专利名称：磁铁粉末和各向同性粘结磁铁的制作方法
技术领域：
本发明涉及磁铁粉末和各向同性粘结磁铁。
背景技术：
为了使电动机等小型化，人们都希望将磁通密度高的(实质上是导磁的)磁铁用于电动机中。在粘结磁铁中决定磁通密度的主要因素是磁铁粉末的磁性(磁化性)和粘结磁铁中的磁铁粉末含量(含有率)。因此，在磁铁粉末本身的磁性(磁化性)不够高的情况下，如果不极大地增加粘结磁铁中的磁铁粉末含量，就不能获得足够的磁通密度。
可是在目前作为高性能稀土类粘结磁铁使用的大多数都是使用MQI公司制的MQP-B粉末作为稀土类磁铁粉末制成的各向同性粘结磁铁。与各向异性的粘结磁铁相比，各向同性粘结磁铁具有以下优点。也就是说，在制造粘结磁铁时不需要磁场取向，因此制造工艺简单，其结果是制造价格低廉。但是，由MQP-B粉末为代表的现有的各向同性粘结磁铁存在以下问题。
1)就现有的各向同性粘结磁铁而言，其磁通密度不够高。也就是说，由于所用的磁铁粉末的磁性(磁化性)较低，因此不得不提高在粘结磁铁中的磁铁粉末含量(含有率)，但是，如果提高磁铁粉末的含量，就会使粘结磁铁的成形性变差，因此其使用受到限制。另外，由于成形条件麻烦等，因此即使增多了磁铁粉末的含量，所获的磁通密度仍然有限，因此不能达到电动机的小型化。
2)由于矫顽磁力高，因此其磁化性差，所以必须使用较高的磁化磁场。
3)虽然据报导，纳米级复合磁铁(nanocomposite magnets)是一种具有高残留磁通密度的磁铁，但是在另一方面其矫顽磁力过小，因此作为实用上的电动机所能获得的磁通密度(在实际使用时的磁导)非常低。另外，由于其矫顽磁力小，因此其热稳定性差。
4)粘结磁铁的耐蚀性、耐热性差。也就是说，为了弥补磁铁粉末磁特性的缺点，必须增加粘结磁铁中磁铁粉末的含量(也就是极大地提高粘结磁铁的密度)，其结果是使得粘结磁铁的耐蚀性和耐热性变差，并降低了其可靠性。
发明内容
本发明的目的是提供一种可供制造具有高磁通密度和优良磁化性、可靠性，特别是优良温度特性的磁铁使用的磁铁粉末及各向同性粘结磁铁。
为了达到上述目的，本发明提供一种磁铁粉末，包括由Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzSiw，其中，R是至少一种稀土类元素；x8.1-9.4原子％；y0-0.30；z4.6-6.8原子％；w0.02-1.5原子％所表示的合金组成，磁铁粉末则由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成；以及，所述软磁相和硬磁相都具有1-100nm的平均结晶粒径；其中，所述磁铁粉末在各向同性粘结磁铁是通过用结合树脂来混合磁铁粉末而成形的情况下，不可逆磁化系数Xirr等于或小于5.0×10-7H/m；通过利用J-H图中一条去磁曲线、与通过J-H图中原点的一条直线相交的一点来测量所述不可逆磁化系数，其中，H是磁场强度，表示为J-H图中的横坐标，单位是A/m；J是磁化强度，表示为J-H图中的纵坐标，单位是Wb/m2；所述去磁曲线表示室温下的磁特性，并且该直线的斜度J/H为-3.8×10-6；并且，所述磁铁在室温下的固有矫顽力Hcj处于406-717kA/m的范围，其特征在于，所述R含有Pr，其比例占所述全部R的质量的5-75％，或者，所述R含有Dy，其比例占所述全部R的质量的14％或以下。
如上所述，按照本发明可以获得如下效果。
·由于磁铁粉末具有一种含软磁相和硬磁相的复合组织，而且含有预定量的Al，因此其磁化性高，能够发挥优良的磁特性，特别是能够改善其固有的矫顽磁力和矩形性。
·不可逆去磁率的绝对值小，可以获得优良的耐热性(热稳定性)。
·由于可以获得高的磁通密度，因此，可以制得一种即使在各向同性的情况下也具有高磁特性的粘结磁铁。特别是与现有的各向同性粘结磁铁相比，能够以更小体积的粘结磁铁发挥同等以上的磁性能，因此有可能获得更小型的高性能的电动机。
·另外，由于可以获得高的磁通密度，因此在制造粘结磁铁时，即使不追求高密度化也能获得高的磁特性，其结果，可以在提高成形性的同时，进一步地提高磁铁的尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性(热稳定性)等，从而有可能容易地制得可靠性高的粘结磁铁。特别是在含有Si的情况下可以获得更优良的耐蚀性。
·由于磁化性良好，因此，可以在更低的磁化磁场中磁化，特别是可以容易而且确实地进行多极磁化，而且可以获得高的磁通密度。
·由于不要求高密度化，因此，与压缩成形法相比，也适合于使用那些难以达到高密度成形的挤出成形法或注射成形法来制造粘结磁铁，即便是使用这样的成形方法成形的粘结磁铁，也能获得上述的效果。因此，对粘结磁铁成形方法的选择范围宽，而且对形状选择的自由度也大。
优选上述的复合结构是一种纳米级复合结构。
优选上述的R是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。
优选上述的R含有Pr，并且Pr在上述总R中所占的百分比为5～75％。因为在该范围内，可以在残留磁通密度几乎不降低的条件下提高其矫顽磁力和矩形性。
优选上述的R含有Dy，并且Dy在上述总R中所占的百分比为14％以下。因为在该范围内，可以在残留磁通密度不显著降低的条件下提高其矫顽磁力，同时还可能大幅度地提高其耐热性。
优选上述的磁铁粉末是通过将熔融合金急冷而获得的产品。
优选上述的磁铁粉末是在用冷却辊制成急冷薄带之后再将其粉碎而获得的产品。
优选上述的磁铁粉末是在其制造过程中或在制造之后对其施加至少1次热处理而获得的产品。
考虑到为了防止磁铁粉末的氧化和防止由于粉碎而引起的磁特性的劣化，优选使磁铁粉末的平均粒径在0.5～150μm的范围内。
另外，根据本发明的一种各向同性稀土类粘结磁铁，用结合树脂结合磁铁粉末而构成，所述磁铁粉末包括由Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzSiw，其中，R是至少一种稀土类元素；x8.1-9.4原子％；y0-0.30；z4.6-6.8原子％；w0.02-1.5原子％所表示的合金组成，磁铁粉末则由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成；以及所述软磁相和硬磁相都具有1-100nm的平均结晶粒径；其中，所述磁铁粉末在各向同性粘结磁铁是通过用结合树脂来混合磁铁粉末而成形的情况下，不可逆磁化系数Xirr等于或小于5.0×10-7H/m；通过利用J-H图中一条去磁曲线、与通过J-H图中原点的一条直线相交的一点来测量所述不可逆磁化系数，其中，H是磁场强度，表示为J-H图中的横坐标，单位是A/m；J是磁化强度，表示为J-H图中的纵坐标，单位是Wb/m2；所述去磁曲线表示室温下的磁特性，并且该直线的斜度J/H为-3.8×10-6；并且，所述磁铁在室温下的固有矫顽力Hcj处于406-717kA/m的范围，其特征在于，所述R含有Pr，其比例占所述全部R的质量的5-75％，或者，所述R含有Dy，其比例占所述全部R的质量的14％或以下。
另外，根据本发明的一种用结合树脂来结合磁铁粉末而形成的各向同性稀土粘结磁铁，其中，所述磁铁粉末由Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzSiw组成，其中，R是至少一种稀土类元素；x8.1-9.4原子％；y0-0.30；z4.6-6.8原子％；w0.02-1.5原子％所表示的合金成分，并由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成，其特征在于，表示室温下磁特性的J-H图的去磁曲线中，与通过所述J-H图中的原点、且斜率J/H为-3.8×10-6H/m直线的交点、作为出发点测定时的不可逆磁化系数Xirr为5.0×10-7H/m或以下，而且室温下的固有矫顽力HCJ为406-717kA/m，其中，H是磁场强度，表示为J-H图中的横坐标，单位是A/m；J是磁化强度，表示为J-H图中的纵坐标，单位是Wb/m2。
优选上述的磁铁粉末含有选自Cu、Si、Ga、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr中的至少1种元素。
优选上述元素的含量在3原子％以下。
优选上述的磁铁粉末是由一种含有软磁相和硬磁相的复合结构构成的产品。
优选上述的各向同性粘结磁铁是一种供多极磁化处理的产品或者已经接受过多极磁化处理的产品。
优选上述的各向同性粘结磁铁用于电动机中。
本发明的其他目的、构成和效果可以通过下面对实施例的说明而变得更清楚。
图1模式地示出了在本发明的磁铁粉末中复合结构(纳米级复合结构)的一个实例。
图2模式地示出了在本发明的磁铁粉末中复合结构(纳米级复合结构)的一个实例。
图3模式地示出了在本发明的磁铁粉末中复合结构(纳米级复合结构)的一个实例。
图4是表示用于制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的结构例的立体图。
图5是表示在图4的装置中熔体向冷却辊冲击的部位附近的状态的侧剖图。
图6是用于说明不可逆磁化率的图(J-H图)。
图7是表示去磁曲线和反冲曲线(recoil curves)的J-H图。
具体实施例方式
下面详细地说明本发明的磁铁粉末及用其制成的各向同性粘结磁铁的为了使电动机小型化，其首要任务是制取磁通密度高的磁铁。在粘结磁铁中决定磁通密度的主要因素是磁铁粉末的磁性质(磁化性)和在粘结磁铁的磁铁粉末含量(含有率)，但是，在磁铁粉末本身的磁性质(磁化性)不够高的情况下，如果不极大地增多粘结磁铁中的磁铁粉末含量，就不能获得足够的磁通密度。
如上所述，现在已普及的上述MQI公司制的MQP-B粉末在各种用途中产生的磁通密度都不够大，因此，在制造粘结磁铁时，必须提高在粘结磁铁中的磁铁粉末含量，也就是使其高密度化，此外，在耐蚀性、耐热性和机械强度等方面的可靠性较差，同时由于其矫顽磁力高，因此其磁化性差，这是其缺点。
与此不同，本发明的磁铁粉末和各向同性粘结磁铁(各向同性稀土类粘结磁铁)具有足够的磁通密度和适度的矫顽磁力，因此没有必要将粘结磁铁中的磁铁粉末含量(含有率)提到那么高，其结果是可以提供一种高强度的而且在成形性、耐蚀性、磁化性等方面均优良的，可靠性高的粘结磁铁，另外，由于粘结磁铁的小型化和高性能化，因此对于电动机等的磁铁搭载机器的小型化也可以做出较大的贡献。
另外，本发明的磁铁粉末可以由一种具有硬磁相和软磁相的复合结构构成。
上述的MQI公司制的MQP-B粉末是一种硬磁相的单相结构，而本发明的磁铁粉末是一种纳米级复合结构，其中存在磁化性高的软磁相，因此可以使其总磁化性增高，这是其优点，另外，由于其反冲(recoil)导磁率高，因此，即使一旦受到逆磁场的作用，其随后的去磁率也小，这也是其优点。
本发明的磁铁粉末由以Rx(Fe1-yCoy)100x-z-wBzAlw(其中，R表示稀土元素中的至少一种，x为8.1～9.4原子％，y为0～0.30原子％，z为4.6～6.8原子％，w为0.02～1.5原子％)表示的合金成分构成。
作为R(稀土类元素)，可以举出Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、混合稀土，可以含有其中的1种或两种以上。
R的含量(含有率)在8.1～9.4原子％的范围内。当R不足8.1原子％时，不能获得足够的矫顽磁力，这时即使添加Al，其矫顽磁力的提高也很少。
此处，R优选是以Nd和/或Pr为主的稀土元素。其理由如下，这些稀土类元素能够有效地提高构成复合结构(特别是纳米级复合结构)的硬磁相的饱和磁化性，另外，在制成磁铁时能够实现良好的矫顽磁力，另一方面，如果R超过9.4原子％，则由于磁化的百分比降低而不能获得足够的磁通密度。
另外，优选R中含有Pr，Pr的比例优选占总R的5～75％，更优选为10～60％。在该范围内，可以在几乎不降低残留磁通密度的条件下提高其矫顽磁力和矩形性。
另外，优选R中含有Dy，Dy的比例优选占总R的14％以下。在该范围内，可以在不明显降低残留磁通密度的条件下提高其矫顽磁力，同时还可以大幅度地提高其耐热性。
Co是一种具有与Fe同样的特性的过渡金属。通过添加Co(取代Fe的一部分)，可以提高其居里温度和温度特性，但是，如果Co对Fe的取代比例超过0.30，则其矫顽磁力和磁通密度都有降低的倾向。Co对Fe的取代比例优选在0.05～0.20的范围内，这样不但可以提高温度特性，而且还可以提高磁通密度本身。另外，优选用Ni取代Fe或Co的一部分。
B(硼)是一种能够获得高磁特性的重要元素，其含量适宜为4.6～6.8原子％。当B不足4.6％时，其矩形性变差，另一方面，当B超过6.8％时，其非磁性相增多，从而使磁通密度迅速降低。
Al是一种有利于提高矫顽磁力的元素，当其含量在0.02～1.5原子％范围内时，能够显著地表现对矫顽磁力的提高效果。另外，在该范围内，随着矫顽磁力的提高，其矩形性和最大磁能积也提高了。而且，其耐蚀性也提高了。但是，如上所述，当R不足8.1原子％时，依靠添加Al来获得的效果非常小。另外，当Al超过1.5原子％时，其磁化性能显著降低，难以获得高的磁通密度，而且其矫顽磁力也降低了。
另外，Al含量在0.02～1.5原子％范围内的另一个重要效果是可以减小其不可逆磁化率(χirr)，而且可以改善其不可逆去磁率，还能提高磁铁的耐热性(热稳定性)。当Al含量不足0.02原子％时，上述的效果小，并且上述矫顽磁力的提高效果也小。
应予说明，虽然Al本身不是一种新物质，但是在本发明中，经过反复的实验、研究后发现，在一种由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成的磁铁粉末中，只要使Al的含量处于0.02～1.5原子％的范围内，就能获得如下所述的4个效果，特别是能同时获得这些效果，这一点是本发明的意义，所说的4个效果为①可以在确保优良矩形性和最大磁能积的同时提高其矫顽磁力；②可以减小下述的不可逆磁化率(χirr)；③可以改善其不可逆去磁率(降低其绝对值)；④可以保持良好的耐蚀性。
这样，本发明发现的特征是使磁铁粉末含有微量或少量的Al，但是，如果Al的添加量超过1.5原子％，则反而会产生相反的效果，这当然不是本发明的意图。
另外，Al含量的优选范围是0.02～1.5原子％，但是该范围的上限值优选为1.2原子％，更优选为0.8原子％。
另外，为了达到进一步提高磁特性的目的，还可以在构成磁铁粉末的合金中根据需要含有选自Cu、Si、Ga、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge、Cr物组(以下用“Q”表示该物组)中的至少1种元素。当含有属于Q的元素时，其含量优选在3原子％以下，更优选为0.2～3原子％，特别优选为0.5～2原子％。
当含有属于Q的元素时，可以发挥与该种元素相应的固有效果。例如，Cu、Si、Ga、V、Ta、Zr、Cr、Nb具有提高耐蚀性的效果。特别是在含有Si时，除了具有提高耐蚀性效果之外，还具有上述①、②、③的效果。
另外，磁铁材料成为一种具有软磁相和硬磁相的复合结构。
在该复合结构(纳米级复合结构)中的软磁相10和硬磁相11以例如图1、图2或图3所示的模型(模式)存在，各相的厚度或粒径的大小为纳米级的水平。而且，软磁相10与硬磁相11相互邻接(包含通过粒界邻接的情况)，这就导致磁的相互作用。
平均结晶粒径优选为5～50nm，更优选为10～40nm。如果平均结晶粒径小于上述下限值，则晶粒之间相互作用的影响过强，容易发生磁化的反转，从而会使矫顽磁力劣化。
另一方面，如果平均结晶粒径超过上限值，则会由于结晶粒径粗大化和晶粒之间相互作用的影响过弱而导致磁通密度、矫顽磁力、矩形性和最大能积劣化。
应予说明，在图1～图3中所示的模型只是一个实例，本发明不受这些实例的限制，例如在图2示出的模型中，软磁相10和硬磁相11可以互换位置。
软磁相的磁化由于受到外部磁场的作用而容易改变方向，因此通常使其混在硬磁相中，以便使整个磁化曲线成为象J-H图的第二象限中那段“蛇形曲线”那样的曲线。但是，当软磁相的大小在数10nm以下这样小的情况下，软磁相的磁化就与周围的硬磁相的磁化相结合，因此被强烈地约束着，从而使得其整体作为硬磁相起作用。
具有上述复合结构(纳米级复合结构)的磁铁主要有如下举出的特征1)～5)。
1)在J-H图(以磁化性(J)为纵轴，磁场(H)为横轴作图)的第二象限中，磁化性发生可逆的回弹(从该意义上也可称为“回弹磁铁”)。
2)磁化性良好，可以在较弱的磁场中磁化。
3)与单独硬磁相的情况相比，磁特性对温度的依赖性较小。
4)磁特性随时间的变化小。
5)即使在微粉碎的情况下磁特性也不劣化。
在上述的合金组成中，硬磁相和软磁相例如由下述成分组成。
硬磁相R2TM14B类(其中，TM表示Fe或Fe和Co)或R2TM14BAl类(或R2TM14BQ类、R2TM14BAlQ类)。
软磁相TM(特别是α-Fe、α-(Fe、Co))或TM和Al的合金相(或TM和Q的合金相，或TM和Al和Q的合金相)。
本发明的磁铁粉末优选是通过使熔融合金急冷来制造，特别优选是首先通过使合金熔体急冷、固化制得急冷薄带(带子)，然后将此薄带粉碎来制造。下面说明该方法的一个实例。
图4是立体图，其中示出一种通过使用单辊的急冷法来制造磁铁材料的装置(急冷薄带制造装置)的结构的实例；图5是表示在图4的装置中熔体向冷却辊冲击的部位附近的状态的侧剖图。
如图4所示，急冷薄带制造装置1具有用于容纳磁铁材料的筒体2以及相对于该筒体2沿着图中箭头9A方向旋转的冷却辊5。在筒体2的下端形成一个用于射出磁铁材料(合金)熔体的喷嘴(小孔)3。
另外，在上述筒体2的喷嘴3附近的外周配置有加热用的线圈4，向该线圈4施加例如高频电流，借此加热(感应加热)筒体2内的磁铁材料并使其成为熔融状态。
冷却辊5由基部51和用于形成冷却辊5的周面53的表面层52构成。
基部51可以由与表面层52相同材质的材料一体地构成，或者，也可以由一种具有与表面层52不同材质的材料构成。
基部51的构成材料没有特殊限定，但优选是那些能够将来自表面层52的热迅速地扩散的材料例如铜或铜合金之类热导率高的金属材料。
另外，表面层52优选是由那些导热率与基部51相等或低于基部51的材料构成。
上述急冷薄带制造装置1设置在室(图中未示出)内，优选在该室内充满惰性气体或其他气氛气的状态下工作。特别是为了防止急冷薄带8的氧化，所用的气氛气优选是例如氩、氦、氮等惰性气体。
在该急冷薄带制造装置1中，向筒体2内加入磁铁材料(合金)，利用线圈4将其加热和熔融，使该熔体6由喷嘴3吐出，如图5所示，熔体6冲击到冷却辊5的周面53上，从而在该周面53上形成小坑(直浇口底窝)7，然后一边从旋转着的冷却辊5的周面53上引离，一边让其急速冷却凝固，从而连续地或间歇地形成急冷薄带8。如此形成的急冷薄带8很快就让其朝向辊子的表面81从周面53上离开并沿着图4中箭头9B的方向进行。应予说明，熔体的凝固界面71以虚线表示。
冷却辊5的周速度的适宜范围随着合金熔体的组成、周面53对熔体6的湿润性等参数的不同而异，但是为了提高磁特性，通常优选为1～60m/s，更优选为5～40m/s。当冷却辊5的周速度过慢时，按急冷薄带8的体积流量(在单位时间内吐出的熔体的体积)计，急冷薄带8的厚度t过厚，结晶粒径有增大的倾向，相反，当冷却辊5的周速度过快时，大部分成为非晶质结构，在这两种情况下，即使施加后续的热处理也难以提高其磁特性。
另外，对于所获的急冷薄带8来说，为了促进非晶质结构的再结晶化和使组织均质化，可以对其施加热处理。作为这种热处理的条件，例如可以在400～900℃下处理0.5～300分钟左右。
另外，在该热处理中，为了防止氧化，优选在真空中或减压状态下(例如1×10-1～1×10-6×133.32Pa)或者在氮气、氩气、氦气等的惰性气体之类的非氧化性气氛中进行。
通过以上的制造方法获得的急冷薄带(薄带状的磁铁材料)8成为一种微细的结晶结构或者一种在非晶态结构中含有微细结晶那样的结构，这样可以获得优良的磁特性。然后将该急冷薄带8粉碎，从而获得本发明的磁铁粉末。
粉碎的方法没有特殊限定，例如可以使用球磨机、振动磨机、喷射磨机、钉式磨机(pin mill)等的各种粉碎装置、破碎装置来进行。在此情况下，为了防止氧化，可以在真空或减压状态下(例如1×10-1～1×10-6×133.32Pa)或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体之类的非氧化性气氛中进行粉碎。
磁铁粉末的平均粒径没有特殊限定，但是在用于制造下述的各向同性粘结磁铁时，考虑到要防止磁铁粉末的氧化和防止由于粉碎所引起的磁特性的劣化，平均粒径优选在0.5～150μm左右，更优选在1～65μm左右，特别优选在5～55μm左右。
另外，为了在粘结磁铁成形时获得更良好的成形性，优选使磁铁粉末的粒径分布具有一定程度的分散(有些散乱)。如此可以降低所获粘结磁铁的空隙率，其结果使得，在粘结磁铁中的磁铁粉末含量等同的条件下，可以进一步地提高粘结磁铁的密度和机械强度，并能进一步提高其磁特性。
另外，对于所获的磁铁粉末，例如可以通过粉碎来除去导入其中的应力的影响，而为了达到控制结晶粒径的目的，也可以施加热处理。作为该热处理的条件，例如可以采用350～850℃的处理温度和0.5～300分钟左右的处理时间。
另外，为了防止氧化，该热处理优选在真空中或减压状态下(例如1×10-1～1×10-6×133.32Pa)进行，或者在氮气、氩气、氦气等惰性气体之类的非氧化气氛中进行。
在使用上述的磁铁粉末制造粘结磁铁的情况下，由于这种磁铁粉末与粘合树脂的粘合性(对粘合树脂的湿润性)优良，所以，这样获得的粘结磁铁具有高的机械强度以及优良的热稳定性(耐热性)和耐蚀性。因此，该磁铁粉末适宜用来制造粘结磁铁。
应予说明，虽然在上文中以单辊法作为急冷法的实例进行了说明，但是也可以采用双辊法。另外，也可以使用其他的方法来制造，例如利用气体进行雾化的雾化法、旋转圆盘法、金属采取法、机械合金化(MA)法等。上述的这些急冷法可以使金属结构(晶粒)微细化，因此可以有效地提高粘结磁铁的磁铁特性特别是其矫顽磁力等。
下面说明本发明的各向同性稀土类粘结磁铁(以下简单地称为“粘结磁铁”)。
本发明的粘结磁铁是用粘合树脂将上述磁铁粉末粘合起来而制成的产品。
作为粘合树脂(粘合剂)，可以是热塑性树脂和热固性树脂中的任一种。
作为热塑性树脂，例如可以举出聚酰胺(例如尼龙6、尼龙46、尼龙66、尼龙610、尼龙612、尼龙11、尼龙12、尼龙6-12、尼龙6-66、尼龙6T、尼龙9T)；热塑性聚酰亚胺；芳香族聚酯等的液晶聚合物；聚苯醚；聚苯硫醚、聚乙烯、聚丙烯、乙烯-乙酸乙烯基酯共聚物等的聚烯烃类；改性聚烯烃；聚碳酸酯；聚甲基丙烯酸甲酯；聚对苯二甲酸乙二醇酯、聚对苯二甲酸丁二醇酯等的聚酯类；聚醚；聚醚醚酮；聚醚酰亚胺；聚缩醛等，或者是以它们为主的共聚物；掺合物；聚合物合金等，它们可以按1种或两种以上混合使用。
其中，特别是从优良的成形性和高的机械强度方面考虑，优选是聚酰胺；而从提高耐热性方面考虑，优选是以液晶聚合物、聚苯硫醚为主的聚合物。另外，这些热塑性树脂与磁铁粉末的混炼性也优良。
这些热塑性树脂的优点是可以在宽广范围内选择，例如，可以根据其种类、共聚度等选择成形性好的树脂或耐热性、机械强度优良的树脂。
另一方面，作为热固性树脂，例如可以举出双酚型树脂、酚醛型树脂、萘基型树脂等的各种环氧树脂；酚树脂；尿素树脂；密胺树脂；聚酯(不饱和聚酯)树脂；聚酰亚胺树脂；硅树脂；聚氨酯树脂等，可以使用其中的一种或两种以上的混合物。
其中，特别是从成形性优良、机械强度大和耐热性优良等方面考虑，优选是环氧树脂、酚树脂、聚酰亚胺树脂和硅树脂，特别优选是环氧树脂。另外，这些热固性树脂与磁铁粉末的混炼性和混炼的均匀性均很优良。
另外，所用的热固性树脂(未固化)在室温下可以是液态的，也可以是固态(粉末状)的。
上述本发明的粘结磁铁可以按照例如下述的方法制造。首先制造含有磁铁粉末、粘合树脂和根据需要使用的添加剂(抗氧化剂、润滑剂等)的粘结磁铁用组合物，然后使用该粘结磁铁用组合物按照压缩成形(加压成形)、挤出成形、注射成形等的成形方法，在无磁场的条件下成形为所需的磁铁形状。当粘合树脂是热固性树脂的情况下，在成形之后通过加热等方法使其固化。
在上述的三种成形方法中，挤出成形和注射成形(特别是注射成形)法具有对形状选择的自由度大，生产率高的优点，但是，对于这两种成形方法来说，为了获得良好的成形性，必须确保在成形机内的组合物具有足够的流动性，因此，与压缩成形法相比，上述两种方法不允许增多磁铁粉末的含量，也就是不能使粘结磁铁高密度化。然而，对于本发明的方法来说，如下文所述，可以获得高的磁通密度，因此，即使粘结磁铁没有达到高密度化，也能获得优良的磁特性，从而也可以享受用挤出成形法、注射成形法制造的粘结磁铁的优点。
粘结磁铁中的磁铁粉末含量(含有率)没有特殊限定，通常由成形方法决定，或者在考虑了成形性和高的磁特性两方面之后决定。具体地说，优选为75～99wt％左右，更优选为85～97.5wt％左右。
特别是在使用压缩成形法来制造粘结磁铁的情况下，磁铁粉末的含量优选为90～99wt％左右，更优选为93～98.5wt％左右。
另外，在使用挤出成形法或注射成形法来制造粘结磁铁的情况下，磁铁粉末的含量优选为75～98wt％左右，更优选为85～97wt％左右。
粘结磁铁的密度p由其中所含的磁铁粉末的比重、磁铁粉末的含量、空隙率等主要因素决定。在本发明的粘结磁铁中，其密度ρ没有特殊限定，但是优选为5.3～6.6Mg/m3左右，更优选为5.5～6.4Mg/m3左右。
本发明的磁铁粉末的磁通密度高，而且其矫顽磁力也大到一定程度，因此在成形为粘结磁铁的情况下，磁铁粉末的含量多时当然是可以的，而即使在含量较少时也能获得优良的磁特性(特别是高的最大磁能积)。
本发明的粘结磁铁的形状、尺寸等没有特殊限定，例如，其形状可以是圆柱形、角柱形、圆筒形(圆环形)、圆弧形、平板形、弯曲板形等各种形状，其大小也可以从大型至超小型等各种尺寸。如本说明书中反复提到的那样，本发明特别有利于制造小型化和超小型化的磁铁。
上述本发明的粘结磁铁具有如下的各种磁特性(磁性能)，也就是在表示室温磁特性的J-H图(以磁化性能(J)为纵轴和以磁场(H)为横轴绘成的图)的去磁曲线中，以该曲线与一条通过J-H图中的原点并且斜率(J/H)为-3.8×10-6H/m的直线的交点作为出发点进行测定时，测得的不可逆磁化率(χirr)在5.0×10-7H/m以下，并且在室温下的固有矫顽磁力(HcJ)为406～717kA/m。下面顺次地对不可逆磁化率(χirr)和固有矫顽磁力(HcJ)进行说明。
所谓不可逆磁化率(χirr)是指按照下式求出的数值(单位H/m)不可逆磁化率(χirr)＝微分磁化率(χdif)-可逆磁化率(χrev)参考图6，上式的微分磁化率(χdif)是指在J-H图的去磁曲线中，通过某点P的该去磁曲线的切线的倾斜率；上式的可逆磁化率(χrev)是指通过上述点P一旦减掉去磁场(demagnetization field)的大小来描绘反冲(recoil)曲线时的该反冲曲线的斜率(连结反冲曲线两端的直线的斜率)。
另外，根据本发明，在J-H图中的去磁曲线与通过J-H图中的原点而且斜率(J/H)为-3.8×10-6H/m的直线y的交点即为上述的点P。
在本发明中把室温下的不可逆磁化率(χirr)的上限值定为5.0×10-7H/m，其理由如下。
如上所述，不可逆磁化率(χirr)是指在一旦施加去磁场后，即便减去该绝对值也不再恢复的相对于磁化磁场的变化率，因此，通过将该不可逆磁化率抑制到某种程度的小数值，就可以提高粘结磁铁的热稳定性，特别是可以降低不可逆去磁率的绝对值。实际上在本发明的不可逆磁化率(χirr)的范围内，将粘结磁铁在例如100℃的环境中放置1小时，待其恢复至室温时的不可逆去磁率的绝对值在约5％以下，就可以获得在实用上(特别是在电动机等用途中)足够的耐热性，也就是热稳定性。
与此相对照，如果不可逆磁化率(χirr)超过5.0×10-7H/m，则会使不可逆去磁率的绝对值增大，并且不能获得足够的热稳定性。另外，随着固有矫顽磁力的降低，其矩形性变差，因此，在该粘结磁铁的使用中，限制了在磁导系数(Pc)大的(例如Pc≥5)的用途。另外，矫顽磁力的降低也导致了热稳定性的降低。
把室温下的不可逆磁化率(χirr)定为5.0×10-7H/m以下的理由已在上文中叙述，但优选是不可逆磁化率(χirr)的值尽可能地小，因此在本发明中，不可逆磁化率更优选是在4.5×10-7H/m以下，特别优选是在4.0×10-7H/m以下。
粘结磁铁在室温下的固有矫顽磁力(HcJ)优选为406～717kA/m，特别优选为435～677kA/m。
如果固有矫顽磁力(HcJ)超过上述上限值，则其磁化性变差；而如果低于上述下限值，则在电动机用途中向其施加反磁场时就会发生显著去磁，另外在高温下的耐热性变差。因此，通过使固有矫顽磁力(HcJ)在上述范围内，在使粘结磁铁(特别是圆筒状磁铁)进行多极磁化的情况下，即使不具有足够的磁化磁场，也能达到良好的磁化，同时可以获得足够的磁通密度，从而可以提供高性能的粘结磁铁，特别是电动机用的粘结磁铁。
本发明的粘结磁铁的最大磁能积(BH)max没有特殊限定，但优选是87～125kJ/m3左右，更优选是100～125kJ/m3左右。
实施例1按照下述方法制取一种合金组成为Nd8.7Fe77.2-wCo8.5B5.6Alw的磁铁粉末(具有不同Al含量w的多种磁铁粉末)。
首先称量Nd、Fe、Co、B、Al的各种原料，将其熔化后铸成母合金锭，然后从该合金锭中切取约15g样品。
准备一个具有图4和图5所示结构的急冷薄带制造装置，将上述样品装入一个底部设有喷嘴(圆形小孔)的石英管内。将急冷薄带制造装置1安置于一个密闭室内，将该密闭室抽真空，然后向其中导入惰性气体(氩气或氦气)，以其作为具有所需温度和压力的气氛气。
然后利用高频感应加热来使石英管内的金属锭的样品熔融，进而将冷却辊的周速度调整为20m/s以及将喷射压(石英管的内压与气氛压力的压差)调整为40kPa，在此条件下将合金熔体喷射到冷却辊的周面上，从而获得了急冷薄带(平均厚度约30μm，平均宽度1.6mm)。
将此急冷薄带粗粉碎，然后在氩气氛中进行680℃×300秒的热处理，获得了具有不同Al含量的多种磁铁粉末。
为了对所获的各种磁铁粉末进行相结构的分析，使用Cu-Kα线以20～60的衍射角进行X射线衍射分析。由衍射图形可以确认作为硬磁相的Nd2(Fe·Co)14B1相的衍射峰和作为软磁相的α-(Fe，Co)相的衍射峰。根据透过型电子显微镜(TEM)的观察结果可以确认，其中已形成了纳米级复合结构。
然后，为了调整粒度，使用粉碎机(混砂机)将各种磁铁粉末在氩气中粉碎，获得一种平均粒径为60μm的磁铁粉末。
将该磁铁粉末与环氧树脂(粘合树脂)和少量的肼类抗氧化剂混合并混炼，获得了粘结磁铁用组合物。
然后将该组合物粉碎成粒状，称量该粒状物，将此粒状物的样品装入一个压力装置的金属模内，以7t/cm2的压力(在无磁场中)进行挤压成形，获得了成形体。
在脱模后通过在150℃下加热来使环氧树脂固化(固化处理)，获得一种直径φ10mm×高7mm的圆柱形各向同性粘结磁铁。各个粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为97wt％。另外，各个粘结磁铁的密度约为6.21Mg/m3。
<对磁特性和不可逆磁化率的评价>
将各个粘结磁铁在磁场强度为3.2MA/m的磁场中进行脉冲磁化之后，使用直流自动记录磁通密度计在最大施加磁场为2.0MA/m的条件下测定其磁特性(残留磁通密度Br、固有矫顽磁力HcJ、最大磁能积(BH)max)。测定时的温度为23℃(室温)。
如图7所示，在所获J-H图的去磁曲线中，以该曲线与通过原点并且斜率(J/H)为-3.8×10-6H/m的直线的交点P作为出发点，磁场从该点开始，一旦当其变化至0就重新回到原来的状态，如此描绘反冲曲线，求出该反冲曲线的斜率(连结反冲曲线两端的直线的斜率)，以此斜率作为可逆磁化率(χrev)。另外，求出在上述交点P处的去磁曲线的切线的斜率，以此斜率作为微分磁化率(χdif)。在室温下的不可逆磁化率(χirr)可以通过公式χirr＝χdir-χrev求出。这些结果示于下述表1中。
<对耐热性的评价>
下面调查各个粘结磁铁(直径φ10mm×高7mm的圆柱形)的耐热性(热稳定性)。对该耐热性的评价是将粘结磁铁置于100℃的环境中保持1小时，然后当其恢复至室温时测定此时的不可逆去磁率(初期去磁率)，据此进行评价。其结果示于下述表1中。不可逆去磁率(初期去磁率)的绝对值越小，其耐热性(热稳定性)越好。
<对磁性的评价>
下面，为了评价粘结磁铁的磁化性，调查上述各个粘结磁铁(直径φ10mm×高7mm的圆柱形)在各种不同磁化磁场中的磁化率。磁化率的测定方法是以磁化磁场等于4.8MA/m时的残留磁通密度的值作为100％，以粘结磁铁的磁通密度相对于该值的比率来表示磁化率。把磁化率为90％时的相应磁化磁场的大小示于下述表1中。该数值越小，粘结磁铁的磁化性越优良。
表1
<综合评价>
从表1可以看出，对于磁铁粉末中的Al含量W为0.02～1.5原子％而且不可逆磁化率(χirr)在5.0×10-7H/m以下的各向同性粘结磁铁来说，每一种粘结磁铁都具有优良的磁特性(残留磁通密度、固有矫顽磁力和最大磁能积)，并且由于其不可逆去磁率的绝对值小，因此其耐热性(热稳定性)高，而且磁化性也良好。
综上所述，本发明可以提供一种高性能的而且可靠性(特别是耐热性)高的粘结磁铁。特别是当将该粘结磁铁用于电动机中时能够发挥高的性能。
实施例2按照与实施例1同样的方法制造一类合金组成为(Nd1-yPry)8.8FebalCo7.5B5.8Al0.7的急冷薄带(Pr的取代量y有各种变化的多种急冷薄带)，然后将其置于氩气氛中进行680℃×10分钟的热处理。利用与上述同样的分析方法确认该急冷薄带的组织已形成了纳米级复合结构。
然后与实施例1同样地由上述急冷薄带获得磁铁粉末，再用该磁铁粉末制成一种外径φ20mm、内径φ18mm×高7mm的圆筒形(圆环形)的各向同性粘结磁铁。在各个粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为96.8wt％。另外，各个粘结磁铁的密度约为6.16Mg/m3。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价磁特性(残留磁通密度Br、固有矫顽磁力HCJ、最大磁能积(BH)max)和不可逆磁化率(χirr)。结果示于下述表2中。
另外，将这些粘结磁铁分别地进行12极的多极磁化，用这些粘结磁铁作为转子磁铁组装成DC无刷电动机。在这种DC无刷电动机中，使转子按4000rpm的转速旋转，测定这时在线圈中产生的逆电压，结果表明在每种情况下都能获得十分高的电压，由此可以确认制成的皆是高性能的电动机。
另外，使用上述具有不同Pr取代量y的多种磁铁粉末，除了粘结磁铁的尺寸为直径φ10mm×高7mm的圆柱形之外，其余与实施例1同样地制造粘结磁铁。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价所获粘结磁铁的耐热性(热稳定性)和磁化性。结果示于下述表2中。
表2
从表2可以看出，每种各向同性粘结磁铁都具有优良的磁特性(残留磁通密度、固有矫顽磁力和最大磁能积)，另外，由于不可逆去磁率的绝对值小，因此其耐热性(热稳定性)高，磁化性也良好。特别是通过用预定量(相对于总R的75％以下)的Pr取代Nd的一部分，可以在维持优良耐热性和磁化性的基础上提高其固有矫顽磁力和最大磁能积(矩形性)。
综上所述，本发明可以提供一种高性能的而且可靠性(特别是耐热性)高的粘结磁铁。特别是当将该粘结磁铁用于电动机中时能够发挥高的性能。
实施例3按照与实施例1同样的方法制造一类合金组成为((Nd0.5Pr0.5)Dy1-z)9.0FebalCo7.7B5.6Al0.5的急冷薄带(Dy的取代量(1-z)有各种变化的多种急冷薄带)，然后将其置于氩气氛中进行680℃×12分钟的热处理。利用与上述同样的分析方法确认该急冷薄带的组织已形成了纳米级复合结构。
然后与实施例1同样地由上述急冷薄带获得磁铁粉末，再用该磁铁粉末制成一种外径φ20mm、内径φ18mm×高7mm的圆筒形(圆环形)的各向同性粘结磁铁。在各个粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为96.8wt％。另外，各个粘结磁铁的密度约为6.20Mg/m3。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价磁特性(残留磁通密度Br、固有矫顽磁力HcJ、最大磁能积(BH)max)和不可逆磁化率(χirr))。结果示于下述表3中。
另外，将这些粘结磁铁分别地进行12极的多极磁化，用这些粘结磁铁作为转子磁铁组装成DC无刷电动机。在这种DC无刷电动机中，使转子按4000rpm的转速旋转，测定这时在线圈中产生的逆电压，结果表明在每种情况下都能获得十分高的电压，由此可以确认制成的皆是高性能的电动机。
然后，使用上述具有不同Dy取代量1-z的多种磁铁粉末，除了粘结磁铁的尺寸为直径φ10mm×高7mm的圆柱形之外，其余与实施例1同样地制造粘结磁铁。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价所获粘结磁铁的耐热性(热稳定性)和磁化性。结果示于下述表3中。
表3
从表3可以看出，每种各向同性粘结磁铁都具有优良的磁特性(残留磁通密度、固有矫顽磁力和最大磁能积)，另外，由于不可逆去磁率的绝对值小，因此其耐热性(热稳定性)高，磁化性也良好。特别是通过添加预定量(相对于总R的14％以下)的Dy，可以在维持优良耐热性和磁化性的基础上提高其固有矫顽磁力和最大磁能积(矩形性)。
综上所述，本发明可以提供一种高性能的而且可靠性(特别是耐热性)高的粘结磁铁。特别是当将该粘结磁铁用于电动机中时能够发挥高的性能。
实施例4按照与实施例1同样的方法制造一类合金组成为Nd5.3Pr2.8Dy0.6Fe76.8-vCo8.5B5.6Al0.4Siv的急冷薄带(Si的含量有各种变化的多种急冷薄带)，然后将其置于氩气氛中进行670℃×8分钟的热处理。利用与上述同样的分析方法确认该急冷薄带的组织已形成了纳米级复合结构。
然后与实施例1同样地由上述急冷薄带获得磁铁粉末，再用该磁铁粉末制成一种外径φ20mm、内径φ18mm×高7mm的圆筒形(圆环形)的各向同性粘结磁铁。在各个粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为96.9wt％。另外，各个粘结磁铁的密度约为6.19Mg/m3。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价磁特性(残留磁通密度Br、固有矫顽磁力HcJ、最大磁能积(BH)max)和不可逆磁化率(χirr)。结果示于下述表4中。
另外，将这些粘结磁铁分别地进行12极的多极磁化，用这些粘结磁铁作为转子磁铁组装成DC无刷电动机。在这种DC无刷电动机中，使转子按4000rpm的转速旋转，测定这时在线圈中产生的逆电压，结果表明在每种情况下都能获得十分高的电压，由此可以确认制成的皆是高性能的电动机。
然后，使用上述具有不同Si含量v的多种磁铁粉末，除了粘结磁铁的尺寸为直径φ10mm×高7mm的圆柱形之外，其余与实施例1同样地制造粘结磁铁。
进而按照与实施例1同样的方法测定和评价所获粘结磁铁的耐热性(热稳定性)和磁化性。结果示于下述表4中。
<磁铁粉末的耐蚀性>
通过结露试验(dewing test)来评价磁铁粉末的耐蚀性。该结露试验按如下方法进行，将磁铁粉末交替地置于30℃×50％RH的环境中放置15分钟和80℃×95％RH的环境中放置15分钟，如此反复操作24次，然后用显微镜观察磁铁粉末的表面，按照下面的4个阶段评价锈的产生情况。
A完全没有锈产生。
B只有少许锈产生。
C有锈产生。
D锈显著地产生。
<粘结磁铁的耐蚀性>
将粘结磁铁(各10个)放入60℃×95％RH的恒温恒湿槽中，调查在#的表面开始产生锈的平均时间。根据开始产生锈的时间的长短按下面的4个阶段进行评价。
A500小时后仍没有锈产生。
B在400～500小时内产生锈。
C在300～400小时内产生锈。
D在300小时以内产生锈。
表4
<综合评价>
从表4可以看出，各种各向同性粘结磁铁都具有优良的磁特性(残留磁通密度，固有矫顽磁力和最大磁能积)和耐热性(热稳定性)，其磁化性也良好。
特别是在磁铁粉末中含有预定量(0.1～3原子％)的Si时，与不含Si的情况相比，磁铁粉末本身的耐蚀性和粘结磁铁的耐蚀性都有提高。因此，在实际使用时可以省去或者简化在粘结磁铁表面上涂敷防蚀涂层等的防蚀处理。
综上所述，本发明可以提供一种高性能的而且可靠性(特别是耐热性和耐蚀性)高的粘结磁铁。特别是当将该粘结磁铁用于电动机中时能够发挥高的性能。
实施例5除了采用挤出成形法制造粘结磁铁之外，其余与上述实施例1～4同样地制造本发明的各向同性粘结磁铁。另外，使用聚酰胺(尼龙610)作为粘合树脂。再有，各粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为95.5wt％，各粘结磁铁的密度约为5.85Mg/m3。
对各个粘结磁铁进行与上述同样的测定和评价(包含在实施例4中的耐蚀性评价)，获得了与上述同样的结果。尤其是关于粘结磁铁的耐蚀性，获得了特别良好的结果。
实施例6除了采用注射成形法制造粘结磁铁之外，其余与上述实施例1～4同样地制造本发明的各向同性粘结磁铁。另外，使用聚苯硫醚作为粘合树脂。再有，各粘结磁铁中的磁铁粉末含量约为94.1wt％，各粘结磁铁的密度约为5.63Mg/m3。
对各个粘结磁铁进行与上述同样的测定和评价(包含在实施例4中的耐蚀性评价)，获得了与上述同样的结果。尤其是关于粘结磁铁的耐蚀性，获得了特别良好的结果。
如上所述，按照本发明可以获得如下效果。
·由于磁铁粉末具有一种含软磁相和硬磁相的复合结构，而且含有预定量的Al，因此其磁化性高，能够发挥优良的磁特性，特别是能够改善其固有的矫顽磁力和矩形性。
·不可逆去磁率的绝对值小，可以获得优良的耐热性(热稳定性)。
·由于可以获得高的磁通密度，因此，可以制得一种即使在各向同性的情况下也具有高磁特性的粘结磁铁。特别是与现有的各向同性粘结磁铁相比，能够以更小体积的粘结磁铁发挥同等以上的磁性能，因此有可能获得更小型的高性能的电动机。
·另外，由于可以获得高的磁通密度，因此在制造粘结磁铁时，即使部追求高密度化也能获得高的磁特性，其结果，可以在提高成形性的同时，进一步地提高磁铁的尺寸精度、机械强度、耐蚀性、耐热性(热稳定性)等，从而有可能容易地制得可靠性高的粘结磁铁。特别是在含有Si的情况下可以获得更优良的耐蚀性。
·由于磁化性良好，因此，可以在更低的磁化磁场中磁化，特别是可以容易而且确实地进行多极磁化，而且可以获得高的磁通密度。
·由于不要求高密度化，因此，与压缩成形法相比，也适合于使用那些难以达到高密度成形的挤出成形法或注射成形法来制造粘结磁铁，即便是使用这样的成形方法成形的粘结磁铁，也能获得上述的效果。因此，对粘结磁铁成形方法的选择范围宽，而且对形状选择的自由度也大。
权利要求
1.一种磁铁粉末，包括由Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw所表示的合金组成，其中，R是至少一种稀土类元素；x8.1-9.4原子％；y0-0.30；z4.6-6.8原子％；w0.02-1.5原子％，磁铁粉末则由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成；以及所述软磁相和硬磁相都具有5-50nm的平均结晶粒径；其中，所述磁铁粉末在各向同性粘结磁铁是通过用结合树脂来混合磁铁粉末而成形的情况下，不可逆磁化系数Xirr等于或小于5.0×10-7H/m；通过利用J-H图中一条去磁曲线、与通过J-H图中原点的一条直线相交的一点来测量所述不可逆磁化系数，其中，H是磁场强度，表示为J-H图中的横坐标，单位是A/m；J是磁化强度，表示为J-H图中的纵坐标，单位是Wb/m2；所述去磁曲线表示室温下的磁特性，并且该直线的斜度J/H为-3.8×10-6；并且所述磁铁在室温下的固有矫顽力Hcj处于406-717kA/m的范围。
2.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，所述复合组织为毫微复合组织。
3.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，所述R是以Pr、Nd和Dy的至少其中之一为主的稀土类元素。
4.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，所述R含有Pr，该Pr的比例占全部所述R的质量的5-75％。
5.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，所述R含有Dy，该Dy的比例占全部所述R的质量的14％或以下。
6.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，磁铁粉末是通过使熔融金属急冷而得到。
7.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，磁铁粉末是通过在冷却滚筒上制成急冷薄带、然后对该急冷薄带进行粉碎而得到。
8.如权利要求1所述的磁铁粉末，其特征在于，磁铁粉末是在其制造过程中或制造磁铁粉末后、经过至少一次热处理的磁铁粉末。
9.如权利要求1至8中任一项所述的磁铁粉末，其特征在于，磁铁粉末的平均粒径处于0.5-150μm的范围。
10.一种各向同性稀土类粘结磁铁，用结合树脂结合磁铁粉末而构成，所述磁铁粉末包括由Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBzAlw所表示的合金组成，其中，R是至少一种稀土类元素；x8.1-9.4原子％；y0-0.30；z4.6-6.8原子％；w0.2-3.0原子％，磁铁粉末则由具有软磁相和硬磁相的复合组织构成；以及所述软磁相和硬磁相都具有5-50nm的平均结晶粒径；其中，所述磁铁粉末在各向同性粘结磁铁是通过用结合树脂来混合磁铁粉末而成形的情况下，不可逆磁化系数Xirr等于或小于5.0×10-7H/m；通过利用J-H图中一条去磁曲线、与通过J-H图中原点的一条直线相交的一点来测量所述不可逆磁化系数，其中，H是磁场强度，表示为J-H图中的横坐标，单位是A/m；J是磁化强度，表示为J-H图中的纵坐标，单位是Wb/m2；所述去磁曲线表示室温下的磁特性，并且该直线的斜度J/H为-3.8×10-6；并且所述磁铁在室温下的固有矫顽力Hcj处于406-717kA/m的范围。
11.如权利要求10所述的各向同性粘结磁铁，其特征在于，它被供给多极充磁或已被多极充磁。
12.如权利要求10所述的各向同性粘结磁铁，其特征在于，它用于电动机。
全文摘要
本发明提供一种磁通密度、磁化性优良、耐热性(热稳定性)高的磁铁。本发明的磁铁粉末由以R
文档编号H01F1/08GK1606101SQ200410090560
公开日2005年4月13日 申请日期2000年7月21日 优先权日1999年7月22日
发明者新井圣, 加藤洋 申请人:精工爱普生株式会社