稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金的制作方法

专利名称：：稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金的制作方法
技术领域：
：本发明涉及稀土粘结磁铁与稀土铁硼型磁铁合金，特别是，即使在低稀土元素含量中也具有高剩余磁通密度(Br)、大本征矫顽力(iHc)和较大最大能量乘积((BH)max)的稀土粘结磁铁，具有剩余磁通密度(Br)不低于10kG、本征矫顽力(iHc)不低于3.5kOe和较大最大能量乘积((BH)max)以及极好防锈能力的稀土铁硼型磁铁合金，生产稀土铁硼型磁铁合金以及由这种稀土铁硼型磁铁合金生产粘结磁铁的方法。粘结磁铁优点在于可生产成任意形状并具有较高尺寸精度等，已通用于如电器和汽车部件的各领域。随着最近电器和汽车部件向小型化和轻量化发展，已强烈要求其所用粘结磁铁小型化。为此，强烈要求磁铁具有高剩余磁通密度(Br)、大本征矫顽力(iHc)以及由此导致的较大最大能量乘积((BH)max)。使用已通用于粘结磁铁的氧化铅铁淦氧磁体型铁氧体的粘结磁铁(下称“铁氧体粘结磁铁”)具有极好的防锈能力，因为铁氧体是氧化物。另外，由于铁氧体粘结磁铁是用如钡与锶的氧化物和氧化铁的廉价材料生产的，因此铁氧体粘结磁铁经济并广泛使用。但是，一般铁氧体粘结磁铁的磁性能为，剩余磁通密度(Br)为约2-3kG，本征矫顽力(iHc)为约2-3kOe，而最大能量乘积((BH)max)为约1.6-2.3MGOe。通常，由Nd型各向同性压模磁铁为代表的稀土粘结磁铁以电动机磁铁的形式广泛用于电器。特别是，稀土粘结磁铁广泛用于如硬盘驱动器(HDD)和CD-ROM的装在计算机上的设备，如打印机和扫描仪的计算机外围设备，以及如袖珍电话的便携式通信设备。随着电器和汽车部件的小型化与轻量化，强烈要求提供磁性能更高且更经济的磁铁。例如，与Nd型各向同性粘结磁铁相比，稀土烧结磁铁(Nd型或Sm型)和Sm型各向异性粘结磁铁最大能量乘积较大，但经济性差，因而几乎没有以上述电动机磁铁的形式用于电器。作为Nd型各向同性压模粘结磁铁材料的磁铁粉末，由美国GM公司研制的磁铁粉末MQP(商业名称，由MQI公司生产)是目前唯一工业规模供给的磁铁粉末。特别是，主要使用MQP-B级的磁铁粉末。MQP-B粉末的一般成分是Nd2Fe14B1型晶体结构化学计量成分附近的Nd12Fe76.5Co5.5B6。标称磁性能为，剩余磁通密度(Br)为8.2kG，本征矫顽力(iHc)为9.0kOe，最大能量乘积((BH)max)为12.0MGOe。由该磁铁粉末生产的压模粘结磁铁(MQI-B10)的磁性能为，剩余磁通密度(Br)是6.9kG，本征矫顽力(iHc)是9.0kOe，最大能量乘积((BH)max)是10.0MGOe。日本专利申请特许公开(KOKAI)No.8-124730(1996)描述了一种本征矫顽力低至4-10kOe的稀土树脂磁铁，通过混合在Nd2Fe14B1化学计量成分附近、其中Nd为12+0.5atm％且本征矫顽力iHc为10kOe的快速冷却粉末与由软磁相和硬磁相构成的、其中晶粒大小控制在20-50nm的交换弹性(exchange-spring)磁铁，并用树脂凝固所得混合物而生产这种稀土树脂磁铁。但是，日本专利申请特许公开(KOKAI)No.8-124730(1996)的发明目的是提供一种具有极好多极磁化能力的稀土树脂磁铁。所以，日本专利申请特许公开(KOKAI)No.8-124730(1996)发明目标是通过混合粉末而降低本征矫顽力。例子中所述磁性能不超过MQI-B10。如上所述，尽管对具有高磁力且可经济生产的磁铁的需求日益增加，却未提出满足性能与经济两方面要求的磁铁。对磁铁高性能且低价格的要求无止境。为满足这种要求，已认真研制用Nd作为稀土元素的交换弹性磁铁的稀土铁硼型合金，且某些已投入实际应用。交换弹性磁铁通过铁或铁化合物与Nd2Fe14B1型正方晶系化合物的交互作用而表现磁弹性现象。这些磁铁的特点在于稀土元素含量低而剩余磁通密度(Br)高，且价格/性能极好的可能性高。与含有约10至15atm％如Nd的稀土元素、在化学计量成分附近的稀土铁硼型磁铁合金，如由通用电动机(GeneralMotor)研制的商品“MQP”(商业名称)相比，含有低于10atm％如Nd的稀土元素的交换弹性磁铁的稀土铁硼型合金在磁性能上具有较高潜力。由于可减少所用的昂贵稀土元素量，该合金具有经济的优点。含有低于10atm％如Nd的稀土元素的交换弹性磁铁的稀土铁硼型合金，作为软磁相，分为两个体系一个是含αFe或bccFe的体系，另一个是含Fe3B或Fe2B的体系。前者通常剩余磁通密度(Br)高达10至13kG而本征矫顽力(iHc)至多是3.5kOe。后者通常本征矫顽力(iHc)相当高，如3.5至7.7kOe，而剩余磁通密度(Br)低于10kG，高于“MQP”而低于前者的αFe体系。在由稀土铁硼型磁铁合金生产的粘结磁铁主要使用的小型电动机领域中，从电动机的小型化和所用磁铁的磁稳定性考虑，要求粘结磁铁良好地平衡剩余磁通密度(Br)和本征矫顽力(iHc)。即，强烈要求磁铁剩余磁通密度(Br)不低于10kG而本征矫顽力(iHc)不低于3.5kOe。另一方面，含有Nd体系中稀土元素的合金缺点在于容易在空气中氧化并易产生氧化物，从而防锈能力差。由于从含有Nd体系中稀土元素的合金生产的粘结磁铁防锈能力差，因此通常要经防锈涂覆处理，如浸渍，涂覆或使用树脂的电镀以及金属电镀。如果加强含有Nd体系中稀土元素的合金的防锈能力，可简化或省略对上述使用的粘结磁铁表面的防锈涂覆步骤。在某些通用电动机的使用中，可省略防锈涂覆步骤。所以，强烈要求加强稀土铁硼型磁铁合金的防锈能力。如上所述，还强烈要求经济地生产剩余磁通密度(Br)高、本征矫顽力(iHc)相当大、和结果最大能量乘积((BH)max)大，且防锈能力极好的稀土铁硼型磁铁合金。在传统的淬冷永磁材料中，含有作为主要成分(低于91atm％)的Fe和至少一种稀土元素(R)和硼(B)，公知的永磁材料包括基于总合金结构，低于10面积％软磁剩余非晶态和其余的晶态，它基本由热处理产生并含有R-Fe-B型硬磁化合物(日本专利申请特许公开(KOKAI)No.8-162312(1996))。虽然目前强烈要求经济生产剩余磁通密度(Br)高、本征矫顽力(iHc)相当大、和结果最大能量乘积((BH)max)大，且防锈能力极好的稀土铁硼型磁铁合金，但已生产的磁铁均不具备这种性能。在日本专利申请特许公开(KOKAKI)No.8-162312(1996)描述的稀土铁硼型磁铁合金中，本征矫顽力(iHc)小于3kOe而剩余磁通密度(Br)小于10kG，从表5的说明中可见，其中剩余磁通密度(Br)约为0.62至0.97T(等于6.2至9.7kG)，本征矫顽力(iHc)约为0.16至0.21MA/m(等于1.25至2.6kOe)，最大能量乘积((BH)max)约为19.7至72.0kJ/m3(等于2.5至9.0MGOe)。日本专利申请特许公开(KOKAI)No.8-162312(1969)例子2至4所述的稀土铁硼型磁铁合金是通过磨碎淬冷带并在真空下挤压已磨碎的颗粒而获得的疏松体。因此，该疏松体与作为粘结磁铁原料的稀土铁硼型磁铁合金结构不同。永久磁铁的理论能量乘积通常表示为(BH)max＝0.25×Br2。因此，为了得到比MQI-B10能量乘积高的粘结磁铁，必须使用具有较高Br的磁粉。这种情况下，关于本征矫顽力(iHc)，如果满足条件iHc＞0.5×Br，垂直度不降低且能量乘积不低。所以，只要满足上述条件，可使用具有本征矫顽力(iHc)比MQI-B10低的磁粉。本发明人想到混合两种磁粉(A)与(B)以便提高粘结磁铁磁性能的主意。使用αFe-NdFeB体系中的交换弹性磁铁粉末(B)和稀土元素含量少于MQP-B磁粉、且由此经济性良好、并且剩余磁通密度(Br)低于磁粉(B)而本征矫顽力(iHc)不低于7kOe——高于磁粉(B)的磁粉(A)作各种试验，结果发现，通过混合特定的磁粉(A)和特定的交换弹性磁铁粉末(B)，已首先生产出具有剩余磁通密度(Br)不低于8kG、本征矫顽力(iHc)不低于5kOe而大的最大能量乘积((BH)max)不低于11MGOe的磁性能的粘结磁铁。即，已发现这种粘结磁铁除本征矫顽力(iHc)低外，剩余磁通密度(Br)和最大能量乘积((BH)max)均优于粘结磁铁MQI-B10，从经济观点考虑更佳。基于此发现，完成本发明。本发明的目的是经济地提供一种粘结磁铁，其剩余磁通密度(Br)高于MQI-B10、本征矫顽力(iHc)达到不削弱垂直度，从而最大能量乘积((BH)max)大于MQI-B10。本发明的另一目的是经济地提供一种稀土铁硼型磁铁合金，其剩余磁通密度(Br)高、本征矫顽力(iHc)相当大，且由此最大能量乘积((BH)max)大，并显示出极好的防锈性能。要达到这些目标，本发明的第一方面提供一种稀土粘结磁铁，包括磁铁粉末(A)，由下述结构式(1)表示，它包括Nd2Fe14B1型晶体，其本征矫顽力(iHc)不低于7kOe，且平均颗粒直径不小于100μmRa(Fe(1-d)Cod)(100-a-b-c)M1bBc(1)其中，M1是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu和Ni构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的至少一种元素，a是8至11(atm％)，b是0.1至10(atm％)，c是2至10(atm％)而d是0至0.2(atm％)；磁粉(B)，由下述式(2)表示，其平均颗粒直径不大于50μmRxFe(100-w-x-y-z)CoyM2zBw(2)其中，M2是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Zn，In，Sn，Bi，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，x是5至10(atm％)，y是1至9(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)而(x+w)不小于9(atm％)；以及粘结剂树脂。本发明的第二方面，提供一种稀土粘结磁铁，包括磁铁粉末(A)，由下述式(1)表示，它包括Nd2Fe14B1型晶体，其本征矫顽力(iHc)不低于7kOe，且平均颗粒直径不小于100μmRa(Fe(1-d)Cod)(100-a-b-c)M1bBc(1)其中，M1是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu和Ni构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的至少一种元素，a是8至11(atm％)，b是0.1至10(atm％)，c是2至10(atm％)而d是0至0.2(atm％)；磁粉(B)，由下述式(2)表示，其平均颗粒直径不大于50μmRxFe(100-w-x-y-z)CoyM2zBw(4)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M2是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Zn，In，Sn，Bi，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)而(y+z)不小于5(atm％)；以及粘结剂树脂。本发明的第三方面，提供一种稀土铁硼型磁铁合金，其构成由下述式(5)表示RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)而(y+z)不小于5(atm％)，该稀土铁硼型磁铁合金结构如下，其中从软磁非晶态中淀析每一含有αFe，bccFe和αFe或bccFe以及M4的固溶体的软磁晶态与由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态，其中所述软磁非晶态的比例基于总合金结构不大于10面积％，而其余是包括所述软磁晶态和所述硬磁晶态的晶态，其中所述软磁晶态的比例基于总晶体结构不少于50面积％且其余是所述硬磁晶态。本发明的第四方面，提供一种生产第三方面定义的稀土铁硼型磁铁合金的方法，包括步骤产生具有下述式(5)表示的成分的混合物RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)而(y+z)不小于5(atm％)；加热融化所述得到的混合物以产生融化的合金；淬冷并凝固所述融化合金；以及在600至850℃的温度范围中热处理已淬冷并凝固的合金。本发明的第五方面，提供一种粘结磁铁，通过磨碎第三方面定义的所述稀土铁硼型磁铁合金，模压所得到的磁铁合金粉末和作为粘结剂的树脂而产生这种粘结磁铁，粘结磁铁中所述磁铁合金粉末的含量为85至99wt％。图1显示稀土粘结磁铁例1的去磁曲线，其中磁粉比例(A)/(B)＝50/50；图2显示例1中稀土粘结磁铁的磁性能与组合比例曲线；图3显示例2中稀土粘结磁铁的磁性能与组合比例曲线；图4显示例3中稀土粘结磁铁的磁性能与组合比例曲线。按照本发明，作为稀土粘结磁铁的一种组分，磁粉(A)具有由式(1)表示的组分，包括Nd2Fe14B1型晶体，其本征矫顽力(iHc)不低于7kOe，且平均颗粒直径不小于100μm。优选地，磁粉(A)为通过磨碎一种淬冷带而得到的粉末，这种淬冷带具有式(1)表示的组分，通常含有8至11atm％的稀土元素，本征矫顽力(iHc)不低于7kOe且平均颗粒直径为100至300μm。同样，作为本发明所用的磁粉(A)，可使用一种已知磁铁材料，其构造由式(1)表示，优选含8至11atm％的稀土元素，且本征矫顽力(iHc)不低于7kOe，通过液体淬冷方法和热处理(采用最佳淬冷时，可省略热处理步骤)而生产。选择本征矫顽力(iHc)不低于7kOe的原因是，确保本征矫顽力(iHc)足够高，在混合磁粉(A)与(B)时不削弱粘结磁铁去磁曲线的垂直度，因为磁粉(B)的本征矫顽力(iHc)通常至多为约6kOe。本征矫顽力(iHc)的上限并不特别设定，但考虑到粘结磁铁的磁化能力优选其上限为17kOe。由于稀土元素的含量通常为8至11atm％，因此与磁粉MQP-B相比可减少所用昂贵稀土元素的量。得到的磁粉具有足够高的本征矫顽力(iHc)，较大的最大能量乘积((BH)max)和极好的磁化能力。通常所说磁粉(A)具有单一Nd2Fe14B1型晶态或包括作为主相的Nd2Fe14B1型晶态与少量晶界相的混合相。晶粒直径为几十nm。但是，由于合金易受磨碎引起的变形影响，如果磨碎的颗粒体积减小，则本征矫顽力逐渐降低。因此，实际使用的磨碎颗粒体积的下限为约100μm。从磁性能的观点出发，在由式(1)表示的磁粉(A)构成中，优选a为8.5至11，9至11(atm％)更佳，b为0.5至5，0.5至3(atm％)更佳，c为3至9，4至8(atm％)更佳，d为0.01至0.2，0.01至0.15(atm％)更佳。可用作磁粉(A)的磁粉例子是(A1)日本专利申请特许公开(KOKAI)No.64-703(1989)披露的Nd11Fe79Nb2Ta2B6(淬冷带的磁性能Br＝8.3kG，iHc＝14.9kOe，(BH)max＝14.0MGOe)；(A2)日本专利申请特许公开(KOKAI)No.64-7502(1989)披露的Nd8Fe70Co10Zr3Ti1B8(淬冷带的磁性能Br＝8.6kG，iHc＝11.1kOe，(BH)max＝15.2MGOe)；(A3)日本专利公开No.4-47024(1992)披露的Nd11Fe72Co8V15B7.5(淬冷带的磁性能Br＝9.7kG，iHc＝12.9kOe，(BH)max＝20.1MGOe)；(A4)Nd8.5Fe70Co10Zr3Ti0.5B8；(A5)Nd9Dy0.5Fe70.5Co10Ni1Nb3B6；(A6)Nd8Fe79.5Cr4.5B8；(A7)Nd8Fe71Co10Zr3B8；(A8)Nd8Fe70Co10Zr3Ti1B8；(A9)Nd8.5Fe71.5Co8Cu1Ti3B8；(A10)Nd8.5Fe83.5V3B5；(A11)Nd9Fe72Co10V1.5B7.5；(A12)Nd9Fe79.5Mn1Zr3B7.5；(A13)Nd9Fe72Co7Ta4B8；(A14)Nd9Fe70.5Co12Nb3.5B5；(A15)Nd9Fe73.5Co7Cr4B6.5；(A16)Nd9.5Fe70.5Co10Ni1Nb3B6；(A17)Nd9.5Fe72Co7Zr4B7.5；(A18)Nd10Fe71Co10V1.5B7.5；(A19)(Nd7Pr3)Fe66Co16V1B7；(A20)Nd10.5Fe82.5Zr2B5；(A21)Nd10.5Fe82.5Nb2B5；(A22)Nd10.5Fe72.5Co10Nb2B5；(A23)Nd10.5Fe75.5Co7W2B5；(A24)Nd10.5Fe70.5Co10Mo4B5；(A25)Nd10.5Fe72.5Co10Hf2B5；(A26)(Nd8Pr2.5)Fe75.5Co7V2B5；(A27)Nd11Fe79Nb2Ta2B6；(A28)Nd11Fe72Co8V0.5B8.5；(A29)(Nd9Pr2)Fe70Co10Nb2Ta1B6；以及(A30)(Nd10Pr1)Fe69Co10Nb2Ta2B6。按照本发明，稀土粘结磁铁成分之一的磁粉(B)是具有式(2)表示的构成且平均颗粒直径不大于50μm的磁粉。优选地，具有由式(2)表示的构成的磁粉是通过磨碎交换弹性磁铁带而得到的粉末，含有包括晶粒直径通常限定在10至100nm的软磁晶态和晶粒直径通常限定在10至100nm的硬磁晶态的晶态，以及基于总合金结构不大于10面积％的软磁非晶态，通常含有不大于10atm％，5至10atm％更佳的稀土元素，其本征矫顽力(iHc)通常为3.5至6.0kOe，而剩余磁通密度(Br)不小于10kG，平均颗粒直径为10至50μm。磁粉(B)的合金结构如下，其中从软磁非晶态中淀析每一含有αFe，bccFe和αFe或bccFe以及M2的固溶体的软磁晶态与包括Nd2Fe14B1型正方晶系晶体的硬磁晶态。软磁非晶态的比例基于总合金结构一般不大于10面积％，优选1至10面积％，而其余是包括软磁晶态和硬磁晶态的晶态。软磁晶态的比例基于总晶体结构一般不少于50面积％，优选50至90面积％，而其余是硬磁晶态。磁粉(B)大体分成下述磁铁合金(B-I)和(B-II)。磁铁合金(B-II)特别优越。磁铁合金(B-I)是具有由下述式(3)表示的构造的稀土铁硼型磁铁合金RxFe(100-w-x-y-z)CoyM3zBw(3)其中M3是从Ti，V，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Cu，Zn，In，Sn和Si构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，x是5至10(atm％)，y是1至5(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9.5(atm％)，而(y+z)为1.1至5(atm％)。磁铁合金(B-II)是具有由下述式(4)表示的构造的稀土铁硼型磁铁合金RxFe(100-w-x-y-z)CoyM2zBw(4)其中R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M2是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Zn，In，Sn，Bi，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)，而(y+z)不小于5(atm％)。由式(3)表示的磁粉(B-I)构成中，从磁性能的观点出发，优选地，x是5至9，更好为6至8(atm％)，y是1.5至5，更好为1.5至4.5(atm％)，z是0.5至5，更好为0.5至3(atm％)，w是3至7，更好为4至7(atm％)，(x+w)是9.5至15，更好为10至14(atm％)，而(y+z)是2至5，更好为3至5(atm％)。由式(4)表示的磁粉(B-II)构成中，从磁性能的观点出发，优选地，x是5至9，更好为6至8(atm％)，y是2至9，更好为3至9(atm％)，z是0.3至5，更好为0.5至3.5(atm％)，w是3至7，更好为3至6(atm％)，(x+w)是9至15，更好为10至14(atm％)，而(y+z)是5.1至12，更好为5.5至11(atm％)。如果磁粉(B)的稀土元素含量超过10％，铁族含量相对低，则很难获得高剩余磁通密度(Br)，如本发明磁粉(B)性能之一的不低于10kG的剩余磁通密度。虽然未特别限定下限，稀土元素含量最好不低于5atm％，以便保持本征矫顽力(iHc)不低于3.5kOe。如果本征矫顽力(iHc)低于3.5kOe，本征矫顽力(iHc)的降低程度有时会大于混合磁粉在剩余磁通密度(Br)上的上升作用，结果，有时未达到最大能量乘积((BH)max)不小于11MGOe。另一方面，如果本征矫顽力(iHc)超过6.0kOe，剩余磁通密度(Br)有时相当低，于是很难获得高剩余磁通密度(Br)，如本发明磁粉(B)所要求性能之一的不低于10kG。优选本征矫顽力(iHc)为4.0至5.5kOe。如果剩余磁通密度(Br)小于10kG，剩余磁通密度(Br)太小以致于很难产生本发明目的的高性能粘结磁铁。剩余磁通密度(Br)的上限不特别限定，但优选剩余磁通密度(Br)不大于15kG，以便和不小于3.5kOe的本征矫顽力(iHc)平衡。磁粉(B)具有毫微混合合金结构。用于硬磁晶态的Nd2Fe14B1型晶体的直径通常为10至100nm，优选20至80nm，而用于软磁晶态的αFe和铁混合物的晶粒直径通常为10至100nm，优选15至70nm。若这些晶粒直径低于10nm，有时会出现各种超顺磁现象，且剩余磁通密度(Br)可能降低。另一方面，如果晶粒直径超过100nm，本征矫顽力有时大大降低。由于其余非晶态通常占有基于总合金结构不大于10面积％，优选1至10面积％，包围这些晶态，即使合金磨成具有平均颗粒大小如不大于50μm，优选10至50μm，20至50μm更佳的粉末(磁粉(B))，磁性能也不会大大恶化。如果非晶态的比例超过10面积％，软磁晶态与硬磁晶态的磁交换作用弱，结果，本征矫顽力有时降低或在去磁曲线上有时引起转折点(负曲率)。如果非晶态的比例小于1面积％，合金磨成磁粉时可能引起粉末易畸变(变形)，从而本征矫顽力(iHc)易极大降低。如果软磁晶态的比例基于磁粉(B)总晶体结构小于50面积％，通常很难获得如不小于10kG的高剩余磁通密度(Br)。虽然不特别限定软磁晶态比例的上限，由于要求硬磁晶态比例基于总晶体结构为10面积％以便保持本征矫顽力(iHc)不小于3.5kOe，优选由降低获得的软磁晶态上限为基于总晶体结构的90面积％。优选的磁粉(B)是交换弹性磁铁的粉末。通常获得磁粉(B)的步骤如下通过热处理由融化方法及随后的迅速淬冷方法或类似方法产生的具有上述构成的非晶态合金，以便从软磁非晶态中淀析每一具有适当大小的硬磁晶态和软磁晶态；以及磨碎这三态共存于其中的带。热处理与磨碎的顺序可相反。磁粉(A)可是已知的淬冷合金带。由于上述原因，通常稀土元素的含量为8至11atm％，优选9至11atm％，且本征矫顽力(iHc)不小于7kOe，优选不小于7.5kOe，8至17kOe更佳。通常获得磁粉(A)的步骤也如下通过热处理由融化方法及随后的迅速淬冷方法或类似方法产生的具有上述构成的非晶态合金；以及磨碎合金。热处理与磨碎的顺序可相反。由于如稀土元素含量范围的构成限制，合金通常包括单相或混合相，混合相包括作为主相的晶态和少量晶界相。不象磁粉(B)，主结构相既非软磁晶态，也非软磁非晶态。但不必说，容许软磁晶态与/或非晶态两者的少量存在作为晶界相或杂质相。混合磁粉(A)与(B)时，必须将磁粉(A)的平均颗粒直径设为大于磁粉(B)的，以便在由此产生的粘结磁铁中获得较高的磁粉(A+B)组合密度。如果磁粉(A)的平均颗粒直径设为不小于100μm，可产生具有高磁性能的粘结磁铁。磁粉(A)的平均颗粒直径优选为100μm至500μm，100μm至300μm更佳。磁粉(B)的平均颗粒直径设为不大于50μm，优选10至50μm，20至50μm更佳。磨碎与混合这些磁粉(A)与(B)可选择一般方法。例如，用球磨机或碾磨机磨碎合金，用摇动筛或振动筛分类颗粒，并用带搅拌机或轨道搅拌机混合并搅拌粉末。设定磁粉(A)与(B)的混合比例以便产生最大的最大能量乘积((BH)max)。由于该比例的优选值根据磁性能和磁粉(A)与(B)的平均颗粒直径而波动，必须预先通过实验确定好比例。在混合粉末之前或以后加粘结树脂(粘结聚合物)，且掺合混合物以产生模压材料。产生压模磁铁时，环氧树脂或酚热固树脂通常用作粘结树脂。以混合磁粉重量是100份为基础，粘结树脂量通常为1.5至5份重量。产生注模磁铁时，聚酰胺(酰胺纤维)，聚苯撑硫(PPS)，或液晶热塑树脂通常用作粘结树脂。以混合磁粉重量是100份为基础，粘结树脂量通常为7至13份重量。如果选择合适的粘结树脂，也可用挤压成型和压延机成型。为了更有效地产生上述效果和高磁性能，特别优选用压模产生本发明的稀土粘结磁铁。下面主要说明压模磁铁。除了粘结树脂外，压模混合物中可含少量(优选100份混合磁粉重量中不大于3份重量)已知附加物，如增塑剂、润滑剂和联接剂，以便促进模压或充分提高磁性能。对压模，可选择产生各向同性粘结磁铁的传统方法。换句话说，可用商业上可得到的压模机。优点在于尽工业可能将压力设定高，因为压力越高，组合密度越高，且剩余磁通密度(Br)越高，从而各向同性粘结磁铁的((BH)max)越高。生产压模磁铁时，通常在后面的热处理步骤中固化树脂，并随后磁化磁铁。但是，在某些情况下，固化树脂后，磁铁与其它部件形成整体且随后磁化。在任何情况下，磁铁通常都由脉冲电流磁化。已发现，用压模生产粘结磁铁时，以重量比通常1∶9至9∶1，优选1.5∶8.5至8.5∶1.5的混合比混合磁粉(A)与磁粉(B)，磁粉(A)的平均颗粒直径已调至不小于100μm，磁粉(B)的平均颗粒直径已调至不大于50μm，从由此得到的混合粉末中获得几乎没有任何凹部，即明显转折点的圆滑去磁曲线。在本发明中，通过这种圆滑去磁曲线实现具有极好磁能量乘积的粘结磁铁。在本发明使用Nd型合金的各向同性粘结磁铁中，根据实验结果推断，由于具有不同本征矫顽力值的磁粉之间的磁相互作用，得到圆滑的去磁曲线。也证实总粉末的体积比(组合比)在某一混合比例有最大值，且由此产生的各向同性粘结磁铁的磁性能，特别是剩余磁通密度(Br)和最大能量乘积((BH)max)高于简单的平均值，虽然它取决于两磁粉的颗粒直径，如后面例子中所示。产生的粘结磁铁磁性能一般由B-H曲线描绘器测量。由磁通计测量评估磁铁热稳定性所需的单向磁通损耗比。以这种方式产生的本发明稀土粘结磁铁剩余磁通密度(Br)一般不小于8kG，优选不小于8.5kG，更佳的不小于9kG，本征矫顽力(iHc)一般不小于5kOe，优选不小于5.5kOe，更佳的不小于6kOe，最大能量乘积((BH)max)一般不小于11MGOe，优选不小于11.5MGOe，更佳的不小于12MGOe。现在说明作为本发明稀土粘结磁铁的磁粉(B)的一种粉末而特别有用的稀土铁硼型磁铁合金。稀土铁硼型磁铁合金的构成由下述式(5)表示RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)而(y+z)不小于5(atm％)。该稀土铁硼型磁铁合金结构如下，其中从软磁非晶态中沉积每一含有αFe，bccFe和αFe或bccFe以及M4的固溶体的软磁晶态与由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态。软磁非晶态的比例基于稀土铁硼型磁铁合金的总合金结构不大于10面积％，而其余是包括软磁晶态和硬磁晶态的晶相。软磁晶态的比例基于稀土铁硼型磁铁合金的总晶体结构不少于50面积％，且其余是硬磁晶态。合金的本征矫顽力(iHc)不小于3.5kOe，剩余磁通密度(Br)不小于10kG而最大能量乘积((BH)max)不小于13MGOe。本发明稀土铁硼型磁铁合金的构成由式(5)表示。式(5)中R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的至少一种元素，且R的量为5≤x≤10原子比(atm％)。考虑到剩余磁通密度(Br)和本征矫顽力(iHc)，优选加有至少另一种稀土元素的Nd，Pr，Nd-Pr合金，和Nd，Pr或Nd-Pr合金。Nd和Pr更佳。除了上述元素外，含有基于总稀土元素不大于10atm％的稀土元素是毫无问题的。R的量为5≤x≤10，优选5≤x≤9，更佳为6≤x≤8(atm％)。如果x小于5，淀析的、由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态的量不足，从而未达到本征矫顽力不小于3.5kOe。如果x超过10，分离的、由αFe，bccFe和αFe或bccFe以及M4的固溶体构成的软磁晶态的量不足，从而未达到剩余磁通密度(Br)不小于10kG。Fe量与其它元素平衡，且通常在69至86原子比(atm％)的范围内。如果它低于69，剩余磁通密度(Br)降低，且很难达到本发明目标的不低于10kG的剩余磁通密度。如果Fe量超过86，R与Co量相对降低，从而很难达到本发明目标的不低于3.5kOe的本征矫顽力。除M4外，Co也是必要的，因为它增强本征矫顽力，增加磁性，提高防锈能力与/或提高居里点。Co量为1.0＜y＜9.0，优选2.0≤y≤9.0，更佳为3.0≤y≤9.0。如果它小于1.0，本征矫顽力的增加和居里点的升高有时不足，从而热稳定性变坏。如果它超过9.0，因缺乏铁含量而有时明显降低剩余磁通密度(Br)，从而很难达到剩余磁通密度不小于10kG。M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素。M4可增强由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态的晶体磁各向异性并由于使淀析相的颗粒更微小的作用而产生高本征矫顽力。M4还可稳定含有αFe，bccFe和αFe或bccFe以及M4的固溶体的软磁晶态，并产生各向异性和永久磁铁的热稳定性。通过从Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，以及M4中其它元素的共存协助作用，可获得较大本征矫顽力。M4量为0.1≤z≤5，优选0.3≤z≤5，更佳为0.5≤z≤3.5。如果它小于0.1，增强本征矫顽力的作用很小，且热稳定性降低。如果超过5，由于缺乏铁含量而降低剩余磁通密度(Br)。作为M4的Ti，Zr，Nb，Hf，Ta，Si和Ga非常有助于增强本征矫顽力，且易于形成非晶态，所以非晶态稳定地保持在合金中，导致极好的耐蚀性，从而可产生具有极好防锈能力的磁材料。B是形成由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态的必要元素。B量为2≤w≤7，优选3≤w≤7，更佳为3≤w≤6。如果它小于2，淀析的、由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态的量有时不足，从而未达到本征矫顽力不小于3.5kOe。如果它超过7，B过量，导致剩余磁通密度(Br)下降。B和R的总量为9≤(x+w)，优选不小于10。如果它小于9，通过淬冷不能产生合适的软磁非晶态，从而即使通过热处理也不可能获得iHc≥3.5kOe。为了保持高剩余磁通密度，R和B总量的上限优选15，14更佳。Co和M4的总量为5≤(y+z)，优选不小于5.1，更佳为小于5.5。如果它不大于5，很难产生增强本征矫顽力和热稳定性的作用。为了保持高剩余磁通密度，Co和M4的总量上限优选为12，更佳为11。现在描述本发明稀土铁硼型磁铁合金的结构。即使在热处理后，基于稀土铁硼型磁铁合金的总合金结构，本发明的稀土铁硼型磁铁合金具有不大于10面积％的下列剩余软磁非晶态。通过用EDS(＝EDX能量扩散X射线光谱学)和PEELS(并行电子能量损耗光谱学)分析这种剩余软磁非晶态的元素构成，发现软磁非晶态包括一般8至20atm％的稀土元素，一般70至90atm％的铁或铁合金与M4，一般不大于22atm％的硼。软磁非晶态只有软磁性，但也可抑制晶粒的快速生长并在热处理步骤中形成微晶相以晶化，从而可整体上增强合金的硬磁性。通过热处理，每一软磁晶态和硬磁晶态以岛状物的形式从软磁非晶态淀析。所以，软磁非晶态围绕软磁晶态和起磁作用的硬磁晶态，并阻止氧化。换句话说，软磁非晶态用作屏障阻止锈迹发展，从而增加防锈能力。如果在二维观察区中，软磁非晶态的比例超过10面积％，软磁晶态与硬磁晶态间磁交换相互作用所作用的距离扩大，于是磁相互作用减弱且很难产生增强磁性能的作用。为了产生防锈能力，软磁非晶态的比例下限优选1面积％。对这种软磁非晶态，可较好地预计非晶态通常具有的机械强度，耐化学性等。本发明的稀土铁硼型磁铁合金的软磁晶态包括αFe，bccFe和αFe或bccFe与M4的固溶体，并基于总晶体结构占有至少50面积％，优选不少于55面积％。软磁晶态有助于增强剩余磁通密度(Br)。如果软磁晶态的比例少于50面积％，很难产生具有高剩余磁通密度(Br)的预期的磁铁合金。考虑具有增强本征矫顽力(iHc)作用的硬磁晶态比例时，软磁晶态比例的上限优选为基于总晶体结构的90面积％。优选的软磁晶态中晶粒直径通常为10至100nm，更佳为10至50nm。除了构成相图中的αFe，bccFe和αFe或bccFe与M4的固溶体或生产过程中不可避免的外，软磁晶态有时包括Fe3B，Fe2B，Fe3B或Fe2B与M4的固溶体，Fe与M4的中间金属化合物，如Fe2Zr，但在生产具有本发明预期的各种特性的磁铁合金时，不存在特别问题。具有这种预期结论的软磁晶态中的晶粒直径不大于100nm，优选10至35nm。本发明稀土铁硼型磁铁合金的硬磁晶态由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成并占有少于总晶体结构的50面积％。硬磁晶态具有产生高本征矫顽力(iHc)的作用。部分M4有时进入硬磁晶态并增强各向异性稳定。如果硬磁晶态的比例超过50面积％，软磁晶态减少，从而很难产生大剩余磁通密度(Br)。硬磁晶态的优选比例为不大于总晶体结构的45面积％。考虑到本发明预期的本征矫顽力(iHc)，优选下限为总晶体结构的10面积％。除了Nd2Fe14B1化合物外，硬磁晶态可含有结构相图中出现的或生产过程中不可避免的微粒化合物相。硬磁晶态中的晶粒直径优选为不大于100nm，更佳为10至50nm。在按照本发明、具有上述构成和结构的稀土铁硼型磁铁合金中，剩余磁通密度(Br)通常不小于10kG，优选不小于10.5kG，本征矫顽力(iHc))通常不小于3.5kOe，优选不小于4.0kOe，而最大能量乘积((BH)max))通常不小于13MGOe，优选不小于15MGOe。剩余磁通密度(Br)，本征矫顽力(iHc)和最大能量乘积((BH)max)的上限分别优选为13kG，8kOe和25MGOe。现在描述生产本发明稀土铁硼型磁铁合金的方法。首先用金属元素材料、晶体硼和合金材料生产合金使该合金具有式(5)表示的构成。作为金属元素和晶体硼，可用市场上可买到的任何形式，如粉末、块料、件材和板材。合金材料也可用市场上购买的。例如，由作为硼的铁硼合金，和作为稀土元素的铁钕，Mish金属和钕镨。这些能以如粉末、块料、件材和板材的任何形式使用。混合金属元素材料，晶体硼和合金材料以具备上述构成，并用公知的弧融化方法，高频融化方法，融化与游离方法或类似方法产生成合金。融化步骤优选在真空下或如氩气的惰性气体中进行。进一步加热所得合金以获得熔融合金。根据合金构成设定加热温度。一般，优选在不小于比合金熔点高50℃的温度加热合金。用公知的旋转淬冷方法，急冷方法，气雾方法或其混合方法淬冷并固化熔融合金，以便得到含有非晶态带和非晶态粗晶的非晶态合金结构。在本发明中，如果需要，可在相同装置中连续进行加热下的熔化和淬冷固化。在X射线分析中非晶态合金显示出宽峰，通过透射电子显微镜的观察也证实了这一点。由于淬冷条件或合金构成，有时可能无法获得100％的非晶态合金结构，但如果存在足以达到本发明目的的一定程度非晶态结构，就没有问题。通过抑制晶粒的粗生长并在结晶热处理步骤中形成微晶态，软磁非晶态不仅具有软磁性，而且具有增强合金整体硬磁性的重要作用。结晶已淬冷和固化的合金的加热温度一般是600至850℃，优选650至800℃，如果温度低于600℃，Nd2Fe14B1型正方晶系晶体的硬磁晶态有时淀析不足，很难达到本征矫顽力不小于3.5kOe。如果温度超过850℃，含有αFe，bccFe和αFe或bccFe与M4的固溶体的软磁晶态的粗生长显著，难以获得高本征矫顽力。另外，由于剩余软磁非晶态的比例大大降低，难以产生优良防锈能力。根据已淬冷和固化的合金构成，适当选择产生良好磁性能的最佳热处理温度。只要不损害所得磁铁合金的磁性能，就不特别限定热处理的气体，但优选如氩气的惰性气体或不大于10-1乇的真空。如果热处理时间少于10秒，软磁晶态和硬磁晶态可能未淀析。另一方面，如果超过1小时，软磁晶态的粗晶生长。在两种情况下，均不能达到矫顽力不低于3.5kOe。优选热处理温度为1至30分钟。通过热处理，从非晶态产生晶态。此时，重要的是加热合金以达到不完全晶化非晶态，而是保留不大于总合金结构的10面积％的非晶态。为了保留非晶态，必须设定加热条件使晶态的淀析和生长未达到所有晶态。由于通过所加M4的作用可稳定非晶态并抑制已淀析相的生长，设定适当的合金构成也很重要。热处理可选择急速退火方法或速热速冷方法，但是，根据合金构成，有时一般热处理就够了。剩余非晶态的比例优选总合金结构的1至10面积％。如果低于1面积％，可能未达到预期的效果，防锈能力也无法预测。如果超过10面积％，非晶态与晶态之间或晶态之间的磁相互作用有时减弱。现在描述由本发明的稀土铁硼型磁铁合金生产粘结磁铁的方法。用公知的方法，使用本发明的磁合金粉末可生产粘结磁铁。由市场上可购买的如球磨机和捣碎机的磨碎机磨碎本发明的稀土铁硼型磁铁合金。以作为粘接剂的树脂混合并揉搓所得稀土铁硼型磁铁合金粉末，用公知的模压成形方法，如注模、挤压成型、压模和压延机压模使已揉搓的粉末成形。根据目的，与所选模压方法有关，稀土铁硼型磁铁合金的平均颗粒直径可变化，但一般不大于500μm。如果混合大量平均颗粒直径不大于10μm的微细粉末，磁性能恶化，所以平均颗粒直径的下限为约10μm。但是，如果平均颗粒直径不大于10μm的微细粉末量不大于总粉末的15wt％，则没有问题。稀土铁硼型磁铁合金粉末的优选平均颗粒直径为20至300μm。粘结磁铁中稀土铁硼型磁铁合金粉末的混合比例通常为85至99wt％。根据模压方法，比例略有不同，但在注模中粘结磁铁里的稀土铁硼型磁铁合金粉末的混合比例一般为约88至93wt％，挤压成型中约为85至92wt％，压模中约为96至99wt％，而压延机压模约为85至90wt％。如果粘结磁铁中稀土铁硼型磁铁合金粉末的比例少于85％，则磁粉的比例太小使粘结磁铁没有足够的磁性能。但是，存在某些用途需要低磁性能磁铁的情况。此时，将稀土铁硼型磁铁合金粉末的比例设定为不大于85wt％。根据已揉搓材料或磁粉与树脂混合材料的流动性和模压产品所需机械强度，确定每一模压方法中磁粉混合比例的上限。除树脂外，可加公知的附加物，如增塑剂、润滑剂和联接剂，以便促进模压并充分提高磁性能。根据目的而适当选择这些附加物。作为增塑剂，根据所用树脂，可使用市场上可购买的。所用增塑剂的量约为所用树脂的0.01至5.0wt％。润滑剂的例子是硬脂酸、其衍生物、无机润滑剂和油润滑剂。所用润滑剂的量约为粘结磁铁的0.01至1.0wt％。作为联接剂，根据所用树脂和填充物，可使用市场上可购买的。所用联接剂的量约为所用树脂的0.01至3.0wt％。通过使用电磁铁或脉冲电流导磁体，可将由充当磁材料的稀土铁硼型磁铁合金产生的模压产品磁化为粘结磁铁。在由本发明的稀土铁硼型磁铁合金与粘合剂树脂生产的粘结磁铁中，使用磁通密度(Br)一般不小于6.0kG，优选不小于7.5kG，本征矫顽力(iHc)一般不小于3.5kOe，优选不小于4.0kOe，而最大能量乘积((BH)max)一般不小于8MGOe，优选不小于9MGOe。粘结磁铁的防锈性由如在80℃和相对湿度90％下生锈占磁铁总表面的10面积％以前所经时间表示，它一般至少不小于96小时，优选不小于120小时。合金带的防锈能力由如基于JISZ2371的盐雾引起生锈占磁铁总表面的10面积％以前所经时间表示，它一般至少不小于50小时，优选不小于55小时，更佳不小于60小时。这明显优于传统的Nd-Fe-B合金防锈能力，如后面的例子中所示。本发明中最重要的是，稀土铁硼型磁铁合金具有式(5)表示的构成RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10(atm％)，y是1.0至9.0(atm％)，z是0.1至5(atm％)，w是2至7(atm％)，(x+w)不小于9(atm％)而(y+z)不小于5(atm％)，且具有如下结构，其中从软磁非晶态中淀析每一含有αFe，bccFe和αFe或bccFe与M4的固溶体的软磁晶态与由Nd2Fe14B1型正方晶系晶体构成的硬磁晶态，其中软磁非晶态的比例基于稀土铁硼型磁铁合金的总合金结构不大于10面积％，而其余是包括软磁晶态和硬磁晶态的晶态，且其中软磁晶态的比例基于稀土铁硼型磁铁合金的总晶体结构不少于50面积％，且其余是硬磁晶态，本征矫顽力(iHc)不小于3.5kOe，剩余磁通密度(Br)不小于10kG而最大能量乘积((BH)max)不小于13MGOe。所得稀土铁硼型永久磁铁具有如此大本征矫顽力(iHc)的原因，据认为是Co元素与特定M4元素的协合作用产生增强Nd2Vd14B1型正方晶系晶体的磁各向异性的作用和使所淀析晶粒更微细，所据事实是，在合金只含Co元素而没有特定M4元素，合金只含特定M4元素而没有Co元素，以及Co元素与M4元素的总和超出特定范围的任何一种情况下，均不可能产生本发明目的的稀土铁硼粘结(永久)磁铁，如后面的比较例子所示。本发明人认为，所得稀土铁硼粘结(永久)磁铁具有优良防锈能力的原因是，非晶态围绕主要起磁作用的软磁晶态和硬磁晶态，且非晶态的量适当并稳定。如上所述，尽管稀土元素含量低，但由于特定磁粉混合的成分作用，使用本发明混合磁粉的稀土粘结磁铁满足剩余磁通密度(Br)不小于8kG，本征矫顽力(iHc)不小于5kOe，而最大能量乘积((BH)max)不小于11MGOe。即，本发明能经济地提供高性能的Nd型粘结磁铁。本发明的稀土铁硼型磁铁合金具有高剩余磁通密度(Br)，大本征矫顽力(iHc)，且结果，最大能量乘积((BH)max)也大，且防锈能力优良。所以适合用作高性能粘结磁铁的材料。由于本发明的稀土铁硼型磁铁合金含有少于10atm％的少量稀土元素，从经济性和工业化观点出发具有优势。而且，由于作为材料的稀土铁硼型磁铁合金的上述特性，由本发明稀土铁硼型磁铁合金生产的粘结磁铁具有高剩余磁通密度(Br)和大本征矫顽力(iHc)，且结果，最大能量乘积((BH)max)也大，且防锈能力优良。因此适用作高性能粘结磁铁。例子后面结合下述例子和对比例更详细地说明本发明。用下述方法测量例子与对比例的性能。(1)用高分辨率透射电子显微镜HR-TEM(日本电子光学实验室有限公司生产)，毫微束电子衍射仪(日本电子光学实验室有限公司生产)和能量扩散X射线分析仪EDX(日本电子光学实验室有限公司生产)，通过观察和测量合金带(厚度20μm)，检验稀土铁硼型磁铁合金的相结构和原子成分。(2)至于合金的磁结构，用上述毫微束电子衍射仪通过电子束分析确定αFe型晶体和Fe3B型晶体时，证实部分为软磁。类似地，确定Nd2Fe14B1型晶体时，证实部分是硬磁。(3)面积％表示透射电子显微镜(TEM)的二维观察区中存在的比例。(4)合金构成由化学分析得到的数值表示。(5)合金的磁性能由振动取样磁强计VSM(RikenDenshi有限公司生产)测量的值表示。(6)粘结磁铁的磁性能由用约50kOe的脉冲磁化强度磁化粘结磁铁后，B-H曲线描绘器(ToeiKogyo有限公司生产)测量的值表示。(7)合金带的防锈能力根据JISZ2371用盐雾试验确定。每个预定时间周期取出带，用×50倍的光学显微镜检验锈迹是否发展以及锈点增加与锈迹扩大的状态。数值是发展的锈迹占到总合金结构的10面积％前所经时间。(8)通过×50倍的光学显微镜，粘结磁铁的防锈能力由80℃和相对湿度90％下锈迹发展前的时间，以及锈点增加与锈迹扩展的状态评估。它由发展的锈迹占到总合金结构的10面积％前所经时间表示。例子1由具有Nd11Fe72Co8V15B7.5构造的、选作具有高本征矫顽力的磁粉(A)的粉末生产淬冷带。在650℃热处理带5分钟，并磨成粉末。磨碎前的已淬冷合金带的磁性能为，Br＝9.7kG，iHc＝12.9kOe，而(BH)max＝20.1MGOe。独立地，具有Nd7.5Fe83Co4.5Nb1B4构成的合金选作磁粉(B)，它为交换弹性磁铁的粉末。用快速淬冷方法将合金制成非晶体后，在740℃热处理3分钟。晶粒直径为10至50nm，软磁非晶态的比例约为总合金态的8面积％，而软磁晶态的比例约为总晶态的60面积％。磨碎前的合金带的磁性能为，Br＝11.9kG，iHc＝4.8kOe，而(BH)max＝18.8MGOe。通过筛分磁粉(B)调节颗粒大小，使颗粒大小不小于10μm且不大于70μm(平均颗粒直径50μm)，并筛分磁粉(A)，使颗粒大小不小于100μm且不大于200μm(平均颗粒直径150μm)。充分混合磁粉(A)与(B)，以便根据磁粉(B)对总磁粉重量的重量比，即0，10，20，30，40，50，60，70，80，90和100wt％而制备11组混合物。随后，在7t/cm2的压力下用每一混合物生产压模粘结磁铁，同时使用约混合物与树脂总重量的2wt％的环氧树脂作为粘合剂。在室温下用8-H曲线描绘器测量每一粘结磁铁的磁性能。从粘结磁铁的体积和密度计算磁粉的组合比例。使用单一磁粉(A)(磁粉(B)0％)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝7.7kG，iHc＝12.5kOe，而(BH)max＝12.2MGOe。使用单一磁粉(B)(磁粉(B)100％)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝9.2kG，iHc＝4.5kOe，而(BH)max＝11.1MGOe。图1显示磁粉比例(A)/(B)＝50/50的粘结磁铁的去磁曲线。从图1中可看出，即使混合具有不同磁性能的磁粉，适当调节颗粒大小时，也可得到没有明显转折点的相对圆滑去磁曲线，并在本发明不同类型磁粉之间产生磁相互作用。在由各种混合比例的混合物产生的所有粘结磁铁中，均获得完全没有转折点的去磁曲线。图2显示使用具有每一混合比例的混合物的粘结磁铁中，磁性能与磁粉的组合比例。从图2可看出，在磁粉(B)的混合比例为20wt％的点附近，组合比例取最大值。随着组合比例的增加，剩余磁通密度(Br)也大于同一点处的平均值。但是，由于磁粉(B)的剩余磁通密度(Br)大于磁粉(A)的，磁铁的剩余磁通密度(Br)从磁粉(B)的混合比例为50wt％的点处逐渐增加。本征矫顽力(iHc)近似与平均值的直线平行。结果，最大能量乘积((BH)max)在磁粉(B)的混合比例为20wt％的点附近取最大值，但由于剩余磁通密度(Br)变化的影响并不突然下降，而是逐渐降低至磁粉(B)的混合比例为约70wt％的点。因此，满足本发明预期的剩余磁通密度(Br)不小于8kOe，本征矫顽力(iHc)不小于5kOe和最大能量乘积((BH)max)不小于11MGOe的磁粉(B)的混合比例为10至90wt％。在磁粉(B)的混合比例为20wt％的点附近，最大能量乘积为13.0MGOe。粘结磁铁在80℃和相对湿度90％下经防锈试验，在发展的锈迹占总表面积的10面积％之前，所经时间为120小时。例子2由具有Nd8.5Fe70Co10Zr3Ti0.5B8构造的、选作具有高本征矫顽力的磁粉(A)的粉末生产淬冷带。热处理后合金带的磁性能为，Br＝8.6kG，iHc＝11.1kOe，而(BH)max＝15.2MGOe。独立地，具有Nd6Pr1Fe83.5Co4Ti1Ga0.5B4构成的合金选作磁粉(B)，它是交换弹性磁铁的粉末。热处理后合金带的磁性能为，Br＝11.6kG，iHc＝4.7kOe，而(BH)max＝18.6MGOe。晶粒直径为20至60nm，软磁非晶态的比例约为总合金结构的9面积％，而软磁晶态的比例约为总晶体结构的65面积％。通过筛分磁粉(B)调节颗粒大小，使颗粒大小不大于50μm(平均颗粒直径35μm)，并筛分磁粉(A)，使颗粒大小不小于100μm且不大于250μm(平均颗粒直径175μm)。用例子1中确定的相同方法由每一混合物生产压模粘结磁铁，并测量磁性能。使用单一磁粉(A)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝6.7kG，iHc＝10.7kOe，而(BH)max＝9.3MGOe。使用单一磁粉(B)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝9.0kG，iHc＝4.5kOe，而(BH)max＝10.8MGOe。图3显示使用具有每一混合比例的混合物的粘结磁铁中，磁性能与磁粉的组合比例。从图3可看出，在磁粉(B)的混合比例为30wt％的点附近，组合比例取最大值。因此，满足本发明预期的剩余磁通密度(Br)不小于8kOe，本征矫顽力(iHc)不小于5kOe和最大能量乘积((BH)max)不小于11MGOe的磁粉(B)的混合比例为20至40wt％。在磁粉(B)的混合比例为30wt％的点附近，最大能量乘积为12.0MGOe。粘结磁铁在80℃和相对湿度90％下经防锈试验，在发展的锈迹占总表面积的10面积％之前，所经时间为106小时。例子3由具有Nd9Dy0.5Fe70.5Co10Ni1Nb3B6构造的、选作具有高本征矫顽力的磁粉(A)的粉末生产淬冷带。热处理后合金带的磁性能为，Br＝8.4kG，iHc＝12.9kOe，而(BH)max＝14.7MGOe。磨碎并筛分带，使颗粒大小不小于100μm且不大于300μm(平均颗粒直径200μm)。使用单一磁粉(A)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝6.5kG，iHc＝12.4kOe，而(BH)max＝9.0MGOe。独立地，具有Nd8Fe78Co7V2B5构成的合金选作磁粉(B)，它是交换弹性磁铁的粉末，产生已淬冷的带。热处理后合金带的磁性能为，Br＝12.1kG，iHc＝5.0kOe，而(BH)max＝19.7MGOe。晶粒直径为10至40nm，软磁非晶态的比例约为总合金结构的7.5面积％，而软磁晶态的比例约为总晶体结构的60面积％。磨碎并筛分带，使颗粒大小不大于40μm(平均颗粒直径30μm)，产生磁粉(B)。使用单一磁粉(B)的压模粘结磁铁磁性能为，Br＝9.3kG，iHc＝4.6kOe，而(BH)max＝11.5MGOe。用与例子1相同的方法，在改变磁粉(B)混合比例的同时，生产粘结磁铁，并测量磁性能和磁粉的组合比例。结果如图4所示。从图4可看出，在磁粉(B)的混合比例为40wt％的点附近，组合比例取最大值。因此，满足本发明预期的剩余磁通密度(Br)不小于8kOe，本征矫顽力(iHc)不小于5kOe和最大能量乘积((BH)max)不小于11MGOe的磁粉(B)的混合比例为30至70wt％。在磁粉(B)的混合比例为40wt％的点附近，最大能量乘积为12.3MGOe。粘结磁铁在80℃和相对湿度90％下经防锈试验，在发展的锈迹占总表面积的10面积％之前，所经时间为114小时。例子1至3中所用磁粉(A)与(B)的特性显示在表1中。用从下面选择的磁粉(A)和磁粉(B)生产的每一稀土粘结磁铁也具有与例子1至3类似的作用。作为磁粉(A)(A1)Nd11Fe79Nb2Ta2B6；(A2)Nd8Fe70Co10Zr3Ti1B8；(A5)Nd8Fe79.5Cr4.5B8；(A6)Nd8Fe71Co10Zr3B8；(A7)Nd8Fe70Co10Zr3Ti1B8；(A8)Nd8.5Fe71.5Co8Cu1Ti3B8；(A9)Nd8.5Fe83.5V3B5；(A10)Nd9Fe72Co10V1.5B7.5；(A11)Nd9Fe79.5Mn1Zr3B7.5；(A12)Nd9Fe72Co7Ta4B8；(A13)Nd9Fe70.5Co12Nb3.5B5；(A14)Nd9Fe73.5Co7Cr4B6.5；(A15)Nd9.5Fe70.5Co10Ni1Nb3B6；(A16)Nd9.5Fe72Co7Zr4B7.5；(A17)Nd10Fe71Co10V1.5B7.5；(A18)(Nd7Pr3)Fe66Co16V1B7；(A19)Nd10.5Fe82.5Zr2B5；(A20)Nd10.5Fe82.5Nb2B5；(A21)Nd10.5Fe72.5Co10Nb2B5；(A22)Nd10.5Fe75.5Co7W2B5；(A23)Nd10.5Fe70.5Co10Mo4B5；(A24)Nd10.5Fe72.5Co10Hf2B5；(A25)(Nd8Pr2.5)Fe75.5Co7V2B5；(A26)Nd11Fe79Nb2Ta2B6；(A27)Nd11Fe72Co8V0.5B8.5；(A28)(Nd9Pr2)Fe70Co10Nb2Ta1B6；以及(A29)(Nd10Pr1)Fe69Co10Nb2Ta2B6。作为磁粉(B)(B1)Nd7Fe82Co6Ti1B4；(B2)Nd7Fe83Co5V1B4；(B3)Nd7Fe83Co2.5Cr3.5B4；(B4)Nd7Fe83.5Co2Mn3.5B4；(B5)Nd7Fe81.5Co7Cu0.5B4；(B6)Nd7Fe83.5Co3Ga2.5B4；(B7)Nd7Fe82Co6.5Zr0.5B4；(B8)Nd7Fe83.5Co4.5Nb1B4；(B9)Nd7Fe83.5Co3.5Mo2B4；(B10)Nd7Fe80Co8.7Hf0.3B4；(B11)Nd7Fe83Co5Ta1B4；(B12)Nd6Pr1Fe83Co4W2B4；(B13)Nd5Pr2Fe82Co5.5Si1.5B4；(B14)Nd6Fe82Co4Nb1V1B6；(B15)Nd7Fe82.5Co4Nb1Cu0.5B5；(B16)Nd8Fe82Co4Cr2Mn1B3；(B17)Nd6Pr1Fe83.5Co4Ti1Ga0.5B4；(B18)Nd5Pr3Fe82Co4Ta1Si1B4.例子4称量5.08g钕金属片(纯度99.9％，由NipponYttrium有限公司生产)，23.02g铁金属片(电解铁，纯度99.9％，由ShowaDenko有限公司生产)，1.164g钴金属片(纯度99.9％，由SumitomoMetalMining有限公司生产)，0.458g铌金属片，0.172g稼金属片和0.214g晶体硼片，使混合物构成为Nd7Fe83.5Co4Nb1Ga0.5B4且总重量为30g。通过在减压下氩气气氛中的弧熔化，混合物被制成合金粒。为了产生均匀颗粒，合金粒在4周期的弧熔化中交变地上下转动。使合金粒成为小碎片，且5g合金片填入石英喷管(管直径10mm，长度20cm，管口直径0.4mm)并置入快速淬冷装置中。在减压下氩气气氛中以高频电波熔化合金片后，熔融的合金喷至以表面速度40m/sec旋转的铜辊(直径20cm)上，同时加压氩气吹入管中。熔融的合金被淬冷并固化，产生宽1至2mm而厚10至20μm的超速淬冷合金带。在得到的合金带的X射线分析中，观察到作为整体的宽峰。从X射线分析结果和通过高分辨率透射电子显微镜的观察证实，至少大部分合金由非晶态构成。用化学分析测量合金带的构成元素的比例时，证实构成是Nd7Fe83.5Co4Nb1Ga0.5B4，基本等于原始材料的构成比例。合金带封入在5×10-2乇的真空下的石英管内，在750℃热处理3分钟。热处理后对合金带进行X射线分析，检测到基于αFe型晶体结构和Nd2Fe14B1型晶体结构的不同峰值，以及被认为是Fe3B型的低峰。由于背景有宽且平缓的峰，估计在一定范围保持为非晶态。用高分辨率的透射电子显微镜，毫微束电子衍射仪和能量扩散X射线分析仪，观察热处理后的合金带微结构。在合金结构中，含αFe型晶体的软磁晶态为总晶体结构的约65面积％(其中含有必然分离的Fe3B型晶体的软磁晶态约为总晶体结构的7面积％)，含Nd2Fe14B1型晶体的硬磁晶态为总晶体结构的约28面积％。假设整个二维区域是100％，这些晶态的总和为总合金结构的91面积％。因此，剩余的总合金结构的9面积％等于软磁非晶态。含αFe和bccFe型晶体的软磁晶态中晶粒直径为20至45nm，含Fe3B型晶体的软磁晶态中晶粒直径为15至35nm，而含Nd2Fe14B1型晶体的硬磁晶态中晶粒直径为15至40nm。因此，观察到在热处理前，各态从非晶态中分散，淀析并晶化。分析结果也证实，11.3atm％的Nd和7.8atm％的B以富集状态存在于剩余非晶态中。用振动取样磁强计在室温下测量热处理后合金带的磁性能，本征矫顽力(iHc)为4.7kOe，剩余磁通密度(Br)为11.2kG而最大能量乘积((BH)max)为17.4MGOe。为了按JISZ2371检验稀土铁硼型磁铁合金的防锈能力，每12小时取出，通过光学显微镜观察带表面上红锈的面积比例。由于发展的锈占有总表面积的10面积％前所经的时间为72小时，说明该合金也有优良的防锈性能。例子5用球磨机磨碎例子4中热处理后的合金带，并筛分以获得颗粒直径不大于150μm且不小于20μm的磁铁合金粉末。98g磁铁合金粉末和2g环氧树脂XW-2214(商品名，由NipponPerknocks有限公司生产)溶解于适量甲基·乙基酮中，充分混合粉末。然后干燥并蒸发甲基·乙基酮，所得混合物(等于98wt％的磁铁合金粉末和2wt％的环氧树脂)用于压模。所得混合物的3.3g装入直径10mm的柱形取样压力模具，并以约7吨/cm2的压力压制，以得到柱形生压体。在150℃热处理生压体1小时，以固化环氧树脂。以此方式，生产密度为6.0g/cm3的压模粘结磁铁。用磁力约50kOe的脉冲导磁体磁化压模粘结磁铁后，用B-H曲线描绘器测量室温下的磁性能。剩余磁通密度(Br)为9.0kG，本征矫顽力(iHc)为4.6kOe而最大能量乘积((BH)max)为1.2MGOe。在80℃和相对湿度90％下对粘结磁铁进行防锈试验，并观察随着时间的流逝扩展锈迹的状态。在每12小时通过光学显微镜(×50倍)的观察中，至多0.1mm大小的几个锈点首先在试验后72小时检测到。在同一观察区继续每12小时观察一次。即使经过168小时，锈迹也只占观察区的10面积％。因而说明粘结磁铁也有优良的防锈能力。例子6至23，对比例1至9除了改变所生产合金的构成和合金带生产中的热处理温度外，以例子4中所述相同方法获得经热处理的合金带。以例子4中所述相同方法观察热处理后的每一合金带的相结构。在例子6至23的每一个中，含αFe型晶体的软磁晶态的比例为总晶体结构的约60至75面积％(其中含有必然分离的Fe3B型晶体的软磁晶态约为总晶体结构的7面积％)，含Nd2Fe14B1型晶体的硬磁晶态的比例为总晶体结构的不小于25面积％且小于40面积％。假设整个二维区域是100％，这些晶态的总和为总合金结构的90至95面积％。因此，剩余的5至10面积％等于软磁非晶态。含αFe和bccFe型晶体的软磁晶态中晶粒直径为15至50nm，含Fe3B型晶体的软磁晶态中晶粒直径为15至35nm，而含Nd2Fe14B1型晶体的硬磁晶态中晶粒直径为15至50nm。因此，观察到在热处理前，各相作为一种状态从非晶态中分散，淀析并晶化。分析结果也证实，10至15atm％的Nd和7至9atm％的B以富集状态存在于剩余非晶态中。在对比例1与3中，合金不含Co和M4，在对比例2与4中，合金不含M4，在对比例5与6中，合金只含无Co的特定M4，在对比例7中，合金中Co与M4的总量不大于5atm％，在对比例8与9中，合金是Fe3B-NdFeB型交换弹性磁铁合金。每一对比例1至4的微结构基本与本发明的相同。但是，在对比例8与9中，证实Fe3B-NdFeB型软磁晶态占有不少于总晶体结构的60面积％，而基本没有非晶态存在。主要生产条件和变化特性如表2所示。从上述结果可看出，明显地，本发明的合金在磁性能和防锈能力方面优于对比例1至9。例子24至29，对比例10至13除了改变磁铁合金粉末的种类外，用与例子5所述相同方法生产粘结磁铁。主要生产条件和变化特性如表3所示。明显地，本发明的粘结磁铁在磁性能和防锈能力方面优于对比例10至13。表1</tables>表2<></tables>表2(续表)</tables></tables>表2(续表)</tables>表权利要求1.一种稀土粘结磁铁，包括磁铁粉末(A)，由下述式(1)表示，它包括Nd2Fe14B1型晶体，其本征矫顽力(iHc)不低于7kOe，且平均颗粒直径不小于100μmRa(Fe(1-d)Cod)(100-a-b-c)M1bBc(1)其中，M1是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu和Ni构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的至少一种元素，a是8至11，b是0.1至10，c是2至10而d是0至0.2；磁粉(B)，由下述式(2)表示，其平均颗粒直径不大于50μmRxFe(100-w-x-y-z)CoyM2zBw(2)其中，M2是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Zn，In，Sn，Bi，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，x是5至10，y是1至9，z是0.1至5，w是2至7，且x+w不小于9；以及粘结剂树脂。2.如权利要求1的稀土粘结磁铁，进一步具有不小于8kG的剩余磁通密度(Br)，不小于5kOe的本征矫顽力(iHc)和不小于11MGOe的最大能量乘积((BH)max)。3.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(A)含8至10atm％的稀土元素且是通过磨碎淬冷带而产生的粉末。4.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(B)含不大于8atm％的稀土元素且是通过磨碎交换弹性磁铁带而产生的粉末。5.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(B)包括含晶粒直径10至100nm的软磁晶态和晶粒直径10至100nm的硬磁晶态的晶态，以及不大于总合金结构的10面积％的非晶态。6.如权利要求5的稀土粘结磁铁，其特征在于软磁晶态的比例不小于总晶体结构的50面积％。7.如权利要求6的稀土粘结磁铁，其特征在于软磁晶态的比例为总晶体结构的50至90面积％。8.如权利要求5的稀土粘结磁铁，其特征在于硬磁晶态的比例为总晶体结构的10至50面积％。9.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(B)具有3.5至6.0kOe的本征矫顽力(iHc)和不小于10kG的剩余磁通密度(Br)。10.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(B)具有由下面的式(3)表示的构成RxFe(100-w-x-y-z)CoyM3zBw(3)其中M3是从Ti，V，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Cu，Zn，In，Sn和Si构成的组中选择的至少一种元素，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，x是5至10，y是1至5，z是0.1至5，w是2至7，(x+w)不小于9.5，而(y+z)为1.1至5。11.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(B)具有由下面的式(4)表示的构成RxFe(100-w-x-y-z)CoyM2zBw(4)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M2是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Zn，In，Sn，Bi，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10，y是1.0至9.0，z是0.1至5，w是2至7，(x+w)不小于9而(y+z)不小于5。12.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述磁粉(A)与所述磁粉(B)的混合比例为1∶9至9∶1。13.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述粘接剂树脂是从环氧热固树脂与酚热固树脂构成的组中选择的一种；且所述粘结磁铁由压模生产。14.如权利要求1的稀土粘结磁铁，其特征在于所述粘接剂树脂是从聚酰胺热塑树脂，聚苯撑硫热塑树脂和液晶热塑树脂构成的组中选择的一种；且所述粘结磁铁由注模生产。15.一种稀土铁硼型磁铁合金，具有由下面的式(5)表示的构成RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10，y是1.0至9.0，z是0.1至5，w是2至7，(x+w)不小于9而(y+z)不小于5，该稀土铁硼型磁铁合金含有下述结构，其中从软磁非晶态中淀析每一含有αFe，bccFe和αFe或bccFe与M4的固溶体的软磁晶态与由Nd2Fe14B1型四方形晶体构成的硬磁晶态，其中所述软磁非晶态的比例基于总合金结构不大于10面积％，而其余是包括所述软磁晶态和所述硬磁晶态的晶态，且其中所述软磁晶态的比例基于总晶体结构不少于50面积％而其余是所述硬磁晶态。16.如权利要求15的稀土铁硼型磁铁合金，还具有不小于3.5kOe的本征矫顽力(iHc)，不小于10kG的剩余磁通密度(Br)，以及不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)。17.如权利要求15的稀土铁硼型磁铁合金，其特征在于所述软非晶态包括8至20atm％的稀土元素，70至90atm％的铁与铁和所述M4的合金之一，以及不大于22atm％的硼。18.如权利要求15的稀土铁硼型磁铁合金，其特征在于所述软晶态中的晶粒直径为10至100nm。19.如权利要求15的稀土铁硼型磁铁合金，其特征在于所述硬晶态中的晶粒直径不大于100nm。20.一种生产如权利要求15所述的稀土铁硼型磁铁合金的方法，包括步骤生产具有下面式(5)表示的构成的混合物RxFe(100-w-x-y-z)CoyM4zBw(5)其中，R是从Nd，Pr，Dy，Tb和Ce构成的组中选择的一种元素，M4是从Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W，Mn，Cu，Ga，Ag和Si构成的组中选择的至少一种元素，x是5至10，y是1.0至9.0，z是0.1至5，w是2至7，(x+w)不小于9而(y+z)不小于5；加热融化所述得到的混合物以产生熔融的合金；淬冷并固化所述熔融合金；以及在600至850℃的温度范围中热处理已淬冷且固化的合金。21.通过模压由磨碎如权利要求15定义的所述稀土铁硼型磁铁合金而得到的磁铁合金粉末与作为粘接剂的树脂而产生的一种粘结磁铁，粘结磁铁中所述磁铁合金粉末的含量为85至99wt％。22.如权利要求21的粘结磁铁，还具有不小于8kG的剩余磁通密度(Br)，不小于3.5kOe的本征矫顽力(iHc)和不小于8MGOe的最大能量乘积(BH)max。全文摘要在本发明中,通过混合两种类型的磁粉(A)与(B)而得到的稀土粘结磁铁,虽然稀土元素含量低,却具有高剩余磁通密度(Br),大本征矫顽力(iHc)和大最大能量乘积((BH)max),并显示出极好的防锈能力。本发明的稀土铁硼型磁铁合金具有不小于10kG的高剩余磁通密度(Br),不小于3.5kOe的大本征矫顽力(iHc)和大的最大能量乘积((BH)max),并具有极好的防锈能力。文档编号C22C1/04GK1186310SQ97120669公开日1998年7月1日申请日期1997年8月7日优先权日1996年8月7日发明者浜野正昭,山崎实,井上明久,竹内章,表祐治申请人:户田工业株式会社