、纯度99.5％以上的Fe、Co、B、Nd以及Pr，将它们放入石英坩埚内。各实施例No.1～No.5的组成如表1所示。由于石英坩埚底部具有直径0.8mm的小孔，所以上述原料在石英坩埚中熔融以后，成为熔融合金从小孔向下喷出。在压力2kPa的氩气环境下用高频加热法进行原料的熔融，在本实施例中，熔融温度设定为1,350℃。
在熔融合金的液面上施加32kPa的压力，向与位于小孔下方0.8mm的铜制辊子的外周面相对方向喷出熔体。辊子在内部进行冷却以使其外周面温度维持在室温左右的同时高速旋转。因此，当由小孔滴下的熔融合金接触到辊子的圆周面时就被夺去热量，而沿着圆周速度的方向飞出。由于该熔融合金通过小孔连续地滴下到辊子的圆周面上，由淬火而凝固的合金形成具有延展成薄带状(宽2～5mm，厚度70μm～300μm)的带形。
在本实施例所采用的旋转辊法(单辊法)的情况下，冷却速度由辊子的圆周速度和单位时间内熔体的流出量来确定。另外，流出量与小孔的直径(截面面积)和熔体的压力相关，在此实施例中，小孔的直径是0.8mm，熔体的喷出压力是30kPa，流出速率0.1kg/s。在本实施例中辊子的表面圆周速度Vs设定在2～12m/s的范围。得到的淬火合金薄带的厚度在85μm以上、272μm以下的范围内。
为了形成含有非晶相的淬火凝固合金，冷却速度优选为103℃/s以上，为了达到这个范围的冷却速度，辊子的圆周速度优选设定在2m/s以上。
对于这样得到的淬火合金薄带，用CuKα的特征X射线进行分析，对实施例No.1和No.3的粉末X射线衍射图样如图9所示。由图9可知，实施例No.1和No.3的淬火凝固合金具有含非晶质组织和Fe23B6的金属组织。
表1
    试样             合金组成(原子％)   辊表面圆周速度Vs(m/s)   热处理温度(℃)   合金厚度(μm)
   R Fe B  M
实施例   1    Nd4 其余 18.5  -   8   640   144
  2    Nd4.5 其余 17.0  Co1   2   650   255
  3    Nd5.5 其余 19.0  Co5+Cr5   6   680   170
  4    Nd2.5+Pr2 其余 16.0  Co3+Ga1   9   630   120
  5    Nd3.5+Dy1 其余 18.5  Co3+Si1   7   640   150
比较例   6    Nd3 其余 18.5  -   15   620   61
  7    Nd4.5 其余 17.0  Co1   20   650   30
  8    Nd3.5+Dy1 其余 18.5  Co3+Si1   30   640   22
在表1中，例如表示为“R”一栏的“Nd5.5”表示，添加5.5原子％的作为稀土族元素的Nd，“Nd2.5+Pr2”表示，添加作为稀土族元素的2.5原子％的Nd和2原子％的Pr。
然后，将得到的淬火合金薄带进行粗粉碎，形成平均粒径850μm以下的粉末，然后在表1所示的温度下，在氩气环境中进行10min的热处理。然后用盘式磨将经过粗粉碎的粉末粉碎到150μm以下，制成本发明的铁基稀土类合金粉末(磁体粉末)。表2表示这种磁体粉末的磁特性以及粒径40μm以上粉末颗粒的宽长比。另外，此宽长比是由SEM显微镜观察到的各个颗粒的长轴尺寸和短轴尺寸计算出来的。
表2
   试样             第1铁基稀土类合金粉末磁特性   宽长比
  Br(T)     Hcj(kA/m)     (BH)max(kJ/m3)
  1   10.8     265     82   0.58
  2   1.11     300     95   0.83
  实施例   3     0.79     610     72     0.92
  4     1.20     310     98     0.44
  5     1.15     360     102     0.75
  比较例   6     1.21     250     72     0.21
  7     1.09     305     89     0.14
  8     1.14     358     98     0.08
由表2可知，实施例No.1～No.5中的宽长比都在0.4以上、1.0以下。其磁特性都是优异的，一般具有剩余磁通密度Br高于现有MQ粉末的特征。
(比较例)
表1的比较例No.6～8是通过与上述实施例中所说明的同样工序制造的。与实施例的不同之处在于，是将熔融合金淬火时的辊子表面圆周速度调节到15m/s以上、30m/s以下，由此得到的淬火合金薄带的厚度在20μm以上、65μm以下。
对于比较例，磁粉的磁特性和宽长例如在图2中所示。由表2可知，比较例的宽长比都不到0.3。
图10是将只使用本发明的第1铁基稀土类合金粉末(非钛系)的混合物(含2wt％的环氧树脂)进行挤压成型而制造的粘结磁体的剖面SEM照片。反之，图11是将只使用MQI公司的MQP-B粉末的混合物(含2wt％的环氧树脂)进行挤压成型而制造的粘结磁体(比较例)剖面SEM照片(倍率：100倍)。在本发明的第1铁基稀土类合金粉末中，粒径40μm以上的粉末颗粒中的60wt％以上，宽长比在0.3以上。而比较例的现有淬火合金粉末，在粒径0.5μm以下的粉末颗粒中可能也含有宽长比0.3以上的粉末，但在粒径40μm以上的粉末颗粒中，一半以上的宽长比不到0.3。
(实施例2)
本实施例为用注射成型法成型粘结磁体的说明例。
首先按照如下方式配制第1铁基稀土类合金粉末(非钛系)。
将配合成具有Nd4.5Fe73.0B18.5Co2Cr2合金组成的原料合金用高频熔融，以5kg/min的速度，将得到的熔融合金通过一个滑槽供给到以辊表面圆周速度8m/s旋转的铜制辊子的表面上。得到厚度120μm的淬火合金薄带。此淬火合金的组织是F23B6相和非晶相混合存在的组织。
然后，将得到的淬火合金粗粉碎到1mm以下，其后，在氩气流中，在700℃下进行15min的热处理，得到具有平均结晶粒径20nm左右的微细结晶粒径的Fe3B相和Nd2Fe14B相混合存在于同一组织内的纳米复合磁体。接着将此纳米复合磁体粉碎，得到如表3所示颗粒度的第1铁基稀土类合金粉末。此第1铁基稀土类合金粉末的粒径在53μm以下，平均粒径在38μm以下，宽长比为0.6～1.0。在此使用的第1铁基稀土类合金粉末具有：Br＝0.95T；Hcj＝380kA/m；(BH)max＝82kJ/m3的磁特件。
作为现有淬火合金粉末的第2铁基稀土类合金粉末，使用的是MQI公司的MQP-B和MQP15-7(总称为MQ粉末)。在将得到的MQ粉末用动力磨粉碎以后，通过分级调节MQ粉末的粒度分布到适当的程度。典型的MQ粉末的粒度分布与表3中所示的数据相符，在此使用的MQP-B磁粉具有如下的磁特性，Br＝0.88T；Hcj＝750kA/m；(BH)max＝115kJ/m3，而MQP15-7磁粉具有如下的磁特性：Br＝0.95T；Hcj＝610kA/m；(BH)max＝130kJ/m3。
表3所示为，将第1铁基稀土类合金粉末和MQ粉末按1∶1的比例混合时，得到的磁体粉末的粒度分布。表3所示的MQ粉末的平均粒径是100μm，混合的磁体粉末的平均粒径是60μm。第1铁基稀土类合金粉末和第2铁基稀土类合金粉末的真实密度均约为7.5g/cm3。
表3
    颗粒度  第1铁基稀土类合金粉末     MQ粉末   1∶1混合粉
    ＜38  60.4     6.4   26.2
    38～53  39.6     6.0   20.0
    53～75  0.0     14.8   13.7
    75～106  0.0     26.7   13.0
    106～125  0.0     14.9   7.6
    125～150  0.0     15.4   9.1
    150～180  0.0     10.8   7.0
    180～212  0.0     4.5   3.2
    212～250  0.0     0.4   0.3
    250～300  0.0     0.1   0.1
并且，将由上述第1铁基稀土类合金粉末和各种MQ粉末按照如表4所示的配合比(1∶19～7∶3)混合制成的磁体粉末(真实比重7.5g/cm3)与尼龙66(真实比重1.1g/cm3)混炼，得到比重5g/cm3的注射成型用混合物。实施例为No.11～17，比较例为No.18～22。
作为实施例和比较例的各混合物的流动性指标的熔体流动速率(简称为MFR)采用熔体流动速率进行评价，结果如表5所示。评价的条件是流嘴直径2.095mm，挤出负荷5kgf/cm3-译注)，熔融温度设定为240℃、260℃和280℃。
表4
    试样           配合比(wt％)      颗粒度(μm)
  MQ粉末  第1铁基稀土类合金粉末   MQ粉末  第1铁基稀土类合金粉末
实施例   11   MQP-B   70  30   ＜150  ＜53
  12   MQP-B   70  30   ＜300  ＜53
  13   MQP-B   50  50   ＜300  ＜53
  14   MQP-B   30  70   ＜300  ＜53
  15   MQP15-7 70  30   ＜300  ＜53
  16   MQP15-7 50  50   ＜300  ＜53
  17   MQP15-7 30  70   ＜300  ＜53
比较例   18   MQP-B   100  0   ＜300
  19   MQP-B   100  0   ＜150
  20   MQP15-7 100  0   ＜150
  21   MQP-B   50  50   ＜300  ＜150
  22   MQP15-7 50  50   ＜150  ＜150
表5
   试样            MFR(g/10min)
    240℃     260℃     280℃
实施例   11     137     234     329
  12     118     205     283
  13     132     209     291
  14     129     211     286
  15     148     221     337
  16     124     204     305
  17     119     208     292
比较例   18     46     59     82
  19     75     126     233
  20     93     175     247
  21     不流动     72     145
  22     不流动     83     165
由表5结果可知，使用本发明的磁体粉末制造的混合物，与比较例的混合物相比，在任何熔融温度下都具有优异的流动性。
然后使用实施例No.11和No.13的混合物，在注射温度260℃下注射成剖面2mm×10mm，高度(深度)60mm的扁平长尺状粘结磁体。该形状是模拟上述IPM型电机的转子槽的形状。在使用No.11和No.13的任何一种的情况下，都能够将混合物完全注入模具的模腔，从而得到外观良好的粘结磁体。
将此粘结磁体在模腔深度的方向上切成三等份，得到2mm×10mm×20mm的磁体片。将这3个磁体片按照离注射成型浇口远近分别称为A、B、C。将这些磁体片沿着与短边(2mm)平行的方向施加3.2MA/m的脉冲磁场，在磁化以后使用BH示踪器测定各自的磁特性，得到如表6所示的结果。
表6
     试样               磁特性
    Br(T)     Hcj(kA/m)     (BH)max(kJ/m3)
实施例   11-A     0.56     648     40.3
  11-B     0.56     641     40.7
  11-C     0.56     650     39.5
  13-A     0.57     503     36.8
  13-B     0.57     501     36.5
  13-C     0.57     498     36.3
比较例   18-A     0.54     727     47.4
  18-B     0.53     723     45.1
  18-C     0.44     719     33.8
  21-A     0.55     547     36.3
  21-B     0.53     551     32.2
  21-C     0.48     538     27.8
由表6的结果可知，实施例的粘结磁体与距离浇口的远近无关，都具有稳定的磁特性。反之，比较例的粘结磁体，随着远离浇口最大磁能积显著地降低。由此可知，本发明的磁体混合物具有优异的流动性，结果是，即使在用现有磁体混合物难以成型的情况下，本发明也能得到具有均匀磁特性的粘结磁体。
(实施例3)
在此实施例中，考虑到粘结磁体的批量生产，讨论第一稀土类合金粉末和第二稀土类合金粉末的配合比。
作为第1铁基稀土类合金粉末，使用与实施例2组成相同的纳米复合磁体粉末。但是考虑到在批量生产时磁特性的偏差，使用的是磁特性比较低的纳米复合磁体粉末(Br：0.92T，Hcj：370kA/m，(BH)max：73kJ/m3)。这种磁体粉末的粒径在53μm以下，平均粒径在38μm以下，宽长比是0.88。
而作为第2铁基稀土类合金粉末，使用的是MQP15-7。在实施例2中，通过将MQP15-7分级来调节粒度分布(平均粒径100μm)，但在本实施例中，只是除去粒径300μm以上的粗大颗粒，原封不动地使用得到的MQP15-T(平均粒径大约150μm)粉末。
分别以表7所示的配合比(1∶49～1∶1)混合上述第1铁基稀土类合金粉末和第2铁基稀土类合金粉末，制造混合磁体粉末(No.23～38)。而比较例(No.29)只使用MQP15-7。
表7
       试样         配合比(wt％)
  MQP15-7   第1铁基稀土类合金粉末
  实施例   23   98   2
  24   95   5
  25   90   10
  26   80   20
  27   70   30
  28   50   50
  比较例   29   100   0
下面与实施例2同样，使用No.23～29的磁体粉末(真实比重7.5g/cm3)和尼龙66(真实比重1.1g/cm3)，制造真实比重4.9g/cm3的混合物。
对这些混合物在240℃、260℃和275℃的各熔融温度下的MFR，与实施例2同样地进行评价。其结果如表8所示。正如表8所示，与比较例No.29相比，实施例的No.23～28在任何熔融温度下都显示出更大的MFR值，表明由于混有第1铁基稀土类合金粉末而改善了流动性。但也可知，当第1铁基稀土类合金粉末的配合比超过20wt％时，有MFR值有可能降低。因此，可以说，在不调节MQP15-7的粒度分布的情况下，第1铁基稀土类合金粉末的配合比优选设定在20wt％以下。当然，由于在不同批次之间，MQP15-7的粒度分布也会有偏差，所以，虽然在第1铁基稀土类合金粉末的配合比在20wt％以上时，也会有流动性得到改善的情况，但是从便于生产管理的角度考虑，从批量生产的观点出发，还是认为控制在20wt％以下是优选的。
表8
         试样               配合比(wt％)
  240℃   260℃   275℃
  实施例   23   75.3   140.6   225.2
  24   114.2   193.7   316.4
  25   136.0   218.5   366.8
  26   152.0   255.7   360.9
  27   128.1   208.6   342.9
  28   112.9   162.7   270.4
  比较例   29   68.7   116.1   190.6
然后使用各种混合物，与实施例2同样，注射成型为粘结磁体，其磁特性的评价结果示于表9中。
表9
       试样                磁特性
  Br(T)     Hcj(kA/m)     (BH)max(kJ/m3)
    实施例   23   0.43     592     27.2
  24   0.42     594     24.3
  25   0.41     586     25.4
  26   0.40     586     23.9
  27   0.39     541     22.3
  28   0.36     480     18.0
  比较例   29   0.43     586     28.5
由表9可知，随着第1铁基稀土类合金粉末配合比的增加，磁特性缓慢降低。可以认为，这是由于本实施例中所用的第1铁基稀土类合金粉末的磁特性，特别是Br和矩形比都变差。但是，第1铁基稀土类合金粉末的配合比达到20wt％的No.23～25，所具有的磁特性水平在实用上还是没有问题的。考虑到上述流动性，认为还是优选将第1铁基稀土类合金粉末的配合比控制在20wt％以下。另外，本实施例的No.23～No.27中的任一种粘结磁体都与实施例2一样，无论离注射成型的浇口远近，都具有如表9所示的磁特性。
如上所述，如实施例1～实施例3所示，按照本发明，通过调节第1铁基稀土类合金粉末和第2铁基稀土类合金粉末的磁特性、粒度分布和宽长比，就能够得到在很宽的配合比(第1铁基稀土类合金粉末∶第2铁基稀土类合金粉末的配合比为1∶49～7∶3)范围内，能够得到保持实用的磁特性的同时、改善了流动性的混合物。特别是通过将第1铁基稀土类合金粉末和第2铁基稀土类合金粉末的磁特性和粒度分布最优化，配合比甚至有可能达到4∶1。当然，在磁体粉末的填充率低的混合物中，还能够再增加第1铁基稀土类合金粉末的配合比。考虑到批量生产性，第1铁基稀土类合金粉末的配合比优选控制在20wt％(配合比为1∶4)以下。
(实施例4)
将以Nd：9原子％，B：11原子％，Ti：3原子％，Co：2原子％，其余是Fe的合金组成配合而成的5kg原料放入坩埚内，然后通过在保持50kPa的氩气环境中的高频感应加热，得到熔融合金。
通过倾倒坩埚，将此熔融合金经过槽部直接供给到以辊表面圆周速度15m/s旋转的纯铜制冷却辊(直径250mm)上，使熔融合金淬火。此时通过调节坩埚的倾角将熔体的供给速度调节到3kg/min。
对于得到的淬火合金，用测微计测量100个鳞片的厚度，结果测得淬火合金的平均厚度是70μm，其标准偏差σ是13μm。将得到的淬火合金粉碎到850μm以下后，使用具有长度大约500mm均热带的热轧带钢机，在氩气流下，将粉末以20g/min的供给速度送入以带输送速度100mm/min、温度保持680℃的炉内进行热处理，得到磁粉。
可用粉末X射线衍射法对得到的磁粉具有的纳米复合结构进行确认。在图12表示得到的X射线衍射图样。由图12可知，Nd2Fe14B相和Fe23B6以及α-Fe得到确认。
然后参照图7和图8，如上所述，用针盘磨将得到的磁粉粉碎，得到宽长比0.4以上、1.0以下的粉末。另外，此宽长比是通过SEM观察而求出的。
表10表示实施例4的含钛第1铁基稀土类合金粉末的粒度分布和磁特性。而图13表示该磁粉的磁特性。正如表10和图13所示，实施例4的含钛第1铁基稀土类合金粉末具有优异的磁特性，而且对其粒径的依存性小。因此，使用例如JIS 8801的标准筛能够得到所需的粒度分布，再通过与第2铁基稀土类合金粉末混合，就能够得到具有比
实施例1～实施例3更优异的磁特性的粘结磁体。
表10
                     实施例4
   颗粒度(μm)    (wt％)   (BH)max(KJ/m3)     Hcj(kA/m)   Br(T)
   ＜38    9.36   104.5    854.66   0.830
   38～53    6.83   104.77    844.00   0.829
   53～75    12.34   107.16    853.39   0.831
   75～106    19.76   110.67    859.75   0.837
   106～125    12.23   112.64    866.12   0.845
   125～150    15.24   111.63    864.21   0.843
   150～180    9.42   105.64    896.30   0.820
   180～212    8.89   107.61    849.41   0.831
   212～250    4.27   99.67    851.16   0.814
   ＞250    1.65   88.44    844.64   0.800
产业上利用的可能性
根据本发明，可得到成型时的填充性和流动性得到改善的铁基稀土类合金粉末和磁体混合物。通过使用这样的铁基稀土类合金粉末，提供了磁粉填充率得到改善的粘结磁体和具有这种粘结磁体的电力机械。
特别是，按照本发明，提供了能够用注射成型制成复杂形状的磁体混合物，例如能够使IPM型电机等电力机械小型化和高性能化。

Claims (23)

1.一种铁基稀土类合金粉末，其特征在于，含有：
平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末；和
平均粒径70μm以上、300μm以下，且粉末颗粒的宽长比不到0.3的第2铁基稀土类合金粉末，
所述第1铁基稀土类合金粉末和所述第2铁基稀土类合金粉末的混合比，以体积为基准，为1∶49以上、4∶1以下的范围。
2.如权利要求1所述的铁基稀土类合金粉末，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz的组成式表示的组成，其中
T是选自Co和Ni的一种以上的元素，Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y、z和m分别是：10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5。
3.如权利要求2所述的铁基稀土类合金粉末，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末，含有Fe相、Fe和B的化合物相以及具有R2Fe14B型结晶结构的化合物相作为其构成相，各构成相的平均结晶粒径为150nm以下。
4.如权利要求1所述的铁基稀土类合金粉末，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz的组成式表示的组成，其中
T是选自Co和Ni的一种以上的元素，Q是选自B和C的元素的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，且必须含有Ti元素，组成比x、y、z和m分别是：10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5。
5.如权利要求4所述的铁基稀土类合金粉末，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末含有两种以上的强磁性结晶相，具有硬磁性相的平均结晶粒径在5nm以上、200nm以下，软磁性相的平均结晶粒径在1nm以上、100nm以下的范围内的组织。
6.如权利要求1～5任一项所述的铁基稀土类合金粉末，其特征在于，所述第2铁基稀土类合金粉末具有由组成式Fe100-X-YQXRY表示的组成，其中
Fe是铁，Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，组成比X和Y分别是：1原子％≤X≤6原子％，10原子％≤Y≤25原子％。
7.一种磁体用混合物，其特征在于，含有如权利要求1～6任一项所述的铁基稀土类合金粉末和树脂。
8.如权利要求7所述的磁体用混合物，其特征在于，所述树脂为热塑性树脂。
9.由权利要求7或8所述磁体用混合物形成的永久磁体。
10.如权利要求9所述的永久磁体，其特征在于，所述永久磁体密度为4.5g/cm3以上。
11.一种电机，包括具有如权利要求9或10所述的永久磁体的转子和设置在所述转子周围的定子。
12.一种铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，包括
(a)准备平均粒径10μm以上、70μm以下，且粉末颗粒的宽长比在0.4以上、1.0以下的第1铁基稀土类合金粉末的工序；
(b)准备平均粒径70μm以上、300μm以下，且粉末颗粒的宽长比不足0.3的第2铁基稀土类合金粉末的工序；
(c)按照体积基准，以1∶49以上、4∶1以下的比例，将所述第1铁基稀土类合金粉末和所述第2铁基稀土类合金粉末混合的工序，
所述工序(a)包括
通过淬火法将所述熔融第1铁基稀土类合金冷却、由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金的冷却工序；和
将所述淬火凝固合金粉碎的工序，
在所述粉碎工序之前，还包括通过热处理使所述淬火凝固合金结晶的工序，
在所述冷却工序中，使辊表面圆周速度1m/s以上、13m/s以下范围内转动的辊与所述熔融合金接触，由此形成所述淬火凝固合金。
13.如权利要求12所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末具有由组成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz表示的组成，其中
T是选自Co和Ni的至少一种元素，Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y和z分别是：10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5。
14.如权利要求12所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述第1铁基稀土类合金粉末具有由组成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz表示的组成，其中
T是选自Co和Ni的至少一种元素，Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一种稀土族元素，M是选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一种元素，组成比x、y、z和m分别是：10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5。
15.如权利要求12所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述粉碎使用针式磨装置或锤式磨装置进行。
16.如权利要求12所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述淬火凝固合金含有选自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B和R2Fe23B3中至少一种的亚稳定相和/或非晶相。
17.如权利要求12所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述冷却工序在减压环境下进行。
18.如权利要求17所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述减压环境的绝对压力在1.3kPa以上、90kPa以下。
19.如权利要求12～18任一项所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法，其特征在于，所述第2铁基稀土类合金粉末具有由组成式Fe100-X-YQXRY表示的组成，其中
Fe是铁，Q是选自B和C的至少一种元素，且必须含有B元素，R是选自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一种稀土族元素，组成比X和Y分别是：1原子％≤X≤6原子％，10原子％≤Y≤25原子％。
20.一种磁体用混合物的制造方法，其特征在于，包括
准备按照如权利要求12～19任一项所述的铁基稀土类合金粉末的制造方法制造的所述铁基稀土类合金粉末的工序，和
将所述铁基稀土类合金粉末和树脂混合的工序。
21.如权利要求20所述的磁体用混合物的制造方法，其特征在于，所述树脂为热塑性树脂。
22.一种永久磁体的制造方法，其特征在于，包括将按照权利要求21所述的制造方法制得的混合物进行注射成型的工序。
23.一种电机的制造方法，其特征在于，包括
准备铁芯上具有磁体用槽的转子的工序；
在所述磁体用槽上，将权利要求21所述磁体用混合物注射成型的工序；和
在所述转子的周围设置定子的工序。
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