专利名称：稀土类-铁-硼系合金以及磁各向异性永久磁体粉末及其制造方法
技术领域：
本发明涉及稀土类-铁-硼系合金、磁各向异性永久磁体粉末及其制造方法，以及使用该磁各向异性永久磁体粉末的各向异性粘结磁体及其制造方法。
背景技术：
稀土类-铁-硼系稀土类磁体是高性能永久磁体的代表，它含有以三元正方晶系化合物R2Fe14B型结晶相为主相的组织，可发挥优异的磁体特性。其中，R为选自稀土类元素以及钇的至少一种元素，Fe或B的一部分也可以被其它元素替代。
这种稀土类-铁-硼系稀土类磁体大致区分为烧结磁体和粘结磁体。烧结磁体是通过在挤压装置中对稀土类-铁-硼系磁体合金的微细粉末(平均粒径数μm)进行压缩成型、然后烧结来制造的。反之，粘结磁体通常是通过在挤压装置中对稀土类-铁-硼系磁体合金的粉末(粒径例如100μm左右)与结合树脂的混合物进行压缩成型而制造的。
由于在烧结磁体的情况下，使用粒径较小的粉末，所以各个粉末颗粒具有磁各向异性。因此，当在挤压装置内进行粉末的压缩成型时，对粉末施加取向磁场，由此就能制作粉末颗粒沿磁场方向取向的成型体。
另一方面，在粘结磁体的情况下，所用粉末颗粒的粒径具有超过结晶粒径的大小，所以，通常显示不出磁各向异性，不能使各粉末颗粒因磁场而取向。因此，为了制作粉末颗粒沿特定方向取向的各向异性粘结磁体，有必要确立制造各个粉末颗粒显示出磁各向异性的磁特性粉末的技术。
为了制造各向异性的粘结磁体用稀土类合金粉末，研究采用HDDR(Hydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination)处理法。“HDDR”意味着依次进行氢化(Hydrogenation)、歧化(Disproportionation)、脱氢化(Desorption)和重组(Recombination)的工艺过程。按照这种HDDR处理工艺，首先是通过在氢气环境或氢气与惰性气体的混合环境中，使稀土类-铁-硼系合金(母合金)的铸锭或粉末保持在500℃～1000℃的温度下，由此，使氢被吸附在上述合金中。通过这种氢吸附，R2Fe14B相分解为稀土类氢化物和铁基硼化物等。其反应式如下或之后，在温度500℃～1000℃下进行脱氢处理后，通过度冷却得到合金磁体粉末。通过该脱氢处理，由上述的氢化物或铁基硼化物等再生成R2Fe14B相。
在氢化前，对具有比较大的尺寸(粒径数十μm以上)的R2Fe14B晶粒的分别进行HDDR处理，使之变成很多细小的R2Fe14B晶粒(粒径0.1～1μm左右)的集合体。如此形成的非常微细的R2Fe14B晶粒的集合体被称为“再结晶结构织构”。再结晶结构织构中的微细R2Fe14B晶粒记忆着原有的较大R2Fe14B晶粒的晶体取向。因此，如果通过粉碎或分级、经HDDR处理后的合金粉末的粒径在HDDR处理前的晶粒粒径程度以下的范围，则，各粉末颗粒中含有的微细的R2Fe14B晶粒的晶体取向在特定的方向排列，因此，能发挥出磁各向异性。另外，因为“再结晶结构织构”中微细的R2Fe14B晶粒具有与单磁畴临界粒径相近的大小，所以也能发挥出高矫顽力。
以下，一面参照图19(a)～(e)，一面说明HDDR处理。
图19(a)为稀土类-铁-硼系母合金1的一部分的示意图。因为母合金1是多结晶，其中存在着很多晶界3，所以各晶粒的晶体取向2不一定沿同一方向取向。对母合金1进行粗粉碎工序，如图19(b)所示，形成具有大小为具有各个单晶体取向程度的粉末颗粒5。当粉末颗粒5的粒径过大时，各粉末颗粒5成为多结晶状态，使粉末颗粒5中所含晶粒的取向不一致。在此，将粉末颗粒5的集合体称为粗粉碎粉末4。
接着，对粗粉碎粉末4实施HDDR处理，赋予各颗粒5再结晶结构织构。图19(c)表示在各粉末颗粒5内形成再结晶结构织构7的状态。另外，图19(d)是再结晶结构织构7的放大图，表示组织内的各晶粒的晶体取向2沿同一方向取向。
然后，如图19(e)所示，通过消除粉末颗粒5的凝聚或微粉碎，得到具有磁各向异性的合金粉末9。
通过实施如上所述的HDDR处理，制造具有再结晶结构织构的稀土类-铁-硼系合金粉末的方法被揭示于例如特开平6-82575号公报及特开平7-68561号公报中。
但是，通过HDDR处理制造的磁特性粉末(以下称为“HDDR粉末”)中存在着以下的问题。
首先，为了提高HDDR粉末的磁化，在母合金阶段，必须在高温下进行长时间的均匀化处理(例如1100℃、20小时)。这是因为当母合金组织微细时，HDDR处理前的原料粉末就会成为多结晶，而粉末颗粒就会变成磁各向同性。
另外，为了对母合金全体进行HDDR处理，有必要使氢充分扩散到母合金的内部。因此，氢化处理的时间就必须很长(例如800℃、6小时)，而氢化时间越长，饱和磁化就会越低。其理由是氢化处理时间变长时，会引起上述化学式所示的可逆反应的反复进行，逐渐失去母合金的R2Fe14B相的晶体取向的记忆，结果，导致最终所得到的“再结晶结构织构”的磁各向异性降低。
另一方面，当氢化处理时间缩短时，HDDR处理不完全、微细的R2Fe14B相的生成不充分，所以，就会出现得不到高矫顽力HcJ、残留磁通密度Br也降低的问题。
为了解决该问题，有人提出了向母合金中添加Ga等的方案。特别是当向母合金中添加Ga时，即使氢化处理的时间长，母合金中的R2Fe14B相的晶体取向的记忆也不易失去。其结果是，能提高矫顽力HcJ及剩余磁化强度Jr两方面到充分的水平。
但是，由于Ga的价格高，长时间进行用于氢化处理的热处理时，也会使制造成本增加。因此，在HDDR粉末的性能得到提高且能以低成本生产方面，人们强烈需求不需添加昂贵的Ga的、而且可用较短氢化处理时间得到所需磁体特性的技术。
在上述特开平6-82575号公报及特开平7-68561号公报中，对将使用高频熔化炉等熔化、铸造而制得的所谓合金铸锭用作母合金的情况进行了说明，但是近年来，也提出了使用由薄带铸造法得到的薄板状原料(合金铸锭)实施HDDR处理的粉末得到粘结磁体的方法(发明第3213638号)。
但是，现状是尽管用薄带铸造法得到的合金铸锭的是实质上不含α-Fe相、含有均匀组织的物质，但由于晶粒的尺寸太小，就用于粘结磁体的粉末粒度来说，各粉末颗粒的磁各向异性低，而达不到实用目的。
本发明是针对上述诸问题而完成的发明，其主要目的是提供实质上不添加Ga、且能省略上述母合金的均匀化处理以及缩短氢化处理时间的、并使矫顽力HcJ和剩余磁化强度Jr两方面都得到提高的稀土类-铁-硼系合金、磁各向异性磁体粉末及其制造方法，以及各向异性粘结磁体及其制造方法。
发明内容
本发明的磁各向异性磁体粉末的制造方法是包括通过度冷却稀土类-铁-硼系合金熔体制作母合金的工序和对上述母合金实施HDDR处理的工序的磁各向异性磁体粉末的制造方法，制作上述母合金的工序包括通过使上述合金熔体接触冷却部件来冷却上述合金熔体，从而形成含有内部分散着富稀土类相的多个R2Fe14B型结晶体(R是选自稀土类元素及钇的至少一种元素)的凝固合金层的工序。
在优选的实施方式中，形成上述凝固合金层的工序包括通过在与上述冷却部件接触一侧形成第一组织层后，再向上述第一组织层供给上述合金熔体，从而使上述R2Fe14B型结晶在上述第一组织层上成长以形成第二组织层的工序。
在优选的实施方式中，上述第一组织层主要是短轴方向平均尺寸不足20μm的R2Fe14B型结晶。
在优选的实施方式中，上述第二组织层中的R2Fe14B型结晶的短轴方向平均尺寸为20μm以上，长轴方向平均尺寸为100μm以上。
另外，在本说明书中，合金组织中的R2Fe14B型结晶的各个区域意味着晶体取向相同的区域。即，所谓“晶体取向相同的区域”是用偏光显微镜观察合金的剖面组织时，被观察像中的对比度相同的区域。
在优选的实施方式中，上述凝固合金层具有第一组织层和第二组织层，上述第一组织层的比率以体积比计为不足10％。
在优选的实施方式中，上述第二组织层中的富稀土类相以平均50μm以下的间隔、被分散到上述R2Fe14B型结晶的内部。
在优选的实施方式中，上述母合金中含有的α-Fe相的比率为5体积％以下。
在优选的实施方式中，上述母合金中含有的稀土类元素的浓度为26质量％以上32质量％以下。
在优选的实施方式中，上述母合金中含有的Ga浓度为0.6质量％以下。
在优选的实施方式中，形成上述第一组织层时的合金熔体的冷却在10℃/s以上、1000℃/s以下的条件下进行，过度冷却在100℃以上、300℃以下的条件下进行，形成上述第二组织层时的合金熔体的冷却在1℃/s以上、500℃/s以下的条件下进行。
在优选的实施方式中，在上述第一组织层的冷却部件接触部位形成有空隙部。
在优选的实施方式中，在上述合金熔体到达冷却部件时的上述熔体的温度约为1300℃以下。
在优选的实施方式中，上述凝固合金层的形成是通过离心铸造法进行的。
在优选的实施方式中，对上述母合金实施HDDR处理的工序含有使上述母合金的温度升温到550℃以上、900℃以下的范围后、与氢进行反应的工序。
本发明的稀土类-铁-硼系合金包括第一组织层和在第一组织层上形成有内部分散着富稀土类相的多个R2Fe14B型结晶体(R是选自稀土类元素及钇的至少一种元素)的第二组织层，上述第一组织层的比率以体积比计为不足10％，同时，上述R2Fe14B型结晶的短轴粒径为20μm以上、110μm以下，上述富稀土类相以平均50μm以下的间隔被分散到上述R2Fe14B型结晶的内部。
在优选的实施方式中，上述合金中含有的α-Fe相的比率为5体积％以下。
在优选的实施方式中，稀土类元素的浓度为26质量％以上、32质量％以下。
在优选的实施方式中，Ga的浓度为0.6质量％以下。
本发明的磁各向异性稀土类-铁-硼系合金粉末平均粒径为10μm以上、300μm以下，粒径为50μm以下的粉末颗粒中的稀土类元素浓度不大于粒径超过50μm的粉末颗粒中的稀土类元素浓度。
在优选的实施方式中，通过氢处理进行脆化。
本发明的磁各向异性稀土类-铁-硼系合金磁体粉末含有稀土类元素的浓度为26质量％以上、32质量％以下，α-Fe相的比率为5体积％以下，Ga的浓度为0.6质量％以下，通过HDDR处理形成的微细结构织构。
本发明的各向异性粘结磁体的制造方法包括准备通过上述任一种制造方法制造的磁各向异性磁体粉末的工序；和将上述磁各向异性磁体粉末与结合剂混合，然后在取向磁场中成型的工序。
本发明的各向异性粘结磁体含有上述磁各向异性稀土类-铁-硼系合金磁体粉末。
本发明的马达具有上述各向异性粘结磁体。
图1(a)～(d)是用于制造本发明的磁各向异性磁体粉末的母合金的金属组织的形成过程的剖面示意图。
图2(a)～(c)是通过薄带铸造法形成母合金金属组织的过程的剖面示意图。
图3(a)～(d)是通过现有铸锭法形成母合金金属组织的过程的剖面示意图。
图4(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理前的时刻T1时的组织示意图。
图5(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理后的时刻T2时的组织示意图(T1＜T2)。
图6(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理后的时刻T3时的组织示意图(T2＜T3)。
图7(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理后的时刻T4时的组织的示意图(T3＜T4)。
图8表示剩余磁化强度Jr和矫顽力HcJ与HDDR处理时间的关系曲线。
图9表示剩余磁化强度Jr和矫顽力HcJ与平均粉末粒度的关系曲线。
图10表示粗粉碎粉末样品No.3～No.5在不同粒度下的Nd浓度曲线。曲线图的纵轴是Nd浓度(Nd concentration、质量％)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图11表示粗粉碎粉末样品No.1～No.4在不同粒度下的磁化强度曲线。曲线图的纵轴是磁化强度J(Magnetization、特斯拉T)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图12表示粗粉碎粉末样品No.3、6、7在不同粒度下的磁化强度曲线。曲线图的纵轴是磁化强度J(Magnetization、特斯拉T)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图13表示粗粉碎粉末样品No.7、10、12、13在不同粒度下的磁化强度曲线。曲线图的纵轴是磁化强度J(Magnetization、特斯拉T)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图14表示样品No.1～No.4经HDDR处理后的磁特性曲线。曲线图的纵轴是剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsic coercivity、MAm-1)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图15表示样品No.3、6、7经HDDR处理后的磁特性曲线。曲线图的纵轴是剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsic coercivity、MAm-1)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图16表示样品No.7、10、12、13经HDDR处理后的磁特性曲线。曲线图的纵轴是剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsic coercivity、MAm-1)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图17是本发明的母合金的偏光显微镜照片，和冷却部件接触面附近的组织剖面示意图。
图18是本发明的母合金的偏光显微镜照片，和厚度方向中央部的组织剖面示意图。
图19(a)～(e)是用于说明HDDR处理的示意图。
图20为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带进行HDDR处理时的磁特性曲线。曲线图的纵轴是剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsic coercivity、MAm-1)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图21为对本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带，进行1020℃的热处理以及HDDR处理时的磁特性曲线。曲线图的纵轴是剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsic coercivity、MAm-1)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。
图22为本发明的母合金的主相短径和HDDR处理后的磁特性与沉积速率的依存性曲线。曲线图的纵轴是主相平均短径(Width of grain、μm)、剩余磁化强度Jr(Remanence、特斯拉T)和矫顽力HcJ(Intrinsiccoercivity、MAm-1)，横轴是沉积速率(Rate of accumulation、μm/s)。
图23(a)为本发明的母合金的主相短径与HDDR处理后的磁特性的关系曲线，图23(b)表示该母合金的富稀土类相间隔与HDDR处理后的磁特性的关系曲线。图23(a)的曲线图的横轴是主相平均短径，图23(b)的曲线图的横轴是富稀土类相的分散间隔。
图24是在冷却熔体、制作母合金时的沉积速率为34μm/s的情况下的本发明母合金的反射电子束成像照片。
图25是在冷却熔体、制作母合金时的沉积速率为47μm/s的情况下的本发明母合金的反射电子束成像照片。
图26是在冷却熔体、制作母合金时的沉积速率为62μm/s的情况下的本发明母合金的反射电子束成像照片。
图27(a)～(e)是用于制造本发明的磁各向异性磁体粉末的母合金的金属组织的形成过程的剖面示意图。
具体实施例方式
本发明人发现作为HDDR处理对象的母合金金属组织构造对氢化处理所需时间有很大影响，由此想到本发明。本发明人发现在对具有各种组织方式的母合金进行HDDR处理后评价所得到的HDDR粉末的磁特性时，在使用具有如图1(d)所示的金属组织的母合金的情况下，即使主相R2Fe14B型为粗大结晶，也能在短时间内完成氢化处理，结果还不会导致饱和磁化的降低，而且能达成矫顽力的增加。
图1(d)是用于制造本发明的磁各向异性磁体粉末的母合金的金属组织的示意图。该母合金具有在比较大的柱状结晶内部分散着微细的富稀土类相(图中用黑点状区域表示)的构造。使稀土类-铁-硼系合金熔体与冷却部件接触，以使合金熔体冷却，由此就能形成如上所述的含有内部分散着富稀土类相的多个柱状结晶体的母合金。合金的组成接近R2Fe14B型结晶的化学计量比，可使用根据需要添加各种元素的合金组成。例如，当用RxT100-z-y-zByMz(质量比)表示母合金的组成时，R为选自稀土类元素和钇的至少一种元素，T为Fe及/或Co，B为硼，M为添加元素。质量分率x、z和y优选为分别满足26≤x≤32、0.95≤y≤1.20以及0.01≤z≤2。M为选自Al、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、In、Sn、Hf、Ta、W以及Pb中的至少一种元素。另外，B的一部分也可代之以C、N、Si、P以及/或S。
以下，一面参照图1(a)～(d)，一面详细说明上述母合金的优选制造方法。
首先，如图1(a)所示，通过使合金熔体L与冷却部件(例如铜制的冷却板或冷却辊)接触，在与冷却部件接触的一侧薄薄地形成含有微细一次结晶(R2Fe14B)的第一组织层。之后，或在形成第一组织层的通时，通过在第一组织层上再供给上述合金熔体L，使第一组织层上成长出柱状结晶(R2Fe14B型结晶)(图1(b))。通过在一边继续供给熔体、一边在比最初的冷却速度还低的状况下，对合金熔体进行冷却，由此生成上述柱状结晶。其结果如图1(c)所示，在防止比较慢地供给的合金熔体中的稀土类元素向位于下方的较大柱状结晶的晶界扩散的同时、进行凝固，使内部分散着富稀土类相的柱状结晶长大。这样，使凝固初期形成一次结晶时，冷却速度相对较快，并使之后的结晶成长时的冷却速度较慢，最终就可得到如图1(d)所示的含有粗大柱状结晶的第二组织层。
本发明的合金的第一组织层在HDDR处理后，为了发挥出较大磁化强度，磁粉是不需要的且是有害的。但是，第一组织层有重要的作用，其表面被用作第二组织层的凝固核，而且还控制着第二组织层的冷却速度，所以在本发明中是必需的。第一组织层占合金全体的比率以体积比计，为不足10％，更优选为不足5％。另外，如后所述，在第一组织层和第二组织层之间，存在着短轴方向平均尺寸不同的差异。因此，通过显微镜观察合金剖面，就能容易地测定各组织层的厚度比率，所以可由该厚度比率测定体积比。
为了稳定地形成第二组织层，有必要严密控制凝固速度。凝固速度过大时，凝固组织将变得微细，相反，凝固速度过小时，将生成α-Fe。
第一组织层主要由微细的R2Fe14B型结晶构成，其结晶粒径在短轴方向的平均尺寸不足20μm。另外，当利用偏光显微镜观察光学晶体取向时，不能限定R2Fe14B型结晶的晶体取向。
另一方面，第二组织层主要由粗大的R2Fe14B型结晶构成，其结晶粒径在短轴方向的平均尺寸20μm以上，其长轴方向平均尺寸为100μm以上。
如利用偏光显微镜，就能在第二组织层中存在着R2Fe14B型化合物的部分，观察到由R2Fe14B型化合物的结晶C面引起的迷图状或平行于冷却部件的网状。第二组织层的R2Fe14B型化合物的C轴的取向相对于冷却部件大致平行。换言之，该C轴和结晶的短轴方向大体一致。
更详细地说，第二组织层的柱状结晶短轴方向的平均尺寸优选为20μm～110μm，更优选为60μm～110μm，最优选为70μm～100μm。通过将第二组织层的柱状结晶的短轴方向平均尺寸设定在上述范围内，如下述实施例所示，可提高矫顽力和剩余磁化强度中的任一项。
就具有各种不同的短轴方向平均尺寸的第一组织层和第二组织层来说，当它们以设定比率形成时，显示出良好的磁特性。如上所述，当第一组织层占合金全体的体积比不足10％、更优选为不足5％时，将发挥出良好的磁特性。
在构成第二组织层的R2Fe14B型结晶的内部，以平均50μm以下的间隔分散着富稀土类相。上述间隔优选为在平均20μm～平均50μm的范围内，更优选为在平均30μm～平均50μm的范围内。
在本说明书中，通过以下的测定方法定义第一组织层以及第二组织层中R2Fe14B型结晶的短轴方向的平均尺寸。即，用偏光显微镜照片(参照图17以及图18)观察合金厚度方向的剖面，设定和冷却部件接触面平行的切断线。然后，计算该切断线横穿过的各R2Fe14B型结晶的个数(No)。R2Fe14B型结晶的短轴方向的平均尺寸使用切断线长度(No)，以Lo/No表示。
在本说明书中，沿着从冷却部件接触面到厚度方向平行移动的切断线测定短轴方向的平均尺寸，以其值不足20μm的范围为第一组织，以20μm以上的范围为第二组织。然后，基于各个组织层的厚度占合金全体厚度的比率，即可算出上述体积比。
另外，第二组织层的R2Fe14B型结晶的短轴方向平均尺寸是指通过上述测定法测定的短轴方向尺寸中的合金厚度方向中央部的值。
并且，第二组织层中的富稀土类相的间隔通过下述测定方法求得。
用反射电子束成像(图24～图26)观察合金厚度方向的剖面，则可观察到富稀土类相为白色。在该反射电子束成像上，设定与冷却部件接触面平行的切断线。计算切断线横穿白色富稀土类相的个数N，并将切断线长度设为L，由此，则求得“富稀土类相间隔＝L/N”。另外，切断线的加入位置被设定在合金的厚度方向的中央部，算出由几个视野求得值的平均值。
形成微细的一次结晶的集合体的第一组织层时的合金熔体的冷却优选在10℃/s以上、1000℃/s以下的条件下进行，过度冷却优选在100℃以上、300℃以下的条件下进行。通过过度冷却能抑制Fe一次结晶的析出。另一方面，形成第二组织层时的合金熔体的冷却优选在供给熔体的同时、在1℃/s以上、500℃/s以下的条件下进行。
冷却速度根据向冷却部件供给熔体的速度来调节，因此，为了得到如上所述的合金组织，重要之处在于，采用可调节熔体供给量的冷却方法。更详细地说，为了得到本发明的合金组织，优选向冷却部件(铸模等)供给均匀、少量的熔体。因此，优选利用使熔体形成液滴，并分散、喷雾的冷却方法进行。例如，可采用向熔体流喷射气体喷雾的方法或利用离心力使液滴飞散的方法。
为了更容易控制第二组织层的冷却速度，可采用下述方法。即，在形成第一组织层的阶段，在第一组织层内形成空隙，使第一组织层的实质传热剖面面积减小的方法。因此，在形成第二组织层时，即使不能调整熔体供给量使之减小，第二组织层的冷却速度也将随着传热面积的减少而变小。另外，还能同时进行第一组织层中的空隙的形成和熔体供给量的调整。
参照图27(a)～(e)，同时说明第一组织层中形成空隙时的母合金的优选制造方法。
首先，如图27(a)所示，向冷却部件供给熔体液滴，生成最初期的微细的R2Fe14B型结晶。图27(b)表示空隙的形成状态。在凝固层上，存在着下面所供给的熔体。
通过供给熔体，如图27(c)所示，在第一组织层上开始生成大的R2Fe14B型结晶，导致从第一组织层向第二组织层的迁移。图27(d)及(e)表示第二组织层成长的样态。凝固完成后仍残存着冷却面的空隙。
另外，为了形成第一组织层的空隙，优选通过喷雾供给粘性比较高的熔体。具体地说，是使熔体的温度低于通常合金铸造时的1450℃、使到达冷却部件时的温度在1300℃左右以下的方法。
熔体的温度控制可采用使喷雾变成液滴化后、在飞行中使之放热的方法。具体地说，可采用维持充满惰性气体的炉内的环境气体在大气压范围内的方法或用惰性气体进行熔体喷雾的方法。通常使用Ar气作为惰性气体，也可以使用He气。通过使用He气，可促进熔体液滴的放热。
第一组织层空隙的存在比率可用冷却部件和母合金的接触面来表示。如果观察母合金厚度方向的剖面组织，就能很容易地区别与冷却部件的接触面和空隙部，所以，可将相对于冷却面的长度的空隙部所占长度以比例表示。本发明的合金的空隙率在20％～70％的范围内。
本发明的熔体冷却方法的重要的其它方面是，在冷却部件上可以高收率回收生成的熔体液滴(用于形成凝固合金时的效率很高)。为了提高收率，优选采用利用气体喷雾向平板状的冷却部件上喷涂熔体液滴的方法，或使熔体的液滴向旋转的圆筒状冷却部件的内壁飞散的方法(离心铸造法)。
具有上述组织构造的凝固合金不能通过薄带铸造法或合金铸锭法等现有方法得到。下面，说明利用现有方法制作的凝固合金(母合金)的结晶成长。
首先，一面参照图2(a)～(c)，一面说明利用薄带铸造法的结晶成长。由于薄带铸造法冷却速度快，所以，与高速旋转的冷却辊等冷却部件接触的合金熔体L在接触面上急速地冷却，进而凝固。为了得到较高冷却速度，有必要减少合金熔体L的量，另外，薄带铸造装置从构造上，不能依次供给熔体。其结果是，在冷却过程中，冷却部件上的熔体的厚度不能增加，其厚度大致为一定，在具有该一定厚度的熔体L的内部，由与冷却部件接触的面急速进行结晶成长。由于冷却速度快，所以，如图2(a)～(c)所示，柱状结晶短轴方向的尺寸变小，最终得到微细的凝固合金的金属组织。富稀土类相不是存在于柱状组织的内部而是分散到晶界。由于合金铸带晶粒尺寸过小，所以，存在着晶体取向一致区域较小，用于粘结磁体的粉末粒度使得各粉末颗粒的磁各向异性降低等问题。
然后，参照图3(a)～(d)，说明利用现有铸锭法的结晶成长。由于铸锭法冷却速度比较慢，所以，与冷却部件接触的合金熔体L在接触面上慢慢地冷却，进而凝固。在静止状态的熔体L的内部，首先，在与冷却部件接触的面上生成Fe一次结晶，之后，如图3(b)～(c)所示，成长为Fe的树枝状结晶。最终，通过包晶反应，形成R2Fe14B型结晶相，其内部残存着使磁体恶化的α-Fe相。尽管凝固合金的金属组织粗大，但残存着以体积比率计超过2％的量的粗大α-Fe相。为了减少α-Fe相，必须进行均匀化处理。具体是指，必须使合金铸锭中的α-Fe相或R2Fe14B相等扩散，尽可能地削减这些相，形成实质上由R2Fe14B相和富R相的两相构成的组织。均匀化热处理是在除氮气以外的惰性气体环境气体中或真空中、在1100℃～1200℃范围的温度下进行1～48小时。这样的均匀化热处理具有使制造成本增加的问题。另一方面，为了抑制α-Fe的生成，有必要将原料合金中所含稀土类的组成量增大到比化学计量比还大很多的程度，如果稀土类含量过多，还存在着最终得到的磁体剩余磁化强度降低以及耐腐蚀性恶化的问题。
本发明所用母合金(参照图1及图27)的优点在于，即使为接近化学计量比的稀土类含量，也难以生成α-Fe。因此，可使其稀土类含量低于现有产品。而且，因为本发明所用的母合金主相的大小比合金铸带大，所以可通过HDDR处理表现出高磁各向异性，适于用作磁各向异性磁体粉末的母合金。
根据具有这种组织的母合金，即使将稀土类元素的浓度设定在26质量％以上、32质量％以下的情况下，由于热处理前的母合金(as-cast)中含有的α-Fe相微细，所以可抑制其比率在5体积％以下。因此，即使不进行现有合金铸锭所必需的对母合金的均匀化热处理，也不会对HDDR粉末的磁特性、特别是矫顽力造成恶劣影响。
接着，说明在对具有各种组织构造的上述母合金进行HDDR处理的情况下，将会产生什么样的差异。
图4(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理前的时刻T1时的组织示意图。如图所示，现有合金铸锭中的R2Fe14B型结晶相粗大，而合金铸带中的R2Fe14B型结晶相的短轴粒径小。另外，本发明的母合金，其特征在于R2Fe14B型结晶相的平均粒径比利用薄带铸造法的母合金的R2Fe14B型结晶相的平均粒径大，R2Fe14B型结晶相的内部分散有富稀土类相。
图5(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理后的时刻T2时的组织示意图(T1＜T2)。图中的斜线表示由氢化反应生成的部分。经过伴随着主相晶格缺陷或表层部的氢吸附而产生的裂缝等使氢扩散，以进行该反应。因为氢不仅通过晶格缺陷扩散，而且也容易通过晶界扩散，所以，氢化反应从R2Fe14B型结晶相的晶界部向内部进行。
图6(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理后的时刻T3时的组织示意图(T2＜T3)。从图6(a)及(b)可知，在短轴粒径小的合金铸带中，氢化反应迅速进行。另一方面，在现有合金铸锭中，大的R2Fe14B型结晶颗粒的内部多存在着没有充分进行氢化反应的部分。与此相反，在本发明的母合金中，尽管结晶粒径大，但是在较早阶段，氢化反应在广泛区域内进行。可以认为本发明的母合金氢化反应如此快速进行的理由是由于R2Fe14B型结晶颗粒内部分散的富稀土类相形成氢扩散的路径的缘故。
图7(a)～(c)分别为本发明的母合金、现有合金铸锭以及合金铸带在HDDR处理过程中的组织示意图。以及HDDR处理开始后的时刻T4时的组织示意图(T3＜T4、T4例如为30～60分钟)。在现有合金铸锭的情况下，在该阶段存在着没有进行氢化反应的部分；在本发明的母合金中，大约全体都充分进行了氢化反应。另外，在进行过氢化反应的区域，通过此后的适当的脱氢处理，生成上述的再结晶结构织构。
图8为HDDR处理中的氢化处理时间T和残留磁通密度Br以及矫顽力HcJ的关系曲线。曲线中的○、●及▲的数据分别涉及到本发明的合金、现有合金铸锭以及合金铸带。合金的组成为Nd27.5质量％、Zr0.1质量％、B1.0质量％以及Fe残余。在HDDE处理前，在0.3MPa的氢环境气体中进行两小时的氢脆化处理后，粉碎为425μm以下的大小。之后的HDDR处理的条件如下。
首先，只在压力0.1MPa的氢环境气体(850℃)下、在曲线所示的时间进行氢化处理，之后，进行5分钟的利用氩气的置换。接着，在850℃下、压力1.0kPa氩环境气体中，进行30分钟的脱氢处理，然后，冷却到室温。
由图8可知，在氢化处理的初期阶段，随着处理时间的增加，矫顽力HcJ也增加并不久达到饱和。在本发明的合金的情况下，氢化处理的时间即使在1小时以下，也充分显示出高矫顽力。这意味着氢迅速扩散到粗粉碎粉末的内部，在很早阶段就完成了氢化反应。另一方面，在合金铸带或合金铸锭的情况下，如果不进行两个小时以上的氢化处理就得不到充分的矫顽力。
残留磁通密度Br随着经过氢化处理时间显示峰值后，降低到使氢化处理时间变长的值。这是由于，如上所述，氢化处理时间越长，氢化及脱氢化的可逆反应就会更加反复几次，使得母合金的晶体取向的记忆力渐渐消失。
在使用本发明的合金的情况下，在比使用其它合金的情况短的氢化处理时间内就能得到高矫顽力，所以能得到矫顽力HcJ以及剩余磁化强度Jr两方面水平都优异的HDDR粉末。
图9是剩余磁化强度Jr和矫顽力HcJ与平均粉末粒度的关系曲线。曲线中的○、●及▲的数据分别涉及到本发明的合金、现有合金铸锭以及合金铸带。
在平均粉末粒径大的情况下，矫顽力会相对降低，在本发明的合金的情况下，即使在平均粉末粒径大的情况下，剩余磁化强度Jr的降低也很少。可以认为，这是因为在本发明的情况下，母合金的结晶粒径增大，在更广的范围内形成晶体取向一致的再结晶结构织构。另外，在本发明的情况下，即使平均粉末粒径增大，矫顽力也不会降低。
首先，通过离心铸造法，制作以下的表1所示组成的母合金。具体地是，相对于旋转的圆筒型冷却部件的内侧，应用远心力使稀土类-铁-硼系合金熔体(温度约1300℃)飞散。这样，制作出具有如图1(d)所示的组织的母合金。涉及表1所记述的各组成的数值为质量分率。
表1
图17及图18表示本发明的母合金的偏光显微镜照片。图17表示与冷却部件接触的面附近的组织剖面，图18表示厚度方向中央部的组织剖面。各图的上方表示冷却面一侧，下方表示放冷面(自由冷却面)一侧。由图可知，在由接触面到100μm左右的区域形成微细的结晶组织(第一组织层)，在距离接触面100μm左右的内部一侧的区域(第二组织层)形成大的柱状结晶。另一方面，在自由冷却面附近，可观察到一部分微细的组织，但大部分是粗大的结晶。另外，合金铸片的厚度为5～8mm，其大部分由粗大的柱状结晶的第二组织层构成。另外，第一组织层和第二组织层的边界在不同的场所存在着清晰部分和不清晰部分，如上所述，由与冷却部件接触的面到100μm左右的区域形成第一组织层，并形成合金铸片厚度方向的百分之几左右。第一组织层的厚度根据冷却条件有时达到合金铸片厚度的5％左右，但优选为不到10％。
比较稀土类含量不同的合金样品的组织构造后可知稀土类元素浓度越高的合金，结晶尺寸越小。
观察粗大晶粒的组成像片后，可确认富稀土类相是分散的。母合金中的稀土类含量越多，可观察到的就越多。另外，观察不到α-Fe相。
接着，对具有上述各种组成的母合金，利用氢脆化进行粗粉碎。具体地是在200℃下、在氢气为环境气体的情况下，进行氢脆化处理，100分钟后，用玛瑙乳钵粉碎，通过筛分分级得到具有425μm以下大小的粗粉碎粉末。
然后，对10克左右的粗粉碎粉末进行HDDR处理。具体地是在如下的条件下进行，即，氢化处理(升温速率15℃/分；处理温度800℃；处理时间1小时；环境气体氢气)→环境气体置换(处理温度800℃；处理时间5分钟；环境气体氩气；氩气流量5升/分)→脱氢处理(处理温度800℃；处理时间1小时；环境气体氩气；氩气压力2kPa)。
对HDDR处理后的合金进行筛分分级后，使用VSM来评价每级粒度的磁特性。样品和石蜡一起在磁场中加热、冷却、固定，再用约5MPa的脉冲磁场磁化，然后测定减磁曲线。
图10表示对样品No.3～No.5的样品粗粉碎粉末根据粒度区别的Nd浓度曲线图。曲线图的纵轴是Nd浓度(Nd concentration、质量％)，横轴是平均粉末粒度(Particle size、μm)。样品No.4或No.5等Nd含量高的样品中，微粉(例如粒径50μm以下)中的Nd浓度比粗粉中的Nd浓度低。与此相反，曲线没有表示出B或Zr的浓度、没有表示出粒度依存性。
Nd浓度的粒度依存性与现有合金铸锭或合金铸带中的Nd浓度的粒度依存性具有相反的倾向。即，在现有合金铸锭或合金铸带的情况下，通常，微粉(例如粒径50μm以下)的Nd浓度比粗粉的Nd浓度高。
在现有合金铸锭或合金铸带中，一方面，Nd等稀土类元素以高于R2Fe14B型结晶的化学计量比的浓度存在于晶界中，而另一方面，在主相晶粒中，由R2Fe14B型结晶的化学计量比决定其存在值。由于氢脆化使稀土类元素浓度高的晶界部分膨胀，使得该部分容易分割，所以。通过氢脆化制成的粗粉碎粉末中的微粉(粒径50μm以下)有很有可能含有源自晶界中的微粉末，其结果则是有可能使稀土类含量相对增高。
反之，在本发明的母合金中，粗大晶粒的内部分散着富稀土类相，因此，可以认为是一种不能说晶界中稀土类元素的浓度与分散有富稀土类相的主相内部相比就一定高的状态。另外，因为在母合金的主相晶粒的内部，以50μm左右(例如10μm)以下的间隔分散着富稀土类相，所以在小粉末颗粒中存在富稀土类相的可能性很小。
由于上述情况，在本发明的母合金的粗粉碎粉末中，平均粒径50μm以下的微细粉末颗粒中所含有的稀土类的浓度会低于平均粒径超过50μm的粉末颗粒中所含有的稀土类的浓度。由图10可知这种情况在母合金的稀土类含量高时很显著。
对经过氢脆化、粗粉碎处理后的合金在真空中、800℃下进行1小时的热处理，使氢从合金放出到外部，然后利用VSM测定原料粉末根据粒度区别的磁化(外部磁场Hex1.2MAm-1)。
图11为关于样品No.1～No.4的样品磁化(Magnetization、特斯拉T)的粒度依存性的示意图。
磁化具有粒度依存性，且有粒径越大磁化越小的倾向。每级粒度的组成几乎没有什么变动，因此，可以认为粒径越大，结晶的取向度越低。
图12为母合金中(HDDR处理前的原料粉末中)的Co含量对磁化的影响的示意图。图13为母合金中(HDDR处理前的原料粉末中)的Ga含量对磁化的影响的示意图。图14表示样品No.1～No.4经HDDR处理后的磁特性。由此可知即使在没有添加Co及Ga的样品(Nd-Fe-B-Zr类合金)中，如果Nd含量高，也能得到高磁化。
图15表示向经HDDR处理后的粉末中添加Co的效果。当Co添加量为2原子％时(曲线图中“○”的数据)，尽管磁化降低，但矫顽力显著增加。当Co添加量为5原子％时(曲线图中“□”的数据)，磁化的降低减小，而矫顽力增加的程度也减小。
图16表示向经HDDR处理后的粉末中添加Ga的效果。添加Ga对剩余磁化强度几乎没有影响，但矫顽力会随着Ga添加量的增加而增加。
由这些图可知添加Co或Ga，对提高本发明的粗粉碎粉末的磁化没有特别的贡献。因此，根据本发明，若以提高磁化为目的，就没有必要添加Co或Ga。
目前，在得到HDDR粉末方面，认为向母合金中添加Co以及Ga为优选，但由上述实验结果可知在本发明中，即使不添加Co或Ga，也能得到充分优异的磁各向异性磁体粉末。但是，为了减少磁特性的温度依存性，添加Co还是有效的，另外，添加Co有利于提高耐气候性，所以，根据用途，优选为添加Co。例如，向稀土类R的含量为32质量％的母合金中添加Co时，从耐气候性的观点出发，Co含量优选为设定在1质量％以上。
另外，在本发明的情况下，如上所述，尽管添加Ga以谋求提高一些磁特性，但为了达成本发明的目的，却不是必需的。
如果将这样制成的HDDR粉末与众所周知的粘合剂混合，并在磁场中成型，就能得到磁特性优异的各向异性粘结磁体。该各向异性粘结磁体是适用于各种马达或调节器(actuator)的永久磁体，并能发挥优异的特性。
首先，制作具有与上述表1所述的样品No.10的组成同样组成的合金铸带和合金铸锭。然后对合金金行氢化处理使之脆化，并粗粉碎到425μm以下。然后，在下述条件下进行HDDR处理。
首先，使炉内形成真空，然后用氩气恢复压力，使达到大气压(0.1MPa)的氩气流动，同时，将样品加热到850℃。接着，在保持样品温度为850℃的同时，使氩气停止流动，并启动氢气的流动。在每分钟向炉内导入相当于炉内容积约20％的量的氢气的同时，排出气体(压力保持一定)。在持续这样的状态2小时后，保持炉内温度大致一定，停止导入氢气，而代之以导入氩气。这样导入氩气5分钟后，炉内的环境气体被氩气取代。再用旋转泵对炉内进行减压，使炉内的氩气压力降低到2kPa，维持该状态1小时。此后，向炉内供给氩气，使炉内的氩气压力上升到大气压，进行冷却工序。
这种HDDR工序的特征在于在非氢气的环境气体中加热样品到高温(550℃以上900℃以下)后，向炉内供给氢气，开始氢化工序。通过一边使合金的温度充分上升、一边向炉内导入氢气，就能抑制HDDR处理过度进行。由于本发明的母合金与现有合金相比，更易于和氢发生反应，因此，优选上升到高温前不与氢发生反应，而使HDDR处理进程稍缓。
对通过以上的HDDR处理而得到的粉末状样品进行筛分分级后，使用VSM测定每一级粒度的样品的剩余磁化强度Jr以及矫顽力HcJ。测定结果如图20所示，比较本发明的母合金(本发明)、合金铸带(比较例1)以及合金铸锭(比较例2)的测定结果后可知本发明的母合金的磁特性在很广的粒度范围内都很优异。另外，通过进行上述HDDR处理可知，本发明的母合金磁化将增加。
下面，图21表示进行上述HDDR处理前对母合金进行1120℃下的8小时热处理时的测定结果。并可知，通过在HDDR工序前以高于HDDR处理所达到的温度更高的温度进行热处理，可得到提高HDDR处理后的剩余磁化强度Jr的效果。
准备具有以质量分率计Nd为27.0、Dy为1.0、Co为15.0、Ga为0.6、Zr为0.1、B为1.0、其余为Fe的组成的合金熔体，该合金熔体通过离心喷雾堆积在冷却板上，从而制成合金(母合金)。此时，在和冷却部件的接触面上，在任何条件下，均形成约50％的空隙。通过改变熔体的喷雾量来调节冷却板上的沉积速率。喷雾量增加，沉积速率也增加，合金熔体的冷却速度越低。相反，喷雾量降低时沉积速率也减小，因此，合金熔体的冷却速度增加。这样，就可以各种冷却速度制作母合金。
用显微镜观察这些母合金的剖面，通过画像处理，测定主相的粒径以及富稀土类相的分散间隔。分散间隔具体是由通过使用与冷却基板平行的切断线的切断法来决定的。
制作母合金后，在不实施特别的高温热处理的情况下进行氢脆化，从而粗粉碎成粒径425μm以下的尺寸。然后进行HDDR处理。HDDR处理的进行如下所述。
首先，一面向炉内通入大气压(0.1MPa)的氢气流，一面将样品加热到800℃，并在800℃下保持2小时。然后停止氢的导入，而代之以导入氩气。这样的氩气导入进行5分钟，以氩气取代炉内的环境气体，然后，使炉内的氩气压力降低到1kPa，保持该状态1小时。然后，向炉内供给氩气，使炉内的氩气压力上升到大气压，进行冷却工序。该HDDR工序在氢气环境气体中加热样品这方面与实施例2中的HDDR工序不同。
图22为本发明的母合金中的主相的短径和HDDR处理后的磁特性与沉积速率(rate of accumulation)的依存性的曲线示意图。由该曲线图可知沉积速率越大，主相短径也越大。当沉积速率增大到超过60μm/s时，磁特性就会降低，所以，沉积速率优选为设定在60μm/s以下。
图23(a)为本发明的母合金中的主相短径与HDDR处理后的磁特性的关系曲线示意图，图23(b)为该母合金中的富稀土类相的分散间隔与HDDR处理后的磁特性的关系曲线示意图。
图24～图26分别是在冷却熔体、制作母合金时的合金沉积速率为34μm/s、47μm/s以及62μm/s时的本发明的母合金的反射电子束成像照片。由这些照片可知母合金的沉积速率越大，富稀土类相的分散间隔(space of R-rich)也越大。具体是，在合金沉积速率为34μm/s、47μm/s以及62μm/s的情况下，平均分散间隔分别为19μm、43μm以及56μm。照片中暗的部分表示主相，明亮部分表示富稀土类相。而黑的部分表示α-Fe。另外，照片中的8mm长度相当于实际的50μm。
产业上的利用可能性根据本发明，即使不添加昂贵的Ga也能有效地进行HDDR处理，而且，由于生成磁各向异性优异的、大的、再结晶结构织构，所以能提高HDDR粉末的矫顽力HcJ和剩余磁化强度Jr这两方面。另外，还可省略对母合金的均匀化热处理，并缩短HDDR处理中的氢化处理时间，所以，能减少制造成本、缩短制造时间。
权利要求
1.一种磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于包括通冷却稀土类-铁-硼系合金熔体制作母合金的工序、和对所述母合金实施HDDR处理的工序，制作所述母合金的工序包括通过使所述合金熔体接触冷却部件以使所述合金熔体冷却，从而形成含有多个内部分散有富稀土类相的R2Fe14B型结晶(R是选自稀土类元素及钇的至少一种元素)的凝固合金层的工序。
2.如权利要求1所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于形成所述凝固合金层的工序包括在与所述冷却部件接触的一侧形成第一组织层，然后再向所述第一组织层供给所述合金熔体，由此在所述第一组织层上长成所述R2Fe14B型结晶，形成第二组织层。
3.如权利要求2所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述第一组织层主要是短轴方向平均尺寸不足20μm的R2Fe14B型结晶。
4.如权利要求2或3所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述第二组织层中的R2Fe14B型结晶的短轴方向平均尺寸为20μm以上，长轴方向平均尺寸为100μm以上。
5.如权利要求2～4任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述凝固合金层具有第一组织层和第二组织层，所述第一组织层的比率以体积比计不足10％。
6.如权利要求2～5任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述第二组织层中的富稀土类相以平均50μm以下的间隔分散在所述R2Fe14B型结晶的内部。
7.如权利要求1～6任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述母合金中含有的α-Fe相比率为5体积％以下。
8.如权利要求1～7任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述母合金中含有的稀土类元素的浓度为26质量％以上、32质量％以下。
9.如权利要求1～8任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述母合金中含有的Ga浓度为0.6质量％以下。
10.如权利要求2～9任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于形成所述第一组织层时的合金熔体的冷却在10℃/s以上、1000℃/s以下的条件下进行，过度冷却在100℃以上、300℃以下的条件下进行，形成所述第二组织层时的合金熔体的冷却在1℃/s以上、500℃/s以下的条件下进行。
11.如权利要求2～10任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于在所述第一组织层与冷却部件接触的部分形成有空隙部。
12.如权利要求11所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于所述合金熔体到达冷却部件时的所述熔体的温度约为1300℃以下。
13.如权利要求1～12任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于利用离心铸造法形成所述凝固合金层。
14.如权利要求1～10任何一项所述的磁各向异性磁体粉末的制造方法，其特征在于对所述母合金实施HDDR处理的工序包括使所述母合金的温度在升温到550℃以上、900℃以下的范围后与氢反应的工序。
15.一种稀土类-铁-硼系合金，其特征在于包括第一组织层和在第一组织层上形成多个内部分散有富稀土类相的R2Fe14B型结晶(R是稀土类元素及选自钇形成的群的至少一种元素)的第二组织层，所述第一组织层的比率以体积比计不足10％，同时，所述R2Fe14B型结晶的短轴粒径为20μm以上、110μm以下，所述富稀土类相以平均50μm以下的间隔分散在所述R2Fe14B型结晶的内部。
16.如权利要求15所述的稀土类-铁-硼系合金，其特征在于所述合金中含有的α-Fe相的比率为5体积％以下。
17.如权利要求15或16所述的稀土类-铁-硼系合金，其特征在于稀土类元素的浓度为26质量％以上、32质量％以下。
18.如权利要求15～17任何一项所述的稀土类-铁-硼系合金，其特征在于Ga的浓度为0.6质量％以下。
19.一种磁各向异性稀土类-铁-硼系合金粉末，其特征在于平均粒径为10μm以上、300μm以下，且粒径50μm以下的粉末颗粒的稀土类元素浓度不高于粒径超过50μm的粉末颗粒的稀土类元素浓度。
20.如权利要求19所述的磁各向异性稀土类-铁-硼系合金粉末，其特征在于通过氢处理使之脆化。
21.一种磁各向异性稀土类-铁-硼系合金磁体粉末，其特征在于所含稀土类元素的浓度为26质量％以上、32质量％以下；α-Fe相的比率为5体积％以下；Ga的浓度为0.6质量％以下，含有通过HDDR处理形成的微细结构织构。
22.一种各向异性粘结磁体的制造方法，其特征在于包括准备由权利要求1～14任一项所述的制造方法制成的磁各向异性磁体粉末的工序和将所述磁各性异性磁体粉末与结合剂混合，在取向磁场中成型的工序。
23.一种含有如权利要求21所述的磁各向异性稀土类-铁-硼系合金磁体粉末的各向异性粘结磁体。
24.一种具有权利要求23所述的各向异性粘结磁体的马达。
全文摘要
本发明是包括通过冷却稀土类－铁－硼系合金熔体制作母合金的工序、和对上述母合金实施HDDR处理的工序的磁各向异性磁体粉末的制造方法。制作上述母合金的工序包括通过使所述合金熔体接触冷却部件以使所述合金熔体冷却，从而形成含有多个内部分散有富稀土类相的R
文档编号H01F1/057GK1493082SQ0280517
公开日2004年4月28日 申请日期2002年12月18日 优先权日2001年12月19日
发明者富泽浩之, 金子裕治, 治 申请人:住友特殊金属株式会社