CN1251253C - 磁铁粉末、磁铁粉末的制造方法及粘结磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供磁性能优良、可靠性高的的磁铁，特别是热稳定性优良的磁铁。为此，本发明的磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子%，y：4.6～8.0原子%，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组分而构成的磁铁粉末，而且由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m。

Description

磁铁粉末、磁铁粉末的制造方法及粘结磁铁
技术领域
本发明是关于磁铁粉末、磁铁粉末的制造方法及粘结磁铁。
背景技术
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(在实际的导磁中的)磁铁的磁通密度高。决定粘结磁铁中的磁通密度的因素有磁铁粉末的磁化值、粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)。因此，在磁铁粉末本身的磁化不那么高的情况下，如果不使粘结磁铁中的磁铁粉末的含量极多，就得不到足够的磁通密度。
可是，现在作为高性能稀土粘结磁铁使用的稀土磁铁，使用MQI公司制的MQP-B粉末作为稀土磁铁粉末的各向同性粘结磁铁占大多数。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，因而制造过程简单，其结果，制造成本低廉。但是在以这种MQP-B粉末代表的以往的各向同性粘结磁铁中，存在像以下的问题。
1)以往的各向同性粘结磁铁，磁通密度是不足够的。即所使用的磁铁粉末的磁化低，因此不得不提高粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)，但如果提高磁铁粉末的含量，粘结磁铁的成形性就变差，因此磁铁粉末的含量受到限制。另外，即使通过在成形条件上想方设法使磁铁粉末的含量多，所得到的磁通密度也同样受到限制，因此不能谋求电动机的小型化。
2)虽也已报道过在纳米复合磁铁中残留磁通密度高的磁铁，但在此场合矫顽力过小，实用上作为电动机得到的磁通密度(在实际使用时的导磁中的磁通密度)是非常低的。另外，矫顽力小，因而热稳定性也不良。
3)粘结磁铁的耐蚀性、耐热性降低。即，为了弥补磁铁粉末的磁性能低，不得不使粘结磁铁中的磁铁粉末的含量多(也就是使粘结磁铁的密度极端的高密度化)，其结果，粘结磁铁的耐蚀性、耐热性低劣，可靠性降低。
发明内容
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和粘结磁铁。
为了达到上述目的，本发明是关于磁铁粉末，该磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组成构成的磁铁粉末，其特征在于，以具有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m。
由此，可提供能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末。
另外，本发明是关于磁铁粉末，该磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、Sn、In、Ag、Al中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下(但0除外)，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组成构成的磁铁粉末，其特征在于，以具有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～760kA/m。
由此，可提供能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末。
磁铁粉末最好是对急冷薄带进行粉碎而得到的。由此，能够进一步高磁性能，特别是矫顽力等。
另外，上述急冷薄带的厚度最好是10～40μm。由此，能够得到具有特别优良的磁性能的磁铁。
此外，上述急冷薄带最好是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，进行冷却凝固而得到的。由此，能够比较容易地使金属组织(晶粒)细化，能够使磁性能进一步提高。
上述冷却辊最好具有以金属或者合金构成的基底部分和构成圆周面的表面层，该表面层的导热率比上述基底部分的导热率小。由此，能够以适当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。
上述表面层最好用陶瓷构成。由此，能够以适当的冷却速度使磁铁材料的合金熔液急冷，其结果，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，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(特别是纳米复合组织)的硬磁性相的饱和磁化，矫顽力变得更优良。
上述R最好包括Pr，其比例相对上述R的总量是5～75％。由此，使残留磁通密度几乎不降低，能够提高矫顽力和矩形性。
另外，上述复合组织最好是纳米复合组织。由此，在提高磁化性的同时，也提高耐热性(热稳定性)，磁性能随时间的变化小。
上述磁铁粉末，在其制造过程/或制造后，最好进行至少一次热处理。由此，可使组织均匀化，或者可去除因粉碎造成的应变的影响，而进一步提高磁性能。
另外，平均晶粒直径最好是5～50nm。由此，可提供磁性能，特别是矫顽力和矩形性优良的磁铁。
平均粒径最好是0.5～150μm。由此，能够使磁性能特别优良。另外，在用于粘结磁铁的制造中时，可以得到磁铁粉末的含量(含有率)高，且磁性能优良的粘结磁铁。
另外，本发明是关于磁铁粉末的制造方法，该制造方法是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的周面上，通过冷却凝固而得到急冷薄带，将该急冷薄带粉碎而得到磁铁粉末的磁铁粉末制造方法，其特征在于，上述磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组成构分的磁铁粉末，而且由具有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m。
由此，可提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末。
另外，本发明是关于磁铁粉末的制造方法，该制造方法是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的周面上，进行冷却凝固而得到急冷薄带，将该急冷薄带粉碎而得到磁铁粉末的磁铁粉末制造方法，其特征在于，上述磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、Sn、In、Ag、Al中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下(但0除外)，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组分构成的磁铁粉末，而且以具有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～760kA/m。
由此，可提供能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁的磁铁粉末。
此外，本发明是关于粘结磁铁，其特征在于，该粘结磁铁是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组分构成的，而且是由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织、用粘结树脂将在室温下的固有矫顽力HcJ为400～750kA/m的磁铁粉末粘合而成的。
由此，能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁。
另外，本发明是关于粘结磁铁，其特征在于，该粘结磁铁是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、Sn、In、Ag、Al中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下(但0除外)，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组分构成的，而且是用含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，用粘合树脂将室温下的固有矫顽力HcJ为400～760kA/m的磁铁粉末结合而成的。
由此，能够提供磁性能优良、可靠性良好的磁铁。
这样的粘结磁铁，最好是室温下的固有矫顽力HcJ400～750kA/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。
另外，粘结磁铁的最大磁能积(BH)max最好是50kJ/m3或以上。由此，能够得到小型且高性能的电动机。
此外，在以ρ[Mg/m3]作为粘结磁铁的密度时，室温下的最大磁能积(BH)max[kJ/m3]最好满足(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≥2.10的关系。由此，能够得到特别优良的磁性能。
另外，在以ρ[Mg/m3]作为粘结磁铁的密度时，室温下的残留磁通密度Br[T]最好满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。由此，能够得到特别优良的磁性能。
另外，不可逆去磁率(初期去磁率)的绝对值最好是不到6.2％。由此，成为耐热性(热稳定性)特别优良的磁铁。
上述的或者除上述以外的本发明的其他目的、构成和效果，从基于附图的以下实施例的说明，可以更清楚。
附图说明
图1是示意地表示在本发明的磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一个例子的图。
图2是示意地表示在本发明的磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一个例子的图。
图3是示意地表示在本发明的磁铁粉末中的复合组织(纳米复合组织)的一个例子的图。
图4是表示制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的斜视图。
图5是表示在图4所示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。
具体实施方式
以下，详细地说明本发明的磁铁粉末、磁铁粉末的制造方法及粘结磁铁的
实施方式。
为了谋求电动机等的小型化，得到磁通密度高的磁铁已成为课题。决定粘结磁铁中的磁通密度的因素有磁铁粉末的磁化值和粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)，但在磁铁粉末本身的磁化不那么高的情况下，如果不使粘结磁铁中的磁铁粉末的含量极多，就得不到足够的磁通密度。
现在普及的上述MQI公司制的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，提高粘结磁铁中的磁铁粉末的含量，也就是不得不使使其高密度化，在耐蚀性、耐热性或机械强度等方面缺乏可靠性的同时，因为矫顽力高，所以存在磁化性恶化的缺点。
与此相反，本发明的磁铁粉末和粘结磁铁可以得到足够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)不必要那么高，其结果，可以提供高强度，成形性、耐蚀性、磁化性等优良的可靠性高的粘结磁铁，并且，由于粘结磁铁的小型化、高性能化，因此对电动机等搭载磁铁机器的小型化也可以做出大的贡献。
进而，本发明的磁铁粉末能够构成具有硬磁性相和软磁性相的复合组织。
上述MQI公司制的MQP-B粉末是硬磁性相的单相组织，但在这样的复合组织中存在磁化高的软磁性相，因此具有总磁化高的优点，并且反冲导磁率变高，因此即使一旦施加反磁场，也有此后的去磁率小的优点。
磁铁粉末的合金组成
本发明的磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy或者(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz(但，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、Sn、In、Ag、Al中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下(但0除外)，a：0.02～0.2，b：0～0.30)表示的合金组分构成的。
在该合金组分中，包含Dy和Dy以外的稀土元素R。
作为R(除Dy以外的稀土元素)，可举出Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、稀土金属混合物，可以包括这些元素中的1种或者2种或以上。
稀土元素(R和Dy)的含量(x：含有率)是7.1～9.9原子％。在稀土元素的含量不到7.1原子％时，得不到足够的矫顽力，通过添加后述的Dy、M而产生的矫顽力提高的效果小。另一方面，如果稀土元素的含量超过9.9原子％，磁化的潜力下降，因此不能得到足够的磁通密度。
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(特别纳米复合组织)的硬磁性相的饱和磁化，并且对为了实现作为磁铁的良好矫顽力是有效的。
另外，R包括Pr，其比例相对R全体以5～75原子％为佳，最好是20～60原子％。因为如果是该范围，残留磁通密度就几乎不发生降低，可以提高矫顽力和矩形性。
Dy对提高矫顽力是有利的元素，相对稀土元素全体(R和Dy)，Dy的比例(a)是0.02～0.2，尤其更好是0.04～0.18，最好是0.07～0.13。由于在这样的范围含有Dy，可以出现矫顽力显著提高的效果。另外，在这样的范围，随着矫顽力的提高，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，在全体稀土元素的含量不到7.1原子％时，由添加Dy所产生的这种效果非常小。而且，如果Dy的含量超过上限值，会发生磁化降低。
Co是具有与Fe相同特性的过渡金属。通过添加Co(置换Fe的一部分)，使居里温度变高，温度特性提高，但Co对Fe的置换比率(b)如果超过0.30的话，矫顽力、磁通密度同时出现降低的倾向。Co对Fe的置换比率在0.05～0.20的范围，不仅提高温度特性，而且也提高磁通密度本身，因此更好。
B(硼)对得到高磁性能是有效的元素，其含量是4.6～8.0原子％。如果B不到4.6原子％，B-H(J-H)回路中的矩形性变差。另一方面，如果B超过8.0原子％，非磁性相变多，磁通密度就急剧减少。
M对提高矫顽力是有利的元素。在含有M时，其含量较好是3.0原子％或以下，最好是0.02～1.5原子％。
另外，通过同时含有M和Dy，可以得到协同效果。即，更显著地提高矫顽力，与此同时，矩形性和最大磁能积也进一步提高。而且，耐热性和耐蚀性也变得更优良。
Dy和M本身不是新的物质，但本发明反复进行实验、研究的结果发现，在由具有软磁性相和硬磁性相的复合组织构成的磁铁粉末中，通过在上述范围内含有Dy、M，可以得到①既确保优良的矩形性、最大磁能积，又提高矫顽力；②改善不可逆去磁率(绝对值的降低)；③能够保持良好的耐蚀性的3种效果，特别同时得到这些效果，此点而言本发明有重要意义。
以进一步提高磁性能等为目的，在构成磁铁粉末的合金中，根据需要，也可以含有选自Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Zn、P、Ge、Cr、W(以下以“Q”表示该组)中的至少一种元素。在含有属于Q的元素时，其含量较好是2.0原子％或以下，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，V、Ta、Zr、Cr、Nb有提高耐蚀性的效果。
复合组织
磁铁材料形成具有软磁性相和硬磁性相的复合组织。
该复合组织(纳米复合组织)，软磁性相10和硬磁性相11，例如以图1、图2或图3所示的图形(式样)存在，各相的厚度或粒径以纳米级存在。而且软磁性相10和硬磁性相11邻接(也包括通过晶界相邻接的情况)，发生磁性的相互交换作用。
平均晶粒直径以5～50nm为佳，最好是10～40nm。如果平均晶粒直径不到下限值，晶粒间的相互交换作用的影响变得过强，就容易形成磁化颠倒，有时矫顽力会恶化。
另一方面，如果平均晶粒直径超过上限值，由于晶粒直径会粗化，晶粒间的交互作用的影响变弱，因此磁通密度、矫顽力、矩形性、最大磁能积往往会恶化。
图1～图3所示的图形仅是一例，并不限于这些，例如在图2所示的图形中，软磁性相10和硬磁性相11也可以是相反的。
软磁性相的磁化，容易通过外部磁场的作用改变其方向，因此如果混在硬磁性相中，体系全体的磁化曲线在B-H图的第2象限，就成为有阶梯的“蛇型曲线”。但是，在软磁性相的尺寸是充分小的场合，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，体系整体表现为硬磁性体。
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，磁化发生可逆的弹性回复(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的场合小。
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。
在上述的合金组成中，硬磁性相和软磁性相，例如形成像以下那样的相。
硬磁性相：R2TM14B系(但TM是以Fe或者Fe和Co为主的过渡金属)
软磁性相：TM(尤其α-Fe、α-(Fe，Co))
磁铁粉末的制造
本发明的磁铁粉末最好是将熔液合金急冷而制造的，尤其最好是将合金熔液急冷、凝固而得到的急冷薄带(带材)进行粉碎而制造的。以下，说明该方法的一例。
图4是表示使用单辊的急冷法来制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成例的斜视图，图5是在图4所示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。
如图4所示，急冷薄带制造装置1具备：能够容纳磁铁材料的筒体2和相对筒体2沿图中的箭头9A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)的熔液的喷嘴(孔口)3。
在筒体2的喷嘴3附近的周围，配置加热用的线圈4，对线圈4例如通过外加高频，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。
冷却辊5以基底部分51和形成冷却辊5的圆周面53的表面层52构成。
表面层52可以以和基底部分51相同的材质整体地构成，但最好由比基底部分51的构成材料的导热率小的材料构成。
基底部分51的构成材料没有特别的限制，但为了使表面层52的热更迅速地散发，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。
另外，作为表面层52的构成材料，例如可举出Cr、Ni、Pd、W等，或者包含这些金属的合金等的金属薄层或金属氧化物层，陶瓷等。即使在这些之中，尤其在能够使急冷薄带8的辊面(和冷却辊5接触侧的面)81和自由面(辊面81的相反侧的面)82的冷却速度差更小这点上，最佳的是陶瓷。
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、Si3N4、TiN、BN等氮化物系陶瓷，石墨、SiC、ZrC、Al4C3、CaC2、WC等碳化物系陶瓷，或者将它们之中的2种或以上任意组合的复合陶瓷。
另外，表面层52不仅可以是像图示的单层，也可以是例如组成不同的数个层的层叠体。在此场合，相邻接的层最好相互间的附着性高，作为其例子，可举出相邻接的层彼.比含有相同的元素。
另外，表面层52即使在以单层构成的场合，其组成沿厚度方向也不限于是均匀的，例如也可以是含有成分沿厚度方向逐渐变化的(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，冷却速度也大，容易形成非晶态。另一方面，在自由面82，急冷薄带8的导热率较小，因此急冷薄带8的厚度越大，冷却速度越小，其结果，容易发生晶粒直径的粗大化。即，在自由面82容易形成粗晶粒，在辊面81容易形成叫做非晶态的急冷薄带，往往得不到满意的磁性能。另外，为了使自由面82的晶粒直径变小，例如使冷却辊5的圆周速度变大，即使使急冷薄带8的厚度小，在辊面81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，作为结果往往会降低磁性能。
将这样的急冷薄带制造装置1，设置在室(未图示)内，最好在该室内填充惰性气体或其他的保护气体的状态运作。尤其，为了防止急冷薄带8的氧化，保护气体例如最好是氩气、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)装入筒体2内，利用线圈4进行加热而熔化，从喷嘴3喷射出合金熔液6时，如图5所示，合金熔液6就碰撞在冷却辊5的圆周面53上，形成熔潭(パドル)(溶液滞留)7后，一边沿旋转的冷却辊5的圆周面53拖开，一边进行快速冷却而凝固，连续地或断续地形成急冷薄带8。这样形成的急冷薄带8，不久其辊面81离开圆周面53，沿图4中的箭头9B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，由于合金熔液的组成、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)等不同，其合适的范围也不同，但为了提高磁性能，通常以5～60m/s为佳，最好是10～40m/s。如果冷却辊5的圆周速度不到下限值，合金熔液6(熔潭7)的冷却速度就降低，出现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，此后即使进行后述的热处理，磁性能也不能充分地提高。
像以上那样得到的急冷薄带8，其宽度W和厚度最好尽可能的均匀。在此情况下，急冷薄带8的平均厚度t以10～40μm为佳，最好是12～30μm。如果平均厚度t不到下限值，则非晶态组织占有的比例变大，此后，即使进行后述的热处理，磁性能也往往不能充分地提高。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，就出现自由面82侧的晶粒直径粗大化的倾向，因此磁性能往往降低。
再者，对于所得到的急冷薄带8，例如为了促进非晶态组织的重结晶化、组织的均匀化，也可以进行至少一次热处理。作为该热处理的条件，例如可以在400～900℃进行0.2～300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气氛中进行。
采用像以上那样的制造方法得到的急冷薄带(薄带状磁铁材料)8成为细小结晶组织，或者在非晶态组织中包含细小结晶组织的组织，可以得到优良的磁性能。然后，将该急冷薄带8粉碎，就可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、超细粉碎机、针磨机等各种粉碎装置、破碎装置进行。此时，为了防止氧化，可以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气氛中进行粉碎。
磁铁粉末的平均粒径没有特别的限制，但在为了制造后述的粘结磁的场合，考虑防止磁铁粉末的氧化和防止由粉碎引起的磁性能的恶化，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，为了在粘结磁铁成形时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(有波动)。由此，能够减低所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达到相同时，能够使粘结磁铁的密度或机械强度更高，能够进一步提高磁性能。
对所得到的磁铁粉末，例如也可以进行以去除由粉碎导入的应变的影响、控制晶粒直径为目的的热处理。作为该热处理的条件，例如可以在350～850℃进行0.2～300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)，或者在像氮气、氩气、氦气等惰性气体的非氧化性气氛中进行这种热处理。
这样制作得到的磁铁粉末的矫顽力(室温下的固有的矫顽力)HcJ是400～750kA/m(含有M时，是400～760kA/m)。在矫顽力不到上述下限值时，在该磁铁粉末用于制造后述的粘结磁铁的场合，根据其用途，施加反磁场时的去磁变得显著，并且在高温时的耐热性恶化。另一方面，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HcJ达到上述范围，作为粘结磁铁，在进行像多极磁化的场合，即使得不到充分的磁化磁场，也能够形成良好的磁化，可以得到足够的磁通密度。
在使用以上的磁铁粉末制造粘结磁铁时，这样的磁铁粉末和粘结树脂的粘结性(粘结树脂的润湿性)良好，因此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粘结磁铁的制造。
在以上中，作为急冷法，举例地说明了单辊法，但也可以采用双辊法。除此以外，例如也可以采用像气体喷雾的喷雾法、旋转盘法、熔体提取(meltextraction)法、机械合金化法(MA)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铁性能，特别是矫顽力等是有效的。
粘结磁铁及其制造
以下，说明本发明的粘结磁铁。
本发明的粘结磁铁最好是用粘结树脂粘结上述磁铁粉末而形成者。
作为粘结树脂(粘结剂)可以是热塑性树脂、热固性树脂中的任一种。
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，或者以这些化合物为主的共聚物、共混体、聚合物合金等。可以混合这些中的1种或2种或以上而使用。
其中，从成形性特别优良、机械强度高方面考虑，聚酰胺是最佳的，从提高耐热性方面考虑，最好是液晶聚合物、以聚苯硫醚为主的化合物。并且这些热塑性树脂和磁铁粉末的混炼性也都优良。
这样的热塑性树脂，由于其种类、共聚化等不同，具有能够在广泛范围选择的优点，以便例如重视成形性或重视耐热性、机械强度。
而作为热固性树脂，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种或以上使用。
即使在这些之中，从成形性特别优良、机械强度高、耐热性优良方面考虑，以环氧树脂、酚醛树脂、聚酰亚胺树脂、硅树脂为佳，以环氧树脂为最佳。并且这些热固性树脂和磁铁粉末的混炼性、混炼的均匀性也都良好。
所使用的热固性树脂(未固化)在室温可以是液状，也可以是固体(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、粘结树脂，和根据需要的添加剂(抗氧化剂、润滑剂等)混合后，进行混炼(例如，热混炼)来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。在粘结树脂是热固性树脂时，成形后利用加热等使其固化。
在此，在上述的三种成形方法中，挤出成形和注射成形(尤其注射成形)具有形状选择的自由度大、生产率高的优点，但这些成形方法中，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，因而与压缩成形相比，不可使磁铁粉末的含量多，即不能使粘结磁铁高密度化。但是，在本发明中，如后面所述，可以得到高的磁通密度，因此，即使不使粘结磁铁高密度化，也能得到优良的磁性能，因而在采用挤出成形、注射成形制造的粘结磁铁中也能够享有这种优点。
粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)没有特别的限制，但通常要考虑使成形方法或成形性和高磁性能能二者并立而决定。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，在采用压缩成形制成的粘结磁铁的场合，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。
在采用挤出成形或注射成形制成的粘结磁铁的场合，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。
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，但以4.5～6.6Mg/m3左右为佳，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，因而在成形成粘结磁铁时，在磁铁粉末的含量多时，上述性能优良是必然的事，也能使在含量较少的场合，也得到优良的磁性能(尤其，高的最大磁能积(BH)max)。
本发明的粘结磁铁的形状、大小等没有特别的限制，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，对小型化、超小型化的磁铁是有利的，如在本说明书中反复所述。
鉴于上述原因，本发明的粘结磁铁优选用于多极磁化，或者是被多极磁化。
这样的粘结磁铁最好满足以下所述的条件。
(1)粘结磁铁的矫顽力(室温下的固有矫顽力)HcJ以400～750kA/m为佳，最好是430～720kA/m。在矫顽力不到上述下限值时，根据电动机的用途，在施加反磁场时的去磁变得显著，并且在高温时的耐热性恶化。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HcJ达到上述范围，在粘结磁铁(尤其，圆筒状粘结磁铁)上进行多极磁化等场合，即使得不到充分的磁化磁场时，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，特别是电动机用粘结磁铁。
(2)粘结磁铁的最大磁能积(BH)max较好是50kJ/m3或以上，更好是60kJ/m3或以上，最好是70～120kJ/m3。如果最大磁能积(BH)max过小，在用于电动机时，根据其种类、构造，不能得到足够的转矩。
(3)粘结磁铁，在最大磁能积(BH)max[kJ/m3]和密度ρ[Mg/m3]之间最好满足下式(I)。
2.10≤(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]......(I)
另外，代替式(I)，较好是满足式(II)，最好是满足式(III)。
2.2≤(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2≤3.2......(II)
2.3≤(BH)maxρ2[×10-9J·m3/g2]≤3.1......(III)
如果(BH)max/ρ2[×10-9J·m/g2]的值不到上式中的下限值，以及不提高磁铁的密度，即不提高磁铁粉末的含量(含有率)的话，就得不到足够的磁性能。在这样的情况下，导致成形方法受到限制、高成本化、由粘结树脂的减少而产生的成形性降低的问题。另外，为了得到一定的磁性能，需要增加体积，因而机器的小型化变得困难。
(4)粘结磁铁，在室温下的残留磁通密度Br[T]和密度ρ[Mg/m3]之间以满足下式(IV)为好。
      0.125≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]......(IV)
另外，代替式(IV)，较好是满足式(V)，最好是满足式(VI)。
      0.128≤Br/ρ[×10-6T·m3/g≤0.16......(V)
      0.13≤Br/ρ[×10-6T·m3/g]≤0.155......(VI)
如果Br/ρ[×10-6T·m3/g]的值不到上式中的下限值，以及不提高磁铁的密度，即不提高磁铁粉末的含量(含有率)时，就得不到足够的磁通密度。在这样的情况下，导致成形方法受到限制、高成本化、由粘结树脂的减少而产生的成形性降低的问题。另外，为了得到一定的磁性能，需要增加体积，因而机器的小型化变得困难。
(5)粘结磁铁的不可逆去磁率(初期去磁率)的绝对值较好是6.2％或以下，更好是5％或以下，最好是4％或以下。由此，可以得到热稳定性(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以(Nd1-aDya)8.7Fe余量Co7.5B5.6表示的磁铁粉末(Nd和Dy的含量比发生各种变化的6种磁铁粉末)。
首先，称量Nd、Dy、Fe、Co、B各原料，铸造成母合金锭。
准备了图4和图5所示结构的急冷薄带制造装置1。将上述母合金锭放入在底部设置的喷嘴(圆孔口：孔口直径0.6mm)3的石英管内。对容纳急冷薄带制造装置1的腔室进行脱气后，导入惰性气体(氩气)，形成希望的温度和压力的氛围。
作为冷却辊5使用在铜制的基底部分51的外周设置由ZrC构成的厚度约5μm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母合金锭试料熔化，再调整合金熔液的喷射压(石英管的内压和氛围压的压差)、冷却辊的圆周速度，制成急冷薄带。此时得到的急冷薄带的厚度都是20μm。
将得到的急冷薄带粗粉碎后，在氩气氛围中进行680℃×300s的热处理，得到磁铁粉末。
接着，为了调整粒度，再使用粉碎机(磨碎机)，在氩气中对上述磁铁粉末进行粉碎，形成平均粒径60μm的磁铁粉末(试样No.1～No.6)。
同样地制作，得到合金组成以(Nd0.7Pr0.2Dy0.1)8.7Fe余量Co7.5B5.6表示的磁铁粉末(试样No.7)。
关于所得到的各磁铁粉末，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。从衍射图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)的观察结果证实它们都形成复合组织(纳米复合组织)。另外，对各磁铁粉末测定平均晶粒直径。再使用振动试料型磁力计(VSM)测定各磁铁粉末的矫顽力HcJ。测定时的温度是23℃(室温)。关于各磁铁粉末，Dy对稀土元素全体的比例a、平均晶粒直径、矫顽力HcJ的值示于表1。
         表1                     (实施例1)
  试样No.   a   平均晶粒直径(nm)   HcJ(kA/m)
  1(比较例)   0   53   393
  2(本发明)   0.02   41   452
  3(本发明)   0.05   28   524
  4(本发明)   0.10   32   563
  5(本发明)   0.15   35   540
  6(比较例)   0.22   55   472
  7(本发明)   0.10   33   573
正如表1所清楚地表明，试样No.2～No.5、No.7(全都是本发明)的磁铁粉末全都具有优良的矫顽力HcJ，与此相反，试样No.1、No.6(都是比较例)的磁铁粉末，其矫顽力HcJ低劣。
像这样，在Dy对稀土元素全体的比例a是0.02～0.2时，就可得到优良的矫顽力HcJ。
在各磁铁粉末中，混合、混炼环氧树脂，制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时，磁铁粉末和环氧树脂的配合比率(重量比)，对于各粘结磁铁是大致相等的值。即，各粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)是约98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，在压力7t/cm2进行压缩成形(在无磁场中)，得到成形体。脱模后，在150℃进行加热使之固化，就得到直径10mm×高7mm的圆柱状粘结磁铁。
对这些粘结磁铁施行磁场强度3.2MA/m的脉冲磁化后，使用直流自动记磁通计(东英工业(株)制，TRF-5BH)，在最大外加磁场2.0MA/m测定磁性能(磁通密度Br、矫顽力HcJ和最大磁能积(BH)max)。测定时的温度是23℃(室温)。
接着进行耐热性试验。将粘结磁铁在100℃×1h的环境下保持后，测定返回室温时的不可逆去磁率(初期去磁率)，对该耐热性进行评价。不可逆去磁率(初期去磁率)的绝对值越小，耐热性(热稳定性)就越优良。
另外，按照阿基米德法测定各粘结磁铁的密度ρ。
这些测定值和(BH)max/ρ2、Br/ρ的值示于表2。
                          表2                                              (实施例1)
  试样No.   a   ρ(Mg/m3)   Br(T)   HcJ(kA/m)   (BH)max(kJ/m3)   (BH)mmax/ρ2(×10-9J·m3/g2)   Br/ρ(×10-6T·m3/g)   不可逆去磁率(％)
  1(比较例)   0   6.34   0.78   390   76.5   1.92   0.123   -10.2
  2(本发明)   0.02   6.33   0.88   450   105.0   2.62   0.139   -4.8
  3(本发明)   0.05   6.32   0.88   520   108.3   2.71   0.139   -4.0
  4(本发明)   0.10   6.33   0.86   560   107.5   2.68   0.136   -3.5
  5(本发明)   0.15   6.31   0.85   537   103.5   2.60   0.135   -3.7
  6(比较例)   0.22   6.33   0.78   470   81.0   2.03   0.123   -6.5
  7(本发明)   0.10   6.33   0.87   570   109.5   2.73   0.137   -3.2
正如表2所清楚地表明，由试样No.2～No.5、No.7(都是本发明)得到的粘结磁铁都具有优良的磁性能(残留磁通密度Br、最大磁能积(BH)max和矫顽力HcJ)，同时不可逆去磁率小，热稳定性(耐热性)也优良。
与此相反，由试样No.1、No.6(都是比较例)制得的粘结磁铁，不仅磁性能劣化，而且不可逆去磁率的绝对值大，热稳定性也低。
像这样，使用Dy对稀土元素全体的比例a是0.02～0.2的磁铁粉末制成的粘结磁铁具有优良的磁性能、热稳定性(耐热性)。
实施例2
和实施例1相同地制作，得到以表3所示合金组成表示的磁铁粉末(试样No.8～No.14)。
关于所得到的各磁铁粉末，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。从衍射图可以确认硬磁性相R2(Fe·Co)14B型相和软磁性相α-(Fe，Co)型相的衍射峰，从透射电子显微镜(TEM)的观察结果证实它们全都形成复合组织(纳米复合组织)。另外，对各磁铁粉末测定平均晶粒直径。再使用振动试料型磁力计(VSM)测定各磁铁粉末的矫顽力HcJ。测定时的温度是23℃(室温)。关于各磁铁粉末，其合金组成、平均晶粒直径、矫顽力HcJ示于表3。
                表3                                                  (实施例2)
  试样No.   合金组成   平均晶粒直径(nm)   HcJ(kA/m)
  8(本发明)   (Nd0.7Pr0.2Dy0.1)8.7Fe余量Co7.5B5.6Ga0.5Cu0.5   31   582
  9(本发明)   (Nd0.8Pr0.15Dy0.05)8.2Fe余量Co4.0B4.8Si1.0Sn0.5   35   525
  10(本发明)   (Nd0.5Pr0.38Dy0.12)9.0Fe余量Co5.8B5.9In1.0Ag0.3   29   578
  11(本发明)   (Nd0.35Pr0.5Dy0.15)9.2Fe余量Co8.5B6.1Al0.3Si1.2   27   598
  12(本发明)   (Nd0.72Pr0.2Dy0.08)8.8Fe余量Co6.0B5.5Cu1.5Ag0.5   30   573
  13(本发明)   (Nd0.6Pr0.27Dy0.13)8.7Fe余量Co8.0B5.4Ga1.0In0.5   28   592
  14(本发明)   (Nd0.33Pr0.6Dy0.07)8.6Fe余量Co7.0B5.7Cu1.0Al0.2   27   591
正如表3所清楚地表明，试样NO.8～No.14(都是本发明)的磁铁粉末都具有优良的矫顽力HcJ。
另外，从试样No.7的磁铁粉末和试样No.8的磁铁粉末的比较可以确认，在同时含有Dy和M时，比不含M时可得到更优良的矫顽力HcJ。
在各磁铁粉末中，混合、混炼环氧树脂，制成粘结磁铁用组合物(混合物)。此时，磁铁粉末和环氧树脂的配合比率(重量比)，就各粘结磁铁来说，使其为大致相等的值。即，各粘结磁铁中的磁铁粉末的含量(含有率)是约98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，以压力7t/cm2进行压缩成形(在无磁场中)，得到成形体。脱模后，在150℃进行加热使之固化，就得到直径10mm×高7mm的圆柱状粘结磁铁。
对这些粘结磁铁施行磁场强度3.2MA/m的脉冲磁化后，使用直流自记磁通计(东英工业(株)制，TRF-5BH)，在最大外加磁场2.0MA/m测定磁性能(磁通密度Br、矫顽力HcJ和最大磁能积(BH)max)。测定时的温度是23℃(室温)。
接着进行耐热性试验。将粘结磁铁在100℃×1h的环境下保持后，测定返回室温时的不可逆去磁率(初期去磁率)，对该耐热性进行评价。不可逆去磁率(初期去磁率)的绝对值越小，耐热性(热稳定性)就越优良。
另外，按照阿基米德法测定各粘结磁铁的密度ρ。
这些测定值和(BH)max/ρ2、Br/ρ的值示于表4。
                     表4                         (实施例2)
  试样No.   ρ(Mg/m3)   Br(T)   HcJ(kA/m)   (BH)max(kJ/m3)   (BH)max/ρ2(×10-9J·m3/g2)   Br/ρ(×10-6T·m3/g)   不可逆去磁率(％)
  8(本发明)   6.31   0.87   580   110.7   2.78   0.139   -2.8
  9(本发明)   6.33   0.86   522   102.0   2.55   0.136   -4.3
  10(本发明)   6.32   0.87   575   108.9   2.73   0.137   -3.4
  11(本发明)   6.34   0.86   595   108.8   2.71   0.136   -2.1
  12(本发明)   6.31   0.88   570   110.2   2.77   0.139   -3.2
  13(本发明)   6.33   0.88   590   113.0   2.82   0.139   -2.4
  14(本发明)   6.32   0.88   588   112.1   2.81   0.139   -2.6
正如表4所清楚地表明，试样No.8～No.14(都是本发明)的粘结磁铁都具有更优良的磁性能和热稳定性(耐热性)。
另外，从试样No.7的粘结磁铁和试样No.8粘结磁铁的比较可以确认，在同时含有Dy和M时，比不含M时得到更优良的磁性能、热稳定性(耐热性)。
可以认为这是由于同时含有Dy和M，而得到协同效果。
如以上所述，按照本发明得到如下的效果。
·磁铁粉末含有规定量的Dy，而且具有有软磁性相和硬磁性相的复合组织，由此磁化高，发挥优良的磁性能，尤其可以改善固有矫顽力和矩形性。
·同时含有规定量的M(Cu、Ga、Si、Sn、In、Ag、Al中的至少一种元素)和Dy，由此可得到协同效果，得到更优良的磁性能。另外，耐热性和耐蚀性也变得更优良。
·可以得到不可逆去磁率的绝对值小，优良的耐热性(热稳定性)。
·由于可以得到高的磁通密度，因此即使是各向同性，也可得到具有高磁性能的粘结磁铁。尤其与以往的各向同性粘结磁铁相比，可以更小体积的粘结磁铁就能够发挥同等或以上的磁性能，因此能够以更小型得到高性能的电动机。
·另外，由于可得到高的磁通密度，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，在提高成形性的同时，也能够谋求尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性(热稳定性)等更加提高，能够容易地制造可靠性高的粘结磁铁。
·由于磁化性良好，因此能够以更低的磁场进行磁化，特别能够容易而且可靠地进行多极磁化等，而且能够得到高的磁通密度。
·因为不要求高密度化，因此与压缩成形法相比，也适合于利用难以高密度成形的挤出成形法或注射成形法制造粘结磁铁，即使以这样的成形方法成形的粘结磁铁，也得到如上所述的效果。因此，粘结磁铁的成形方法的选择范围、进而利用该成形方法的选择形状的自由度都变宽。
最后，应注意的是，本发明并不限于上述的实施例，只要不脱离权利要求的范围，可以进行种种变更和改变。

Claims (22)

1.一种磁铁粉末，该磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy表示的合金组分构成的磁铁粉末，式中，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30，其特征在于，
它由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m。
2.一种磁铁粉末，该磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz表示的合金组分构成的磁铁粉末，式中，R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、In、Ag中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下，但0除外，a：0.02～0.2，b：0～0.30，其特征在于，
它由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成，室温下的固有矫顽力HcJ是400～760kA/m。
3.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，所述磁铁粉末是对急冷薄带进行粉碎而得到的。
4.权利要求3所述的磁铁粉末，其中，所述急冷薄带的厚度是10～40μm。
5.权利要求3所述的磁铁粉末，其中，上述急冷薄带是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，进行冷却固化而得到的。
6.权利要求5所述的磁铁粉末，其中，上述冷却辊具有以金属元素或者合金构成的基底部分和构成圆周面的表面层，该表面层的导热率比上述基底部分的导热率小。
7.权利要求6所述的磁铁粉末，其中，上述表面层由陶瓷构成。
8.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。
9.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，上述R包括Pr，其比例相对上述的总量R是5～75原子％。
10.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，上述复合组织是纳米复合组织。
11.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和/或制造后，施行至少一次热处理。
12.权利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，所述复合组织的各相的平均晶粒直径是5～50nm。
13叔利要求1或2所述的磁铁粉末，其中，所述磁铁粉末的平均粒径是0.5～150μm。
14.一种磁铁粉末的制造方法，该制造方法是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，进行冷却固化而得到急冷薄带，将该急冷薄带粉碎，得到磁铁粉末的磁铁粉末的制造方法，
上述磁铁材料的合金熔液具有以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy表示的合金组成、式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30，
其特征在于，上述磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy表示的合金组分、而且由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成的，室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m，上式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30。
15.一种磁铁粉末的制造方法，该制造方法是使磁铁材料的合金熔液碰撞在旋转的冷却辊的圆周面上，进行冷却固化而得到急冷薄带，将该急冷薄带粉碎，得到磁铁粉末的磁铁粉末的制造方法，
上述磁铁材料的合金熔液具有以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz表示的合金组成，式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、In、Ag中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下，但0除外，a：0.02～0.2，b：0～0.30，
其特征在于，上述磁铁粉末是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz表示的合金组分、而且由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成的，室温下的固有矫顽力HcJ是400～760kA/m，上式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、In、Ag中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下，但0除外，a：0.02～0.2，b：0～0.30。
16.一种粘结磁铁，其特征在于，是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-yBy表示的合金组分构成的，而且是由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成、用粘合树脂将室温下的固有矫顽力HcJ为400～750kA/m的磁铁粉末粘合而成的，式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，a：0.02～0.2，b：0～0.30。
17.一种粘结磁铁，其特征在于，是以(R1-aDya)x(Fe1-bCob)100-x-y-zByMz表示的合金组分构成的，而且是由含有硬磁性相和软磁性相的复合组织构成、用粘合树脂将室温下的固有矫顽力HcJ为400～760kA/m的磁铁粉末粘合而成的，式中R是除Dy以外的至少一种稀土元素，M是Cu、Ga、Si、In、Ag中的至少一种元素，x：7.1～9.9原子％，y：4.6～8.0原子％，z：3.0原子％或以下，但0除外，a：0.02～0.2，b：0～0.30。
18.权利要求16或17所述的粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末在室温下的固有矫顽力HcJ是400～750kA/m。
19.权利要求16或17所述的粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末的最大磁能积(BH)max是50kJ/m3或以上。
20.权利要求16或17所述的粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末在以ρ[Mg/m3]作为粘结磁铁的密度时，室温下的最大磁能积(BH)max满足(BH)max/ρ2[×10-9J·m3/g2]≥2.10的关系。
21.权利要求16或17所述的粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末在以ρ[Mg/m3]作为粘结磁铁的密度时，室温下的残留磁通密度Br[T]满足Br/ρ[×10-6T·m3/g]≥0.125的关系。
22.权利要求16或17所述的粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末的不可逆去磁率的绝对值是不到6.2％。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006046838A1 (en) * 2004-10-28 2006-05-04 Tesla Co., Ltd. A manufacture method of ndfeb isotropic and anisotropic permanent magnets
RU2604092C1 (ru) * 2015-09-10 2016-12-10 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Магнитотвердый материал и изделие, выполненное из него

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1273231A (en) * 1984-12-10 1990-08-28 Kalathur S.V.L. Narasimhan Permanent magnet alloy
JPS61157659A (ja) * 1984-12-28 1986-07-17 Tohoku Metal Ind Ltd 希土類磁石
JPS62165305A (ja) * 1986-01-16 1987-07-21 Hitachi Metals Ltd 熱安定性良好な永久磁石およびその製造方法
DE3786719T2 (de) * 1986-08-04 1993-12-09 Sumitomo Spec Metals Seltenerdmagnet und Seltenerdlegierung-Magnetpulver mit grossem Korrosionswiderstand.
JPH01205403A (ja) 1988-02-10 1989-08-17 Seiko Epson Corp 希土類，鉄系樹脂結合型磁石
EP0362812B1 (en) * 1988-10-04 1996-01-24 Hitachi Metals, Ltd. Bonded isotropic R-Fe-B-magnet and method for making it
JP3121824B2 (ja) * 1990-02-14 2001-01-09 ティーディーケイ株式会社 焼結永久磁石
ATE124803T1 (de) * 1990-07-16 1995-07-15 Aura Systems Inc Magnetisches material.
JP2999649B2 (ja) 1992-03-19 2000-01-17 住友特殊金属株式会社 希土類磁石並びに希土類磁石合金粉末とその製造方法
JPH06112026A (ja) * 1992-09-24 1994-04-22 Hitachi Metals Ltd 熱安定性と耐食性の良好な永久磁石およびその製造方法
JP3641021B2 (ja) 1995-04-01 2005-04-20 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 高保磁力鉄基永久磁石及びボンド磁石
KR100213333B1 (ko) * 1995-12-29 1999-08-02 이구택 초미세립 복합상 영구자석 조성물 및 이를 모재로 한 영구자석 재료 제조방법
JPH1053844A (ja) 1996-08-07 1998-02-24 Toda Kogyo Corp 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石
US5872501A (en) 1996-07-07 1999-02-16 Toda Kogyo Corporation Rare earth bonded magnet and rare earth-iron-boron type magnet alloy
JPH10125518A (ja) * 1996-10-18 1998-05-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 微細結晶組織を有する薄板磁石
JPH10199717A (ja) * 1996-12-27 1998-07-31 Daido Steel Co Ltd 異方性磁石ならびにその製造方法
JP3488358B2 (ja) * 1997-03-27 2004-01-19 住友特殊金属株式会社 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法
JP3643214B2 (ja) * 1997-06-26 2005-04-27 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 積層永久磁石の製造方法
US6332933B1 (en) * 1997-10-22 2001-12-25 Santoku Corporation Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites

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