专利名称：片状的稀土－铁－硼基磁性合金颗粒,生产方法及用此合金生产的粘结磁体的制作方法
技术领域：
本发明涉ii及片状的稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒，生产该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的工艺及用这种稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒生产的粘结磁体，而特别是涉及剩余磁通密度(Br)高到不小于10KG，固有矫顽力(iHC)大到不小于3.5KOe，而最大能量乘积((BH)max)大到不小于13MGOe，并且有优良的防锈蚀能力及飘浮效应(leafing effecf)的片状的稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒的方法及用此种片状的稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒，生长该片状的稀土—铁—硼基磁性合金颗粒生产的粘结磁体。
在可以任何形状生产并且有很高的尺寸精度等方面有优势的粘结磁体已按常规用于各种领域，如用于电器及汽车零件。随着近年来小型化和重量轻的电器及汽车零件的开发，一直强烈要求其所用的粘结磁体小型化。
为此，要求磁体显示出高的磁性能，如，高的剩余磁通密度(Br)、大的固有矫顽力(iHc)、及大的最大能量乘积((BH)max)。
如于本技术领域中所知，含有磁铅石型的铁氧体，如钡铁氧体或锶铁氧体及粘接剂树脂的粘结磁体，(下文称为“铁氧体粘结的磁体)由于铁氧体颗粒是氧化物，所以具有卓越的防锈蚀能力。此外，由于铁氧体粘结的磁体是用便宜的原料，如钡和锶的氧化物及铁的氧化物生产的，所以铁氧体粘结的磁体是经济的，因而被广泛使用。
但，至于这种铁氧体粘结的磁体的磁特性，其剩余磁通密度(Br)为约2-3KG、固有矫顽力(iHc)为约2-3KOe，而最大能量乘积((BH)max)为约1.6-2.3MGOe。因此，这些粘结的磁体不足以完成小型化，及不足以使其中加有此粘结磁体的器件或装置减轻重量。
另一方面，对更高的性能、更低的价格的磁体的需求是无止境的。由于采用了在稀土元素中价格相当低的Nd，Nd—铁—硼基磁性合金被Sumitomo TokushuKinzoku Co.，Ltd(日本)和General Motors(美国)在1982年几乎同时开发出来，该磁性合金已被用于广泛的应用领域，而且还一直试图将此磁性合金用于生产粘结磁体。为进一步改进磁特性，已认真地开发出用于互换—弹性磁体(exchange-Springmagnet)的稀土—铁—硼基合金，而且其中一些已投入实际应用。
互换—弹性磁体由于Fe(αFe)或铁的化合物和Nd2Fe14B1型的四方晶体化合物的互换作用而呈现一种磁弹性现象。这些磁体的特征在于，稀土元素含量低，而剩余磁通密度(Br)高，因而在价格/性能比方面可能是极佳的。
含有小于10atm％的稀土元素，如Nd的，用于互换—弹性磁体的稀土—铁—硼基合金与含约10-15atm％稀土元素，如Nd的稀土—铁—硼基磁体合金相比具有很高的磁特性方面的潜势，后者的成份接近化学计算成份，如接近市售的，由General Motors开发的“MQP“(商品名)成份。由于可降低昂贵的稀土元素的用量，所以这种合金在经济上是有利的。
含小于10atm％稀土元素，如Nd的，用于互换—弹性磁体的稀土—铁—硼基合金具有一个含作为软磁相的αFe的体系或有一个含Fe3B或Fe2B的体系。含有作为软磁相的αFe的体系一般其剩余磁通密度(Br)高达10-13KG、但其固有矫顽力(iHc)大多数低于小于3.5KOe。含有作为软磁相的Fe3B或Fe2B的体系有很高的固有矫顽力(iHc)，如3.5-7.7KOe，但其剩余磁通密度(Br)却低到了小于10KG，因此，用含有作为软磁相的Fe3B或Fe2B的体系所生产的粘结磁体的剩余磁通密度(Br)比“MQP“的高，但其剩余磁通密度比由含有作为软磁相的αFe的系统所构成磁体的该密度低。
在主要采用由稀土—铁—硼基磁性合金生产小型电机的领域中，鉴于电机的小型化及其所用的磁体的磁稳定性，要求粘结磁体在剩余磁通密度(Br)和固有矫顽力(iHc)之间有良好的平衡。即，强烈要求粘结磁体具有不小于10KG的剩余磁通密度(Br)和不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)。
另一方面，含稀土元素，如Nd的磁性合金是有缺欠的它易在空气中氧化因而易产生氧化物，从而防锈蚀能力差。因此，由于用含稀土元素，如Nd的磁性合金生产的粘结磁体的耐蚀性差，所以通常使粘结磁体经受防锈涂覆处理，如浸涂，喷涂或用树脂电沉积及金属镀覆。
若增强了含稀土元素，如Nd的磁性合金的防锈蚀能力，那么即使对于上述用途而言，都可简化或者省略对粘结磁体表面所作的防锈涂覆处理。在某些应用中，有省去防锈涂覆处理的可能性。因此，极需增强稀土—铁—硼基的磁性合金的防锈蚀能力。
粘结磁体通常是通过在粘合剂树脂中混合磁体颗粒，再将此混合过的材料制成适宜的形状而产生的。在此情况下，已知鳞片状的磁体颗粒易于机械地取向，从而就可提高此粘合剂树脂中的这些颗粒的堆密度。但在此片状颗粒有弯曲表面的情况下，就难以充分地提高堆密度。在日本专利申请公开No.2-34706(1990)中，虽然其发明涉及了与本发明不同的应用领域，但提到“……一般来说，作为涂料的颗粒，片状颗粒是优选的。即，当在树脂中混合这种片状颗粒，并用刷涂法或涂喷法施用此所得的涂料时，由于树脂固化所引起的表面能力的作用，使这些颗粒与涂覆表面平行地沉积(所谓的飘涂效应(leaving effect)或现象)，从而形成由此种颗粒组成连续的涂覆膜，借此防止了基体材料与外界空气的接触，因而使其具有良好的而腐蚀和抗气候的能力……”。同样，在生产粘结磁体时，当采用无弯曲表面的片状磁性合金颗粒时，粘结磁体中的颗粒的堆密度因其飘浮效应而迅速提高，借此可使此粘结磁体的剩余磁通密度(Br)，因而也使其最大能量乘积((BH)max)得以提高。
因此，对于提供无弯曲表面而呈现优良的飘浮效应的片状稀土磁性合金颗粒一直有着需求。
尤其是，一直强烈需求具有高剩余磁通密度(Br)，大的固有矫顽力(iHc)及大的最大能量乘积((BH)max)，并在防锈蚀能力和飘浮效应方面是优良的片状稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒。
在含有作为主要组份的Fe(小于91atm％)及还含至少一种稀土元素(R)及硼(B)的常规急冷永磁材料中，有一种已知的永磁材料，它含有＜10％(面积)(以总的合金组织为基准计)的软磁非晶态相，其余是含R-Fe-B型硬磁化合物的结晶相(日本专利申请公开，No.8-162312，(1996))。
虽然生产具有高剩余磁通密度(Br)，大的固有矫顽力(iHc)，大的最大能量乘积((BH)max)并有优良的防锈蚀能力及飘浮效应的稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒是目前最强烈的需求，但尚未提供具有这类性能的稀土—铁—硼基的磁性合金颗粒。
在日本专利申请公开No.8-162312(1996)中所述的稀土—铁—硼基的磁性合金中，固有矫顽力(iHc)低到小于3KOe，剩余磁通密度(Br)低到小于10KG，在表5中，剩余磁通密度(Br)约为0.62-0.97T(相当于6.2-9.7KG)，固有矫顽力(iHc)为约0.16-0.21MA/m(相当于1.25-2.6KOe)，最大能量乘积((BH)max)为约19.7-72.0KJ/m3(相当于2.5-9.0MGOe)。
日本专利申请公开No.8-162312(1996)的实施例2-4中所述的稀土—铁—硼磁性合金是通过将急冷带粉碎，再于真空中将此经粉碎的颗粒挤压而得到的块体。因此这种块状体在结构上与片状稀土—铁—硼磁性合金颗粒不同。
因而，目前强烈需要提供具有高剩余磁通密度(Br)，相当大的固有矫顽力(iHc)和大的最大能量乘积((BH)max)，而且防锈蚀能力及飘浮效应优越的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒来生产粘结磁铁。
由于本发明人的认真研究，发现了通过生产具有以下式表达的成份的混合物RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R是选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ce构成的物组中的至少一种稀土元素，M是选自由Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si构成的物组中的至少一种元素，X为5-10、Y为1.0-9.0、Z为0.1-5、W为2-7、(X+W)不小于9，而(Y+Z)大于5；在加热的条件下熔化所得的混合物，从而产生熔融合金；经喷嘴排出此熔融合金；将气体喷在排出的熔融合金上，从而形成熔融合金的液滴；在此液滴凝固之前，使此液滴撞在沿液滴下落方向设置的旋转冷却件上，以使其经受急冷凝固，从而形成经急冷而凝固颗粒；在600-850℃的温度范围内热处理该急冷凝固的颗粒，所得的片状(包括平的叶状及椭园板状)的稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的平均主轴直径为50-500μm，平均的次轴直径为50-500μm，平均的轴之比(主轴直径/次轴直径)为1-10，而平均的长径比(主轴直径/厚度)为5-100，其剩余磁通密度(Br)高达不小于10KG、固有矫顽力(iHc)大至不小于3.5KOe，最大能量乘积((BH)max)大至不小于13MGOe，并有优越的防锈蚀能力及飘浮效应，因而适于生产粘结磁体。
基于这种发现完成了本发明。
本发明的目的在于提供一种具有高剩余磁通密度(Br)，大的固有矫顽力(iHc)、大的最大能量乘积((BH)max)的，并显示出优良的防锈蚀能力及优良的飘浮效应的，用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒。
本发明另一目的在于提供一种无需粉碎步骤，高效地生产片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的工艺。
本发明又一目的在于提供一种具有高的饱和磁通密度(Br)和大的最大能量乘积((BH)max)的并显示出优良防锈蚀能力的粘结磁体。
为达到这些目标，按本发明的第一方面提供了用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒。
它具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)、不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br)和不少于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)，而且具有60-500μm的平均主轴直径、50-460μm的平均次轴直径，1.1-10的平均轴之比(主轴直径/次轴直径)及3-100的平均长径比(主轴直径/厚度)。
按本发明第二方面，提供了一种用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，它具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)、不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br)及不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)，它具有60-500μm的平均主轴直径，50-460μm的平均次轴直径，1.1-10的平均轴之比(主轴直径/次轴直径)及3-100的长径比(主轴直径/厚度)，它具有以下式表示的成份RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R是选自Nd、Pr、Dy、Tb和Ce的至少一种稀土元素、M是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si的至少一种元素，X为5-10，y为1.0-9.0，z为0.1-5，W为2-7，(X+W)不小于9，(Y+Z)大于5。
按本发明第三方面，提供了一种生产用于粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的工艺，它包括的步骤为制备具有该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒成份的混合物；使所得到的混合物加热熔化，从而产生熔融合金；将所述熔融合金经喷嘴放出；将气体喷在排出的熔融合金上，从而形成所述熔融合金的液滴；在所述液滴凝固之前，使之撞在沿所述液滴下落方向设置的锥形或盘形旋转冷却件上，以使所述液滴经受急冷凝固，并使其旋转，从而形成经急冷而凝固的颗粒，然后在600-850℃的温度范围内热处理此经急冷而凝固的颗粒。
按本发明的第四方面，提供一种粘结磁体，它含有85-99％(重量)的用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，该颗粒具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)，不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br)及不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)，而且还具有60-500μm的平均主轴直径，50-460μm的平均次轴直径，1.1-10的平均轴之比(主轴直径/次轴直径)及3-100的平均长径比(主轴直径/厚度)；及所述片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒被分散于其中的粘合剂树脂。
按本发明的第五方面，提供一种粘结磁体，它含有85-99％(重量)的用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，该颗粒具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)、不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br)和不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)，它还具有60-500μm的平均主轴直径，50-460μm的平均次轴直径，1.1-10的平均轴之比(主轴直径寸/次轴直径)及3-100的平均长径比(主轴直径/厚度)，并且它还具有以下式表示的成份RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R为选自Nd、Pr、Dy、Tb和Ce的至少一种稀土元素、M是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si的至少一种元素，X为5-10、Y为1.0-9.0、Z为0.1-5、W为2-7、(X+W)不小于9，而(Y+Z)大于5；以及所述片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒分散于其中的粘合剂树脂。
图1是展示用于生产本发明实施例1中所得的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的设备的示意图；图2是扫描电镜照片(放大倍数×85)，它展示了按本发明实施例1所得的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的形状；图3是X-射线衍射图，它揭示了按本发明实施例1所得的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的结晶结构；图4是电子衍射图，它揭示了按本发明实施例1所得的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的结晶结构。
下面详细说明本发明。
首先解释本发明的用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒。
用于生产粘结磁体的符合本发明的稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，是包括扁平状和椭园板状的片状颗粒，该颗粒的平均主轴直径为60-500μm、平均次轴直径为50-460μm，平均轴之比(主轴直径/次轴直径)为1.1-10，而平均长径比(主轴直径/厚度)为5-100。
本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的平均主轴直径较好是80-500μm，更好是100-500μm。其平均次轴直径较好是70-460μm，更好是85-460μm。其平均厚度较好是3-100μm，更好是5-95μm。其平均轴之比(主轴直径/次轴直径)较好是1.1-5，更好是1.1-3。其平均长径比(主轴直径/厚度)较好是3-50，更好是3-30。
下面说明用于生产粘结磁体的，符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组织。
符合本发明的，用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒具有以下式表示的组成，RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw。
上式中的R是至少一种选自Nd、Pr、Dy、Tb和Ce的稀土元素。在考虑到剩余磁通密度(Br)和固有矫顽力(iHc)时，Nd、Pr和Nd-Pr合金是适宜的。Nd和Pr则更为适宜。至少可将其它稀土元素加于Nd、Pr或Nd-Pr合金中(所述元素是Sc、Y、La、Pm、Sm、Eu、Gd、Ho、Er、Tm、Yb和Lu)。这些其它稀土元素的量最好不大于10atm％(以全部稀土元素的原子为基准计)。
R的用X表示的量为5-10atm％，较好是5.5-9％(atm)，更好是6-8atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金成份中的原子为基准计)。当X小于5atm％时，则由Nd2F14B1四方晶体构成晶态的硬磁结晶相的数量不够，从而使固有矫顽力达不到不小于3.5KOe。当X大于10atm％时，则由αFe，一种αFe和M构成的固溶体，或αFe和该固熔体构成的混合相所构成的晶态软磁结晶相的数量不足，从而使残余磁通密度(Br)达不到不小于10KG。
以100-x-y-z-w表示的Fe的量为69-86atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金的合金组成中的原子为基准计)。当Fe的量小于69atm％时，则剩余磁通密度(Br)下降从而难以达到作为本发明的目标的，不小于10KG的剩余磁通密度(Br)。当Fe量大于86atm％时，R和Co的量相对减小，从而难以达到作为本发明目标的不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)。
Co和M是主要元素，因为它们提高固有矫顽力，提高磁化强度，改进耐蚀性和/或提高居里点。
以y表示的Co量为1.0-9.0atm％，较好是1.5-9.0atm％，更好是2.0-9.0atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。当Co量＜1.0atm％时，则在提高固有顽力和居里点方面有时不足，从而使热稳定性变差。当Co量＞9.0atm％时，由于缺少铁的组份，有时使剩余磁通密度(Br)下降得较为明显，从而难以使剩余磁通密度不小于10KG。
M是选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si的至少一种元素。M能提高由Nd2Fe14B1型四方晶体构成的硬磁结晶相的结晶磁性的各向异性，及由于使结晶相晶体细化的作用而能产生高的固有矫顽力。M还能使由αFe、αFe和M所形成的固溶体或αFe和该固溶体形成的混合相所构成的软磁结晶相稳定，及改善用其所生产的粘结磁体的耐蚀性和热稳定性。
由于至少一种选自Mn、Cu、Ga、Ag和Si的元素和其它的M元素共存的协同作用，得到了大的固有矫顽力。
以Z表示的M量为0.1-5atm％，较好是0.2-4atm％，更好是0.3-3.5atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。当M量＜0.1atm％时，提高固有矫顽力的效果就差，而且使热稳定性下降。当M量＞5atm％时，由于缺少Fe和/或Co组份使剩余磁通密度(Br)下降。
上述M元素中的Ti、Zr、Nb、Hf、Ta、Si和Ga有助于提高固有矫顽力并易于形成非晶态相，从而使非晶相稳定地留在该合金的组织中，借此就可产生具有优良防锈蚀性能的磁性合金颗粒。此外，通过使用此磁性合金颗粒，就可获得具有优良耐蚀性的粘结磁体。
B对于形成由Nd2Fe14B1型四方晶体构成的硬磁结晶相是重要元素。以W表示的B量为2-7atm％，较好是2.5-6.5atm％，更好是3-6.5atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。当B的量＜2atm％时，则由Nd2Fe14B1型四方晶体构成的结晶的硬磁结晶相的量有时不足，从而，得不到不小于3.5KOe的固有矫顽力。当B量＞7atm％时，B就过多了，它导致剩余磁通密度(Br)下降。
R和B的总量(X+W)不少于9atm％，更好不小于10atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。当R和B的总量＜9atm％时，则不能通过急冷产生足够的软磁非晶态相，从而即使经热处理也达不到不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)。为保持高的剩余磁通密度(Br)，R和B的总量上限以18atm％为好，更好是17atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。
Co和M的总量(y+z)＞5atm％，更好是不小于5.1atm％，最好是不小于5.5atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。当Co和M的总量不大于5atm％时，则难以产生提高固有矫顽力和热稳定性的效果。为保持高的剩余磁通密度，Co和M总量的上限以11atm％为好，更好是10atm％(以该片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成中的原子为基准计)。
现在说明该用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组织。
符合本发明的，用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒含有软磁非晶态相，其量不大于10％(面积)，更好不大于9％(面积)(以合金组织总面积为基准计)。
当在两维视场中的此软磁非晶态相的比率＞10％(面积，以总的合金组织为基准计)时，则能够引起软磁结晶相和硬磁结晶相间的磁性互换作用(magneticexchange interaction)的距离将加大，从而由于两相间的磁性相互作用之故，会使磁结合力变弱，因而难以产生提高磁性能的效果。为通过软磁非晶相产生防锈蚀能力，其比率下限以1％(面积，以合金组织的总面积为基准计)为好。
软磁非晶态相含8-20atm％，更好是9-15atm％(以该软磁非晶态相中的原子为基准计)的稀土元素；70-90atm％，更好是70-85atm％(以软磁非相晶中的原子为基准计)的Fe或Fe与上述元素M的合金；及不大于22atm％，更好是5-18atm％(以软磁非相态中的原子为基准计)的B。该软磁非晶态相不仅有软磁性，而且对于在为结晶而进行的热处理步骤中，通过抑制生成粗晶从而形成细的晶体相，以提高作为该合金整体的硬磁性方面也起着重要的作用。
此外，由于软磁结晶相和硬磁结晶相分散在软磁非晶态相中并以岛屿状在其中结晶，即，由于软磁非晶态相包围着软磁结晶相和起作主要磁性部分作用的硬磁结晶相，所以可防止这些结晶相被氧化。因此，软磁非晶相可起到了防止这些结晶相被逐渐腐蚀的屏障作用，从而改善了该磁性合金颗粒的防锈蚀能力。
此外，还可期望软磁非晶相产生通常由非晶态相体现的机械强度，耐化学侵蚀及防锈蚀能力。
本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒中的软磁结晶相含有αFe、αF和M的固溶体或由αFe和该固溶体构成的混合相，它占该结晶组织总面积的10％以上，更好是10-90％，最好是15-80％。软磁结晶相有助于提高剩余磁通密度(Br)。当软磁结晶相所占比率小于10％(面积)时，难以产生本发明所希望的，具有高剩余磁通密度(Br)的磁性合金颗粒。考虑到起着提高固有矫顽力(iHc)作用的硬磁结晶相所占的比率，软磁结晶相的这一比率的上限最好是该结晶组织总面积的90％。
软磁结晶相中的晶粒平均直径以5-100nm为好，较好是10-50nm。
除αFe外，软磁结晶相有时还含Fe3B、Fe2B，由Fe3B或Fe2B与M构成的固溶体，由Fe和M构成的金属间化合物，如Fe2Zr，相图中的或在生产过程中不可避免的由αFe和M构成的固溶体、或由αFe和该固溶体构成的混合相，但在用本发明生产具有所需的各种性能的磁性合金颗粒时这没有特别问题。
符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒中的硬磁结晶相由Nd2Fe14B1型四方晶体构成，该相占结晶组织总面积的90％以下。
当硬磁结晶相的含量超过90％(面积)时，则软磁结晶相减少，从而难以产生高的剩余磁通密度(Br)。硬磁结晶相的含量，考虑到本发明所希望的固有矫顽力(iHc)，以占结晶组织总面积的10-90％为好，更好是20-85％。
硬磁结晶相有产生大的固有矫顽力(iHc)的效果。有时部分M进入此硬磁结晶相中，从而提高各向异性常数，结晶使固有矫顽力提高。
硬磁结晶相除Nd2Fe14B1化合物外，还可含按相图不可避免地结晶的细晶粒的化合物相。
硬磁结晶相中的晶粒平均直径以5-100nm为好，更好是10-50nm。
在符合本发明的用于生产粘接磁铁的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒中，剩余磁通密度(Br)通常不小于9.5KG，最好不小于10KG，固有矫顽力(iHc)通常不小于3.5KOe，最好不小于4.0KOe，最大能量乘积((BH)max)通常不小于13MGOe。更好是不小于15MGOe。13KG的剩余磁通密度是其极限值。8KOe的固有矫顽力是其极限值，25MGOe的最大能量乘积是其极限值。
顺便说一下，在该磁性合金颗粒的上述磁性能中，剩余磁量密度(Br)是通过测量其生压块的剩余磁通密度(Br)，再对该测得值作适当补偿而得到的计算值。最大能量乘积((BH)max)也是用生压块的剩余磁通密度(Br)计算值得到的。
符合本发明的，用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的防锈蚀能力一般不小于50小时，更好是不小于55小时，最好不小于60小时，该性能是用JISZ2371的喷盐试验测量法，直到占磁性合金颗粒的总表面积的10％的面积上产生锈蚀所经历的时间表示的。该值显然比常规的Nd-Fe-B基合金颗粒的防锈蚀性能优越得多。
现在陈述生产本发明的粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的工艺。
通过制备一种金属元素材料和/或合金材料的混合物合金原料，以使该混合物有以下式表示的组成RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R是至少一种选自Nd、Pr、Dy、Tb和Ce的稀土元素。M是至少一种选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga和Si的元素，X为5-10(atm％)，Y为1.0-9.0(atm％)，Z为0.1-5(atm％)，W为2-7(atm％)，(X+W)不小于9(atm％)而(X+Z)大于5(atm％)；然后加热熔化所得的混合物，以形成熔融合金，然后使该熔融合金冷却和凝固。
作为金属元素原料，任何形状的，如粒、块、片和板状的市售原料都可用。
作为合金原料，市售的都可用，比如，有作为B使用的硼铁、作为稀土元素用的钕铁、混合金属和镝。它们可以任何形状，如粒、块、片和板状使用。
加热熔化可按已知的电弧熔化法、高频熔化法等进行。加热熔化最好在真空下或惰性气氛，如Ar气中进行。
将这样得到的原料合金加热熔化，从而得到一种熔融合金。然后使此熔融合金经喷嘴排出并对其喷气。从而使其形成液滴。在此液滴凝固之前，使其撞在沿液滴下落方向设置的锥形或盘形旋转冷却件的表面上，从而使该液滴经受二次急冷凝固，结果形成片状的经急冷而凝固的颗粒。然后，将此片状的经急冷而凝固的颗粒热处理并使之结晶化，从而得到符合本发明的，用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒。
熔化温度按合金成份设定。通常，最好将合金加热到比原料合金熔点高50℃的温度。
作为优选的喷吹气体，可以举出诸如氮气和氩气之类的惰性气体。在这些惰性气体中，Ar气是最好的。喷吹气体的压力一般为5-200kgf/cm2，更好是10-100kgf/cm2。当喷吹气体的压力＞200kgf/cm2时，冷却速度将过高，就会有液滴在到达和冲击在旋转冷却件表面上之前就冷却和凝固的趋势。
旋转冷却件为锥形或盘形的。最好使用锥形旋转冷却器，因为通过向其冲击更易生成片状颗粒。
旋转冷却件的旋转速度一般为1000-20000rpm，更好是3000-8000rpm。当旋转冷却件的转速＜100rpm时，所得到的经急冷而凝固的颗粒倾向于相互重叠，从而形成块状颗粒。此外，这种颗粒不能充分冷却和凝固，从而不能在其中产生足量的软磁非晶态相。此外，难以在生产粘结磁体时得到足够的磁性合金颗粒的堆密度。
顺便说一下，当使用盘形旋转冷却件时，熔融合金的液滴最好于这样的部位冲击在旋转冷却件上该处沿圆周方向稍稍偏离盘形旋转冷却件的旋转轴。
按本发明，若必要，原料合金的加热熔化，第一次急冷凝固，在加热条件下的再加热熔化及用旋转冷却件所完成的二次急冷凝固可在同一个设备中连续完成。
此外，也可在金属元素材料和/或合金原料加热熔化之后，用同一设备中的旋转冷却件，不经第一次急冷凝固立即进行第二次急冷凝固。
顺便提一下，在用旋转冷却件进行第二次急冷凝固时，由于先产生的液滴倾向于比后产生的液滴有较大的尺寸，所以最好将先生成的经急冷而凝固的颗粒弃去，或随后将得到的全部颗粒进行分级等，以从中去除粗粒。在剩余的熔融合合变少的情况下，由其所生的液滴尺寸变小，因而，所得到的经急冷而凝固的颗粒也就变细。因此，较好是就在熔融合金耗尽之前，将所产生的这类经急冷而凝固的颗粒弃去，或将得到的全部颗粒进行分级等，以从中去除较细的颗粒。
用旋转冷却件，按第二次急冷凝固所得的经急冷和凝固而得的颗粒主要为非晶合金组织。
这种非晶态合金在X-射线衍射图中呈现出一个宽的峰，而且此事实已被用透射电子显微镜(TEM)所作的观察时所得的电子衍射卤-图所证实。整个合金组织有时可能不都是非晶态的，而根据合金成分，其中可能局部包含结晶组织，但若有足以达到本发明目的的，某种程度的非晶态合金，则没有问题。
非晶态合金组织呈现出软磁性。除软磁性之外，为在结晶热处理时抑制粗晶生长，能使细晶相形成，该非晶态组织还有增加该合金的整体的硬磁作用。
使经急冷而凝固的合金结晶的热处理温度一般为600-850℃。当此温度低于600℃时，Nd2Fe14B1型四方晶体的硬磁结晶相有时结晶不足，从而难以得到不小于3.5KOe的固有矫顽力。当此温度＞850℃时，则含αF、由αFe和M构成的固溶体，或由αFe和该固溶体构成的混合相的软磁结晶相的长粗变得很明显，因而难以得到高的固有矫顽力。此外，由于残余软磁非晶态相的含量明显下降，因而难以显示出优良的防锈蚀能力。根据经急冷而凝固的合金的成分适当选择能产生优良磁特性的最佳热处理温度。
热处理气氛无特别限定，只要无损于所得的磁性合金颗粒的磁特性即可，但优选惰性气氛，如Ar气或不大于10-1乇的真空。
热处理时间最好不少于10秒。当热处理时间少于10秒时，就有软磁结晶相和硬磁结晶相不能充分结晶的趋势。但，此热处理时间最好不大于1小时。当此热处理时间大于1小时时，则使软磁结晶相长粗。在这两种情况下，都有矫顽力达不到不小于3.5KOe的趋势。
通过热处理，由非晶态相产生结晶相。此时，加热此磁性合金颗粒，以使非晶态相不完全结晶，而留下不大于全部合金组织的10％(面积)的非晶态相是重要的。
为留下这样的非晶态相，需设定加热条件，以便不使晶体相在整个非晶态相上析出和生长。由于可通过所加的M元素的作用使非晶态相稳定及抑制晶体相的生长，所以需设定适宜的合金成份。对于这种热处理，快速退火法或快速加热—快速冷却法可能是适宜的，根据合金成份也可进行普通的热处理。
残留的非晶态相的含量较好是合金组织总面积的10％，更好是1-5％。当此含量小于1％(面积)时，则既得不到本发明所期望的效果，也不可期望有防锈蚀能力。当其大于10％(面积)时，由非晶态相和结晶相之间的，或各结晶相之间的相互磁作用的缘故使结合力变弱。
下面陈述符合本发明的粘结磁体。
符合本发明的粘结磁体含有分散于粘接剂树脂中的，占85-99％(重量)的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，其余是粘合剂和其它添加剂。
该粘结磁体中的该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的含量依据用于生产粘结磁体的模制方法稍有变化，比如，用喷塑法时，该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的含量最好为粘结磁体总重的88-93％；在用挤压模塑法时，其含量最好为粘结磁体总重的85-92％；而用压塑法时，其含量较好为粘结磁体总重的95-99％，更好是98-99％；而用砑延辊塑法时，其含量最好为粘结磁体总重的85-90％。符合本发明的粘结磁体的堆密度最好是不小于6.1g/cm3。其居里点(℃)最好不小于350℃符合本发明的粘结磁体的剩余磁通密度(Br)一般不少于6.0KG，最好不小于7.2KG；其固有矫顽力一般不小于3.5KOe，最好不小于4.0Oe；而其最大能量乘积((BH)max)一般不小于9.5MGOe，最好不小于10MGOe。
以在80℃和90％的相对湿度下直至在磁体的总表面积上生成10％的锈斑时所经过的时间表示的该磁体的耐腐蚀性一般不少于96小时，最好不少120小时。
现在陈述生产符合本发明的粘结磁体的工艺。
符合本发明的粘结磁体可这样产生将符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒与粘合剂树脂混合和搅拌，再用已知的模型法，如喷塑法、挤型法、压塑法和压延辊塑法等成形。
各种粘合剂可根据模塑方法有选择地使用。比如，在用喷塑法挤塑法和压延辊塑法的情况下，可适当地将热塑性树脂用作粘合剂树脂。另一方面，在压塑法的情况下，可适当选用热固性树脂。
作为热塑性树脂，可以举出锦纶(PA)基树脂、聚丙烯(PP)基树脂、乙烯乙酸乙烯脂(EVA)基树脂、聚亚苯基硫醚(PPS)基树脂、液晶聚合物(LCP)树脂、弹性体、橡胶等。作为热固性树脂，可提出环氧基树脂，酚树脂等。
在粘结磁体中，片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒所占的混合百分比一般为85-99％(重量)。最佳混合百分比依据模制方法稍有变化，但最好是，按喷塑法为88-93％(重量)，按挤塑法为85-92％(重量)，按压塑法是96-99％(重量)，按压延辊塑法是85-90％(重量)。当此混合比小于85％(重量)时，在粘结磁体中磁性合金颗粒的量过少，从而使所得的粘结磁体没有足够的磁特性。
在每种模制方法中，磁性合金颗粒的混合百分比的上限是根据需要，如由磁性合金颗粒和可模制的粘合剂树脂组成的经搅拌或混合的材料的流动性、及模制产物的机械强度而确定的值。
为了在生产粘结磁体时有助于模制和充分形成磁特性，若需要，可除粘合剂之外，添加已知的添加剂，如增塑剂、润滑剂和偶合剂。
这些添加剂可根据使用目的作适当选择。作为增塑剂，可根据所用的树脂在市售的增塑剂中选用。所用的增塑剂的总量一般为所用的粘合剂树脂重量的约0.01-5.0％(重量)。
润滑剂的例子可包括硬指酸或其衍生物，无机润滑剂、油类润滑剂等。其用量一般为粘结磁体重量的约0.01-1.0％。
作为偶合剂，可根据所用的树脂和填充料在市售的偶合剂中选择。其用量一般为所用的粘合剂树脂重量的约0.01-3.0％。
这些为生产粘结磁体的原料的混合可用各种混合器，如Henschel混合器，V-形混合器、naughter混合器等进行。此外，搅拌可用单螺旋搅拌器，双螺旋搅拌器，灰浆搅拌器，挤压搅拌器等进行。
符合本发明的粘结磁体可通过按普通方法用电磁的或脉冲电流的磁化机使所得的模制品磁化而产生。
为何按本发明所得到的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒呈现出如此高的固有矫顽力，其原因被认为是，Co元素与特定的M元素的协同效应产生了增加Nd2Fe14B1型四方晶粒的磁各向异性的效果及出于这样的事实使晶粒细化的效果在下列的合金仅含Co元素而不含规定的M元素，合金仅含规定的M元素不含Co元素及Co和M元素的总和超出规定的范围中的任一种情况下不可能产生作为本发明目标的稀土—铁—硼磁性合金颗粒，这些情况将在后面的比较例中展示。
为何所得的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒会呈现出优良的防锈蚀能力的原因被认为是非晶态相包围着主要起磁性作用的软磁结晶相和硬磁结晶相；以及适量的非晶态相是稳定的。
符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒具有良好的耐蚀性及抵御气候的能力，并能显示出良好的防锈蚀能力的原因在于其片状的形状会导致良好的飘浮现象(效应)，即，形平行取向颗粒的连续覆膜，从而形成无任何疵点的整体涂覆表面的效应。
还有，由于符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒会呈现优良的飘浮效应，所以该磁性合金颗粒含在生产粘结磁体是呈现出高的堆密度，从而能生产出具有高的剩余磁通密度的粘结磁体。
因此，符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒具有高的剩余磁通密度(Br)、大的固有矫顽力(iHc)、大的最大能量乘积((BH)max)，并呈现出良好防锈蚀能力及优越的飘浮效应。因而，它适于用作高磁性能粘结磁体的原料。
由于符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒含有其量小至小于10atm％的稀土元素，所以出于经济及工业应用的观点，有利于生产这种颗粒。
此外，用符合本发明的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒生产的粘结磁体具有高的剩余磁通密度(Br)、大的固有矫顽力(iHc)和大的最大能量乘积((BH)max)并显示出优良的耐蚀性，其原因在于这种片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒具有上述性能。因此，可缩小粘结磁体的尺寸，因而可将其用于各种应用领域。
实施例下面将参照实施例和对比例详细解释本发明。
各实施例和对比例中的各种性能是用以下方法测得的。
(1)片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的颗粒形状是通过用电子显微镜观察其外形而确定的。
(2)该颗粒的平均主轴直径、平均次轴直径及平均厚度是用将该颗粒放大100倍时测得的值计算的。
(3)构成该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的合金组成的相组织是用高分辨率透射电子显微镜(由Japan Electron Optics Laboratory Co.，Ltd制造)、毫微米束(nanobeam)电子衍射仪(由Japan Electron Optics laboratry Co.，Ltd制造)、能量分散性X-射线分析仪EDX(由Japan Electron Optics Laboratory Co.，Ltd.制造)及X-射线衍射仪(由Rigaku Denki Kogyo Co.，Ltd.制造；靶Fe)观察和测量的。
(4)至于该合金组合物中的磁性组织、构成该稀土—铁—硼基磁性合金的合金组合物中晶体相，如αFe和Fe3B晶体使用上述的毫微米束电子衍射仪进行的电子束分析鉴定，而且这些结晶相被确定为软磁性的。
类似地，其结晶相被鉴定为Nd2Fe14B1结晶相，而且这种晶体相被确定为硬磁性的。
(5)合金组合物中的面积％用在透射电子显微镜(TEM)等的两维视场中的，其存有的百分比表示。
(6)稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的化学成分用化学分析得到的数值表示。
(7)该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的磁特性用振荡试样磁化器VSM(RikenDenshi Co.，Ltd.制造)测得的数值表示。
此外，粘结磁体的磁特性用按B-H曲线绘图仪(Toei Kogyo，Co.，Ltd.制造)在以约50KOe的脉冲磁化将此粘结磁体磁化后测得的数值表示。
(8)磁性合金的防锈蚀能力按JISZ2371的喷盐试验稳定。按每个预定的时间段取出被测的磁性合金颗粒，然后用描扫电镜(SEM)检测锈点是否产生及锈点增多和锈蚀扩大的状态。该值是直到所生成的锈蚀占该合金组织总表面积的10％时所经历的时间。
(9)粘结磁体的耐蚀性用在80℃和90％的相对湿度下直至锈蚀产生所经历的时间及锈点增多和锈蚀扩大的状态评价。耐蚀性是用光学显微镜(放大50倍)观察到所生成的锈蚀占合金组织总面积的10％时所经历的时间表示。
(10)下面陈述如何测量粘结磁体的堆密度(g/cm3)。
将通过使经热处理的生压块固化而产生的柱状的压塑粘结磁体充分地冷至室温(约25℃)。此后，测量所得的柱状的经压塑的粘结磁体的高度和其横截面直径，测量是用千分尺在其3个或多个部位进行的。用所测得值的平均值计算该柱状的压塑的粘结磁体的体积。然后，用电子称测该柱状压塑粘结磁体的重量。用这样得到的体积和重量数值计算该柱状压塑的粘结磁体的密度。
(11)稀土—铁—硼基磁性合金的居里点是这样测得的将设有热电偶的石英试样支撑棒、能在真空气氛中容纳试样颗粒的盒子及加热器装在振荡试样磁化器“VSM”(由Toei Kogyo Co.，Ltd.制造)中。将试样颗粒放在这样组成的设备中，然后按温度测量其磁性的变化。尤其是，通过对其施以10KOe的外加磁场使此试样颗粒磁化。此后，在对这些颗粒施以1KOe的磁场的同时，升高温度以记录该颗粒的磁性值。硬磁和软磁相的磁化曲线相互交叉时的温度被定为此颗粒的居里点实施例1下面参照图1说明稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的产生。
分别称出169.2gNd金属块(纯度99.9％，由Nippon Yttrium Co.，Ltd.生产)，766.6gFe金属块(纯度99.9％的电解Fe，由Showa Denko Co.，Ltd.生产)，38.76g Co金属块(纯度99.9％，由Sumitomo Metal Mining Co.，Ltd生产)，15.24g Nb金属块、5.73gGa金属块和7.13g晶体B块，然后将其混在一起(总重为1Kg)，以使所得的混合的组成为Nd7Fe83.5Co4Nb1Ga0.5B4。通过在Ar气氛中，在减压下的高频感应加热使此混合物熔化，然后经铸造而得到1Kg原料合金。
将1Kg这样得到的原料合金置于铝坩埚1中，再用高频感应加热于1350℃将其熔化，从而产生熔融合金2。使熔融合金2从铝喷嘴3流出，然后喷以经雾化喷嘴5吹出的压力为20kg/cm2的Ar气4，从而形成熔融合金的液滴6。如图1所示，使熔融合金液滴6冲向沿此液滴下落方向设置的铜的锥形旋转冷却件7(辊径200mmφ、锥角120℃、转速7200rpm)，从而得到经急冷而凝固的颗粒8。
所得的经急冷而凝固的颗粒8的平均主轴直径为250μm，平均次轴直径为150μm，平均厚度为15μm，平均轴之比(主轴直径/次轴直径)为1.7∶1，平均长径比(主轴直径/厚度)为17∶1。
用扫描电镜观察此经急冷而凝固的颗粒，然后如从图2中的扫描电镜显微照片(放大倍数×85)所辨认的那样，该颗粒被确定为片状颗粒。
作为以X-射线衍射法分析该经急冷而凝固的颗粒的结果，整体来说看到一个宽峰。由X-射线分析结果及用高分辨率透射电子显微镜所作的观察确认；至少大部分经急冷而凝固的颗粒是由非晶态相构成的。当用化学分析测量该经急冷而凝固的颗粒的构成元素时，其组成被确认为Nd7Fe83.5Co4Nb1Ga0.5B4，它大致与原料中的组成比相同。
在5×10-2乇的真空下将此经急冷而凝固的颗粒封在石英管中，然后于750℃加热3分钟。当此热处理后用X-射线衍射法测此稀土—铁—硼基磁性合金颗粒时，如图3所示的该颗粒的X-射线衍射图的分析结果，测到了两种明显的峰以αFe型结晶组织为基的峰(标为A)和以Nd2Fe14B1型结晶组织为基的峰(标为B)。此外，从图4中所示的电子衍射图检测到标志结晶的点和标志有非晶相存在的卤，从而推测出残留了某种程度的非晶态相。
此热处理后用高分辨率透射电子显微镜、毫微束电子衍射仪及能量分布性X-射线分析仪观察该稀土—铁—硼基合金颗粒的精细结构。在该合金组织中，αFe型晶体的软磁结晶相的含量约为结晶组织总面积的72％，而含Nd2Fe18B1型晶体的硬磁结晶相约为该结晶组织总面积的28％。这些结晶相之和，当假设整个两维视场为100％(面积)时，为该合金组织总面积的91％。因此，剩下的，该合金组织总面积的9％为软磁非晶态相。
在含αFe或其固溶体的软磁结晶相中的晶粒直径为20-45nm，而含Nd2Fe14B1型结晶的硬磁结晶相中的晶粒直径为15-40nm。因此观察到热处理促使各相从热处理前的结晶态和非晶态相的混合相中析出，并使其晶粒生长。由分析结果而认定在残留的非晶态相中还有以浓缩态存在于残留的非晶态相中的11.3atm％的Nd和7.8atm％的B。
当于此热处理之后，用振动试样磁化器测此稀土—铁—硼基合金颗粒的磁特性时，其固有矫顽力(iHc)为4.7KOe，剩余磁通密度(Br)为11.2KG而最大能量乘积为17.4MGOe。
使如上所得的稀土—铁—硼基磁性合金颗粒经受喷盐试验，以检测其防锈蚀能力。每隔12小时将此稀土—铁—硼基磁性合金颗粒取出，然后用扫描电镜测其表面上的红锈面积的百分比。结果，由于直至所产生的锈蚀占总表面积的10％时所经历的时间为72小时，因而确定该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒还有优良的防锈蚀能力。实施例2将按实施例1而得的98g稀土—铁—硼基磁性合金颗粒和2g溶于适量的甲基乙基酮中的环氧树脂XW-2214(商品名，由Nippon Perknocks Co.，Ltd.生产)充分混合。然后使此甲基乙基酮干燥和蒸发，结果得到被用作压塑原料的混合物(含98％(重量)的磁性合金颗粒及2％(重量)的环氧树脂)。
将3.3g所得的混合物加入粒状试样压模中，其直径为10mm，在7吨/cm2的压力下压制而得到直径为10mm，长度为约7mm的生压块。
于150℃将此生压块热处理1小时以使环氧树脂固化，从而产生密度为6.3g/cm3的压塑粘结磁体。
在用脉冲磁化器(其磁化力约为50KOe)测此所得的压塑粘结磁体后，用B-H描图仪测其室温下的磁特性。其剩余磁通密度(Br)为9.1KG，固有矫顽力(iHc)为4.6KOe，而最大能量乘积((BH)max)为10.5MGOe。
以80℃和90％的相对湿度使该粘结磁体经受耐蚀试验，并观察随时间的流逝生成锈蚀的状态。作为每隔12小时用光学显微镜(放大倍数×50)观察的结果，在72小时后，第一次在该视场中的一些点处测到尺寸为0.1mm的锈蚀。再以同样的视场每隔12小时继续观察。即使168小时后，锈蚀仅占视场的10％(面积)。因此肯定该粘结磁体还有良好的耐蚀性。稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的生产实施例3-29以与实施例1中所限定的方法相同的方法，但改变所产生的合金成份，旋转冷却件的转速、喷出的Ar气压力及在生产该合金颗粒时的后续热处理中的温度，生产稀土磁性合金。
以同于实施例1中所限定的方法观察于实施例3-29中所得的每种稀土磁性合金颗粒的相结构。
结果确定含αFe晶体的软磁结晶相的含量为结晶组织总面积的18-75％，而含Nd2Fe14B1型晶体的硬磁结晶相的含量为结晶组织总面积的25-82％。当假设整个二维视场为100％(面积)时，这些结晶相之和为合金组织总面积的90-99％。因此，剩下的1-10％(面积)为软磁非晶态相。
含αFe、αFe和M的固溶体，或由αFe和该固溶体构成的混合相的软磁结晶相中的晶粒直径为5-100nm，而由Nd2Fe14B1四方晶体构成的硬磁结晶相中的晶粒直径为5-100nm。因此观察到每相都是结晶的，而且都是通过热处理从非晶态相中结晶出来的。从分析结晶还可确定在剩下的非晶态相中还存有浓缩态的10-15atm％的稀土元素和7-9atm％的B。对比例1述于由Japan Industrial Standlards Institute出版的(1988，PP.36-37)“Story ofAmorphous metals”中的单辊液体急冷法。
进行同于按实施例1所限定的程序，但将合金成份改成实施例22中所用的成份，从而产生一种熔融合金。
将这样得到的熔融合金经喷嘴放出，从而形成该熔融合金的带状的熔料。在该熔融合金的此熔料凝固之前，使其与辊型旋转冷却件的周边表面接触，该件是这样设置的其旋转轴与熔融合金的流动方向相互垂直，从而得到经急冷而凝固的薄带状的材料。
所得到的经急冷而凝固的材料为厚30-50μm的薄带状。该薄带状材料经机械粉碎，再过筛，从而得到颗粒尺寸不大于500μm的颗粒。
作为电子显微镜观察的结果，所得的颗粒被确定为碎石状颗粒。该碎石状颗粒的生产条件及其各种性能示于表2-4，而用此碎石状颗粒生产的粘结磁体的性能示于表5。对比例2进行同于按实施例1限定的程序，但将合金成份改变为实施例22中所用的成份，而且不在排出的熔融合金上喷气，从而产生经急冷而凝固的颗粒。
作为观察的结果，确定所得的经急冷而凝固的颗粒为波状—弯曲的板状颗粒，其厚度不均匀，在宽度范围内有约100μm—约1mm的起伏。所得的经急冷而凝固的颗粒经机械粉碎，过筛，从而得到颗粒尺寸不大于500μm的颗粒。
该波状—弯曲板状颗粒的生产条件及其各种性能示于表2-4，而用其生产的粘结磁体的各种性能示于表5。对比例3述于由Maruzen出版(1990，PP，932-933)的“Handbook of Metal“中的气体雾化法进行同于实施例1中所限定程序，但将合金成份改变成实施例22所用的成份，从而产生熔融合金。
将这样得到的熔融合金经喷嘴排出，再向其喷气体，从而形成熔融金属的液滴。使此熔融金属液滴在一大得足以使液滴无任何碰撞地自由飞行的舱室里飞行，然后直至液滴在保持着其球形形状因重力而下落的同时被急冷和凝固。
所得到的经急冷而凝固的颗粒是具有宽的颗粒尺寸分布的球形颗粒，其直径从几μm变到几百μm。
用电子显微镜观察的结果，所得的颗粒被确定为球形颗粒。所得的球形颗粒的生产条件及其各种性能示于表2-4。用此球形颗粒生产的粘结磁体的性能示于表5。实施例30-56，对比例4-6以同于按实施例2所限定的方法生产粘结磁体，但改变所用的磁性合金颗粒的种类。
主要的生产条件及各种性能表示表5。
符合本发明的粘结磁铁有优于按对比例生产的磁体的磁特性及耐蚀性。表1
表1(续)
表2
表2(续)
表3
表3(续)
表3(续)
表3(续)
表4
表4(续)
表4(续)
表4(续)
表5
表5(续)
权利要求
1.用于生产粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，它具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)、不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br)和不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)max)，而且还有60-500μm的平均主轴直径、50-460μm的平均次轴直径、1.1-10的平均轴之比(主轴直径/次轴直径)及3-100的平均长径比(主轴直径/厚度)。
2.权利要求1的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，它还有以下式表示的成份RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R是选自Nd、Pr、Dy、Tb和Ce的至少一种稀土元素，M是选自Ti、V、Cr、Zr、Bb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si的至少一种元素，X为5-10、Y为1.0-9.0、Z为0.1-5、W为2-7、(X+W)不小于9，而(Y+Z)大于5。
3.权利要求1的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，它还包含一种合金组织，其中含αFe、αFe和M的固溶体或由αFe和该固溶体构成的混合相的软磁结晶相，和含Nd2Fe14B1型四方晶体的硬磁结晶相在软磁非晶态相中结晶，所述软磁非晶态相的含量不大于该合金组织总面积的10％，而该软磁结晶相的含量不小于包括该软磁结晶相和硬磁结晶相的结晶组织总面积的10％。
4.权利要求3的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，其中该软磁结晶相的含量小于包括该软磁结晶相和硬磁结晶相的结晶组织总面积的90％。
5.权利要求1的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，其中，所述软磁结晶相中的晶粒直径为5-100nm。
6.权利要求1的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒，其中所述硬磁结晶相中的晶粒直径为5-100nm。
7.生产用于粘结磁体的片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的工艺，它包括如下步骤制备具有该稀土—铁—硼基磁性合金颗粒的成分的混合物；加热熔化所述的所得混合物以产生熔融合金；经喷嘴排出所述熔融合金；将气体喷在所述的被排出的熔融合金上，以形成所述熔融合金的液滴；在所述液滴凝固之前，使其冲向沿所述液滴下落方向设置的并且旋转的锥形或盘形旋转冷却件，以使所述液滴经受急冷凝固，从而形成经急冷而凝固的颗粒；在600-850℃的温度下热处理所述的经急冷而凝固的颗粒。
8.权利要求7的工艺，其中所述混合物的组成用下式表示RxFe(100-x-y-z-w)CoyMzBw其中R为选自Nd、Pr、Dy、Ta和Ce的至少一种稀土元素，M为选自Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Mn、Cu、Ga、Ag和Si的至少一种元素，X为5-10、Y为1.0-9.0，Z为0.1-5，W为2-7，(X+W)不少于9而(Y+Z)大于5。
9.含85-99％(重量)的如权利要求1所限定的所述片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒及粘合剂树脂的粘结磁体，所述片状稀土—铁—硼基磁性合金颗粒分散在该树脂中。
10.权利要求9的粘结磁体，它还具有不小于7.2KG的剩余磁通密度(Br)，不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc)和不小于9.5MGOe的最大能量乘积((BH)max)。
11.权利要求9的粘结磁体，它还具有不小于6.1g/cm3的密度。
全文摘要
用于生产具有不小于3.5KOe的固有矫顽力(iHc),不小于9.5KG的剩余磁通密度(Br),不小于13MGOe的最大能量乘积((BH)
文档编号B22F9/08GK1246715SQ99102888
公开日2000年3月8日 申请日期1999年2月4日 优先权日1998年2月6日
发明者浜野正昭, 山崎实, 水口博崇 申请人:户田工业株式会社