專利名稱：鐵基稀土類合金粉末和含有鐵基稀土類合金粉末的混合物、以及使用該混合物的永久磁體的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適于用作粘結(jié)磁體的鐵基稀土類合金粉末及其制造方法。本發(fā)明還涉及用上述稀土類合金粉末制造的粘結(jié)磁體，以及具有該粘結(jié)磁體的各種電力機(jī)械。
背景技術(shù)：
現(xiàn)在，粘結(jié)磁體用于各種電機(jī)、執(zhí)行元件、揚(yáng)聲器、計(jì)量儀表、變焦環(huán)等電力機(jī)械中。粘結(jié)磁體是指通過將磁體粉末和粘結(jié)材料(橡膠或樹脂)混合、并成型固化而制得的磁體。
由于具有價(jià)格比較便宜的優(yōu)點(diǎn)，作為用于粘結(jié)磁體的磁體粉末，鐵基稀土類合金(特別是Fe-R-B系)的納米復(fù)合磁體日見普及。Fe-R-B系納米復(fù)合磁體，是一種使例如Fe3B或Fe23B6等作為軟磁性相的鐵基硼化物的微晶與作為硬磁性相的R2Fe14B的微晶均勻地分布在同一金屬組織內(nèi)，由兩者的相互交換作用產(chǎn)生磁性結(jié)合的鐵基合金永久磁體。
納米復(fù)合磁體不僅含有軟磁性相，而且能夠發(fā)揮由于軟磁性相和硬磁性相之間的磁性結(jié)合而產(chǎn)生的優(yōu)異的磁體特性。并且，作為不含Nd等稀土族元素R而存在的軟磁性，結(jié)果，整體抑制了稀土族元素R的含量在較低水平。這樣就降低了磁體的制造成本，可穩(wěn)定而方便地供給磁體。由于在晶界沒有富R相，所以耐腐蝕性也很優(yōu)異。
這樣的納米復(fù)合磁體是按照淬火法使熔融原料合金(即熔融合金)凝固后，進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚矶频玫?。在將此熔融合金淬火時(shí)，多使用單輥法。單輥法是一種通過使熔融合金和轉(zhuǎn)動(dòng)的冷卻輥接觸而冷卻凝固的方法。在使用此方法的情況下，淬火合金的形狀呈沿著冷卻輥圓周速度方向伸展的薄帶(ribbon)狀。這種通過熔融合金與固體表面接觸而進(jìn)行淬火的方法，被稱為熔融淬火法(melt-quenching)。
另外，現(xiàn)在仍廣泛應(yīng)用的粘結(jié)磁體用粉末，是在輥?zhàn)颖砻鎴A周速度15m/s以上，制造厚度50μm以下(典型約為20～大約40μm)的淬火合金薄帶，將這樣制得的淬火合金薄帶經(jīng)熱處理后，粉碎為平均粒徑300μm以下(典型約為150μm)，成為永久磁體用稀土類合金粉末。這樣制得的稀土類合金粉末的顆粒呈扁平狀，該粉末顆粒的寬長比不到0.3。在此，寬長比表示粉末顆粒的短軸方向的尺寸與長軸方向的尺寸之比。下面將用熔融淬火法制造的上述稀土類合金粉末或磁體粉末稱為“現(xiàn)有淬火稀土類合金粉末”或“現(xiàn)有淬火磁體粉末”。作為代表性的淬火磁體粉末，廣為人知的是Magnequench International公司(下面簡稱為“MQI公司”)所銷售的Fe-R-B系MQ粉末。
將現(xiàn)有淬火稀土類合金粉末與樹脂(或橡膠)混合，配制成磁體用混合物(下面簡稱為“混合物”)。在該混合物中，還混有潤滑劑等添加劑。將得到的混合物由例如擠壓成型、擠出成型或注射成型形成所需的形狀，通過磁化就得到用作永久磁體成型體(也稱“永久磁體”)的粘結(jié)磁體。在本申請的說明書中，也將通過磁化而呈現(xiàn)所需永久磁體特性的稀土類合金粉末或磁化的稀土類合金粉末稱為“永久磁體粉末”或簡稱為“磁體粉(磁粉)”。
由于現(xiàn)有淬火磁體粉末具有如上所述的扁平的形狀，所以現(xiàn)有淬火磁體粉末和樹脂粉末(或橡膠)混合得到的混合物在成型時(shí)的流動(dòng)性、填充性都很差。因此，為了在成型時(shí)得到充分的流動(dòng)性，就需相對增加樹脂或橡膠的用量，結(jié)果就限制了磁粉的填充率。或者說，為使流動(dòng)性不佳的材料成型，成型方法和/或成型形狀都受到限制。
近年來，隨著電力機(jī)械的小型化和高性能化的進(jìn)展，為了制造小型高性能的磁體，人們希望有一種能夠確實(shí)地填充在小的間隙(例如大約2mm寬)中的、流動(dòng)性優(yōu)異的混合物。例如，在特開平11-206075號公報(bào)中所述的具有磁體埋設(shè)型轉(zhuǎn)子的IPM(內(nèi)恒磁)型電機(jī)等，對具有高流動(dòng)性混合物的需求日益增加。
并且，使用現(xiàn)有淬火磁體粉末時(shí)的磁粉填充率(磁粉體積/粘結(jié)磁體體積)，在擠壓成型的情況下，最高約為80％；在注射成型時(shí)，最高約為65％。磁粉填充率對作為最終制品的永久磁體的特性有影響，為了改善永久磁體的特性，需要提高磁粉填充率。
為了改善現(xiàn)有淬火磁體粉末的流動(dòng)性，特開平5-315174公報(bào)中提出了使用氣體噴霧法制造磁粉的方法。按照上述公報(bào)，用氣體噴霧法制造的磁粉，其顆粒接近于粒狀，將這樣的磁粉添加到現(xiàn)有淬火磁粉中，就能夠改善流動(dòng)性。但是，使用氣體噴霧法難于制造出可顯示足夠磁特性的磁粉，很難說是在工業(yè)上有實(shí)用性的方法。即，由于氣體噴霧法比上述熔融淬火法的冷卻速度慢，若要能夠滿足制取顯示充分磁特性的顆粒所必需的淬火條件，將僅限于非常細(xì)小的顆粒。并且，由于具有上述公報(bào)中的例示組成的熔融稀土類合金的粘度較高，所以難于制造細(xì)小的顆粒。因此，按照上述公報(bào)所述的方法，具有足夠磁特性的細(xì)顆粒的合格率非常低，并且，由于必須通過分級工序等才能得到所需粒徑的顆粒，所以生產(chǎn)率非常低。

發(fā)明內(nèi)容
鑒于以上諸點(diǎn)，本發(fā)明的主要目的是，提供一種通過控制用于粘結(jié)磁體的鐵基稀土類合金粉末的粒度分布，流動(dòng)性得到改善的混合物以及這樣的稀土類合金粉末，。
本發(fā)明的另一個(gè)目的是，提供一種粘結(jié)磁體和具有該粘結(jié)磁體的電力機(jī)械，使得通過使用上述混合物對流動(dòng)性和/或磁粉填充率進(jìn)行改善后，能發(fā)揮出優(yōu)異的永久磁體特性。
由本發(fā)明制得的鐵基稀土類合金粉末含有平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末；和平均粒徑70μm以上、300μm以下，且粉末顆粒的寬長比不到0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，上述亞鐵基稀土類合金粉末和上述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的混合比，以體積為基準(zhǔn)，為1∶49以上、4∶1以下的范圍，由此達(dá)到了上述目的。
在優(yōu)選實(shí)施方式中，上述亞鐵基稀土類合金粉末，具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的一種以上的元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)的組成式表示的組成。
上述亞鐵基稀土類合金粉末，含有Fe相、Fe和B的化合物相以及具有R2Fe14B型結(jié)晶結(jié)構(gòu)的化合物相作為其構(gòu)成相，各構(gòu)成相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為150nm以下。
在優(yōu)選實(shí)施方式中，上述亞鐵基稀土類合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的一種以上的元素、Q是選自B和C的元素的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，且必須含有Ti元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)的組成式表示的組成。在元素M中，Ti優(yōu)選占60原子％以上，特別優(yōu)選占80原子％以上。
上述亞鐵基稀土類合金粉末含有兩種以上的強(qiáng)磁性結(jié)晶相，優(yōu)選為具有硬磁性相的平均結(jié)晶粒徑在5nm以上、200nm以下，軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑在1nm以上、100nm以下的范圍內(nèi)的組織。優(yōu)選為硬磁性相的平均結(jié)晶粒徑大于軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑。
上述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末優(yōu)選具有由組成式Fe100-x-yQxRy(Fe是鐵、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，組成比x和y分別是1原子％≤x≤6原子％，10原子％≤y≤25原子％)表示的組成。
本發(fā)明的鐵基稀土類合金粉末的制造方法包括(a)準(zhǔn)備平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末的工序；(b)準(zhǔn)備平均粒徑70μm以上、300μm以下，而且粉末顆粒的寬長比不足0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的工序；(c)按照體積基準(zhǔn)，以1∶49以上、4∶1以下的比例，將上述亞鐵基稀土類合金粉末和上述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末混合的工序，由此達(dá)到了上述目的。
在優(yōu)選的實(shí)施方式中，上述亞鐵基稀土類合金粉末具有由組成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的至少一種元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y和z分別是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)表示的組成。
在優(yōu)選實(shí)施方式中，上述亞鐵基稀土類合金粉末具有由組成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的至少一種元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示的組成。
工序(a)優(yōu)選包括通過淬火法將上述熔融亞鐵基稀土類合金冷卻、由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金的冷卻工序，和將上述淬火凝固合金粉碎的工序。
在上述粉碎工序之前，也可以包括通過熱處理使上述淬火凝固合金結(jié)晶化的工序。
上述粉碎優(yōu)選使用針式磨裝置或錘式磨裝置進(jìn)行。
上述淬火凝固合金優(yōu)選含有選自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B和R2Fe23B3中至少一種的亞穩(wěn)定相和/或非晶相。
在上述冷卻工序中，優(yōu)選使輥表面圓周速度1m/s以上、13m/s以下范圍內(nèi)轉(zhuǎn)動(dòng)的輥與上述熔融合金接觸，由此形成上述淬火凝固合金。
上述冷卻工序優(yōu)選在減壓環(huán)境下進(jìn)行。
上述減壓環(huán)境的絕對壓力優(yōu)選在1.3kPa以上、90kPa以下。
上述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末優(yōu)選具有由組成式Fe100-x-yQxRy(Fe是鐵、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一種稀土族元素，組成比x和y分別是1原子％≤x≤6原子％，10原子％≤y≤25原子％)表示的組成。
本發(fā)明的磁體用混合物含有如上所述的任何一種鐵基稀土類合金粉末和樹脂，由此達(dá)到了上述的目的。上述樹脂優(yōu)選為熱塑性樹脂。
本發(fā)明的永久磁體由如上所述任何一種磁體用混合物形成。能夠得到密度在4.5g/cm3以上的永久磁體，特別是能夠得到密度在5.5g/cm3以上或6.0g/cm3以上的永久磁體。
本發(fā)明的磁體用混合物的制造方法，包括準(zhǔn)備按照如上所述任何一種鐵基稀土類合金粉末的制造方法制造的上述鐵基稀土類合金粉末的工序，和將上述鐵基稀土類合金粉末和樹脂混合的工序。
上述樹脂優(yōu)選為熱塑性樹脂。
本發(fā)明的永久磁體的制造方法優(yōu)選包括將以上述制造方法制造的混合物進(jìn)行注射成型的工序。
本發(fā)明的電機(jī)包括具有上述永久磁體的轉(zhuǎn)子和設(shè)置在上述轉(zhuǎn)子周圍的定子。
本發(fā)明的電機(jī)制造方法也可以包括準(zhǔn)備鐵芯上具有磁體用槽的轉(zhuǎn)子的工序、在上述磁體用槽上使上述磁體用混合物注射成型的工序和在上述轉(zhuǎn)子的周圍設(shè)置定子的工序。


圖1(a)為本發(fā)明所涉及的粉碎前的合金薄帶與粉碎后的粉末顆粒的立體示意圖；圖1(b)表示現(xiàn)有技術(shù)所涉及的粉碎前的合金薄帶與粉碎后的粉末顆粒的立體示意圖。
圖2(a)為適用于本發(fā)明的熔融紡絲裝置(單輥裝置)一個(gè)構(gòu)成例的示意圖；圖2(b)是其局部放大圖。
圖3是未添加Ti的Nd-Fe-B納米復(fù)合磁體的最大磁能積(BH)max與硼濃度之間關(guān)系的示意圖。在此圖中，白色條表示Nd含量10～14原子％的試樣的數(shù)據(jù)，黑色條表示Nd含量8～10原子％的試樣的數(shù)據(jù)。
圖4是添加了Ti的Nd-Fe-B納米復(fù)合磁體的最大磁能積(BH)max與硼濃度之間關(guān)系的示意圖。在此圖中，白色條表示Nd含量10～14原子％的試樣的數(shù)據(jù)，黑色條表示Nd含量8～10原子％的試樣的數(shù)據(jù)。
圖5是本發(fā)明的磁體中，R2Fe14B型化合物相和(Fe、Ti)-B相的示意圖。
圖6為在添加了Ti的情況下，以及用添加Nd等代替Ti的情況下，在淬火凝固合金的結(jié)晶化過程中微細(xì)組織變化的示意圖。
圖7是本發(fā)明中所用的針式磨裝置結(jié)構(gòu)的示意圖。
圖8是圖7所示的針式磨裝置的針排列示意圖。
圖9是本發(fā)明實(shí)施例所涉及的粉末的X射線衍射圖樣的示意圖。
圖10是本發(fā)明的粘結(jié)磁體剖面的SEM照片。
圖11是比較例的粘結(jié)磁體剖面的SEM照片。
圖12是為本發(fā)明實(shí)施例4的含鈦亞鐵基稀土類合金粉末的X射線衍射圖樣的示意圖。
圖13是本發(fā)明實(shí)施例1的第4實(shí)施例的含鈦亞鐵基稀土類合金粉末磁特性的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的鐵基稀土類合金粉末是通過在體積基準(zhǔn)1∶49以上、4∶1以下的范圍內(nèi)，將平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末與平均粒徑70μm以上、300μm以下，且粉末顆粒的寬長比不到0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末混合后得到的。
由于亞鐵基稀土類合金粉末的顆粒具有寬長比在0.4以上、1.0以下的等軸狀，所以亞鐵基稀土類合金粉末的流動(dòng)性高，例如，利用與作為現(xiàn)有淬火稀土類合金粉末的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末混合，能夠改善鐵基稀土類合金粉末的流動(dòng)性。從流動(dòng)性和磁特性平衡的觀點(diǎn)出發(fā)，配合比優(yōu)選為1∶49以上、4∶1以下，更優(yōu)選為1∶19以上、4∶1以下，特別優(yōu)選為1∶9以上、4∶1以下。
作為三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，優(yōu)選使用上述通過現(xiàn)有熔融淬火法得到的稀土類合金粉末。特別是從磁特性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為以組成式Fe100-x-yBxRy(Fe是鐵，B是硼或硼碳混合物，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素)表示的、上述組成式中的x和y滿足1原子％≤x≤6原子％、10原子％≤y≤25原子％的關(guān)系的鐵基稀土類合金粉末。作為第二稀土類合金粉末可以使用例如上述MQI公司制造的MQ粉末。
下面說明用于改善三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的流動(dòng)性而混合的亞鐵基稀土類合金粉末的制造方法。
首先，準(zhǔn)備熔融亞鐵基稀土類合金。用熔融紡絲法或帶狀鑄造法等熔融淬火法將該熔融合金冷卻，由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金。然后，根據(jù)需要，通過熱處理使淬火凝固合金結(jié)晶化以后，通過粉碎得到平均粒徑10μm以上、70μm以下，粉末顆粒的寬長比(短軸方向的尺寸/長軸方向的尺寸)在0.4以上、1.0以下的粉末。按照本發(fā)明，粉末中60wt％的粒徑超過10μm顆粒，寬長比都能在0.4以上、1.0以下。另外，在本說明書中的平均粒徑是相對于長軸方向的尺寸求出的。
作為亞鐵基稀土類合金，優(yōu)選使用具有以組成式I(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的一種以上的元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y和z分別為10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％，以及0≤m≤0.5)表示的組成的鐵基稀土類合金。另外，在上述組成式I中，由于元素M中含有0.5原子％以上的Ti時(shí)，Ti會(huì)發(fā)揮特殊的作用和效果，所以稱為含鈦的亞鐵基稀土類合金，在后面將詳細(xì)敘述。
在優(yōu)選的實(shí)施方式中，可通過熔融淬火法使以上述組成式I表示的熔融合金冷卻，形成含有非晶相(無定形相)的淬火凝固合金，然后，通過將此淬火凝固合金加熱，在構(gòu)成相中形成微晶。為了得到均勻的組織，淬火優(yōu)選在減壓環(huán)境下進(jìn)行。在優(yōu)選的實(shí)施方式中，是通過使熔融合金與冷卻輥接觸而形成淬火凝固合金。在由淬火法冷卻而得到的淬火凝固合金具有必要的結(jié)晶相的情況下，可以省略掉熱處理。
在優(yōu)選的實(shí)施方式中，如上所述，剛完成淬火凝固的合金薄帶的厚度在70μm以上、300μm以下，當(dāng)使用單輥法等熔融紡絲法時(shí)，通過在1m/s以上、13m/s以下的范圍內(nèi)調(diào)節(jié)冷卻輥的表面圓周速度，可以將剛完成淬火凝固的合金薄帶的厚度控制在70μm以上、300μm以下。下面說明這樣調(diào)整合金薄帶厚度的理由。
當(dāng)輥表面的圓周速度低于1m/s時(shí)，盡管淬火合金薄帶的厚度超過300μm，但由于形成了粗大的α-Fe和Fe2B的多種淬火合金組織，所以即使進(jìn)行熱處理也不能析出作為硬磁性相的R2Fe14B，從而不能發(fā)揮永久磁體的特性。
而當(dāng)輥表面的圓周速度超過13m/s時(shí)，不僅淬火合金薄帶的厚度在70μm以下，而且在熱處理后的粉碎工序中，容易沿著與輥接觸面幾乎垂直的方向(合金薄帶的厚度方向)產(chǎn)生斷裂。結(jié)果淬火合金薄帶容易破碎為扁平的形狀，得到的粉末顆粒的寬長比不到0.3。對于寬長比不到0.3的扁平粉末顆粒，改善流動(dòng)性是很困難的。
由于上述原因，在優(yōu)選的實(shí)施方式中調(diào)節(jié)輥表面的圓周速度，從而將淬火合金薄帶的厚度設(shè)定在70μm以上、300μm以下的范圍內(nèi)。結(jié)果通過粉碎工序，就能夠制造平均粒徑70μm以上，寬長比0.4以上、1.0以下的稀土類合金粉末。
另外，在用于結(jié)晶化而進(jìn)行的熱處理前，淬火凝固合金具有非晶質(zhì)組織，或者是具有選自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B或R2Fe23B3中至少一種的亞穩(wěn)定相與非晶相混合存在的金屬組織。當(dāng)冷卻速度快時(shí)，亞穩(wěn)定相的比例減少，非晶相的比例增多。在本說明書中，F(xiàn)e3B為含有難以與Fe3B分離的Fe3.5B的物質(zhì)。
通過對淬火凝固合金進(jìn)行熱處理而生成的微晶是由鐵相、鐵和硼的化合物相、具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物相等構(gòu)成相形成。各個(gè)構(gòu)成相的結(jié)晶粒徑平均值優(yōu)選在150nm以下。各個(gè)構(gòu)成相更優(yōu)選的平均結(jié)晶粒徑在100nm以下，進(jìn)一步優(yōu)選的平均結(jié)晶粒徑在60nm以下。按照本發(fā)明，由于粉碎前的薄合金帶(厚度70μm～300μm)是由上述微晶構(gòu)成的，在粉碎工序中容易在各個(gè)方向上引起破碎。結(jié)果可以認(rèn)為，容易得到等軸形狀(寬長比接近1)的粉末顆粒。即，根據(jù)本發(fā)明得到的不是沿著一定方向伸長的粉末顆粒，而是形成了等軸形狀的、即接近于球形的粉末顆粒。
反之，如果加快輥表面的圓周速度使薄合金帶的厚度薄于70μm，如上所述，薄合金帶的金屬組織具有在與輥的接觸面相垂直的方向相一致的可能。因此，容易沿著此方向破碎，由粉碎而得到的粉末顆粒容易形成沿著與薄合金帶的表面相平行的方向伸長的形狀，使粉末顆粒的寬長比不到0.3。
圖1(a)為本發(fā)明的稀土類合金粉末制造方法的粉碎工序前的合金薄帶10和粉碎后粉末顆粒11的示意圖。另一方面，圖1(b)為按照上述現(xiàn)有技術(shù)的稀土類合金粉末制造方法的粉碎工序前的薄合金帶12和粉碎工序后的粉末顆粒13的示意圖。
如圖1(a)所示，在本發(fā)明的情況下，由于粉碎前的薄合金帶10由結(jié)晶粒徑小的等軸晶體構(gòu)成，容易沿著隨機(jī)方向破碎，易于生成等軸的粉末顆粒11。反之，在現(xiàn)有技術(shù)的情況下，如圖1(b)所示，容易在與薄合金帶12的表面幾乎是垂直的方向上破碎，使顆粒13的形狀成為扁平形。
當(dāng)在減壓環(huán)境下進(jìn)行熔融合金的淬火凝固時(shí)，盡管稀土類金屬的量很少，還是能夠均勻地形成具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物的微晶(平均粒徑150nm以下)，結(jié)果就能夠制造顯示出優(yōu)異磁特性的永久磁體。
反之，當(dāng)在常壓環(huán)境下對以上述組成式I表示的熔融合金冷卻時(shí)，由于熔體的冷卻速度不均勻，容易生成α-Fe的結(jié)晶，因此不能生成具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物相。由于冷卻速度的不均勻?qū)е庐a(chǎn)生不均勻相，所以在為了結(jié)晶化而進(jìn)行熱處理時(shí)，會(huì)引起結(jié)晶粒粗大化的問題。
在本發(fā)明的鐵基稀土類合金粉末中，混合存在著由鐵、鐵和硼的化合物組成的軟磁性相，和由具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物形成的硬磁性相，因此，盡管各個(gè)構(gòu)成相的平均結(jié)晶粒徑很小，仍具有很強(qiáng)的交換結(jié)合。
下面說明優(yōu)選使用具有以組成式I(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的至少一種元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y和z分別是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5)表示的組成的鐵基稀土類合金作為亞鐵基稀土類合金的理由。
稀土族元素R是用于顯示永久磁體特性所必需的硬磁性相R2Fe14B中的必需元素。由于當(dāng)R的含量(y)不到2原子％時(shí)，不能充分地析出具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物相，顯現(xiàn)矯頑力的效果小，不能得到足夠的硬磁特性。而當(dāng)R的含量超過10原子％時(shí)，不能生成Fe以及Fe和B的化合物，無法形成納米復(fù)合組織，不能得到高的磁化特性。因此，稀土族元素R的組成比y，優(yōu)選滿足2原子％≤y＜10原子％。更優(yōu)選滿足3原子％≤y≤9.5原子％，進(jìn)一步優(yōu)選滿足4原子％≤y≤9.2原子％。
硼B(yǎng)是構(gòu)成永久磁體的軟磁性相的Fe3B或Fe23B6等鐵基硼化物、構(gòu)成硬磁性相的R2Fe14B當(dāng)中的必需元素。當(dāng)B的含量(組成比x)不到10原子％時(shí)，即使由熔融淬火法使熔融合金淬火也難以生成非晶相。因此，在用單輥法使熔融合金淬火凝固時(shí)，即使在能夠得到厚度70μm以上、300μm以下的范圍內(nèi)的條件下形成淬火凝固合金，也不能生成優(yōu)選的金屬組織，即使通過熱處理也不能生成所希望的微晶。因此，即使對合金進(jìn)行磁化，也沒有足夠的永久磁體特性。并且，當(dāng)B的含量不到10原子％時(shí)，即使用熔融淬火法進(jìn)行淬火，也不能得到過冷液體的狀態(tài)，金屬組織不均勻，不能得到平滑性高的薄合金帶。
而當(dāng)B的含量(組成比x)超過30原子％時(shí)，不能生成足夠的用于構(gòu)成硬磁性相的R2Fe14B，硬磁特性降低，所以不選用。例如去磁曲線的矩形比減小，剩余磁通密度Br下降。因此，硼的組成比x優(yōu)選滿足10原子％≤x≤30原子％，更優(yōu)選滿足10原子％＜x，特別優(yōu)選滿足x≤20原子％。另外，B的一部分也可以用C置換。通過用C置換B，磁特性不會(huì)下降，并能提高磁鐵的耐腐蝕性。置換B的C量優(yōu)選在B的30原子％以下。如果超過此用量，磁特性就會(huì)下降。
典型的亞鐵基稀土類合金所含的T為Fe，但其中一部分也可以用Co和/或Ni置換。對Fe的置換量如果超過50原子％，含有Fe和B的化合物的比例就要降低，磁特性變差，所以不選用。另外，當(dāng)Co中含有一部分Fe時(shí)，在可提高矯頑力Hcj的同時(shí)，隨著R2Fe14B相的居里溫度的提高還可提高耐熱性。而且，Co置換能夠達(dá)到改善矩形比、提高最大磁能積的效果。Co的置換量優(yōu)選為，在Fe含量0.5～15原子％的范圍內(nèi)。
另外，根據(jù)需要也可以在原料中添加元素M(選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb中的至少一種元素)。通過添加元素M，得到可以擴(kuò)大用于找到提高矩形比Jr/Js、最適磁特性的熱處理溫度范圍和使用溫度范圍的效果。為了充分地發(fā)揮這樣的效果，元素M的含量(組成比z)優(yōu)選在0.05原子％以上，如果超過10原子％，會(huì)降低磁化特性。因此，添加元素M的組成比z優(yōu)選滿足0.05原子％≤z≤10原子％，更優(yōu)選滿足0.1原子％≤z≤5原子％。
下面針對本發(fā)明的鐵基合金粉末的制造方法，詳細(xì)說明優(yōu)選的實(shí)施方式。
首先準(zhǔn)備以上述組成式表示的原料，將該原料加熱熔融，制成熔融合金。加熱熔融采用例如高頻加熱裝置進(jìn)行。用熔融淬火法對該熔融合金進(jìn)行淬火，形成含有非晶相的淬火凝固合金。作為熔融淬火法，除使用單輥法的熔融紡絲法以外，也能夠使用帶狀鑄造法。此外，只要能夠形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火合金薄帶，也可使用雙輥的熔體凝固裝置。
在本實(shí)施方式中，使用如圖2中所示的熔融紡絲裝置制造原料合金薄帶。為防止含有容易氧化的稀土族元素的原料合金氧化，在惰性氣體的環(huán)境下實(shí)施薄合金帶的制造工序。作為惰性氣體，優(yōu)選使用氦氣或氬氣等稀有氣體，另外，由于氮?dú)馊菀着c稀土族元素反應(yīng)，不宜選作惰性氣體使用。
圖2的裝置包括可保持真空或惰性氣體環(huán)境，且能夠調(diào)節(jié)其壓力的原料合金的熔融室1和淬火室2。
熔融室1包括使按照所需磁體合金組成配成的原料20在高溫下熔融的熔融爐3，底部具有熔體流出口5的熔體容器4，和將配合原料送入熔融爐3內(nèi)、同時(shí)防止大氣進(jìn)入的配合原料供給裝置8。熔體容器4具有可儲(chǔ)存原料合金的熔體21、且能夠?qū)⑷垠w流出溫度維持在預(yù)定水平的加熱裝置(未圖示)。
淬火室2包括用于使由熔體流出口5流出的熔體21淬火凝固的旋轉(zhuǎn)冷卻輥7。
在該裝置中，熔融室1和淬火室2內(nèi)的環(huán)境氣體及其壓力被控制在預(yù)定范圍內(nèi)。為此，在裝置的適當(dāng)位置設(shè)有環(huán)境氣體的供給口1b、2b和8b，以及氣體的排氣口1a、2a和8a。特別是為了將淬火室2內(nèi)的絕對壓力控制在真空(優(yōu)選1.3kPa以上)～90kPa的范圍內(nèi)，排氣口2a與泵相連接。
熔融爐3為傾動(dòng)式爐，將適量熔體21經(jīng)漏斗6注入熔體容器4中，在熔體容器4中，由圖中未顯示的加熱裝置對熔體21進(jìn)行加熱。
熔體容器4的熔體流出口5配置在熔融室1和淬火室的交界處，熔體容器4中的熔體21向下流到位于下方的冷卻輥7的表面上。熔體流出口5的孔徑是例如0.5～2.0mm。當(dāng)熔體21的粘度較大時(shí)，熔體21難以流入熔體流出口5內(nèi)，但在本實(shí)施方式中，由于淬火室2保持在比熔融室1壓力更低的狀態(tài)，所以在熔融室1和淬火室2之間形成壓差，使熔體的流出可順利進(jìn)行。
冷卻輥7優(yōu)選由Cu、Fe或含有Cu或Fe的合金制造。當(dāng)用Cu或Fe以外的材料制造冷卻輥時(shí)，淬火合金對冷卻輥的剝離性能不佳，淬火合金會(huì)粘附在輥?zhàn)由?，所以不選用。冷卻輥7的直徑是例如300mm～500mm。設(shè)置在冷卻輥7內(nèi)的水冷裝置的水冷能力根據(jù)單位時(shí)間內(nèi)的凝固潛熱和熔體流出量進(jìn)行計(jì)算和調(diào)節(jié)。
冷卻輥7的表面覆有例如電鍍層。冷卻輥7的表面粗糙度優(yōu)選為，中心線平均粗糙度Ra≤0.8μm，最大Rmax≤3.2μm，10點(diǎn)平均粗糙度Rz≤3.2μm。若冷卻輥7表面過于粗糙，淬火合金容易粘附在輥?zhàn)由希圆贿x用。
按照如圖2所示的裝置，能夠?qū)⒖偣?0kg的原料合金在15～30min內(nèi)淬火凝固。如此形成的淬火合金為厚度70μm～300μm，寬度2mm～6mm的薄合金帶22。
首先，制造以上述組成式表示的原料合金的熔體21，并儲(chǔ)存在圖2的熔融室1的熔體容器4中。然后，使該熔體21由熔體流出口5流出到處于減壓氬環(huán)境下的水冷輥7上，和水冷輥7接觸進(jìn)行淬火凝固。作為淬火凝固的方法，必須使用能夠高精度地控制冷卻速度的方法。
在本實(shí)施方式中，當(dāng)熔體21進(jìn)行冷卻凝固時(shí)，冷卻速度為103℃/s～105℃/s。在該冷卻速度下，將合金溫度降低ΔT1程度的溫度。由于淬火前熔融合金21的溫度接近于熔點(diǎn)Tm(例如1200℃～1300℃)，所以冷卻輥7上的合金溫度為由Tm降低到(Tm-ΔT1)。按照本發(fā)明人的實(shí)驗(yàn)，從提高最終的磁體特性的觀點(diǎn)出發(fā)，ΔT1優(yōu)選為在700℃～1100℃的范圍內(nèi)。
由冷卻輥7使熔融合金21冷卻的時(shí)間，相當(dāng)于合金與轉(zhuǎn)動(dòng)的冷卻輥7的外圓周表面從接觸到離開的時(shí)間，在本實(shí)施方式的情況下是0.05ms～50ms。在此期間內(nèi)，合金的溫度再降低ΔT2的程度而發(fā)生凝固。其后，凝固的合金與冷卻輥7分離，飛入到惰性氣體的環(huán)境中。在合金以薄帶狀飛行的期間由環(huán)境氣體吸熱的結(jié)果，其溫度降低到(Tm-ΔT1-ΔT2)。ΔT2隨著裝置的尺寸、環(huán)境氣體的壓力等而變化，大約為100℃或更多。
另外，淬火室2內(nèi)的環(huán)境氣體處于減壓狀態(tài)。環(huán)境氣體優(yōu)選為由絕對壓力90kPa以下的惰性氣體構(gòu)成。在環(huán)境氣體的壓力超過90kPa的情況下，由于轉(zhuǎn)動(dòng)輥和熔融合金之間裹挾入環(huán)境氣體的影響顯著，極有可能得不到均勻的組織，所以不選用。
由于本發(fā)明中的輥表面的圓周速度可在1m/s以上、13m/s以下的范圍內(nèi)調(diào)節(jié)，所以淬火合金薄帶的厚度設(shè)定在70μm以上、300μm以下的范圍內(nèi)。當(dāng)輥表面的圓周速度不到1m/s時(shí)，由于不能得到足夠的熔體冷卻速度，不僅會(huì)析出粗大的Fe相，而且同時(shí)，硬磁性相和軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑過大，所以不能得到目標(biāo)磁特性，所以不選用。而當(dāng)輥表面的圓周速度超過13m/s時(shí)，淬火合金薄帶的厚度會(huì)小于70μm，在下面說明的粉碎工序中只能得到寬長比(短軸/長軸)不到0.3的粉末顆粒。
在進(jìn)行淬火工序后，為了使淬火合金結(jié)晶，通過進(jìn)行熱處理生成平均結(jié)晶粒徑100nm以下的微晶。此熱處理優(yōu)選在400～700℃、更優(yōu)選在500～700℃的溫度下加熱30秒以上。當(dāng)熱處理溫度超過700℃時(shí)，顆粒顯著地成長，使磁特性惡化。反之，當(dāng)熱處理溫度不到400℃時(shí)，由于不析出R2Fe14B相，所以得不到高的矯頑力。
如果在上述條件下進(jìn)行熱處理，就能夠形成平均結(jié)晶粒徑在150nm以下的微晶(鐵、鐵硼化合物以及具有R2Fe14B型結(jié)晶構(gòu)造的化合物)。優(yōu)選的熱處理時(shí)間隨著熱處理溫度不同而異，在例如600℃下進(jìn)行熱處理的情況下，優(yōu)選加熱30s～30min。熱處理時(shí)間少于30s時(shí)，會(huì)有結(jié)晶化不能結(jié)束的情況。
另外，在進(jìn)行熱處理前，要進(jìn)行粗粉碎，粗粉碎優(yōu)選為在平均粒徑1mm～300μm左右的粉末狀態(tài)下進(jìn)，這樣可使熱處理均勻進(jìn)行。
作為亞鐵基稀土類合金粉末，優(yōu)選使用具有以組成式II(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(T是選自Co和Ni的至少一種元素、Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示組成的鐵基稀土類合金(即所謂“亞鐵基稀土類合金”)。在M含有Ti以外元素的情況下，Ti相對于全部M的比例(原子比)優(yōu)選在70％以上、更優(yōu)選在90％以上。
并且，對于組成比x、z，優(yōu)選滿足z/x≥0.1的關(guān)系，更優(yōu)選為滿足z/x≥0.15。
含鈦亞鐵基稀土類合金優(yōu)選具有兩種以上的強(qiáng)磁性結(jié)晶相，且優(yōu)選具有硬磁性相的平均結(jié)晶粒徑在5m以上、200nm以下，軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑在1nm以上、100nm以下的范圍內(nèi)的組織。
含鈦亞鐵基稀土類合金，在上述組成式II中的組成比x、y、z和m優(yōu)選為分別滿足10原子％＜x＜17原子％、7原子％≤y≤9.3原子％、0.5原子％≤z≤6原子％，更優(yōu)選滿足8原子％≤y≤9.0原子％。另外，優(yōu)選為滿足15原子％＜x≤20原子％時(shí)，3.0原子％＜z＜12原子％。
因?yàn)楹亖嗚F基稀土類合金具有如上的組成和組織，所以，硬磁性相與軟磁性相通過磁性相互交換作用結(jié)合，這樣，即使稀土族元素含量較低，也具有和現(xiàn)有淬火磁體粉末同等或在其之上的優(yōu)異磁特性。具體說來，含鈦亞鐵基稀土類合金能夠?qū)崿F(xiàn)最大磁能積(BH)max80kJ/m3以上，矯頑力Hcj480kA/m以上，剩余磁通密度Br0.7T以上，特別能夠具有最大磁能積(BH)max90kJ/m3以上，矯頑力Hcj550kA/m以上，剩余磁通密度Br0.8T以上(參照實(shí)施例4和表10)。
含鈦亞鐵基稀土類合金，是通過對以上述組成式II表示的含有Ti的Fe-R-B系熔融合金進(jìn)行冷卻，形成由其凝固的淬火合金。此淬火凝固合金含有結(jié)晶相，根據(jù)需要進(jìn)行加熱，進(jìn)一步進(jìn)行結(jié)晶化。
通過向具有特定范圍組成的鐵基稀土類合金中添加Ti，能夠抑制易于在熔融合金冷卻過程中產(chǎn)生的、作為阻礙顯示出優(yōu)異磁特性(特別是高的矯頑力和去磁曲線的優(yōu)異矩形性)的原因的、α-Fe相的析出、成長，能使承擔(dān)硬磁特性的R2Fe14B型化合物相的結(jié)晶成長優(yōu)先且均勻地進(jìn)行。
在不添加Ti的情況下，在Nd2Fe14B相析出、成長之前，α-Fe相容易析出、成長。因此，在結(jié)束對淬火合金進(jìn)行結(jié)晶化熱處理的階段，軟磁性的α-Fe相會(huì)變得粗大，從而不能得到優(yōu)異的磁特性(特別是Hci、矩形性)。
反之，在添加Ti的情況下，動(dòng)力學(xué)上，α-Fe相的析出、成長變慢，由于其析出、成長需要時(shí)間，可以認(rèn)為，在α-Fe相析出、成長完成之前Nd2Fe14B相就開始析出、成長。因此，在α-Fe相發(fā)生粗大化之前Nd2Fe14B相就迅速成長為均勻分散的狀態(tài)。并且，可以認(rèn)為，在Nd2Fe14B相中幾乎不含有Ti，Ti大多存在于鐵基硼化物中或者存在于Nd2Fe14B相和鐵基硼化物的界面，這樣，使鐵基硼化物穩(wěn)定。
即，含鈦亞鐵基稀土類合金通過Ti的作用，能使鐵基硼化物或α-Fe相等軟磁性相微細(xì)化，同時(shí)，能夠得到Nd2Fe14B相分散均勻，且Nd2Fe14B相的體積含量高的納米復(fù)合組織。其結(jié)果，與未添加Ti的情況相比，矯頑力和磁化性能(剩余磁通密度)增加，去磁曲線的矩形性提高。結(jié)果就能夠使得到的粘結(jié)磁體的磁特性提高。
下面更詳細(xì)地說明含鈦亞鐵基稀土類合金。
含鈦亞鐵基稀土類合金，可以用(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz恰當(dāng)?shù)乇硎酒浣M成式。這里，T是選自Co和Ni的至少一種元素、Q是選自B(硼)和C(碳)的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，且必須含有Ti。規(guī)定組成比的x、y、z和m優(yōu)選為分別滿足10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5的關(guān)系。
含鈦亞鐵基稀土類合金，不管其稀土族元素的組成比是否達(dá)到全部的10原子％，都能發(fā)揮因添加了Ti，使磁化性能(剩余磁通密度)保持在與未添加Ti時(shí)同等的水平上或者有所增加、提高去磁曲線的矩形性等意外效果。
由于在含鈦亞鐵基稀土類合金中的軟磁性相的尺寸微細(xì)，即使在硬磁性的R2Fe14B型化合物相以外還存在著各構(gòu)成相通過相互交換作用而結(jié)合的、鐵基硼化物和α-Fe之類的軟磁性相，作為合金整體還能夠顯示出優(yōu)異的去磁曲線的矩形性。
含鈦亞鐵基稀土類合金優(yōu)選含有具有與R2Fe14B型化合物相的飽和磁化同等或者更高的飽和磁化的鐵基硼化物和α-Fe。例如，該鐵基硼化物是Fe3B(飽和磁化1.5T)或Fe23B6(飽和磁化1.6T)。在此，當(dāng)R是Nd時(shí)，R2Fe14B的飽和磁化約為1.6T，α-Fe的飽和磁化是2.1T。
通常，盡管在B的組成比x超過10原子％，且稀土族元素R的組成比y為5原子％以上、8原子％以下范圍內(nèi)的情況下，會(huì)生成R2Fe23B3，但在使用這樣組成范圍的原料合金的情況下，由于按照本發(fā)明添加了Ti，能夠生成R2Fe14B相和Fe23B6或Fe3B等軟磁性鐵基硼化物而不是生成R2Fe23B3相。即，由于添加了Ti，在能夠增加R2Fe14B相的比例的同時(shí)，還有助于提高生成的鐵基硼化物相的磁化性能。
根據(jù)本發(fā)明人的實(shí)驗(yàn)，第一次發(fā)現(xiàn)，僅是在添加Ti的情況下與添加V、Cr、Mn、Nb、Mo等其它種類金屬的情況不同，不會(huì)降低磁化性能，反而是提高了磁化性能。在添加Ti的情況下，與添加其它元素相比，去磁曲線的矩形性特別好。
并且，這樣添加Ti的效果在B超過10原子％的情況下更加顯著地得以發(fā)揮。下面參照圖3對此點(diǎn)加以說明。
圖3是沒有添加Ti的Nd-Fe-B磁體合金的最大磁能積(BH)max與硼含量之間關(guān)系的示意圖。在此圖中，白色條表示Nd含量在10原子％以上、14原子％以下的試樣的數(shù)據(jù)，黑色條表示Nd含量在8原子％以上、10原子％以下的試樣的數(shù)據(jù)。反之，圖4是添加了Ti的Nd-Fe-B磁體合金的最大磁能積(BH)max與硼含量之間關(guān)系的示意圖。在此圖中，白色條表示Nd含量在10原子％以上、14原子％以下的試樣的數(shù)據(jù)，黑色條表示Nd含量在8原子％以上、10原子％以下的試樣的數(shù)據(jù)。
由圖3可知，在沒有添加Ti的試樣中，無論Nd的含量如何，隨著B超過10原子％越多，最大磁能積(BH)max就越低。其降低的程度，在Nd含量為8～10原子％時(shí)更大。過去已經(jīng)知道這個(gè)趨勢，但一直認(rèn)為在以Nd2Fe14B相為主相的磁體合金中，B的含量優(yōu)選設(shè)定在10原子％以下。例如，美國專利4,836,868號中就揭示過B的含量為5～9.5原子％的實(shí)施例，且其優(yōu)選范圍是4原子％以上、不到12原子％，更優(yōu)選的范圍是4原子％以上和10原子％以下。
反之，如圖4所示，在添加Ti的試樣中，在B超過10原子％的范圍內(nèi)，最大磁能積(BH)max得到提高。在Nd含量為8～10原子％的情況下，這種提高更為顯著。
這樣，按照本發(fā)明，由于添加了Ti，能夠得到由現(xiàn)有的技術(shù)常識、即在B超過10原子％時(shí)磁特性會(huì)惡化的常識所不能預(yù)期的效果。
下面說明含鈦亞鐵基稀土類合金的制造方法。
將以上述組成式II(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz(x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5)表示的鐵基熔融合金在惰性環(huán)境中冷卻，由此制造R2Fe14B型化合物相的含量占總體60vol％以上的淬火合金。此淬火合金中的R2Fe14B型化合物相的平均結(jié)晶粒徑可以在例如80nm以下。對于這樣的淬火合金，如果根據(jù)需要進(jìn)行熱處理，可使淬火合金中殘存的非晶質(zhì)發(fā)生結(jié)晶。
在熔融紡絲法或帶狀鑄造法等使用冷卻輥的實(shí)施方式中，將上述熔融合金在壓力1.3kPa以上的環(huán)境氣體中冷卻。這樣，通過與冷卻輥接觸不僅可使熔融合金淬火，即使在其與冷卻輥脫離以后，還會(huì)因受到環(huán)境氣體的二次冷卻效果而被適當(dāng)冷卻。
根據(jù)本發(fā)明人的實(shí)驗(yàn)，淬火時(shí)環(huán)境氣體的壓力優(yōu)選控制在1.3kPa以上、且在常壓(101.3kPa)以下，更優(yōu)選在10kPa以上、90kPa以下的范圍，更加優(yōu)選的范圍是20kPa以上、60kPa以下。
根據(jù)上述環(huán)境氣體的壓力，輥表面的圓周速度的優(yōu)選范圍是4m/s以上、50m/s以下，當(dāng)輥表面圓周速度小于4m/s時(shí)，淬火合金中所含的R2Fe14B型化合物相的晶粒就會(huì)變粗大。結(jié)果通過熱處理使R2Fe14B型化合物相生長得更大，磁特性可能會(huì)惡化。
根據(jù)實(shí)驗(yàn)，輥表面的圓周速度更優(yōu)選的范圍是5m/s以上、30m/s以下，更加優(yōu)選的范圍是5m/s以上、20m/s以下。
另外，含鈦亞鐵基稀土類合金的組成，制造出在淬火合金中幾乎沒有析出粗大的α-Fe的、具有微細(xì)的R2Fe14B型化合物相的組織或具有微細(xì)的R2Fe14B型化合物相的組織和無定形相混合存在的組織。由此能夠得到熱處理后的鐵基硼化物相等軟磁性相呈微細(xì)分散的狀態(tài)或者展薄狀態(tài)存在于硬磁性相之間(晶界上)的高性能納米復(fù)合磁體。在本說明書中，所謂“無定形相”，指的不僅是只由原子排列完全無序化部分構(gòu)成的相，而且還包括包含結(jié)晶化前體、微晶(尺寸在幾個(gè)納米以下)或部分含有原子團(tuán)的相。具體說來，凡是用X射線衍射或透射電子顯微鏡觀察不能明確地認(rèn)定結(jié)晶構(gòu)造的相，都在廣義上稱為“無定形相”。
過去，若將具有類似于含鈦亞鐵基稀土類合金組成(但不含Ti)的熔融合金冷卻，制造含有60vol％以上的R2Fe14B型化合物相的淬火合金時(shí)，由于得到α-Fe大量析出的合金組織，就會(huì)出現(xiàn)在隨后的結(jié)晶化熱處理時(shí)α-Fe粗大化的問題。當(dāng)α-Fe等軟磁性相粗大化時(shí)，磁特性會(huì)嚴(yán)重惡化。
特別是含鈦亞鐵基稀土類合金的組成中B的含量比較多的情況下，由于熔融合金具有高的無定形生成能，所以，即使減慢熔融合金的冷卻速度，也難以生成結(jié)晶相。因此，在充分地降低熔融合金的冷卻速度地制造使R2Fe14B型化合物相的體積分率超過60vol％的淬火凝固合金時(shí)，在現(xiàn)有技術(shù)中，在R2Fe14B型化合物相以外還大量析出α-Fe或其前體，經(jīng)隨后的結(jié)晶化熱處理，α-Fe相繼續(xù)變得粗大，使磁特性大幅度惡化。
由以上可知，現(xiàn)有的常識是，為了增大納米復(fù)合磁體用原料合金的矯頑力，優(yōu)選在提高熔融合金的冷卻速度、使淬火凝固合金的大部分屬于無定形相的狀態(tài)后，通過對其無定形相進(jìn)行結(jié)晶化熱處理形成均勻的微細(xì)化組織。這樣，為了得到具有微細(xì)的結(jié)晶相分散開的合金組織的納米復(fù)合物，可認(rèn)為，應(yīng)該通過容易控制的熱處理工序，由無定形相進(jìn)行結(jié)晶化。
因此，曾經(jīng)報(bào)道過這樣的技術(shù)在原料合金中添加無定形相生成能優(yōu)異的La，將此原料合金的熔體淬火制造出以無定形相為主相的淬火凝固合金，然后，通過結(jié)晶化熱處理，使Nd2Fe14B相和α-Fe相兩者都析出、成長，使各個(gè)相都成為幾十納米的微細(xì)相(W C.Chan等人的《難熔金屬對α-Fe/R2Fe14B型納米復(fù)合材料磁性能的影響》，IEEE，Trans.Magn.No.5，Intermag.99，Kyongiu，Korea，pp.3265～3267，1999)。另外，這篇論文認(rèn)為，添加微量的Ti等高熔點(diǎn)金屬元素(2原子％)能夠提高磁特性，作為稀土族元素的Nd的組成比，優(yōu)選由9.5原子％增加到11.0原子％，使Nd2Fe14B相和α-Fe相兩者都實(shí)現(xiàn)微細(xì)化。添加上述高熔點(diǎn)金屬，抑制了硼化物(R2Fe23B或Fe3B)的生成，可以制造只由Nd2Fe14B相和α-Fe相兩相組成的磁體粉末用原料合金。
反之，在含鈦亞鐵基稀土類合金中，由于添加Ti的作用，在淬火凝固工序中能夠抑制α-Fe相的析出。而且，能夠得到在結(jié)晶化熱處理工序中能生成鐵基硼化物等軟磁性相的、且通過抑制其粗大化可具有優(yōu)異的磁特性的磁粉。
即，使用稀土族元素量比較少(例如9原子％以下)的原料合金，就能夠制造磁化性能(剩余磁通密度)和矯頑力高、去磁曲線的矩形性都很優(yōu)異的磁體粉末。
如上所述，含鈦亞鐵基稀土類合金矯頑力的增加，是通過使Nd2Fe14B相在冷卻工序中優(yōu)先析出、成長，由此增加Nd2Fe14B相的體積分率，并抑制軟磁性相的粗大化而實(shí)現(xiàn)的。并且，可以認(rèn)為，磁化的增加是因?yàn)?，通過Ti的作用，由存在于淬火凝固合金中的富含B的無定形相生成了強(qiáng)磁性的鐵基硼化物等硼化物相，使得結(jié)晶化熱處理后的強(qiáng)磁性相的體積分率增加。
根據(jù)需要，優(yōu)選為對如上所述得到的原料合金進(jìn)行結(jié)晶化熱處理，形成含有R2Fe14B型化合物相、硼化物相和α-Fe相三種以上結(jié)晶相的組織。在這樣的組織中，通過調(diào)節(jié)熱處理的溫度和時(shí)間，可使R2Fe14B型化合物相的平均結(jié)晶粒徑在5nm以上、200nm以下，硼化物相和α-Fe相的平均結(jié)晶粒徑在1nm以上、100nm以下。R2Fe14B型化合物相的平均結(jié)晶粒徑通常是在30nm以上，但根據(jù)條件不同會(huì)達(dá)到50nm以上。硼化物相和α-Fe相等軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑多在50nm以下，還有的在30nm以下，更典型的只有幾個(gè)nm大。
在含鈦亞鐵基稀土類合金中，最終的R2Fe14B型化合物相的平均結(jié)晶粒徑大于Fe-B相或α-Fe相等軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑。圖5為這種原料合金的金屬組織的示意圖。如在圖5中可以看到的，在相對比較大的R2Fe14B型化合物相之間，分散地存在著微細(xì)的軟磁性相。這樣，即使R2Fe14B型化合物相的平均結(jié)晶粒徑比較大，因抑制了軟磁性相結(jié)晶的成長，使平均結(jié)晶粒徑充分地小，因此，通過各個(gè)構(gòu)成相的相互交換作用進(jìn)行了磁性結(jié)合，結(jié)果，由于硬磁性相約束了軟磁性相的磁化方向，作為合金整體就能夠顯示出優(yōu)異的去磁曲線的矩形性。
可以認(rèn)為在上述制造方法中容易生成硼化物的理由是，若制造R2Fe14B型化合物相占大半的凝固合金，則由于在淬火合金中存在的無定形相必定含有過量的B，在結(jié)晶化熱處理時(shí)，此B容易與其它元素結(jié)合而析出、成長。但是，由于此B和其它元素的結(jié)合而生成磁化低的化合物，作為合金的整體磁化就降低了。
根據(jù)本發(fā)明人的實(shí)驗(yàn)，只在添加Ti的情況下，和添加V、Cr、Mn、Nb、Mo等其它種類的金屬時(shí)不同，不會(huì)降低磁化性能，反而會(huì)提高磁化性能。在添加Ti的情況下，與添加上述其它元素相比，去磁曲線的矩形性特別好。由此可知，可以認(rèn)為，在抑制形成磁化性能低的硼化物這一點(diǎn)上，Ti起著重要的作用。特別是在制造含鈦亞鐵基稀土類合金時(shí)使用的原料合金的組成范圍內(nèi)，在B和Ti比較少的情況下，通過熱處理具有強(qiáng)磁性的鐵基硼化物容易析出?？梢哉J(rèn)為，在此情況下，非磁性無定形相中所含的B混入鐵基硼化物中的結(jié)果是，使得在結(jié)晶化熱處理后殘存的非磁性無定形相的體積分率減少，而強(qiáng)磁性的結(jié)晶相增加，如此就提高了剩余磁通密度Br。
下面參照圖6更加詳細(xì)地說明這一點(diǎn)。
圖6為在添加Ti的情況下以及在用Nb等置換添加Ti的情況下，淬火凝固合金結(jié)晶化過程中微細(xì)組織的變化的示意圖。在添加Ti的情況下，即使在比α-Fe析出溫度更高的溫度范圍內(nèi)，各構(gòu)成相的顆粒成長也會(huì)受到抑制，從而維持了優(yōu)異的硬磁特性。反之，在添加Nb、V、Cr等金屬元素的情況下，在比α-Fe析出溫度更高的溫度范圍內(nèi)，各種構(gòu)成相的晶粒成長都顯著地進(jìn)行，各個(gè)構(gòu)成相之間的相互交換作用減弱，結(jié)果去磁曲線的矩形性大幅度降低。
首先說明添加Nb、Mo和W的情況。在此情況下，如果在不析出α-Fe的比較低的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱處理，有可能得到去磁曲線矩形性優(yōu)異的良好硬磁特性的。但是，據(jù)推測，由于在這樣的溫度下進(jìn)行熱處理的合金中，R2Fe14B型微細(xì)結(jié)晶相分散地存在于無定形相當(dāng)中，沒有形成納米復(fù)合磁體的結(jié)構(gòu)，所以不能期待有高磁化度。而在更高的溫度下進(jìn)行熱處理時(shí)，會(huì)由無定形相中析出α-Fe相。此α-Fe相和添加Ti的情況下不同，在析出以后迅速地成長和粗大化。因此，使各個(gè)構(gòu)成相之間的交換結(jié)合減弱，去磁曲線的矩形性大幅度惡化。
另外，在添加Ti的情況下，通過熱處理得到含有R2Fe14B型結(jié)晶相、鐵基硼化物相、α-Fe相以及無定形相的納米復(fù)合材料，各個(gè)構(gòu)成相均勻地微細(xì)化。并且，在添加Ti的情況下，α-Fe相的成長受到了抑制。
在添加V或Cr的情況下，這些添加的金屬與Fe形成固溶物，和Fe進(jìn)行反強(qiáng)磁性的結(jié)合，從而使磁化度大幅度降低。并且，在添加V或Cr的情況下，伴隨著熱處理而發(fā)生的顆粒成長沒有受到充分的抑制，去磁曲線的矩形性就會(huì)惡化。
這樣，只在添加Ti的情況下，此能適當(dāng)?shù)匾种痞?Fe相的粗大化，形成強(qiáng)磁性的鐵基硼化物。而且，在液體淬火時(shí)，由于作為可以遲滯Fe的初晶(隨后轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Fe的γ-Fe)的析出、容易生成過冷液體的元素，Ti與B和C一起發(fā)揮了重要作用，所以，在熔融合金淬火時(shí)，即使在比較低的冷卻速度，即大約102℃/s～105℃/s的程度時(shí)，α-Fe也不會(huì)大量析出，從而能夠制造出R2Fe14B型結(jié)晶相和無定形相混合存在的淬火合金。因此，由于能夠采用在各種熔融淬火法中特別適合于批量生產(chǎn)的帶狀鑄造法，對于降低成本，這是極為重要的。
作為由熔融合金淬火得到原料合金的方法，不對由流出口或小孔流出的熔體進(jìn)行流量控制地使熔體由澆口盤直接澆注到冷卻輥上的帶狀鑄造法是一種低成本的制造方法。為了在通過帶狀鑄造法也可以達(dá)到的冷卻速度的范圍內(nèi)使R-Fe-B系稀土類合金的熔體發(fā)生無定形化，通常必須添加10原子％以上的B。在現(xiàn)有技術(shù)中大量添加B的情況下，由于在對淬火合金進(jìn)行結(jié)晶化熱處理后，除非磁性的無定形相以外，還析出粗大的α-Fe相和作為軟磁性相的Nd2Fe23B3相，所以不能得到均勻質(zhì)地的微細(xì)結(jié)晶組織。其結(jié)果為，降低了強(qiáng)磁性相的體積分率，并由于磁化的降低和Nd2Fe14B相存在比率的下降，導(dǎo)致矯頑力的大幅度下降。但是，當(dāng)添加Ti的時(shí)候，發(fā)生了如上所述的α-Fe相粗大化被抑制等現(xiàn)象，格外地提高了磁化性能。
另外，含有很多Nd2Fe14B相的淬火合金比含有很多無定形相的淬火合金，更容易得到最終磁特性高的淬火合金。在淬火合金中，Nd2Fe14B相的體積分率優(yōu)選為占全體的一半以上、具體為60vol％以上。此60vol％以上的值是由Mssbauer分光法測定的。
其次，含鈦亞鐵基稀土類合金因添加Ti的效果，能夠使用冷卻速度比較緩慢的淬火法制造。既可以使用如圖2所示的，與亞鐵基稀土類合金同樣的熔融紡絲裝置制造淬火凝固合金，也可以使用不用流出口或小孔的帶狀鑄造法等各種方法。并且，除了單輥法以外，也可以用使用兩個(gè)冷卻輥的雙輥法。
冷卻速度優(yōu)選為1×102～1×108℃/s，更優(yōu)選為1×104～1×106℃/s。通過將輥的表面速度調(diào)節(jié)到10m/s以上、30m/s以下的范圍內(nèi)，以及為了提高由環(huán)境氣體產(chǎn)生的二次冷卻的效果而將環(huán)境氣體的壓力設(shè)置在30kPa以上，就能夠制造含有例如平均結(jié)晶粒徑80nm以下的微細(xì)R2Fe14B型化合物相占60vol％以上的淬火合金。
在上述淬火法中，帶狀鑄造法的冷卻速度也是比較低的102～105℃/s。通過添加適量的Ti，就能夠形成即使使用帶狀鑄造法，不含F(xiàn)e初晶的組織也能占大半的淬火合金。由于帶狀鑄造法的工程費(fèi)用只有其它熔融淬火法的一半以下，與熔融紡絲法相比，在制造大量淬火合金時(shí)更有效，是一種適合于批量生產(chǎn)的技術(shù)。在原料合金中不添加元素M的情況下，或者不是添加Ti而是添加Cr、V、Mn、Mo、Ta和/或W的情況下，使用帶狀鑄造法形成淬火合金時(shí)，由于生成含有大量Fe初晶的金屬組織，而不能得到所需的金屬組織。
并且，在熔融紡絲法或帶狀鑄造法中，能夠通過調(diào)節(jié)輥表面的圓周速度來控制合金的厚度。若通過調(diào)節(jié)輥表面的圓周速度，形成厚度在70μm以上、300μm以下范圍內(nèi)的合金時(shí)，由于此合金由上述微細(xì)組織構(gòu)成，通過粉碎工序容易在各個(gè)方向上破碎。結(jié)果容易得到等軸形狀(寬長比接近于1)的粉末顆粒。即，不是得到沿著一定方向平展的粉末顆粒，而是形成等軸形狀的、即接近于球形的粉末顆粒。
反之，當(dāng)加快輥表面的圓周速度使合金的厚度比60μm更薄時(shí)，就如現(xiàn)有淬火磁體一樣，合金的金屬組織容易沿著和接觸面相垂直的方向破碎，由粉碎得到的粉末顆粒，容易形成沿著合金表面平行的方向平展的形狀，從而容易生成寬長比不到0.3的粉末顆粒。
上述亞鐵基稀土類合金(含有非Ti系和Ti的鐵基稀土類合金)，可以用例如圖7所示的針盤磨裝置等進(jìn)行粉碎。圖7是表示本實(shí)施方式中所用的針式磨裝置一個(gè)例子的剖面圖。該針盤磨裝置40，配置有兩枚對置的、單面上排列有多根針11的圓盤42a和42b，且對置的針41彼此不相碰撞。圓盤42a和/或42b當(dāng)中的至少一個(gè)以高速旋轉(zhuǎn)。在圖7的例子中，圓盤42a圍繞著軸43旋轉(zhuǎn)。旋轉(zhuǎn)的圓盤42a，其正面圖如圖8所示。在圖8的圓盤42a上，針41按照多個(gè)同心圓的方式排列。在固定圓盤42b上，針41也排列成同心圓的形狀。
需要用針盤磨粉碎的被粉碎物，由送入口44被送入兩個(gè)對置圓盤之間的間隙內(nèi)，旋轉(zhuǎn)的圓盤42a上的針41與靜止圓盤42b上的針41發(fā)生碰撞，通過這種沖擊來進(jìn)行粉碎，粉碎而產(chǎn)生的粉末沿著箭頭A的方向飛出，最終被收集到一處。
在本實(shí)施方式的針盤磨裝置40中，支持針41的圓盤42a和42b是用不銹鋼制造的，而針41是由碳化鎢(WC)燒結(jié)體等超硬合金材料制成的。作為超硬合金材料，除了WC燒結(jié)體以外，還可適當(dāng)使用TiC、MoC、NbC、TaC、Cr3C2等。這樣的超硬合金是由屬于IVa、Va和VIa族的金屬碳化物粉末與Fe、Co、Ni、Mo、Cu、Pb或Sn或者它們的合金結(jié)合而成的燒結(jié)體。
例如，如果使用上述針式磨裝置在使平均粒徑在10μm以上、70μm以下的條件下進(jìn)行粉碎，就能夠得到顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的粉末。如果平均粒徑超過70μm，不能得到流動(dòng)性被充分改善的效果，而如果平均粒徑小于10μm，由于粉末的表面積增大，因表面氧化會(huì)使硬磁性顯著降低，起火的危險(xiǎn)性增加。因此，三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的平均粒徑，優(yōu)選在10μm以上、70μm以下的范圍內(nèi)。更優(yōu)選的平均粒徑范圍是20μm以上、60μm以下。優(yōu)選為30μm以下顆粒含量少。
在平均粒徑和寬長比之間具有大致的線性相關(guān)的關(guān)系，具有厚度被限制的薄合金帶粉碎得越細(xì)，寬長比就越接近于1的傾向。寬長比越接近于1，改善流動(dòng)性的效果就越高，寬長比更優(yōu)選為在0.5以上、1.0以下，進(jìn)一步優(yōu)選為在0.6以上、1.0以下。
適用于本發(fā)明的針式磨裝置并不限于在圓盤上排列有針的針盤磨，例如，也可以是在圓筒上配置有針的裝置。當(dāng)使用針式磨裝置時(shí)，具有能夠得到粒度分布近似于正態(tài)分布的粉末，容易調(diào)節(jié)平均粒徑，而且批量生產(chǎn)性好等優(yōu)點(diǎn)。
在上述粉碎工序中，也可以使用本申請人在專利申請2001-105508中所提出的錘式磨。
將這樣得到的亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系和/或含鈦亞鐵基稀土類合金粉末)和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末以體積比1∶49以上、4∶1以下的范圍內(nèi)的比例混合，得到用于制造磁體用混合物的鐵基稀土類合金粉末。通過將配合比控制在上述范圍內(nèi)，得到磁特性和流動(dòng)性得到很好平衡的鐵基稀土類合金粉末(下面稱為“混合磁體粉末”)。
特別是在考慮到批量生產(chǎn)時(shí)亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系和含鈦亞鐵基稀土類合金粉末)、三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的磁特性和粒度分布的偏差時(shí)，亞鐵基稀土類合金粉末和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的配合比，優(yōu)選在1∶49以上、1∶4以下。當(dāng)具有這樣的配合比時(shí)，即使在鐵基稀土類合金粉末的磁特性和粒度分布偏離最佳值的情況下，也能夠得到達(dá)到實(shí)用性上沒有問題的標(biāo)準(zhǔn)的磁特性和流動(dòng)性。
亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系和/或含鈦亞鐵基稀土類合金粉末)和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的混合，可通過將粉末彼此進(jìn)行干式混合來進(jìn)行。在此干式混合工序中，也可以添加潤滑劑或分散助劑?；蛘咭部稍谙率龌旌衔镏圃旃ば蛑羞M(jìn)行這些粉末的混合。
將如上所述地得到的混合鐵基稀土類合金粉末，或第一和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末與樹脂進(jìn)行混合以制造磁體用混合物。典型例是用捏合機(jī)等進(jìn)行混煉。在此混煉工序中，也可以添加潤滑劑或分散劑。
由于磁體用混合物可根據(jù)各種成型方法而用于各種用途中，根據(jù)不同的用途，可恰當(dāng)?shù)貨Q定樹脂的種類和鐵基稀土類合金粉末的配合比。作為樹脂，可以使用例如環(huán)氧樹脂或酚醛樹脂等熱固性樹脂，或者聚酰胺(尼龍66、尼龍6、尼龍12等)或PPS、液晶高分子等熱塑性樹脂。但不限于樹脂，也可以使用橡膠或彈性體(包括熱塑性彈性體)。
作為成型的方法，可以舉出擠壓成型、壓延成型、擠出成型和注射成型等方法。在這些成型方法當(dāng)中，擠壓成型、壓延成型和擠出成型，只能成型方形狀比較簡單的成型體，但由于成型時(shí)不要求相當(dāng)高的流動(dòng)性，因此磁體粉末的填充率能夠達(dá)到很高。如果使用本發(fā)明的磁體粉末，就能夠?qū)崿F(xiàn)比過去更高的填充率(例如超過80vol％)。并且，還有能夠減少成型體中形成的空隙(砂眼)的優(yōu)點(diǎn)。在這樣的成型方法中，專門使用熱固性樹脂或橡膠。
由于本發(fā)明的磁體粉末具有優(yōu)異的流動(dòng)性，特別適于在注射成型用混合物中使用。能夠得到用現(xiàn)有淬火磁體粉末的混合物難以成型的形狀復(fù)雜的成型體。由于能夠以比過去更高的填充率配合磁體粉末，所以能夠提高磁體的磁特性。由于按照本發(fā)明的磁體粉末的稀土類合金含量比較低，所以難以被氧化。因此，即使使用軟化點(diǎn)比較高的熱塑性樹脂或熱塑性彈性體，在比較高的溫度下進(jìn)行注射成型也不會(huì)降低磁特性。
并且，由于本發(fā)明的磁體粉末含有不易被氧化的亞鐵基稀土類合金粉末，還能夠省略掉在最終粘結(jié)磁體的表面涂布樹脂膜的工序。因此，例如，通過在具有復(fù)雜形狀槽的部件的槽內(nèi)進(jìn)行注射成型并壓入本發(fā)明的混合物，由此就能制造與形狀復(fù)雜的磁體形成一體的部件。
本發(fā)明優(yōu)選適用于例如IPM型(內(nèi)永久磁體型)電機(jī)。符合優(yōu)選實(shí)施方式的IPM型電機(jī)，具有內(nèi)藏以高密度填充的上述磁體粉末的粘結(jié)磁體的轉(zhuǎn)子芯和包圍此轉(zhuǎn)子芯的定子。在轉(zhuǎn)子芯上形成多個(gè)槽，在這些槽內(nèi)放置本發(fā)明的磁體。通過將本發(fā)明的稀土類合金粉末混合物熔融，直接填充到轉(zhuǎn)子芯的槽內(nèi)，再進(jìn)行鑄造而制成上述磁體。
按照本發(fā)明，能夠使例如上述特開平11-206075中所述的磁體埋設(shè)型轉(zhuǎn)子實(shí)現(xiàn)高性能化和/或小型化。轉(zhuǎn)子如上述公報(bào)的圖3所述，具有多個(gè)新月形槽(其寬度是例如大約2mm)，在施加磁場的狀態(tài)下，在這些槽中使混合物注射成型。由于使用現(xiàn)有的淬火磁體粉末的混合物的缺點(diǎn)是流動(dòng)性低，受到磁體粉末的填充率的限制；或者由于流動(dòng)性差，而不能完全注入到槽中，使磁體粉末的分布不均勻等。使用本發(fā)明的混合物時(shí)，就能夠消除了這樣的問題，提供小型而且高性能的IPM型電機(jī)。且由于能夠縮短成型的時(shí)間，所以有提高生產(chǎn)率的效果。
另外，本發(fā)明的磁體，除了適用于這種電機(jī)以外，也適合于其它種類的電機(jī)或執(zhí)行機(jī)構(gòu)等各種電力機(jī)械。
(實(shí)施例1)本實(shí)施例中用于說明本發(fā)明的亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系)的制造例。
對于No.1～No.5的每一實(shí)施例，稱量總量100g的、純度99.5％以上的Fe、Co、B、Nd以及Pr，將它們放入石英坩堝內(nèi)。各實(shí)施例No.1～No.5的組成如表1所示。由于石英坩堝底部具有直徑0.8mm的小孔，所以上述原料在石英坩堝中熔融以后，成為熔融合金從小孔向下噴出。在壓力2kPa的氬氣環(huán)境下用高頻加熱法進(jìn)行原料的熔融，在本實(shí)施例中，熔融溫度設(shè)定為1,350℃。
在熔融合金的液面上施加32kPa的壓力，向與位于小孔下方0.8mm的銅制輥?zhàn)拥耐庵苊嫦鄬Ψ较驀姵鋈垠w。輥?zhàn)釉趦?nèi)部進(jìn)行冷卻以使其外周面溫度維持在室溫左右的同時(shí)高速旋轉(zhuǎn)。因此，當(dāng)由小孔滴下的熔融合金接觸到輥?zhàn)拥膱A周面時(shí)就被奪去熱量，而沿著圓周速度的方向飛出。由于該熔融合金通過小孔連續(xù)地滴下到輥?zhàn)拥膱A周面上，由淬火而凝固的合金形成具有延展成薄帶狀(寬2～5mm，厚度70μm～300μm)的帶形。
在本實(shí)施例所采用的旋轉(zhuǎn)輥法(單輥法)的情況下，冷卻速度由輥?zhàn)拥膱A周速度和單位時(shí)間內(nèi)熔體的流出量來確定。另外，流出量與小孔的直徑(截面面積)和熔體的壓力相關(guān)，在此實(shí)施例中，小孔的直徑是0.8mm，熔體的噴出壓力是30kPa，流出速率0.1kg/s。在本實(shí)施例中輥?zhàn)拥谋砻鎴A周速度Vs設(shè)定在2～12m/s的范圍。得到的淬火合金薄帶的厚度在85μm以上、272μm以下的范圍內(nèi)。
為了形成含有非晶相的淬火凝固合金，冷卻速度優(yōu)選為103℃/s以上，為了達(dá)到這個(gè)范圍的冷卻速度，輥?zhàn)拥膱A周速度優(yōu)選設(shè)定在2m/s以上。
對于這樣得到的淬火合金薄帶，用CμKα的特征X射線進(jìn)行分析，對實(shí)施例No.1和No.3的粉末X射線衍射圖樣如圖9所示。由圖9可知，實(shí)施例No.1和No.3的淬火凝固合金具有含非晶質(zhì)組織和Fe23B6的金屬組織。
表1

在表1中，例如表示為“R”一欄的“Nd5.5”表示，添加5.5原子％的作為稀土族元素的Nd，“Nd2.5+Pr2”表示，添加作為稀土族元素的2.5原子％的Nd和2原子％的Pr。
然后，將得到的淬火合金薄帶進(jìn)行粗粉碎，形成平均粒徑850μm以下的粉末，然后在表1所示的溫度下，在氬氣環(huán)境中進(jìn)行10min的熱處理。然后用盤式磨將經(jīng)過粗粉碎的粉末粉碎到150μm以下，制成本發(fā)明的鐵基稀土類合金粉末(磁體粉末)。表2表示這種磁體粉末的磁特性以及粒徑40μm以上粉末顆粒的寬長比。另外，此寬長比是由SEM顯微鏡觀察到的各個(gè)顆粒的長軸尺寸和短軸尺寸計(jì)算出來的。
表2

由表2可知，實(shí)施例No.1～No.5中的寬長比都在0.4以上、1.0以下。其磁特性都是優(yōu)異的，一般具有剩余磁通密度Br高于現(xiàn)有MQ粉末的特征。
(比較例)表1的比較例No.6～8是通過與上述實(shí)施例中所說明的同樣工序制造的。與實(shí)施例的不同之處在于，是將熔融合金淬火時(shí)的輥?zhàn)颖砻鎴A周速度調(diào)節(jié)到15m/s以上、30m/s以下，由此得到的淬火合金薄帶的厚度在20μm以上、65μm以下。
對于比較例，磁粉的磁特性和寬長例如在圖2中所示。由表2可知，比較例的寬長比都不到0.3。
圖10是將只使用本發(fā)明的亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系)的混合物(含2wt％的環(huán)氧樹脂)進(jìn)行擠壓成型而制造的粘結(jié)磁體的剖面SEM照片。反之，圖11是將只使用MQI公司的MQP-B粉末的混合物(含2wt％的環(huán)氧樹脂)進(jìn)行擠壓成型而制造的粘結(jié)磁體(比較例)剖面SEM照片(倍率100倍)。在本發(fā)明的亞鐵基稀土類合金粉末中，粒徑40μm以上的粉末顆粒中的60wt％以上，寬長比在0.3以上。而比較例的現(xiàn)有淬火合金粉末，在粒徑0.5μm以下的粉末顆粒中可能也含有寬長比0.3以上的粉末，但在粒徑40μm以上的粉末顆粒中，一半以上的寬長比不到0.3。
(實(shí)施例2)本實(shí)施例為用注射成型法成型粘結(jié)磁體的說明例。
首先按照如下方式配制亞鐵基稀土類合金粉末(非鈦系)。
將配合成具有Nd4.5Fe73.0B18.5Co2Cr2合金組成的原料合金用高頻熔融，以5kg/min的速度，將得到的熔融合金通過一個(gè)滑槽供給到以輥表面圓周速度8m/s旋轉(zhuǎn)的銅制輥?zhàn)拥谋砻嫔稀５玫胶穸?20μm的淬火合金薄帶。此淬火合金的組織是F23B6相和非晶相混合存在的組織。
然后，將得到的淬火合金粗粉碎到1mm以下，其后，在氬氣流中，在700℃下進(jìn)行15min的熱處理，得到具有平均結(jié)晶粒徑20nm左右的微細(xì)結(jié)晶粒徑的Fe3B相和Nd2Fe14B相混合存在于同一組織內(nèi)的納米復(fù)合磁體。接著將此納米復(fù)合磁體粉碎，得到如表3所示顆粒度的亞鐵基稀土類合金粉末。此亞鐵基稀土類合金粉末的粒徑在53μm以下，平均粒徑在38μm以下，寬長比為0.6～1.0。在此使用的亞鐵基稀土類合金粉末具有Br＝0.95T；Hcj＝380kA/m；(BH)max＝82kJ/m3的磁特性。
作為現(xiàn)有淬火合金粉末的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，使用的是MQI公司的MQP-B和MQP15-7(總稱為MQ粉末)。在將得到的MQ粉末用動(dòng)力磨粉碎以后，通過分級調(diào)節(jié)MQ粉末的粒度分布到適當(dāng)?shù)某潭?。典型的MQ粉末的粒度分布與表3中所示的數(shù)據(jù)相符，在此使用的MQP-B磁粉具有如下的磁特性，Br＝0.88T；Hcj＝750kA/m；(BH)max＝115kJ/m3，而MQP15-7磁粉具有如下的磁特性Br＝0.95T；Hcj＝610kA/m；(BH)max＝130kJ/m3。
表3所示為，將亞鐵基稀土類合金粉末和MQ粉末按1∶1的比例混合時(shí)，得到的磁體粉末的粒度分布。表3所示的MQ粉末的平均粒徑是100μm，混合的磁體粉末的平均粒徑是60μm。亞鐵基稀土類合金粉末和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的真實(shí)密度均約為7.5g/cm3。
表3

并且，將由上述亞鐵基稀土類合金粉末和各種MQ粉末按照如表4所示的配合比(1∶19～7∶3)混合制成的磁體粉末(真實(shí)比重7.5g/cm3)與尼龍66(真實(shí)比重1.1g/cm3)混煉，得到比重5g/cm3的注射成型用混合物。實(shí)施例為No.11～17，比較例為No.18～22。
作為實(shí)施例和比較例的各混合物的流動(dòng)性指標(biāo)的熔體流動(dòng)速率(簡稱為MFR)采用熔體流動(dòng)速率進(jìn)行評價(jià)，結(jié)果如表5所示。評價(jià)的條件是流嘴直徑2.095mm，擠出負(fù)荷5kgf/cm3-譯注)，熔融溫度設(shè)定為240℃、260℃和280℃。
表4

表5

由表5結(jié)果可知，使用本發(fā)明的磁體粉末制造的混合物，與比較例的混合物相比，在任何熔融溫度下都具有優(yōu)異的流動(dòng)性。
然后使用實(shí)施例No.11和No.13的混合物，在注射溫度260℃下注射成剖面2mm×10mm，高度(深度)60mm的扁平長尺狀粘結(jié)磁體。該形狀是模擬上述IPM型電機(jī)的轉(zhuǎn)子槽的形狀。在使用No.11和No.13的任何一種的情況下，都能夠?qū)⒒旌衔锿耆⑷肽＞叩哪Ｇ?，從而得到外觀良好的粘結(jié)磁體。
將此粘結(jié)磁體在模腔深度的方向上切成三等份，得到2mm×10mm×20mm的磁體片。將這3個(gè)磁體片按照離注射成型澆口遠(yuǎn)近分別稱為A、B、C。將這些磁體片沿著與短邊(2mm)平行的方向施加3.2MA/m的脈沖磁場，在磁化以后使用BH示蹤器測定各自的磁特性，得到如表6所示的結(jié)果。
表6

由表6的結(jié)果可知，實(shí)施例的粘結(jié)磁體與距離澆口的遠(yuǎn)近無關(guān)，都具有穩(wěn)定的磁特性。反之，比較例的粘結(jié)磁體，隨著遠(yuǎn)離澆口最大磁能積顯著地降低。由此可知，本發(fā)明的磁體混合物具有優(yōu)異的流動(dòng)性，結(jié)果是，即使在用現(xiàn)有磁體混合物難以成型的情況下，本發(fā)明也能得到具有均勻磁特性的粘結(jié)磁體。
(實(shí)施例3)在此實(shí)施例中，考慮到粘結(jié)磁體的批量生產(chǎn)，討論第一稀土類合金粉末和第二稀土類合金粉末的配合比。
作為亞鐵基稀土類合金粉末，使用與實(shí)施例2組成相同的納米復(fù)合磁體粉末。但是考慮到在批量生產(chǎn)時(shí)磁特性的偏差，使用的是磁特性比較低的納米復(fù)合磁體粉末(Br0.92T，Hcj370kA/m，(BH)max73kJ/m3)。這種磁體粉末的粒徑在53μm以下，平均粒徑在38μm以下，寬長比是0.88。
而作為三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，使用的是MQP15-7。在實(shí)施例2中，通過將MQP15-7分級來調(diào)節(jié)粒度分布(平均粒徑100μm)，但在本實(shí)施例中，只是除去粒徑300μm以上的粗大顆粒，原封不動(dòng)地使用得到的MQP15-T(平均粒徑大約150μm)粉末。
分別以表7所示的配合比(1∶49～1∶1)混合上述亞鐵基稀土類合金粉末和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，制造混合磁體粉末(N0.23～38)。而比較例(No.29)只使用MQP15-7。
表7

下面與實(shí)施例2同樣，使用No.23～29的磁體粉末(真實(shí)比重7.5g/cm3)和尼龍66(真實(shí)比重1.1g/cm3)，制造真實(shí)比重4.9g/cm3的混合物。
對這些混合物在240℃、260℃和275℃的各熔融溫度下的MFR，與實(shí)施例2同樣地進(jìn)行評價(jià)。其結(jié)果如表8所示。正如表8所示，與比較例No.29相比，實(shí)施例的No.23～28在任何熔融溫度下都顯示出更大的MFR值，表明由于混有亞鐵基稀土類合金粉末而改善了流動(dòng)性。但也可知，當(dāng)亞鐵基稀土類合金粉末的配合比超過20wt％時(shí)，有MFR值有可能降低。因此，可以說，在不調(diào)節(jié)MQP15-7的粒度分布的情況下，亞鐵基稀土類合金粉末的配合比優(yōu)選設(shè)定在20wt％以下。當(dāng)然，由于在不同批次之間，MQP15-7的粒度分布也會(huì)有偏差，所以，雖然在亞鐵基稀土類合金粉末的配合比在20wt％以上時(shí)，也會(huì)有流動(dòng)性得到改善的情況，但是從便于生產(chǎn)管理的角度考慮，從批量生產(chǎn)的觀點(diǎn)出發(fā)，還是認(rèn)為控制在20wt％以下是優(yōu)選的。
表8

然后使用各種混合物，與實(shí)施例2同樣，注射成型為粘結(jié)磁體，其磁特性的評價(jià)結(jié)果示于表9中。
表9

由表9可知，隨著亞鐵基稀土類合金粉末配合比的增加，磁特性緩慢降低?？梢哉J(rèn)為，這是由于本實(shí)施例中所用的亞鐵基稀土類合金粉末的磁特性，特別是Br和矩形比都變差。但是，亞鐵基稀土類合金粉末的配合比達(dá)到20wt％的No.23～25，所具有的磁特性水平在實(shí)用上還是沒有問題的?？紤]到上述流動(dòng)性，認(rèn)為還是優(yōu)選將亞鐵基稀土類合金粉末的配合比控制在20wt％以下。另外，本實(shí)施例的No.23～No.27中的任一種粘結(jié)磁體都與實(shí)施例2一樣，無論離注射成型的澆口遠(yuǎn)近，都具有如表9所示的磁特性。
如上所述，如實(shí)施例1～實(shí)施例3所示，按照本發(fā)明，通過調(diào)節(jié)亞鐵基稀土類合金粉末和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的磁特性、粒度分布和寬長比，就能夠得到在很寬的配合比(亞鐵基稀土類合金粉末三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的配合比為1∶49～7∶3)范圍內(nèi)，能夠得到保持實(shí)用的磁特性的同時(shí)、改善了流動(dòng)性的混合物。特別是通過將亞鐵基稀土類合金粉末和三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的磁特性和粒度分布最優(yōu)化，配合比甚至有可能達(dá)到4∶1。當(dāng)然，在磁體粉末的填充率低的混合物中，還能夠再增加亞鐵基稀土類合金粉末的配合比?？紤]到批量生產(chǎn)性，亞鐵基稀土類合金粉末的配合比優(yōu)選控制在20wt％(配合比為1∶4)以下。
(實(shí)施例4)將以Nd9原子％，B11原子％，Ti3原子％，Co2原子％，其余是Fe的合金組成配合而成的5kg原料放入坩堝內(nèi)，然后通過在保持50kPa的氬氣環(huán)境中的高頻感應(yīng)加熱，得到熔融合金。
通過傾倒坩堝，將此熔融合金經(jīng)過槽部直接供給到以輥表面圓周速度15m/s旋轉(zhuǎn)的純銅制冷卻輥(直徑250mm)上，使熔融合金淬火。此時(shí)通過調(diào)節(jié)坩堝的傾角將熔體的供給速度調(diào)節(jié)到3kg/min。
對于得到的淬火合金，用測微計(jì)測量100個(gè)鱗片的厚度，結(jié)果測得淬火合金的平均厚度是70μm，其標(biāo)準(zhǔn)偏差σ是13μm。將得到的淬火合金粉碎到850μm以下后，使用具有長度大約500mm均熱帶的熱軋帶鋼機(jī)，在氬氣流下，將粉末以20g/min的供給速度送入以帶輸送速度100mm/min、溫度保持680℃的爐內(nèi)進(jìn)行熱處理，得到磁粉。
可用粉末X射線衍射法對得到的磁粉具有的納米復(fù)合結(jié)構(gòu)進(jìn)行確認(rèn)。在圖12表示得到的X射線衍射圖樣。由圖12可知，Nd2Fe14B相和Fe23B6以及α-Fe得到確認(rèn)。
然后參照圖7和圖8，如上所述，用針盤磨將得到的磁粉粉碎，得到寬長比0.4以上、1.0以下的粉末。另外，此寬長比是通過SEM觀察而求出的。
表10表示實(shí)施例4的含鈦亞鐵基稀土類合金粉末的粒度分布和磁特性。而圖13表示該磁粉的磁特性。正如表10和圖13所示，實(shí)施例4的含鈦亞鐵基稀土類合金粉末具有優(yōu)異的磁特性，而且對其粒徑的依存性小。因此，使用例如JIS 8801的標(biāo)準(zhǔn)篩能夠得到所需的粒度分布，再通過與三價(jià)鐵基稀土類合金粉末混合，就能夠得到具有比實(shí)施例1～實(shí)施例3更優(yōu)異的磁特性的粘結(jié)磁體。
表10

產(chǎn)業(yè)上利用的可能性根據(jù)本發(fā)明，可得到成型時(shí)的填充性和流動(dòng)性得到改善的鐵基稀土類合金粉末和磁體混合物。通過使用這樣的鐵基稀土類合金粉末，提供了磁粉填充率得到改善的粘結(jié)磁體和具有這種粘結(jié)磁體的電力機(jī)械。
特別是，按照本發(fā)明，提供了能夠用注射成型制成復(fù)雜形狀的磁體混合物，例如能夠使IPM型電機(jī)等電力機(jī)械小型化和高性能化。
權(quán)利要求
1.一種鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，含有平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末；和平均粒徑70μm以上、300μm以下，且粉末顆粒的寬長比不到0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，所述亞鐵基稀土類合金粉末和所述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的混合比，以體積為基準(zhǔn)，為1∶49以上、4∶1以下的范圍。
2.如權(quán)利要求1所述的鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz的組成式表示的組成，其中T是選自Co和Ni的一種以上的元素，Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5。
3.如權(quán)利要求2所述的鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末，含有Fe相、Fe和B的化合物相以及具有R2Fe14B型結(jié)晶結(jié)構(gòu)的化合物相作為其構(gòu)成相，各構(gòu)成相的平均結(jié)晶粒徑為150nm以下。
4.如權(quán)利要求1所述的鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末具有由(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz的組成式表示的組成，其中T是選自Co和Ni的一種以上的元素，Q是選自B和C的元素的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，且必須含有Ti元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5。
5.如權(quán)利要求4所述的鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末含有兩種以上的強(qiáng)磁性結(jié)晶相，具有硬磁性相的平均結(jié)晶粒徑在5nm以上、200nm以下，軟磁性相的平均結(jié)晶粒徑在1nm以上、100nm以下的范圍內(nèi)的組織。
6.如權(quán)利要求1～5任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末，其特征在于，所述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末具有由組成式Fe100-x-yQxRy表示的組成，其中Fe是鐵，Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，組成比x和y分別是1原子％≤x≤6原子％，10原子％≤y≤25原子％。
7.一種磁體用混合物，其特征在于，含有如權(quán)利要求1～6任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末和樹脂。
8.如權(quán)利要求7所述的磁體用混合物，其特征在于，所述樹脂為熱塑性樹脂。
9.由權(quán)利要求7或8所述磁體用混合物形成的永久磁體。
10.如權(quán)利要求9所述的永久磁體，其特征在于，所述永久磁體密度為4.5g/cm3以上。
11.一種電機(jī)，包括具有如權(quán)利要求9或10所述的永久磁體的轉(zhuǎn)子和設(shè)置在所述轉(zhuǎn)子周圍的定子。
12.一種鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，包括(a)準(zhǔn)備平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末的工序；(b)準(zhǔn)備平均粒徑70μm以上、300μm以下，且粉末顆粒的寬長比不足0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的工序；(c)按照體積基準(zhǔn)，以1∶49以上、4∶1以下的比例，將所述亞鐵基稀土類合金粉末和所述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末混合的工序。
13.如權(quán)利要求12所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末具有由組成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz表示的組成，其中T是選自Co和Ni的至少一種元素，Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y和z分別是10原子％≤x≤30原子％，2原子％≤y＜10原子％，0原子％≤z≤10原子％和0≤m≤0.5。
14.如權(quán)利要求12所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述亞鐵基稀土類合金粉末具有由組成式(Fe1-mTm)100-x-y-zQxRyMz表示的組成，其中T是選自Co和Ni的至少一種元素，Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb中的至少一種稀土族元素，M是選自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的至少一種元素，組成比x、y、z和m分別是10原子％＜x≤20原子％，6原子％＜y＜10原子％，0.1原子％≤z≤12原子％和0≤m≤0.5。
15.如權(quán)利要求12～14任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，工序(a)包括通過淬火法將所述熔融亞鐵基稀土類合金冷卻、由此形成厚度70μm以上、300μm以下的淬火凝固合金的冷卻工序，和將所述淬火凝固合金粉碎的工序。
16.如權(quán)利要求15所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，在所述粉碎工序之前，還包括通過熱處理使所述淬火凝固合金結(jié)晶的工序。
17.如權(quán)利要求15或16所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述粉碎使用針式磨裝置或錘式磨裝置進(jìn)行。
18.如權(quán)利要求15～17任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述淬火凝固合金含有選自Fe23B6、Fe3B、R2Fe14B和R2Fe23B3中至少一種的亞穩(wěn)定相和/或非晶相。
19.如權(quán)利要求15～18任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，在所述冷卻工序中，使輥表面圓周速度1m/s以上、13m/s以下范圍內(nèi)轉(zhuǎn)動(dòng)的輥與所述熔融合金接觸，由此形成所述淬火凝固合金。
20.如權(quán)利要求19所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述冷卻工序在減壓環(huán)境下進(jìn)行。
21.如權(quán)利要求20所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述減壓環(huán)境的絕對壓力在1.3kPa以上、90kPa以下。
22.如權(quán)利要求12～21任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法，其特征在于，所述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末具有由組成式Fe100-x-yQxRy表示的組成，其中Fe是鐵，Q是選自B和C的至少一種元素，且必須含有B元素，R是選自Pr、Nd、Dy和Tb的至少一種稀土族元素，組成比x和y分別是1原子％≤x≤6原子％，10原子％≤y≤25原子％。
23.一種磁體用混合物的制造方法，其特征在于，包括準(zhǔn)備按照如權(quán)利要求12～22任一項(xiàng)所述的鐵基稀土類合金粉末的制造方法制造的所述鐵基稀土類合金粉末的工序，和將所述鐵基稀土類合金粉末和樹脂混合的工序。
24.如權(quán)利要求23所述的磁體用混合物的制造方法，其特征在于，所述樹脂為熱塑性樹脂。
25.一種永久磁體的制造方法，其特征在于，包括將按照權(quán)利要求24所述的制造方法制得的混合物進(jìn)行注射成型的工序。
26.一種電機(jī)的制造方法，其特征在于，包括準(zhǔn)備鐵芯上具有磁體用槽的轉(zhuǎn)子的工序；在所述磁體用槽上使去權(quán)利要求24所述磁體用混合物注射成型的工序；和在所述轉(zhuǎn)子的周圍設(shè)置定子的工序。
全文摘要
提供一種改善了流動(dòng)性的鐵基稀土類合金粉末和磁體混合物，該合金粉末含有平均粒徑10μm以上、70μm以下，且粉末顆粒的寬長比在0.4以上、1.0以下的亞鐵基稀土類合金粉末，和平均粒徑70μm以上、300μm以下，且粉末顆粒的寬長比不到0.3的三價(jià)鐵基稀土類合金粉末，上述亞鐵基稀土類合金粉末和上述三價(jià)鐵基稀土類合金粉末的混合比，以體積為基準(zhǔn)，為1∶49以上、4∶1以下的范圍。
文檔編號H01F1/058GK1482952SQ02803390
公開日2004年3月17日 申請日期2002年2月6日 優(yōu)先權(quán)日2001年2月7日
發(fā)明者金清裕和, 北山宏和, 廣澤哲, 三次敏夫, 和, 夫 申請人:住友特殊金屬株式會(huì)社