专利名称：磁铁材料的制造方法、薄带状磁铁材料、粉末状磁铁材料及粘合磁铁的制作方法
技术领域：
本发明涉及磁铁材料的制造方法、薄带状磁铁材料、粉末状磁铁材料及粘合磁铁。
作为磁铁材料，以含有稀土类元素的合金构成的稀土类磁铁材料，由于具有很高的磁特性，所以用于电机等时，发挥了很高的性能。
这样的磁铁材料，例如，利用使用了急冷薄带制造装置的急冷法进行制造，以下对该制造方法进行说明。
图19是以前利用单辊法制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)中，熔融金属撞击冷却辊部位附近的状态示意断面侧视图。
如同一图所示，将规定合金组成的磁铁材料(以下称作「合金」)进行熔融，使该熔融金属60从未图示的喷咀射出，撞击相对于喷咀沿图19中箭头方向A旋转的冷却辊500的周面530，通过与该周面530接触，使合金急冷，凝固，连续形成薄带状(带状)的合金。这种薄带状合金叫作急冷薄带，是以快冷却速度下凝固的结果，其微观组织是由非晶质相或细微结晶相形成的组织。其原样，或通过实施热处理，就发挥优良的磁特性。图19中以虚线示出了熔融金属60的凝固界面710。
稀土类元素易于氧化，当被氧化时，磁特性降低，所以，上述急冷薄带80的制造，主要是在隋性气体中进行。
由此，在周面530和熔融金属60的桨叶部(直浇口底窝)70之间会浸入气体，在急冷薄带80的辊面(和冷却辊500的周面530接触的面)810上产生凹窝(凹陷部分)9。这种趋势随着冷却辊500的周速度加大会越发显著，产生凹窝的面积也会增大。
当产生这种凹窝9(特别是巨大凹窝)时，在凹窝部中由于存在气体，会和冷却辊500的周面530产生不良的接触，使冷却速度降低，妨碍了急速凝固。由此，在产生凹窝9的部位，合金的结晶粒径会变得粗大，导致磁特性降低。
将含有这种低磁特性部分的急冷薄带粉碎得到的磁铁粉末，其磁特性会产生很大的偏差。因此，使用这样的磁铁粉末制造的粘合磁铁，只能得到低的磁特性，而且耐腐蚀性也降低。
本发明的目的是提供一种能制造磁特性优良、可靠性优良磁铁的磁铁材料制造方法，薄带状磁铁材料、粉末状磁铁材料及粘合磁铁。
为了达到上述目的，本发明的磁铁材料制造方法是使熔融金属撞击冷却辊的周面进行冷却固化，制造合金组成是以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料。
该磁铁材料的制造方法，其特征是所使用的冷却辊，在其表面上具有对在上述薄带状磁铁材料和上述冷却辊的接触面中产生的凹窝进行分割矫正凹窝的装置。
这样可提供能制造特性优良、可靠性优良的磁铁的磁铁材料制造方法。
上述冷却辊子最好具有辊子基质材料、和设置在该辊子基体材料外周的表面层，在上述表面层上设置凹窝矫正装置。这样可提供具有优良磁特性的磁铁。
构成上述表面层的材料，其热传导率低于室温下构成上述辊子基质材料的热传导率，这样，熔融金属才有可能以适度的冷却速度进行急冷，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
构成上述表面层的材料最好是陶瓷，这样，熔融金属才有可能以适度的冷却速度进行急冷，结果可提供具有优良磁特性的磁铁，同时也提高了冷却辊子的耐久性。
构成上述表面层的材料最好是接近室温下的热传导率在80W·m-1·k-1以下的材料。这样，熔融金属才有可能以适度的冷却速度进行急冷，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
构成上述表面层的材料最好是接近室温下热膨胀率为3.5～18[×10-6k-1]的材料。这样可使辊子基质材料与表面层保持很高的紧密接合性，能够更有效地防止表面层剥离。
上述表面层的平均厚度最好为0.5～50μm。这样，熔融金属才有可能以适度的冷却速度进行急冷，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
形成上述表面层时，最好对其表面不进行机械加工。这样，不实施研磨等处理，也能使周面形成比较小的表面粗糙度。
上述凹窝矫正装置最好是至少1个凸条。这样，对和冷却辊子接触的薄带状磁铁材料一侧面上产生的凹窝，才有可能更有效地进行分割，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述凸条的平均宽度最好为0.5～95μm。这样，对和冷却辊子接触的薄带状磁铁材料一侧面上产生的凹窝，才有可能更有效地进行分割，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
设置上述凸条，最好是在上述冷却辊子的周面上形成沟槽。这样，能比较容易地形成高精度的凸条宽度等。
上述沟槽的平均宽度最好是0.5～90μm。这样，对和冷却辊子接触的薄带状磁铁材料一侧面上产生的凹窝，才有可能更有效地进行分割，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述凸条的平均高度或上述沟槽的平均深度最好为0.5～20μm。这样，对和冷却辊子接触的薄带状磁铁材料一侧面上产生的凹窝，才有可能更有效地进行分割，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述凸条或上述沟槽，最好是以上述冷却辊子的旋转轴为中心形成螺旋状。这样可比较容易地制造冷却辊子，对与冷却辊子接触的薄带状磁铁材料一侧面上产生的凹窝，才有可能更有效地进行分割，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述凸条或上述沟槽最好并行设置，平均间距为0.5～100μm。这样，在冷却辊子的各个部位上熔融金属的冷却速度的偏差会变小，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述周面上的凸条或沟槽占据投影面积的比例最好在10％以上。这样，熔融金属才有可能以适度的冷却速度进行急冷，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
对于上述薄带状磁铁材料，也可实施粉碎工序。这样可提供能制造优良磁特性、优良可靠性磁铁的粉末状磁铁材料。
本发明提供的薄带状磁铁材料、是使熔融金属撞击冷却辊的周面进行冷却固化获得的，合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料，其特征是，
上述冷却辊是在其周面上具有对和薄带状磁铁材料的接触面上产生的凹窝进行分割的凹窝矫正装置。这样可提供能制造优良磁特性、优良信赖性磁铁的粉末状磁铁材料。
上述薄带状磁铁材料最好是在和上述冷却辊子的接触面上形成沟槽或凸条，利用该沟槽或该凸条将凹窝进行分割，这样可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述薄带状磁铁材料最好是在与上述冷却辊的接触面上，凝固时形成的2000μm2以上巨大凹窝占面积的比例在10％以下。这样在薄带状磁铁材料的各个部位上结晶粒径的偏差变小，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述薄带状磁铁材料最好是在和上述冷却辊子的接触上至少复印上一部分上述冷却辊子的表面形状。这样，薄带状磁铁材料的各个部位上的结晶粒径偏差变小，结果可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述薄带状磁铁材料，平均厚度最好为8～50μm，这样，可提供具有优良磁特性的磁铁。
本发明的粉末状磁铁材料，是将熔融金属撞击冷却辊子的周面、冷却固化获得的，合金组成是以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料经粉碎获得的粉末状磁铁材料，其特征是，上述冷却辊子是在其周面上具有分割与薄带状磁铁材料的接触面上产生凹窝的凹窝矫正装置。这样，可提供能制造优良磁特性、优良可靠性磁铁的粉末状磁铁材料。
这时，上述粉末状磁铁材料在其制造过程中或制造后至少实施1次热处理。这样，可提供具有优良磁特性的磁铁。
上述粉末状磁铁材料，平均粒径最好为1～300μm。这样，可提供具有优良磁特性的磁铁。
这种粉末状磁铁材料主要是由硬磁性相的R2TM14B型相(TM表示至少1种过镀金属)构成。这样，可提供矫顽力，耐热性优良的磁铁。
上述粉末状磁铁材料最好是上述R2TM14B型相占总构成组织的体积率在80％以上。这样，可提供矫顽力、耐热性优良的磁铁。
上述R2TM14B型相的平均结晶粒径最好在500nm以下。这样，可提供磁特性，特别是矫顽力、四方型性优良的磁铁。
进而，本发明的粘合磁铁是将熔融金属撞击冷却辊子周面冷却固化得到的，合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料，经粉碎获得的粉末状磁铁材料，用粘合树脂进行粘合形成的粘合磁铁，其特征是，上述冷却辊子是在其周面上具有对与薄带状磁铁材料接触面上产生的凹窝进行分割的凹窝矫正装置。这样，可提供优良磁特性、优良信赖性的粘合磁铁。
这样的粘合磁铁，室温下的固有矫顽力HcJ最好是320～1200KA/m。这样，可提供耐热性、磁化性优良的，具有充分磁通密度的磁铁。
最大磁能积(BH)max最好在40KJ/m2以上。这样，可得到小型高性能的电机。
上述的或除此之外的本发明的其他目的、构成和效果，根据附图，由以上实施例的说明，会更加明确。
图1是本发明磁铁材料制造方法的第1实施形态中使用的冷却辊，和用该冷却辊制造薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的构成实例的模式示意立体图。
图2是图1所示冷却辊的正面图。
图3是图1所示冷却辊周面附近的断面形状模式示意图。
图4是以前利用单辊法制造薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)中，熔融金属向冷却辊撞击部位附近状态的模式示意断面图。
图5是图1所示薄带状磁铁材料制造装置(急冷薄带制造装置)中，熔融金属向冷却辊撞击部位附近状态的模式示意断面图。
图6是以前利用单辊法制造薄带磁铁材料的装置制造的薄带状磁铁材料表面形状的模式示意立体图。
图7是以图1所示薄带状磁铁材料的制造装置(急冷薄带制造装置)制造的薄带状磁铁材料表面形状的模式示意立体图。
图8是说明凹窝矫正装置的形成方法图。
图9是说明凹窝矫正装置的形成方法图。
图10是本发明磁铁材料制造方法的第2实施形态中所用冷却辊子的模式示意正面图。
图11是图10所示冷却辊子周面附近的断面形状模式示意图。
图12是本发明磁铁材料制造方法的第3实施形态中所用冷却辊子的模式示意正面图。
图13是图12所示冷却辊子周围附近断面形状的模式示意图。
图14是本发明磁铁材料制造方法的第4实施形态中所用冷却辊子的模式示意正面图。
图15是图14所示冷却辊子周面附近的断面形状模式示意图。
图16是本发明磁铁材料制造方法中所用冷却辊子的模式示意正面图。
图17是本发明磁铁材料制造方法中所用冷却辊子周面附近的断面形状模式示意图。
图18是本发明磁铁材料制造方法中所用冷却辊子周面附近的断面形状模式示意图。
图19是以前的利用单辊法制造薄带状磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)中，熔融金属向冷却辊撞击部位附近状态的示意断面侧视图。
以下对本发明磁铁材料的制造方法、薄带状磁铁材料、粉末状磁铁材料及粘合磁铁的实施形态进行详细说明。图1是本发明磁铁材料制造方法的第1实施形态中所用冷却辊子，和使用该冷却辊子通过单辊法制造薄带状磁铁材料(急冷薄带)的装置(急冷薄带制造装置)构成实例的立体图。图2是图1所示冷却辊子的正面图。图3是图1所示冷却辊子的断面放大图。
如这些图所示，急冷薄带制造装置1具有可盛装磁铁材料的筒体2，和相对筒体2按图中箭头方向A旋转的冷却辊子5。在筒体2的下端形成喷射磁铁材料熔融金属6的喷咀(喷孔)3。
作为筒体2的构成材料，例如有石英、氧化铝、氧化镁等耐热性陶瓷等。
作为喷咀3的开口形状，例如有圆形、椭圆形、缝隙状等。
在筒体2的靠近喷咀3的外周配置加热用的线圈4，例如通过向该线圈4施加高频波，加热筒体2的内部(感应加热)，使筒体2内的磁铁材料形成熔融状。
加热方式，不限于这些线圈4，例如，也可以使用碳精电极加热器。
冷却辊子5是由辊子基质材料51和形成冷却辊子5周面53的表面层52所构成。
表面层52，虽然可以用和辊子基质材料51相同的材质构成一个整体，但最好是用热传导率比构成辊子基质材料51小的材质构成。
对构成辊子基质材料51的材料没有特殊限定，但最好是用热传导率大的金属材料构成，例如铜或铜系合金，这些可以快速发散表面层52的热。
表面层52的构成材料在室温下的热传导率，虽然没有特殊限定，例如最好在80W·m-1·k-1以下，更好为3～60W·m-1·k-1，5～40W·m-1·k-1尤为好。
冷却辊子5，由于用具有这种热传导率的表面层52和辊子基质材料51构成，所以能以适度的冷却速度使熔融金属6进行急冷。在辊子面81(与冷却辊子周面接触一侧的面)附近和自由面82(与辊子相反一侧的面)附近的冷却速度的差变小。因此，所得急冷薄带8在各部位的结晶粒径偏差变小，能形成优良的磁特性。
作为具有这种热传导率的材料，例如有Zr、Sb、Ti、Ta、Pd、Pt等，或含有这些的合金等金属材料，或它们的氧化物、陶瓷等。作为陶瓷，有Al2O3、SiO2、TiO2、Ti2O3、ZrO2、Y2O2、钛酸钡、钛酸锶等氧化物系陶瓷、AIN、Si3N4、TiN、BN、ZrN、HfN、VN、TaN、NbN、CrN、Cr2N等氮化物系陶瓷、石墨、SiC、ZrC、Al4C3、CaC2、WC、TiC、HfC、VC、TaC、NbC等碳化物系陶瓷、或者，将这些中2种以上任意组合的复合陶瓷。其中，最好是含有氮化物系陶瓷的陶瓷。
和以前用作构成冷却辊子周面的材料(Cu、Cr等)比较，这些陶瓷具有很高的硬度，和优良的耐久性(耐磨损性)。因此，即使连续使用冷却辊子5，也能保持周面53的形状，下述凹窝矫正装置的效果也难以恶化。
因此，构成上述辊子基质材料51的材料通常具有比较高的热膨胀率。为此，表面层52的构成材料的热膨胀率最好是接近于辊子基质材料51的热膨胀率。表面层52构成材料室温下的热膨胀率(线膨胀率)，例如，最好为3.5～18「×10-6k-1]左右，更好为6～12[×10-6k-1]左右。表面层52的构成材料在室温下的热膨胀率(以下只称作「热膨胀率」)为该范围值时，可使辊子基质材料51和表面层52保持很高的紧密接合性，从而可更有效地防止表面层52剥离。
表面层52不仅仅单层，例如也可以是不同组成的多层层叠体。例如，表面层52可以是用上述金属材料、陶瓷等构成层是2层以上的层叠体。作为这样的表面层52，例如有从辊子基质材料51侧开始由金属层(底层)/陶瓷层形成层叠的2层层叠体构成。这样的层叠体的邻接层彼此间最好具有很高的紧密接合性，作为该例，有在邻接层彼此间含有同一元素的层叠体。
表面层52为多层层叠体时，至少，最好是其最外层由具有上述范围热传导率的材料构成的积层。
表面层52由单层构成时，其组成，并不限于在厚度方向上呈均匀状，例如，也可以在厚度方向上使含有成分依次变化(倾斜材料)。
表面层52的平均厚度(上述层叠体时，其总合计厚度)，虽然没有特殊限定，但最好是0.5～50μm，更好为1～20μm。
当表面层52的平均厚度低于下限值时，有时会产生以下问题。即，由于表面层52的材质冷却能力过大时，即使厚度相当大的急冷薄带8在辊子面81附近冷却速度也很大，很容易形成非晶质。另一方面，在自由面82附近由于急冷薄带8的热传导率比较小，急冷薄带8的厚度越大，冷却速度变得越小，结果，很容易引起结晶粒径的粗大化。即，在自由面82附近很容易形成粗大粒，在辊子面81附近很容易形成所谓非晶质的急冷薄带，有时得不到满意的磁特性。为了在自由面82附近形成小的结晶粒径，例如，即使增大冷却辊子5的周速度、减小急冷薄带8的厚度，在辊子面81附近会更加随意地形成非晶质，在制作成急冷薄带8后，即使实施热处理，有时也得不到足够的磁特性。
当表面层52的平均厚度超过上限值时，急冷速度减慢，引起结晶粒径的粗大化，其结果，有时会降低磁特性。
表面层52的形成方法，虽然没有特殊限定，但最好是热CVD、等离子体CVD、激光CVD等化学蒸镀法(CVD)或真空蒸镀、喷溅、离子电镀等物理蒸镀法(PVD)。使用这些方法时，由于能比较容易地形成均匀厚度的表面层，所以在形成表面层52后，对其表面不必进行机械加工。除此之外，表面层52也可用电解镀，浸渍镀、无电解镀、喷镀等方法形成。其中，利用喷镀形成表面层52时，辊子基质材料51和表面层52的紧密接合性(粘接强度)特别优良。
在辊子基质材料51的外周上形成表面层52之前，对辊子基质材料51的外表面实施碱洗、酸洗、有机溶剂洗等洗涤处理、喷射处理、腐蚀、形成电镀层等衬底处理。这样在表面层52形成后，可提高辊子基质材料51和表面层52的紧密接合性。通过如上述的衬底处理，可形成均匀密致的表面层52，所得冷却辊子5在各部位的热传导率偏差特别小。如下述，使磁铁材料的熔融金属6撞击冷却辊子5的周面53，通过急冷制造急冷薄带8。这时，周面53和熔融金属6的桨叶部(直浇口底窝)7之间侵入气体，在辊子面81中有时产生凹窝。如图4所示，气体侵入部位，气体以滞溜状态冷却，在得到的急冷薄带8的辊子面81上产生凹窝9(参照图6)。在气体侵入部位，比桨叶部7的其他部位，冷却速度变小，引起结晶粒径的粗大化。结果，在急冷薄带8的各部位上的结晶粒径、磁特性的偏差增大。这种趋势，每个凹窝9的面积，凹窝9的总面积越大，越显著。
与此相反，本发明在冷却辊子5的周面53上设置分割在急冷薄带8的辊子面81上产生凹窝9的凹窝矫正装置。
这样，如图5、图7所示，凹窝9由沟槽84进行分割。利用下述的气体的排除效果，可排出侵入到周面53和桨叶部7之间的气体的至少一部分，使周面53和桨叶部7之间的残余气体量减少。根据这些理由，在所得急冷薄带8的辊子面81上形成的每1个凹窝9面积变小，凹窝9的总面积也就减小(参照图7)。由此，可减小桨叶部7各部位中冷却速度的偏差，结果，晶体粒径的偏差变小，从而得到磁特性优良的急冷薄带8。
在图示的构成中，在冷却辊子5的周面53上，相对于冷却辊子的旋转方向大致平行地形成多条沟槽54，在邻接的沟槽54和沟槽54之间形成凸条55。在本实施形态中，凸条55作为凹窝矫正装置发挥了功能。
通过在周面53上设置沟槽54，在周面53和桨叶部7之间侵入的气体，进入沟槽54后，可以进一步沿着沟槽54移动。由此，侵入周面53和桨叶部7之间的气体，伴随着冷却辊子5的旋转通过沟槽54排出外部。利用这种效果(排气效果)，在气体侵入的部位上周面53和桨叶部7很容易形成接触。这样，当周面53和桨叶部7形成接触时，如图7所示，凹窝9被分割，每1个凹窝的面积变小。由此残存在周面53和桨叶部7之间的气体量也就变少，所形成的凹窝总面积也变小。因此，桨叶部7的各部位冷却速度偏差变小，结果，结晶粒径的偏差很小，从而得到磁特性优良的急冷薄带8。
在图示的结构中，凸条55虽然形成多条，但至少要形成1条。
沟槽54的宽度L1的平均值(向周面53开口部分的宽度)最好为0.5～90μm，更好为1～50μm。当沟槽54的宽度L1平均值低于下限时，有时排出侵入周面53和桨叶部7之间的气体的排出效果会降低。另一方面，沟槽54宽度L1的平均值超过上限值时，在沟槽54处会产生面积较大的凹窝，有时导致结晶粒粗大化。
凸条55的宽度(最大宽度)L2的平均值最好为0.5～90μm，更好为1～50μm。当凸条55的宽度L2的平均值低于下限值时，作为凹窝的矫正装置，凸条不能发挥充分功能，结果，有时会形成大面积的凹窝。另一方面，当凸条55的宽度L2的平均值超过上限值时，凸条面积变大，有时在凸条和桨叶部之间形成凹窝。
沟槽54的最大深度(或凸条55的最大高度)L3的平均值最好为0.5～20μm，更好为1～10μm。当沟槽54的深度L3的平均值低于下限值时，侵入周面53和桨叶部7之间气体的排出效果会降低，有时凹窝矫正装置的效果不能充分发挥。另一方面，沟槽54的深度L3的平均值超过上限值时，流过沟槽54的气体流速会增大，同时很容易伴随着涡旋形成湍流，有时凹窝矫正装置的效果不能充分发挥。
并行设置沟槽54(或并行设置的凸条55)的间距L4是确定在辊子面81上形成每1个凹窝9的大小或凹窝9总面积的重要条件。并行设置沟槽54(或并行设置的凸条55)的间距L4平均值最好为0.5～100μm，更好为3～50μm。沟槽54间距L4的平均值在该范围内时，凸条55作为凹窝矫正装置发挥了充分功能，而且和桨叶部7的接触部分—非接触部分的间隔变得相当小。其结果，与周面53接触部分和不接触部分的冷却速度差异变得相当小，所得急冷薄带8的结晶粒径、磁特性的偏差也相当小。
周面53上的沟槽54(或凸条55)占投影面积(向周面投影时的面积)的比例最好10％以上，更好30～99.5％。周面53上的沟槽54(或凸条55)占投影面积的比例低于10％时，对于卷入周面53和桨叶部7之间的气体量，不能充分确保气体排出的流路，会在周面53和桨叶部7之间残存气体，结果会形成巨大的凹窝。
例如，对于冷却辊子5的周面53，通过实施切削、转印(转压)、磨削、喷射处理等各种机械加工、激光加工、放电加工、化学腐蚀等，可形成沟槽54。其中，就比较容易地提高沟槽54的宽度、深度、并行设置沟槽54间距等的精度考虑，机械加工，特别是切削加工，最好。
本实施形态中，例如，利用上述沟槽54的形成方法对周面53实施加工(作为残存在周面53上的部分)，结果可形成凸条55。
在辊子基质材料51的外周面上设置表面层52时(表面层52不与辊子基质材料51形成一体时)，可以利用上述方法直接在表面层上形成沟槽54和凸条55。也可以不这样实施，即，如图8所示，在设置了表面层52后，利用上述方法在该表面层上形成沟槽54和凸条55，但也可如图9所示，在辊子基质材料51的外周面上，利用上述方法形成沟槽和凸条后，再形成表面层52。这时，通过使表面层52的厚度小于在辊子基质材料51上形成沟槽的深度或凸条的高度，其结果是不必对表面层52的表面实施机械加工，就能在周面53上形成窝矫正装置的凸条55。这时，由于不必对表面层52实施机械加工等，之后，不实施研磨等也能使周面53形成比较小的表面粗糙度。
图3、图5(后述的图11、图13、图15、图17、图18也一样)中，辊子基质材料和表面层的境界，省略所示。本发明的磁铁材料(薄带状磁铁材料和粉末状磁铁材料)是由以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的合金组成所形成。磁铁材料由于具有这样的合金组成，才有可能获得磁特性、耐热性优良的磁铁。
作为R(稀土类元素)有Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、铈镧合金等，这些中可含有1种或2种以上。
R的含量(含有率)为10～15原子％。R低于10原子％时，得不到充足的矫顽力。另一方面，R超过15原子％时，构成组织中R2TM14B型相(硬磁性相)的存在比率降低，得不到充分的残留磁通密度。
R最好是以Nd和/或Pr为主的稀土类元素。其理由是这些稀土类元素对提高后述的R2TM14B型相(硬磁性相)的饱和磁化，作为磁铁能实现良好的矫顽力是很有效的。
R最好是所含Pr的比例为R总体的5～75％，更好20～60％。在该范围内时，几乎不产生残留磁通密度的降低，并能提高矫顽力和四方型性。
R最好是所含Dy的比例为R总体的14％以下。在该范围内时，不会产生明显的残留磁通密度降低，并能提高矫顽力，同时也能提高温度特性(热稳定性)。
Co是具有和Fe一样特性的过渡金属。通过添加Co(置换一部分Fe)，可提高居里温度，提高温度特性，Co对Fe的置换比率超过0.30时，由于结晶磁的各向异性减少，导致矫顽力降低，同时残留磁通密度也降低。Co对Fe的置换比率在0.05～0.20范围内，不仅提高了温度特性，而且由于也提高了残留磁通密度本身，所以更好。
B(硼)是获得高磁特性的有效元素，其含有量为4～10原子％。B低于4原子％时，在B—H(J—H)环路中四方型性恶化。另一方面，B超过10原子％时，非磁性相增多，残留磁通密度急剧减少。
以进一步提高磁特性等为目的，在构成磁铁材料的合金中，根据需要也可添加以下中的至少1种元素，即，Al、Cu、Si、Ga、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr、W等(以下将该组元素用「Q」表示)。含有属于Q的元素时，其含有量最好在2原子％以下，更好0.1-1.5原子％，尤其好0.2-1.0原子％。
含有属于Q的元素，根据其种类会发挥固有的效果。例如，Al、Cu、SiGa、V、Ta、Zr、Cr、Nb具有提高耐腐蚀性的效果。
磁铁材料最好是以硬磁性相的R2TM14B型相(其中TM是至少1种过渡金属)为主构成的磁铁材料。磁铁材料以R2TM14B为主构成时，可形成优良的矫顽力，并能提高耐热性。
R2TM14B型相占磁铁材料总构成组织(也包括非晶质组织)的体积比率，最好在80％以上，更好在85％以上。R2TM14B型相占磁铁材料总构成组织的体积比率低于80％时，呈现出矫顽力、耐热性降低的趋势。
这种R2TM14B型相的平均结晶粒径最好在500nm以下，更好在200nm以下，10～120nm左右尤其好。当R2TM14B型相的平均结晶粒径超过500nm时，有时不能充分获得磁特性、矫顽力和四方型性的提高。
磁铁材料除了含有R2TM14B型相外，还可含有其他构成组织(例如，除R2TM14B以外的硬磁性相、软磁性相、常磁性相、非磁性相、非晶质组织等)。以下对使用上述冷却辊子5制造薄带状磁铁材料(急冷薄带)进行说明。
薄带状磁铁材料的制造是使磁铁材料的熔融金属撞击冷却辊子的周面，进行冷却固化而成。以下对其实施例进行说明。
如图1所示，急冷薄带制造装置1被设置在容器内(未图示)，并在容器内填充惰性气体或其他环境气的状态下进行工作。为了防止急冷薄带8的氧化，环境气最好是隋性气。作为惰性气，例如有氩气、氦气、氮气等。
环境气的压力，虽然没有特殊限定，但最好是1～760Torr。
对筒体2内的熔融金属6的液面施加高于容器内压的规定高压。熔融金属6，由该筒体2内熔融金属6液面的作用压力和筒体2内与液面高度成比例的压力之和，与容器内环境气体压力的压差，从喷咀3喷射出。
对熔融金属喷射压力(作用于筒体2内熔融金属6液面的压力与筒体2内与液面高度成比例的压力之和，与容器内环境气的压力之压差)，没有特殊限定，最好是10～100KPa。
在急冷薄带制造装置1中，将磁铁材料装入筒体2内，由线圈4加热熔融，当该熔融金属6从喷咀3喷出时，如图1所示，熔融金属6撞击到冷却辊子5的周面53上，形成桨叶部(直浇口底窝)7后，一边在旋转的冷却辊子5的周面53上被拉出，一边急速冷却凝固，连续或间断形成急冷薄带8。这时，桨叶部7和周面53之间侵入气体时，在急冷薄带8的辊子面81上形成凹窝，通过在冷却辊子5的周面53上设置凹窝矫正装置(凸条55)，分割凹窝，这样形成的急冷薄带8按照图1中箭头B方向进行，其辊子面81从周面53上分离开。
这样，通过在周面53上设置凹窝矫正装置，防止了在辊子面81上产生巨大的凹窝，也防止了桨叶部7的不均匀冷却。结果，减小了结晶粒径的偏差，得到优良磁特性的急冷薄带8。
在实际制造急冷薄带8时，不必将喷咀3设置在冷却辊5旋转轴50的正上方。
冷却辊子5的周速度根据合金熔融金属的组成、表面层52的构成材料(组成)、周面53的表面性状(特别是周面53对熔融金属的润湿性)等，其最佳范围也不同。为了提高磁特性，通常最好为5～60m/秒，更好为10～40m/秒。当冷却辊子5的周速度低于下限时，熔融金属6(桨叶部7)的冷却速度会降低，结晶粒径呈现出增大的趋势，有时磁特性会降低。另一方面，当冷却辊子5的周速度超过上限值时，冷却速度会增大，非晶质组织占据的比率增大，随后，即使实现后述的热处理，有时也不能充分提高磁特性。
如以上制得的急冷薄带8，其宽度W和厚度尽可能是均匀的。这时，急冷薄带8的平均厚度t最好为8～50μm左右，更好10～40μm左右。平均厚度t低于下限值时，非晶质组织占据的比率会增大，随后即使实施后述的热处理，有时也不能充分提高磁特性。会降低单位时间内的生产效率。另一方面，平均厚度t超过上限值时，由于自由面82侧的结晶粒径呈现出粗大化的趋势，有时会降低磁特性。
这样得到的本发明急冷薄带8，在辊子面81的至少一部分上，会复印(也包括部分的复印)上冷却辊子5的周面53的表面形状。因此，就形成与冷却辊子5的周面53表面形状(沟槽54或凸条55)相对应的凸条83或沟槽84。这样，通过形成凸条83或沟槽84，可更有效地分割凹窝9，使每个凹窝9的面积变小。由于在冷却辊子5的周面53上形成沟槽54的气体排出效果，也就减少了凹窝9的总面积。结果，急冷薄带8各部位的结晶粒径的偏差变小，得到优良的磁特性。
急冷薄带8的辊子面81上，凝固时形成2000μm2以上的凹窝9(巨大凹窝)占投影面积的比率最好在10％以下，更好在5％以下。巨大凹窝占投影面积的比率超过10％时，和与冷却辊子5接触的部分相比，冷却速度极端小的部分(特别是巨大凹窝的中央附近)占面积的比率增大，作为整体急冷薄带8的磁特性会降低。
凹窝投影面积的比率以占据辊子面81上规定面积中的面积比率算出。在辊子面81上有多处以上时，最好取算出面积比率的平均值。
在急冷薄带8的辊子面81上，凝固时形成的凹窝9占投影(总面积)面积的比率最好在40％以下，更好在30％以下。凹窝9占投影面积(总面积)比率过大时，凝固时冷却速度作为总体会降低，结果，引起结晶粒径的粗大化，导致所得急冷薄带8的磁特性降低。
对于所得急冷薄带8，例如，以促进非晶质组织(非晶组织)再结晶化、组织均质化等为目的，也可实施热处理，作为这种热处理的条件，例如，可在400～900℃下进行0.2～300分钟左右。
为防止氧化，这种热处理最好在非氧化性环境中进行，例如，在真空或减压状态下(1×10-1～1×10-6Torr)，或在氮气、氩气、氦气等隋性气体中进行。
如以上得到的急冷薄带8(薄带状磁铁材料)形成非晶质组织中含有微细结晶组织或微细结晶的组织，得到优良的磁特性。
在以上中，作为急冷法，虽然以单辊法为例作了说明，但也可采用双辊法。这种急冷法由于能形成细微的金属组织(结晶粒)，所以能有效提高粘合磁铁的磁铁特性，特别是能提高矫顽力等。通过将如上制造的急冷薄带(薄带状磁铁材料)8进行粉碎，可得到本发明的粉末状磁铁材料(磁铁粉末)。
对粉碎方法没有特殊限定，例如可以使用球磨机、振动磨机、喷射磨机、棒式冲磨机等各种粉碎装置和破碎装置进行。这时，为防止氧化，粉碎可在非氧化环境中进行，例如在真空或减压状态下(1×10-1～1×10-6Torr)，或者在氮气、氩气、氦气等隋性气体环境中进行。
对磁铁粉末的平均粒径没有特殊限定，但为了制造后述的粘合磁铁(稀土类粘合磁铁)时，考虑到防止磁铁粉末氧化和防止粉碎引起磁特性劣化，最好是1～300μm，更好是5～150μm。
粘合磁铁成形时为获得更好的成形性，磁铁粉末的粒径分布最好达到某种程度的分散(有偏差)。这样，可降低所得粘合磁铁的孔隙率，结果，在使粘合磁铁中磁铁粉末的含量相同时，能进一步提高粘合磁铁的密度和机械强度，并能进一步提高磁特性。
对于所得磁铁粉末，例如以去除因粉碎引入的变形影响和控制结晶粒径为目的，也可实施热处理。作为这种热处理的条件，例如，在350～850℃下进行0.2～300分钟左右。
为了防止氧化，这种热处理最好在非氧化性环境中进行，例如，在真空或压状态下(1×10-1～1×10-6Torr)、或者在氮气、氩气、氦气等隋性气体中进行。
在使用这样的磁铁粉末制造粘合磁铁时，该磁铁粉末和粘合树脂的粘合性(粘合树脂的润湿性)良好，由此，可提高这种粘合磁铁的机械强度，形成优良的热稳定性(耐热性)和耐腐蚀性。因此，该磁铁粉末适于制造粘合磁铁，制得的粘合磁铁具有很高的可靠性。以下对本发明的粘合磁铁进行说明。
本发明的粘合磁铁最好是用粘合树脂将上述磁铁粉末(粉末状磁铁材料)粘合形成。
作为粘合树脂(粘合剂)可使用任一种热塑性树脂、热固性树脂。
作为热可塑性树脂，例如有聚酰胺(例如耐纶6、耐纶46、耐纶66、耐纶610、耐纶612、耐纶11、耐纶12、耐纶6—12、耐纶6—66)、热塑性聚酰亚胺、芳香族聚酯等液晶聚合物、聚苯醚、聚苯硫醚、聚乙烯、聚丙烯、乙烯一醋酸乙烯共聚物等聚烯烃、变性聚烯烃、聚碳酸酯、聚甲基甲基丙烯酸酯、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、聚醚亚酰安、聚缩醛等、或以它们为主的共聚物、混合物、聚合物合金等。可以使用这些中的1种，或2种以混合使用。
这些中，从成形性优良、机械强度高考虑，最好以聚酰胺为主，从提高耐热性考虑，最好以液晶聚合物、聚苯硫醚为主。这些热塑性树脂和磁铁粉末的混炼性也非常好。
这样的热塑性树脂的优点是可通过其种类、共聚化在广范围内选择，例如，重视成形性的，或重视耐热性、机械强度的。
另一方面，作为热固性树脂，例如有双酚型、酚醛树脂型、萘系等各种环氧树脂、酚树酯、尿素树脂、蜜胺树脂、聚酯(不饱和聚酯)树脂、聚酰亚胺树脂、硅酮树脂、聚氨酯树脂等，这些中可使用1种，或2种以上混合使用。
这些中，从成形性好、机械强度高、耐热性好考虑，最好用环氧树脂、酚树脂、聚酰亚胺树脂、硅酮树脂，其中环氧树脂特别好。这些热固性树脂与磁铁粉末的混炼性、混炼均匀性也非常好。
所使用的热固性树脂(未硬化时)，在室温下可以是液状的，也可以是固体(粉末状)的。
这样的本发明粘合磁铁，例如可按以下方法制造。将磁铁粉末、粘合树脂、根据需要的添加剂(防氧化剂、润滑剂等)混合、混炼(如热混炼)后制造成粘合磁铁用组成物(混合物)。使用这种粘合磁铁用组成物，利用压缩成形(压力成形)挤出成形、喷射成形等成形方法，在无磁场中加工成所要求的磁铁形状。粘合树脂为热固性树脂时，成形后，由于加热而固化。
前3种成形方法中，挤出成形和喷射成形(特别是喷射成形)具有形状选择自由度大、生产效率高的优点，在这些成形方法中，为得到良好的成形性，必须确保混合物在成形机内具有足够的流动性，因此，与压缩成形相比，磁铁粉末的含量不能多，即，不能形成高密度化的粘合磁铁。因此，本发明中，如后述，由于得到高磁通密度，即使粘合磁铁没有形成高密度化，也能获得优良的磁特性，对于利用挤出成形和喷射成形制造的粘合磁铁，也能享有这种优点。
在粘合磁铁中，磁铁粉末的含量(含有率)没有特殊限定，通常考虑成形方法或成形性和高磁特性这两个方面来确定。具体讲，最好为75～99.5wt％左右，更好为85～97.5wt％。
特别是，在利用压缩成形法制造粘合磁铁时，磁铁粉末的含量最好为90～99.5wt％左右，更好为93～98.5wt％左右。
而，利用挤出或喷射成形法制造粘合磁铁时，磁铁粉末的含量最好为75～98wt％左右，更好为85～97wt％左右。
粘合磁铁的密度ρ取决于其中所含磁铁粉末的比重、磁铁粉末的含量、孔隙率等因素。在本发明的粘合磁铁中，对其密度ρ没有特殊限定，最好为4.5～6.6Mg/m3左右、更好为5.5～6.4Mg/m3左右。
本发明中，由于磁铁粉末的残留磁通密度、矫顽力很大，在粘合磁铁成形时，无论是磁铁粉末的含量是多，还是比较少，都能得到优良的磁特性(最大磁能积(BH)max很高)。
对于本发明粘合磁铁的形状、大小等没有特殊限定，例如关于形状可以形成圆柱状、方柱状、圆筒状(圆环状)、圆弧状、平板状、弯曲板状等任意形状。其大小也可以是从大型到超小型任意大小的。特别是小型化、超小型化的磁铁非常有用如在本说明书中再三讲述的。
本发明的粘合磁铁，其矫顽力(室温下的固有矫顽力)HcJ最好为320～1200KA/m，更好为400～800KA/m。矫顽力低于下限值时，受到反磁场时，去磁显著，高温时的耐热性恶化。当矫顽力超过上限值时，磁化性降低。因此，通过将矫顽力HcJ取为上述范围，对粘合磁铁(特别是圆筒状磁铁)形成多极磁化时，即使没有得到足够的磁化磁场时，仍能得到良好的磁化和足够的磁通密度，从而可提供高性能的粘合磁铁。
本发明的粘合磁铁，最大磁能积(BH)max最好为40KJ/m3以上，更好50KJ/m3以上，在70～120KJ/m3之间尤为好。最大磁能积(BH)max低于40KJ/m3时，用于电机时，按其种类、结构，得不到足够的扭矩。
如以上说明，根据本实施形态的磁铁材料制造方法，由于在冷却辊子5的周面上设置了作为凹窝矫正装置的凸条55，所以能分割辊子面81上形成的凹窝9。为此，能防止巨大凹窝产生，减小了桨叶部7各部位的冷却速度差异。结果，急冷薄带8中的结晶粒径偏差很小，得到很高稳定的磁特性。
因此，由上述急冷薄带8得到的粘合磁铁具有优良的磁特性。制造粘合磁铁时，即使不追求高密度化，仍能得到很高的磁特性，并能提高成形性、尺寸精度、机械强度、耐腐蚀性、耐热性等性能。
以下对本发明磁铁材料制造方法的第2实施形态进行说明。
以下对磁铁材料制造方法的第2实施形态，将与上述第1实施形态不同之处为重点进行说明，相同内容的说明省略。
在本实施形态中，在制造磁铁材料中使用的冷却辊子周面上设置的凹窝矫正装置的形状和上述第1实施形态中使用的不同。
图10是本发明磁铁材料制造方法的第2实施形态中所用辊子的示意正面图，图11是图10所示冷却辊子的断面放大图。
如图10所示，将凹窝矫正装置的凸条55形成以冷却辊子5的旋转轴50为中心的螺旋状。当凸条55是这种形状时，能比较容易地在整个周面53上形成凸条55。例如，使冷却辊5以一定速度旋转，传转盘等切削工具相对旋转轴50平行地以一定速度边移动，边切削冷却辊子5的外周部分，形成以旋转轴50为中心的螺旋状沟槽54，在沟槽54-沟槽54之间，作为残留在周面53上的部分，形成凸条55。
螺旋状的沟槽54(或凸条55)可以是1条(1个)，也可以是2条(2个)。
沟槽54(或凸条55)的纵向和冷却辊子5的旋转方向形成的夹角θ(绝对值)最好在30°以下，更好在20°以下。θ角在30°以下时，在冷却辊子5的所有周速度中，可以有效地将侵入周面53和桨叶部7之间的气体排出。所以能很容易地引起凹窝分割，每1个凹窝的面积，凹窝的总面积会进一步减小。
周面53上各部位中，θ值是一定的，也可以是不恒定的。在有2条以上沟槽54(或凸条55)时，各个沟槽54(或凸条55)的θ值可以相同，也可以不同。
沟槽54在周面53的边缘部分56处形成开口部分57。这样，从周面53和桨叶部7之间排出到沟槽54中的气体，从该开口部分57向冷却辊子5的侧方排出，从而可有效地防止排出气体再次侵入周面53和桨叶部7之间，进一步提高矫正凹窝的效果。在图示构成中，是在沟槽54的两个边缘部分形成开口，也可仅在一个边缘部分上形成开口。
以下对本发明磁铁材料制造方法的第3实施形态进行说明。
以下关于磁铁材料制造方法的第3实施形态，只对和上述第1实施形态、第2实施形态不同之处为重点进行说明，相同内容省去说明。
在本实施形态中，设置在用于制造磁铁材料的冷却辊子周面上的凹窝矫正装置的形状，和上述第1实施形态、第2实施形态中使用的不同。
图12是本发明磁铁材料制造方法的第3实施形态中所用冷却辊子的示意正面图。图13是图12所示冷却辊子断面放大图。
如图12所示，在周面53上至少形成2条螺旋旋转方向相互反向的沟槽54，这些沟槽54在多点处形成交叉。
同样，和上述实施例一样，沟槽54一沟槽54之间，残留在周面53上的部分形成凸条55。
这样，通过形成螺旋旋转方向相反的沟槽54，所制造的急冷薄带8受右卷沟槽横向的力与受左卷沟槽横向的力相互抵消，抑制住急冷薄带8在图12中的横向移动，从而能稳定地行进。
图12中，θ1、θ2分别表示的旋转方向沟槽54的纵向和冷却辊子5的旋转方向形成的夹角(绝对值)，最好和上述θ具有相同范围的值。
以下对本发明磁铁材料制造方法的第4实施形态进行说明。
以下关于磁铁材料制造方法的第4实施形态，与上述第1实施形态～第3实施形态不同之处为重点进行说明，相同内容省去说明。
在本实施形态中，设在制造磁铁材料所用冷却辊子周面上凹窝矫正装置的形状，与上述第1～第3实施形态中用的不同。
图14是本发明磁铁材料制造方法的第4实施形态中所用冷却辊子的示意正面图，图15是图14所示冷却辊子的断面放大图。
如图14所示，大致从冷却辊子5周面宽度的中间处向两边缘部分56的方向，形成多条八字状的沟槽54。
通过形成这种形状的沟槽54，在周面53上残存部分，形成连续八字状的凸条55。
使用形成这种沟槽54的冷却辊子5时，利用和其旋转方向的组合，可以更高效率排出浸入周面53和桨叶部7之间的气体。由此，更容易引起凹窝的分割，每1个凹窝面积、凹窝总面积会进一步减小。
如图14中，通过形成这样形状的沟槽，可平衡伴随冷却辊子5旋转从左右两沟槽产生的力，使急冷薄带8靠近于冷却辊子5宽度方向的大致中间部分，所以急冷薄带8行进方向稳定。
另外，本发明并不仅限于上述的第1实施形态～第4实施形态。
例如，在上述实施形态中，说明了作为凹窝矫正装置的凸条，是在冷却辊子周面上形成沟槽的结果而作为残留在周面上的部分而形成的，但是，凸条采用任何方法形成都可以。例如，也可以在冷却辊子周面上通过接合用和表面层相同材料构成的部分等形成凸条。
凹窝矫正装置的形状并不限定于上述的凸条状，只要具有矫正凹窝功能的形状，任何形状都可以。
如图16所示，也可以间缺形式形成沟槽54。沟槽54的断面形状没有特殊限定，例如也可以是图17、图18所示的断面形状。
即使使用这样的冷却辊子5，也能获得和上述第1～第4实施形态相同的效果。
以下对本发明的具体实施例进行说明。
实施例1如图1～图3所示，制造周面上具有凹窝矫正装置的冷却辊子A，准备具有这种冷却辊子A的如图1所示结构的急冷薄带制造装置。
冷却辊子按以方式制造。
首先，准备用铜(20℃下热传导率395W·m-1·k-1，20℃下热膨胀率16.5×10-6k-1)构成的辊子基质材料(直径200mm、宽30mm)，对其周面实施切削切工，大致形成镜面(表面粗糙度Ra为0.07μm)。
随后，进一步实施切削加工，相对于辊子基质材料的旋转方向，大致形成数条平行的沟槽。
形成这样的沟槽，在并行设置的沟槽一沟槽之间残留部分形成凸条。
利用离子镀法在该辊子基质材料的外周面上形成ZrC陶瓷(20℃下热传导率20.6W·m-1·k-1，20℃下热膨胀率7.0×10-5k-1)的表面层，得到如图1～图3所示的冷却辊子A。
使用具有这样获得冷却辊子A的急冷薄带制造装置，用以下述方法制造合金组成以(Nd0.7Pr0.3)10.5FebalB6表示的急冷薄带。
首先，称量Nd、Pr、Fe、B各种原料，铸造成母合金锭。
在急冷薄带制造装置中，将上述母合金锭装入底部设有喷咀(圆形孔板)的石英管内，将盛装急冷薄带制造装置的容器内进行脱气后，送入隋性气体(氦气)，形成所需温度和压力的环境。
之后，利用高频感应加热将石英管内的母合金锭进行熔融，将冷却辊子A的周速度取为28m/秒，熔融金属的喷射压力(石英管的内压与筒体内液面高度成比例压力的之和，与环境压力的压差)取为40KPa，将环境气压力取为60KPa，大致从冷却辊子A的旋转轴正上方，使熔融金属向冷却辊子A的顶部周面喷射，连续制作急冷薄带(样品No.1a)。
除了按图10、图11所示形状制作沟槽和凸条外，和上述冷却辊子A一样，制作6种冷却辊子(冷却辊B、C、D、E、F、G)。这时，各冷却辊子的制造条件，是将沟槽的平均宽度、凸条的平均宽度、沟槽的平均深度(凸条的平均高度)、及并行设置沟槽(凸条)的平均间距，调整为互不相同。使用等间距设有3个切削工具的转盘，在周面上各个部位形成并设沟槽间距大致恒定的3条沟槽。另外，沟槽纵向和冷却辊子旋转方向形成的夹角θ，任何一个冷却辊子都为5°。将上述急冷薄带制造装置的冷却辊子A依次更换成这些冷却辊子，在上述条件下制造急冷薄带(样品No.1b、No.1c、No.1d、No.1e、No.1f、No.1g)。
除了按图12、图13所示形状制作沟槽和凸条外，和上述冷却辊子B一样制作了冷却辊子H。将上述急冷薄带制造装置的冷却辊子更换成该冷却辊H，以上述条件制造急冷薄带(样品No.1h)。使沟槽纵向和冷却辊子旋转方向形成的夹角θ1、θ2，都为15°。
除了按图14、图15所示形状制作沟槽和凸条外，和上述冷却辊子A一样制造了冷却辊子I。将上述急冷薄带制造装置的冷却辊子更换成该冷却辊子I，在上述条件下制造急冷薄带(样品No.1i)。沟槽纵向和冷却辊子旋转方向形成的夹角θ1、θ2，都为20°。
利用切削加工将辊子基质材料的外周面大致形成镜面后，除了不设沟槽、凸条，就其原样形成表面层外，和上述冷却辊子A一样制造了冷却辊子J。将上述急冷薄带制造装置的冷却辊子更换成该冷却辊子J，在上述条件下制造急冷薄带(样品No.1j)。
上述冷却辊子A、B、C、D、E、F、G、H、I、J的表面层厚度都为7μm。形成表面层后，对该表面层不实施机械加工。对于各冷却辊子，沟槽宽度L1(平均值)、凸条宽度L2(平均值)、沟槽深度(凸条高度)L3(平均值)、并设沟槽(凸条)的间距L4(平均值)、冷却辊子周面上沟槽占投影面积的比率等测定值示于表1。
表1冷却辊子的周面、槽和凸条的条件
对于用冷却辊子A、B、C、D、E、F、G、H、I、J制造的10种急冷薄带(样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i、1j)，用扫描型电子显微镜(SEM)观察辊子面的表面形状。结果，样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i的急冷薄带(都是本发明)，都复印有冷却辊子周面的表面形状(沟槽或凸条)、形成对应的凸条或沟槽，这样可确认分割凹窝的样态。与此相反，在样品No.1j的急冷薄带中，确认存在大量的巨大凹窝。
对于样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i、1j的急冷薄带分别进行下述①和②和评价。
①急冷薄带的磁特性对各个急冷薄带取出5cm长的急冷薄带，再连续制作约7mm长的5个样品，对各个样品测定平均厚度t、辊子面上巨大凹窝(2000μm2以上)占投影面积的比率，辊子面上凹窝占投影面积(总面积)的比率及磁特性。
平均厚度t是利用测微计对1个样品测20个测点取其平均的值。辊子面上巨大凹窝(2000μm2以上)占投影面积的比率和辊子面上凹窝占投影面积(总面积)的比率，由利用扫描型电子显微镜(SEM)的观察结果求出。磁特性是利用振动试料型磁力计(VSM)测定残留磁通密度Br(T)、矫顽力HcJ(KA/m)和最大磁能积(BH)max(KJ/m3)。测定时，将急冷薄带的长轴方向取为施加磁场方向。不进行反磁场补正。
②粘合磁铁的磁特性对于各个急冷薄带，在氩气环境中，实施675℃×300秒的热处理。
将实施了这种热处理的急冷薄带进行粉碎，得到平均粒径75μm的磁铁粉末。
对这样得到的各磁铁粉末分析其相构成，使用Cu-Kα，在折射角(2θ)为20°～60°的范围进行X射线衍射试验。其结果是，任何一种磁铁粉末在折射曲线中出现明确的峰，这是由硬磁性相的R2TM14B型相所形成的峰。
对于各磁铁粉末，使用透射型电子显微镜(TEM)观察其构成组织。结果可以确认任何一种主要是由硬磁性相的R2TM14B型相构成。由利用透射型电子显微镜(TEM)观察结果(不同10处的观察结果)求出的总构成组织(也包括非晶质组织)中，R2TM14B型相占据的体积率，每一个都在85％以上。
对各磁铁粉末，测定R2TM14B型相的平均结晶粒径。
接着，将各磁铁粉末和环氧树脂进行混合，制作粘合磁铁用组成物(混合物)。这时，磁铁粉末和环氧树脂的配合比率(重量比)，对各样品取大致相等的值。即，各样品中磁铁粉末的含量(含有率)约为97.5wt％。
接着，将该混合物粉碎、造粒，称量该粒状物，填装到挤压装置的模具内，在120℃、600MPa的压力下，压缩成形(无磁场中)后，冷却、离型后，在170℃下进行加热硬化，得到直径10mm×高8mm的圆柱状粘合磁铁。
对于这些粘合磁铁，以3.2MA/m的磁场强度实施脉冲磁化后，用直流自记磁通计(东英工业(株)制、TRF-5BH)，在最大施加磁场2.0MA/m下测定磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力HcJ和最大磁能积(BH)max)。测定时的温度为23℃(室温)。
这些结果示于表2～表4。
表2 急冷薄带的特性(样品No.1a～1e)(实施例1)
合金组成(Nd0.7Pr0.3)10.5FebalB6
表3 急冷薄带的特性(样品No.1f～1j)(实施例1)
合金组成(Nd0.7Pr0.3)10.5FebalB6
表4 硬磁性相的平均结晶粒径和粘合磁铁的磁气特性(实施例1)
合金组成(Nd0.7Pr0.3)10.5FebalB6
如表2和表3所明确的那样，样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i的急冷薄带(都为本发明)，巨大凹窝的占面积比率小到0.1～4.1％，凹窝占面积(总面积)的比率也变小。磁特性的偏差很小，作为总体磁特性很高，这可根据以下理由进行推论。
冷却辊子A、B、C、D、E、F、G、I，在其周面上，具有凹窝矫正装置。由此，能防止或抑制向急冷薄带的辊子面上产生巨大的凹窝，每1个凹窝的面积变小，凹窝占面积(总面积)的比率也就变小。由此，桨叶部的各部位冷却速度差异变小，结果得到结晶粒径、磁特性偏差很小的急冷薄带。
与此相反，样品No.1j的急冷薄带(比较例)中，巨大凹窝的占面积比率大到16.2～27.3％，凹窝占面积(总面积)的比率也比本发明的急冷薄带大。尽管是从连续的急冷薄带切取的样品，磁特性偏差也很大。推测这是因为以下理由。
由于侵入周面和桨叶部之间的气体在急冷薄带的辊子面上形成巨大的凹窝。为此，与周面接触的部分冷却速度很大，相反，与周面不接触的部分(特别是巨大凹窝中央部分附近)冷却速度降低，引起结晶粒径粗大化。其结果，得到的急冷薄带磁特性偏差也增大。
从表4所明确的，由样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i的急冷薄带(都为本发明)制成的粘成磁铁，获得了优良的磁特性，反之样品No.1j的急冷薄带(比较例)制成的粘合磁铁，只具有很低的磁特性。
认为这是以下理由所致。
即，样品No.1a、1b、1c、1d、1e、1f、1g、1h、1i的急冷薄带(都为本发明)，由于磁特性高、而且磁特性偏差小，认为用这些急冷薄带制造的各粘合磁铁也获得了优良的磁特性，与其相反，样品No.1j的急冷薄带，由于磁特性的偏差很大，使用这种急冷薄带制造的粘合磁铁，作为整体的磁特性也会降低。
实施例2除了急冷薄带的合金组成为以Nd11.5Feba1B4.6表示的之外，和上述实施例1一样，使用上述冷却辊子A，B，C，D，E，F，G，H，I，J，制造10种急冷薄带(样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i、2j)。
对于这10种急冷薄带，用扫描型电子显微镜(SEM)观察辊子面的表面形状。结果，样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i的急冷薄带(都是本发明)，都复印了冷却辊子周面的表面形状(沟槽或凸条)，形成对应的凸条或沟槽，这样可确认凹窝被分割样态。相反，样品No.2j的急冷薄带(比较例)，确认存在大量的巨大凹窝。
对于样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i、2j的急冷薄带，和上述实施例1一样，分别测定各急冷薄带的磁特性。
随后，对各个急冷薄带，在氩气环境中，实施例675℃×300秒的热处理。
对实施这种热处理的急冷薄带进行粉碎，得到平均粒径75μm的磁铁粉末。
对于如上得到的各磁铁粉末，分析其相构成，用Cu-kα在折射角(2θ)为20°～60°的范围进行X射线折射试验。结果是，任何一种磁铁粉末在折射曲线中出现明确的峰，这是由硬磁性相的R2TM14B型相产生的峰。
对于各磁铁粉末，用透射型电子显微镜(TEM)观察构成组织。结果确认磁铁粉末都是以硬磁性相的R2TM14B型相为主构成的。由利用透射型电子显微镜(TEM)观察的结果(不同10处的观察结果)求出的总构成组织(包括非晶质组织)中，R2TM14B型相占据的体积率都在95％以上。
对各磁铁粉末，测定R2TM14B的平均结晶粒径。
使用这些磁铁粉末，和上述实施例1一样制造粘合磁铁，测定所得各粘合磁铁的磁特性。结果示于表5～表7。
表5 急冷薄带的特性(样品No.2a～2e)(实施例2)
合金组成Nd11.5FebalB4.6
表6 急冷薄带的特性(样品No.2f～2j)(实施例2)
合金组成Nd11.5FebalB4.6
表7 硬磁性相的平均结晶粒径和粘合磁铁的磁气特性(实施例2)
合金组成Nd11.5FebalB4.6
从表5和表6所明确的那样，样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i的急冷薄带(都为本发明)，巨大凹窝占据的面积比率小到0.1～4.3％，凹窝占据面积(总面积)的比率也很小。而且，磁特性的偏差很小，作为整体磁特性很高，推定这是因为以下理由。
冷却辊子A，B，C，D，E，F，G，H，I，在其周面上具有凹窝矫正装置。为此，能防止或抑制对急冷薄带的辊子面产生巨大的凹窝，每1个凹窝的面积变小，凹窝占面积(总面积)的比率也变小。由此，桨叶部各部位的冷却速度差异变小，结果是获得结晶粒径、磁特性偏差很小的急冷薄带。
与此相反，样品No.2j的急冷薄带(比较例)中巨大凹窝占据面积的比率大到16.5～27.8％，凹窝占据面积(总面积)的比率也比本发明的急冷薄带大。尽管是从连续的急冷薄带上切取样品，磁特性的偏差仍很大，推定这是因为以下理由。
由于气体侵入周面和桨叶部之间，在急冷薄带的辊子面上形成巨大的凹窝。为此，与周面接触部分的冷却速度很大，与周面没接触的部分(特别是巨大凹窝的中央部分附近)的冷却速度降低，引起结晶粒径的粗大化。结果是得到的急冷薄带磁特性的偏差很大。
如表7所明确的那样，由样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i的急冷薄带(都为本发明)制成的粘合磁铁，都获得了优良的磁特性，与其相反，样品No.2j的急冷薄带(比较例)制成的粘合磁铁只具有很低的磁特性。
认为这是因为以下理由。
即，样品No.2a、2b、2c、2d、2e、2f、2g、2h、2i的急冷薄带(都为本发明)，磁特性很高，而且，磁特性的偏差很小，认为使用这些急冷薄带制造的各粘合磁铁也获得优良的磁特性。与其相反，样品No.2j的急冷薄带，由于磁特性偏差很大，使用这种急冷薄带制造的粘合磁铁，作为整体磁特性降低。
实施例3除了急冷薄带的合金组成按Nd14.2(Fe0.85Co0.15)balB6.8表示的之外，其他和上述实施例1一样，使用上述冷却辊子A，B，C，D，E，F，G，H，I，J制造10种急冷薄带(样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i、3j)。
对于这10种急冷薄带，使用扫描型电子显微镜(SEM)观察辊子面的表面形状。结果是样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i的急冷薄带(都为本发明)，都复印有冷却辊子周面的表面形状(沟槽或凸条)，形成对应的凸条或沟槽，这样可确认凹窝被分割的样态。与其相反，样品No.3j的急冷薄带(比较例)，确认存在大量的巨大凹窝。
对于样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i、3j的急冷薄带，和上述实施例1一样，测定各个急冷薄带的磁特性。
随后，对各个急冷薄带，在氩气环境中，实施675℃×300秒的热处理。
将这些热处理的急冷薄带进行粉碎，得到平均粒径75μm的磁铁粉末。
对于这样得到的各磁铁粉末，分析其相构成，用Cu-kα，在衍射角(2θ)为20°～60°的范围内进行X射线折射试验。结果是任何一种磁铁粉末在衍射曲线中出现明确的峰，是由硬磁性相的R2TM14B型相产生的。
对于各磁铁粉末，用透射型电子显微镜(TEM)观察构成组织。结果是各磁铁粉末都是以硬磁性相的R2TM14B型相为主构成的。由利用透射型电子显微镜(TEM)观察结果(不同10处的观察结果)求出的总构成组织(包括非晶质组织)中，R2TM14B型相占据的体积比率都在90％以上。
对各磁铁粉末测定R2TM14B型相的平均结晶粒径。
使用这些各磁铁粉末，和上述实施例1一样制造粘合磁铁，测定所得各粘合磁铁的磁特性。这些结果示于表8～表10。
表8 急冷薄带的特性(样品No.3a～3e)(实施例3)
合金组成Nd14.2(Fe0.85Co0.15)balB6.8
表9 急冷薄带的特性(样品No.3f～3j)(实施例3)
合金组成Nd14.2(Fe0.85Co0.15)balB6.8
表10 硬磁性相的平均结晶粒径和粘合磁铁的磁气特性(实施例3)
合金组成Nd14.2(Fe0.85Co0.15)balB6.8
如表8和表9所明确的那样，样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i的各急冷薄带(为本发明)中巨大凹窝占据面积的比率小到0.1～4.0％，凹窝占据面积(总面积)的比率也变小。而且，磁特性的偏差很小，作为整体磁特性很高。推定这为以下理由。
冷却辊子A，B，C，D，E，F，G，H，I，其周面上具有凹窝矫正装置。为此能防止或抑制对急冷薄带辊子面产生巨大的凹窝，每1个凹窝面积变小，凹窝占据面积(总面积)的比率也变小。由此，桨叶部各部位的冷却速度差异变小，结果是获得结晶粒径、磁特性偏差很小的急冷薄带。
与此相反，样品No.3j的急冷薄带(比较例)中巨大凹窝占据面积的比率大到15.6～28.1％，凹窝占据面积(总面积)的比率也比本发明的急冷薄带大。尽管是连续从急冷薄带上切取的样品，磁特性的偏差仍很大，推定这是因为以下理由。
由于气体侵入周面和桨叶部之间，在急冷薄的辊子面上形成巨大的凹窝。由此，与周面接触部分的冷却速度很大，与此相反，与周面没有接触的部分(特别是巨大凹窝的中央附近)冷却速度降低，引起结晶粒径的粗大化。结果，认为所得到的急冷薄带磁特性的偏差增大。
如表10中所明确的，利用样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i的急冷薄带(都为本发明)制作的粘合磁铁获得了优良的磁特性，与此相反，样品No.3j的急冷薄带(比较例)制作的粘合磁铁，只具有很低的磁特性。
认为这是以下理由。
即，样品No.3a、3b、3c、3d、3e、3f、3g、3h、3i的急冷薄带(都为本发明)，由于磁特性高、磁特性的偏差很小，认为使用这些急冷薄带制造的各粘合磁铁也获得了优良的磁特性。与其相反，样品No.3j的急冷薄带，由于磁特性的偏差很大，认为使用这种急冷薄带制造的粘合磁铁，作为整体磁特性也必然降低。
比较例除了急冷薄带的合金组成为Pr3(Fe0.3Co0.2)balB3.6表示的之外，其他和上述实施例1相同，使用上述的冷却辊子A，B，C，D，E，F，G，H，I，J。制造10种急冷薄带(样品No.4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h、4i、4j)。
对这10种急冷薄带，用扫描型电子显微镜(SEM)观察辊子面的表面形状。结果是样品No.4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h、4i的急冷薄带，都复印有冷却辊子周面的表面形状(沟槽或凸条)，形成对应的凸条或沟槽。这样可确认凹窝被分割的样态。与其相反，样品No.1j的急冷薄带，确认存在大量的巨大凹窝。
样品No.4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h、4i、4j的急冷薄带，和上述实施例1一样，分别测定各急冷薄带的磁特性。
随后，对各个急冷薄带，在氩气环境中实施675℃×300秒的热处理。
将实施热处理的急冷薄带进行粉碎，得到平均粒径75μm的磁铁粉末。
对于这样得到的各磁铁粉末，分析其相构成，用Cu-kα，在折射角(2θ)为20°～60°的范围，进行X射线折射试验。结果从折射曲线可以确认存在硬磁性相的R2TM14B型相的折射峰、和软磁性相的α-(Fe，Co)型相的折射峰，等很多的折射峰。
对各磁铁粉末，用渗透型电子显微镜(TEM)观察构成组织(不同10处的观察结果)。结果是各磁铁粉末的总构成组织(非晶质组织也包括在内)中，R2TM14B型相占据的体积比率都在30％以下。
对各磁铁粉末测定R2TM14B型相的平均结晶粒径。
用这些磁铁粉末，和上述实施例1一样制造粘合磁铁，测定所得各粘合磁铁的磁特性。这些结果示于表11～表13。
表11 急冷薄带的特性(样品No.4a～4e)(比较例)
合金组成Pr3(Fe0.8Co0.2)balB3.5
表12 急冷薄带的特性(样品No.4f～4j)(比较例)
合金组成Pr3(Fe0.8Co0.2)balB3.5
表13 硬磁性相的平均结晶粒径和粘合磁铁的磁气特性(比较例)
合金组成Pr3(Fe0.8Co0.2)balB3.5
如从表11和表12中明确的那样，样品No.4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h、4i、4j急冷薄带(都为比较例)的磁特性都很差。
样品No.4j的急冷薄带中，巨大凹窝占据的面积比率大到15.3～26.5％，凹窝占据面积(总面积)的比率也比其他样品大。尽管是从连续的急冷薄带上切取的样品，磁特性的偏差仍很大。推定这是以下理由。
由于气体侵入周面和桨叶部之间，在急冷薄带的辊子面上形成巨大的凹窝。由此，与周面接触的部分冷却速度很大，与周面未接触部分(特别是巨大凹窝的中央附近)的冷却速度很低，结晶粒径引起粗大化。结果，认为所得急冷薄带磁特性的偏差很大。
从表13可知，用样品No.4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h、4i、4j的急冷薄带制作的粘合磁铁，任何一个的磁特性都很差。其中，用样品No.4j的急冷薄带制作的粘合磁铁的磁特性更差。
认为这是样品No.4j急冷薄带在各部位的磁特性偏差很大，使用这种急冷薄带制作粘合磁铁时，作为整体的磁特性进一步降低所致。
如以上所述，根据本发明获得如下效果。
·由于在冷却辊子周面上设置了凹窝矫正装置，从而能防止抑制在制造的急冷薄带上产生巨大的凹窝，而且减小了每1个凹窝的面积，也减小了辊子面上凹窝的总面积。由此，减小了桨叶部各部位的冷却速度差异，所制造的急冷薄带获得了稳定性很高的磁特性。
·尤其是，通过适当选择表面层的形成材料、厚度、沟槽的凸条(凹窝矫正装置)的尺寸、间距等条件，能够控制所制造的急冷薄带的辊子面上每1个凹窝的面积和总面积，从而获得优良磁特性的磁铁材料。
·磁铁粉末通过以R2TM14B型相为主构成，进一步提高了矫顽力、耐热性。
·由于获得很高的磁通密度，即使是各向同性，仍能获得具有很高磁特性的粘合磁铁。与以前的各向同性粘合磁铁相比，能以更小体积的粘合磁铁发挥同等以上的磁性能，并能获得更小型的高性能电机。
·因为获得了很高的磁通密度，所以在制造粘合磁铁时，即使不要求高密度化，仍能获得相当高的磁特性，结果可提高成形性，并能提高尺寸精度、机械强度、耐腐蚀性、耐热性(热稳定性)等，从而能制造出可靠性很高的粘合磁铁。
·由于磁化性好，所以在很低的磁化磁场中就能进行磁化，特别是能很容易地确实地进行多极磁化，而且能获得很高的磁通密度。
·因为不要求高密度化，与压缩成形法相比，也能利用难以进行高密度成形的挤出成形法和喷射成形法制造出粘合磁铁，即使使用这样的成形法成形的粘合磁铁，也能获得如上述的效果。因此，粘合磁铁成形方法的选择变宽，进而由此产生形状选择的自由度更加广阔。
最后，必须说明的是本发明并不仅限于上述实施例，凡是不脱离范围的种种变更和改动都可以。
权利要求
1.一种磁铁材料的制造方法，是使熔融金属撞击冷却辊子的周面，进行冷却固化，制造合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示薄带状磁铁材料的制造方法，其特征是，使用的冷却辊子是在其周面上设有凹窝矫正装置，以便分割上述薄带状磁铁材料的与上述冷却辊子接触面上产生的凹窝。
2.根据权利要求1记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子具有辊子基质材料，和在设辊子基质材料的外周上设置的表面层，在该表面层上设有上述凹窝矫正装置。
3.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的上述表面层是由热传导率比上述辊子基质材料的构成材料在室温下的热传导率低的材料构成。
4.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的表面层由陶瓷构成。
5.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的表面层是由室温附近的热传导率为80W·m-1·k-1以下的材料构成。
6.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的表面层是由室温附近的热膨胀率为3.5～18[×10-6k-1]的材料构成。
7.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的表面层平均厚度为0.5～50μm。
8.根据权利要求2记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述冷却辊子的表面层，其表面形成时不进行机械加工。
9.根据权利要求1记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凹窝矫正装置是至少1条的凸条。
10.根据权利要求9记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凸条的平均宽度为0.5～95μm。
11.根据权利要求9记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凸条，通过形成沟槽设置在上述冷却辊子的周面上。
12.根据权利要求11记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述沟槽的平均宽度为0.5～90μm。
13.根据权利要求11记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凸条的平均高度或沟槽的平均深度为0.5～20μm。
14.根据权利要求11记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凸条或沟槽是以冷却辊子的旋转轴为中心形成螺旋状。
15.根据权利要求11记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述凸条或沟槽是并行设置，平均间距为0.5～100μm。
16.根据权利要求11记载的磁铁材料制造方法，其特征是上述周面上的凸条或沟槽占据投影面积的比率在10％以上。
17.根据权利要求1记载的磁铁材料制造方法，其特征是具有粉碎上述薄带状磁铁材料的工序。
18.一种薄带状磁铁材料，是使熔融金属撞击冷却辊子的周面，冷却固化得到的合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料、其特征是，上述冷却辊子，在其周面上设有凹窝矫正装置，以使分割与薄带状磁铁材料的接触面上产生的凹窝。
19.根据权利要求18记载的薄带状磁铁材料，其特征是在与上述冷却辊子的接触面上形成沟槽或凸条，利用该沟槽或凸条分割凹窝。
20.根据权利要求18记载的薄带状磁铁材料，其特征是在和上述冷却辊子的接触面上，凝固时形成的2000μm2以上巨大凹窝占面积的比率在10％以下。
21.根据权利要求18记载的薄带状磁铁材料，其特征是与上述冷却辊子的接触面上，至少复印上一部分上述冷却辊子的表面形状。
22.根据权利要求18记载的薄带状磁铁材料，其特征是平均厚度为8～μm。
23.一种粉末状磁铁材料，是将熔融金属撞击冷却辊子周面冷却固化得到的合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(其中R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料进行粉碎，得到的粉末状磁铁材料，其特征是，上述冷却辊子，在其周面上设有凹窝矫正装置，以便分割在与薄带状磁铁材料的接触面产生的凹窝。
24.根据权利要求23记载的粉末状磁铁材料，其特征是粉末状磁铁材料在其制造过程中或制造后，至少实施1次热处理。
25.根据权利要求23记载的粉末状磁铁材料，其特征是平均粒径为1～300μm。
26.根据权利要求23记载的粉末状磁铁材料，其特征是粉末状磁铁材料主要是由硬磁性相的R2TM14B型相(TM表示至少一种过渡金属)构成。
27.根据权利要求26记载的粉末状磁铁材料，其特征是在粉末状磁铁材料的总构成组织中，R2TM14B型相占据的体积比率在80％以上。
28.根据权利要求26记载的粉末状磁铁材料，其特征是上述R2TM14B型相的平均结晶粒径在500nm以下。
29.一种粘合磁铁，是将熔融金属撞击冷却辊子周面冷却固化得到的合金组成以Rx(Fe1-yCoy)100-x-zBz(R表示至少1种稀土类元素、X10～15原子％、y0～0.30、z4～10原子％)表示的薄带状磁铁材料，进行粉碎，从而将得到的粉末状磁铁材料用粘合树脂进行粘合形成的粘合磁铁，其特征是，上述冷却辊子，在其周面上设有凹窝矫正装置，以便分割在与薄带状磁铁材料的接触面上产生的凹窝。
30.根据权利要求29记载的粘合磁铁，其特征是室温下的固有矫顽力HcJ320～1200KA/m。
31.根据权利要求29记载的粘合磁铁，其特征是最大磁能积(BH)max为40KJ/m3。
全文摘要
本发明能提供能制造优良磁特性、优良可靠性的磁铁的一种磁铁材料的制造方法、薄带状磁铁材料、粉末状磁铁材料和粘合磁铁。为此,急冷薄带制造装置1具有筒体2、加热用线圈4、和冷却辊子5。在筒体2的下端形成喷射磁铁材料熔融金属6的喷嘴3。在冷却辊子5的周面53上设有凹窝矫正装置。将熔融金属6在氦氮等惰性气体中从喷嘴3喷射出,撞击在冷却辊子5的周面53上,冷却固化,制得急冷薄带8。这时,通过在冷却辊子5的周面53上设置凹窝矫正装置,分割在和周面53的接触面上产生的凹窝,防止产生巨大的凹窝。
文档编号B22F1/00GK1331479SQ0112483
公开日2002年1月16日 申请日期2001年5月30日 优先权日2000年5月30日
发明者新井圣, 加藤洋 申请人:精工爱普生株式会社