磁鐵粉末和各向同性稀土類粘合磁鐵的制作方法

專利名稱：磁鐵粉末和各向同性稀土類粘合磁鐵的制作方法
技術領域：
本發明涉及磁鐵粉末和各向同性稀土類粘合磁鐵。
為了減小電動機等的尺寸，在用于電動機時，人們希望提高(在實際磁導率中的)磁鐵的磁通密度。決定粘合磁鐵的磁通密度的因素包括磁鐵粉末的磁性能(磁化)、粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量(含有率)。因此，在磁鐵粉末本身的磁性能(磁化)不那樣高的場合，如果粘合磁鐵中的磁鐵粉末的含量不是極多，則無法獲得足夠的磁通密度。
但是，現在用作高性能稀土類粘合磁鐵的多半是采用作為稀土類磁鐵粉末的、MQI公司生產的MQP-B粉末的各向同性粘合磁鐵。各向同性粘合磁鐵相對各向異性粘合磁鐵，具有下述優點。即，在制造粘合磁鐵時，由于無需磁場定向，這樣制造工藝簡單，其結果是，制造成本較低。但是，由該MQP-B粉末代表的已有的各向同性粘合磁鐵具有下述的問題。
1)已有的各向同性粘合磁鐵的磁通密度不夠高。即，由于所采用的磁鐵粉末的磁性能(磁化)較低，這樣必須提高粘合磁鐵的磁鐵粉末含量，但是如果提高磁鐵粉末含量，則由于粘合磁鐵的成形性變差，因此上述含量具有一定極限。另外，即使在通過改善成形條件、使磁鐵粉末含量較多的情況下，所得到的磁通密度仍具有一定界限，由此，不能使電動機的尺寸減小。
2)由于頑磁力較高，這樣磁化特性變差，必須要求較高的磁化磁場。
3)雖然也報道超微復合磁鐵中、殘留磁通密度較高，但是在此場合，相反其頑磁力過小，實際作為電動機所獲得的磁通密度(實際使用時的磁導率)非常低。
在采用已有的磁鐵粉末的場合，如果提高粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量以便將磁通密度增加到極限(即，如果將粘合磁鐵的密度提高到極限程度)，則會產生下述問題。
a)按照通常的方法難于成形、或成形性差。為此，將成形方法限定為壓縮成形，提高成形所要求的成形壓力或成形溫度，或必須使機械具有較大尺寸、或必須采用特殊裝置，或者所采用的結合樹脂的種類或組成受到顯著限制；b)由于成形性降低，所獲得的粘合磁鐵的尺寸精度也降低；
c)粘合磁鐵的耐腐蝕性、耐熱性降低；d)粘合磁鐵變脆，容易開裂或產生欠損，無法獲得足夠的機械強度。
本發明的目的在于提供一種磁鐵粉末和各向同性稀土類粘合磁鐵，其可提供磁通密度高、磁化特性優良、具有良好可靠性的磁鐵。
上述目的是通過下述的本發明實現的。
一種磁鐵粉末，其由表示為Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBZAlw(其中，R表示至少1種稀土類元素，x8.1～9.4原子％，y0～0.30，z4.6～6.8原子％，w0.02～0.8原子％)的合金組分形成，并且其結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的組織，其特征在于該磁鐵粉末具有下述特性，即當與結合樹脂混合進行成形而形成各向同性粘合磁鐵時，在室溫下呈現磁特性的B-H圖中的第2象限中，在比Pc(磁導系數)＝2.0的直線高的B側的區域，其磁通密度經常位于由下述式(I)表示的直線之上，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～9.0kOe的范圍內，B＝1.25×ρ+1.25×H …(I)(其中，B表示磁通密度，ρ表示粘合磁鐵的密度，H表示磁場)。
如果采用上述的本發明，便獲得下述的效果。
由于獲得較高的磁通密度，這樣即使在各向同性的情況下，仍獲得具有高磁特性的粘合磁鐵。特別是，與已有的各向同性粘合磁鐵相比較，由于可用更小的體積的粘合磁鐵發揮同等以上的磁特性，這樣可獲得更小型的、高性能的電動機。
另外，由于獲得較高的磁通密度，這樣在制造粘合磁鐵時，即使在不追求高密度的情況下，仍可獲得足夠高的磁特性，其結果是，可實現成形性的提高，以及尺寸精度、機械強度、耐腐蝕性、耐熱性等的提高，可以很容易地制造可靠性較高的粘合磁鐵。
由于磁化特性良好，這樣可在更低的磁化磁場實現磁化，特別是可容易地并且確實地實現多極磁化等，并且可獲得較高的磁通密度。
由于不要求實現高密度，這樣與壓縮成形法相比較，還適用于通過難于形成高密度的擠壓成形法或注射模塑成形的粘合磁鐵的制造，即使是通過這樣的成形方法形成的粘合磁鐵，可獲得前述的效果。由此，粘合磁鐵的成形方法的選擇幅度、進而其形狀選擇的自由度擴大。
在本發明中，最好上述結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的超微復合組織。在此場合，最好上述R為以Nd和/或Pr為主的稀土類元素。還有，最好上述R包含Pr，其比例相對上述R總量在5～75％的范圍內。另外，最好上述R包含Dy，其比例相對上述R總量在10％以下。
此外，在本發明中，最好上述磁鐵粉末是通過對熔融合金進行急冷處理而獲得的。
還有，在本發明中，最好上述磁鐵粉末是采用冷卻輥將所制造的急冷薄帶粉碎而獲得的。
再有，在本發明中，最好上述磁鐵粉末在其制造過程中、或在制造之后，至少進行1次熱處理。
另外，在本發明中，平均粒徑最好在0.5～150μm的范圍內。
此外，本發明與通過結合樹脂將上述的磁鐵粉末結合的各向同性稀土類粘合磁鐵有關。
此外，本發明的其它特征涉及一種各向同性稀土類粘合磁鐵，其通過結合樹脂將磁鐵粉末結合，其特征在于在室溫下呈現磁特性的B-H的第2象限中，在比Pc(磁導系數)＝2.0的直線高的B側的區域，其磁通密度經常位于由下述式(I)表示的直線之上，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～90kOe的范圍內，B＝1.25×ρ+1.25×H …(I)(其中，B表示磁通密度，ρ表示粘合磁鐵的密度，H表示磁場)。
在此場合，最好上述磁鐵粉末的結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的組織。在此場合，最好上述結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的超微復合組織。
該各向同性粘合磁鐵是由多極磁化提供的、或被多極磁化。另外，最好本發明的各向同性粘合磁鐵用于電動機。
通過參照附圖而進行的下面的實施例的描述，容易得出本發明的上述和其它目的、結構和效果。


圖1為表示本發明的磁鐵粉末中的超微復合組織(宏觀組織)的一個實例的示意圖；圖2為表示本發明的磁鐵粉末中的超微復合組織(宏觀組織)的一個實例的示意圖；圖3為表示本發明的磁鐵粉末中的超微復合組織(宏觀組織)的一個實例的示意圖；圖4為表示制造磁鐵材料的裝置(急冷薄帶制造裝置)的結構實例的透視圖；圖5為表示圖4所示裝置中的金屬熔體在冷卻輥的碰撞部位附近的狀態的剖面側視圖；圖6為表示退磁曲線的B-H圖；圖7為表示磁化特性(磁化磁場與磁化率之間的關系)的曲線圖；圖8為表示退磁曲線的B-H圖；圖9表示Pr置換量與粘合磁鐵的磁特性之間的關系的曲線圖；圖10為表示退磁曲線的B-H圖。
下面對本發明的磁鐵粉末和采用該粉末的各向同性稀土類粘合磁鐵的實施例進行具體描述。
(本發明的主要內容)為了使電動機等的尺寸減小，在獲得磁通密度較高的磁鐵方面會產生問題。決定粘合磁鐵的磁通密度的因素包括磁鐵粉末的磁性能(磁化)、粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量(含有率)，但是在磁鐵粉末本身的磁性能(磁化)不那么高的場合，如果粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量不是極多，則不能獲得足夠的磁通密度。
目前普及的上述的MQI公司制造的MQP-B粉末具有下述缺點，即按照前述方式，其磁通密度不足夠大，由此，在制造粘合磁鐵時，不得不提高粘合磁鐵中的磁鐵粉末的含量、即高密度化，其強度等方面缺乏可靠性，并且由于頑磁力較高，這樣磁化特性差。
與此相對，由于本發明的磁鐵粉末和各向同性稀土類粘合磁鐵具有下述特性，即在室溫下呈現磁特性的B-H圖中的第2象限，在比Pc＝2.0的直線高的B側的區域，其磁通密度經常位于由上述式(1)表示的直線之上，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～9.0kOe的范圍內，這樣便獲得足夠的磁通密度與適度的頑磁力，由此，不必將粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量提高到那么高，其結果是，可提供強度較高、成形性、耐腐蝕性、磁化特性等優良并具有高可靠性的粘合磁鐵，此外，通過減小粘合磁鐵的尺寸、提高其性能，則還可大大有助于減小電動機等的磁鐵搭載裝置的尺寸。
還有，本發明的磁鐵粉末可形成硬磁相與軟磁相為數十個nm水平并相鄰接存在的組織(特別是超微復合組織)。
雖然上述的MQI公司制造的MQP-B粉末為硬磁相的單相組織，但是由于在這樣的超微復合組織中存在磁化度高的軟磁相，這樣具有總的磁化高的優點，此外，由于反沖導磁率較高，這樣便具有即使在一旦施加反向磁場的情況下，之后的退磁率仍較小的優點。
雖然同樣對于已有的具有超微復合組織的磁鐵來說，其殘留磁通密度較高，但是由于其頑磁力較低，矩形性比較差，如果Pc不是約5以上，則無法獲得高于按照上述式(1)得出的高的磁通密度，為此，粘合磁鐵的用途受到很大限制。
(磁鐵粉末的合金組分)磁鐵粉末的合金組分表示為Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBZAlw(其中，R表示至少1種稀土類元素，x8.1～9.4原子％，y0～0.30，z4.6～6.8原子％，w0.02～0.8原子％)。
作為R(稀土類元素)，舉例有Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、鈰鑭合金，并可包括其中的1種或2種以上。
R的含量(含有率)在8.1～9.4原子％的范圍內。當R的含量小于8.1原子％時，不能獲得足夠的頑磁力，即使在添加Al的情況下，頑磁力的提高幅度仍很小。當R的含量超過9.4原子％時，由于磁化的電位下降，這樣不能獲得足夠的磁通密度。
在這里，最好R為以Nd和/或Pr為主的稀土類元素。其原因是，這些稀土類元素有效地使構成超微復合組織的硬磁相的飽和磁化提高，以便使磁鐵獲得良好的頑磁力。
此外，最好R包含Pr，其比例占R總量的5～75％，特別是最好占R總量的20～60％。如果在此范圍內，則殘留磁通密度基本不會降低，可使頑磁力和矩形性提高。
還有，最好R包含Dy，其比例占R總量的10％以下。如果在此范圍內，則殘留磁通密度不會顯著降低，可使頑磁力提高，并且還可提高溫度特性。
Co為具有與Fe相同特性的過渡性金屬。通過添加Co(置換Fe的一部分)，居里溫度變高，溫度特性提高，但是如果Co相對Fe的置換率超過0.30，則頑磁力、磁通密度均呈現下降的傾向。如果Co相對Fe的置換率在0.050～0.20的范圍，由于不僅溫度特性提高，而且磁通密度本身也提高，則最好采用該范圍。
B(硼)為獲得高磁特性的重要元素，其含量在4.6～6.8原子％的范圍內。如果B的含量小于4.6％，則B-H環中的矩形性變差。如果B的含量超過6.8％，則非磁性相增多，磁通密度急劇減小。
Al為有利于提高頑磁力的元素，如果其含量在0.02～0.8原子％的范圍內，則提高頑磁力的效果顯著。另外，在該范圍內，隨著頑磁力的提高，矩形性和磁能量積也提高。此外，耐熱性和耐腐蝕性也良好。但是，按照上述方式，如果R的含量小于8.1原子％，則添加Al產生的上述效果非常小。還有，當Al含量超過0.8原子％時，磁化顯著降低。按照上述方式，在本發明中，Al含量為微量或極微量時呈現該特征，當添加量超過0.8原子％時，其效果倒是相反的，這不是本發明的所在。
再有，為了提高磁特性，在構成磁鐵粉末的合金中，根據需要，還可包括Cu、Ga、Si、Ti、V、Ta、Zr、Nb、Mo、Hf、Ag、Zn、P、Ge等其它元素。
(超微復合組織)在超微復合組織中，軟磁相10和硬磁相11存在于比如圖1、圖2或圖3所示的圖案(模式)中，各相的厚度或粒徑在納米等級(比如，1～100nm)。另外，軟磁相10和硬磁相11相鄰接，產生磁性的交換相互作用。此外，圖1～3所示的圖案為一個實例，但是不限于此，在比如圖2所示的圖案中，軟磁相10和硬磁相11也可相反。
由于軟磁相的磁化方向會因外部磁場的作用而容易發生改變，這樣當軟磁相與硬磁相相混合時，整個系統的磁化曲線在B-H圖的第2象限，成為具有分級的“蛇型曲線”。但是，在軟磁相的尺寸為10nm以下即足夠小的場合，軟磁性體的磁化因與周圍的硬磁性體的磁化結合而充分地受到約束，整個系統作為硬磁性體而動作。
具有這樣的超微復合組織的磁鐵主要包括下面列舉的特征1)～5)。
1)在B-H圖的第2象限中，磁化以可逆方式回彈(這還稱為“彈性磁鐵”)；2)磁化特性良好，可在較低的磁場中磁化；3)磁特性對溫度的依賴性比單獨軟磁相的場合小；4)磁特性隨時間的變化較小；5)即使粉碎成微粉狀的情況下，磁特性仍不變差。
在上述的合金組分中，硬磁相和軟磁相比如為下述的那樣。
硬磁相R2TM14B系(其中，TM為Fe或Fe與Co)，或R2TM14BAl系。
軟磁相TM(特別α-Fe，α-(Fe，Co))，或TM與Al的合金。
(磁鐵粉末的制造)本發明的磁鐵粉末最好是通過對熔融合金進行淬火處理來制造的，特別是最好這樣進行制造，即對合金的熔體進行淬火處理，將固化形成的急冷薄帶粉碎。下面對該方法的一個實例進行描述。
圖4為表示通過采用單輥的淬火法制造磁鐵材料的裝置(急冷薄帶制造裝置)的結構實例的透視圖，圖5為表示圖4所示裝置中的熔體在冷卻輥的碰撞部位附近的狀態的剖面側視圖。
如圖4所示，急冷薄帶制造裝置1包括可接納磁鐵材料的筒體2、相對該筒體2沿圖中的箭頭9A方向旋轉的冷卻輥5。在該筒體2的底端，形成有射出磁鐵材料(合金)的熔體的噴嘴(噴口)3。
此外，在筒體2的噴嘴3的附近的外周，設置有加熱用線圈4，通過對該線圈4施加比如高頻波，將筒體2內部加熱(感應加熱)，使筒體2內部的磁鐵材料變為熔融狀態。
冷卻輥5由基部51、形成冷卻輥5的周面53的表面層52構成。
基部51的形成材料即可采用與表面層52相同的材質成一體形成，另外也可采用與表面層52不同的材質形成。
雖然基部51的形成材料不受特別限制，但是，最好采用比如銅或銅系合金這樣的熱傳導率較高的金屬材料，以便更加快速地散發表面層52的熱量。
還有，最好表面層52由熱傳導率等于或小于基部51的材料形成。
將這樣的急冷薄帶制造裝置1設置于腔(圖中未示出)內，最好該裝置在把惰性氣體或其它的保護氣體填充于該腔內的狀態下動作。特別是，最好上述保護氣體比如為氬氣、氦氣、氮氣等惰性氣體，以防止急冷薄帶8的氧化。
在該急冷薄帶制造裝置1中，將磁鐵材料(合金)放入筒體2內部，通過線圈4對其進行加熱，使其處于熔融狀態，當從噴嘴3噴出其溶體6時，如圖5所示，熔體6碰撞冷卻輥5的周面53，形成直澆口窩7，之后在旋轉著的冷卻輥5的周面53的拉引的同時，得到急速冷卻、并凝固，連續或間斷地形成急冷薄帶8。按照上述方式形成的急冷薄帶8中的輥面81不久從周面53離開，該帶8沿圖4中的箭頭9B方向行進。此外，在圖5中，熔體的凝固界面71以點劃線表示。
根據合金熔體的組分、周面53相對熔體6的濕潤性等，冷卻輥5的圓周速度的適合范圍是不同的，為了提高磁特性，通常最好上述速度在1～60m/秒的范圍內，特別是最好在5～40m/秒的范圍內。如果冷卻輥5的圓周速度過慢，則呈現下述傾向，即隨急冷薄帶8的體積流量(單位時間排出熔體的體積)，急冷薄帶8的厚度增加，結晶粒徑加大，反之如果冷卻輥5的圓周速度過快，則大部分變為非晶質組織，無論在什么樣的場合，即使在之后進行熱處理的情況下，仍無希望提高磁特性。
再有，還可對所獲得的急冷薄帶8進行熱處理，以便比如促進非晶質組織的再結晶化、實現組織的均質化。作為該熱處理的條件，比如溫度可在400～900℃的范圍內，時間可在0.5～300分鐘的范圍內。
此外，為了防止氧化，最好該熱處理在真空或減壓狀態下(比如1×10-1～1×10-6Torr)、或在氮氣、氬氣、氦氣等惰性氣體中的非氧化性環境中進行。
通過上述的制造方法獲得的急冷薄帶(薄帶狀的磁鐵材料)8為微細結晶組織、或微細結晶包含于非晶質組織中的組織，其獲得優良的磁特性。另外，通過將該急冷薄帶8粉碎，便獲得本發明的磁鐵粉末。
粉碎的方法不受特別限制，其可采用比如球磨機、振動磨機、噴射式粉碎機、鋼針研磨機等各種粉碎裝置、破碎裝置。在此場合，為了防止氧化，上述粉碎也可在真空或減壓狀態下(比如1×10-1～1×10-6Torr)、或在氮氣、氬氣、氦氣等惰性氣體中的非氧化性環境中進行。
磁鐵粉末的平均粒徑不受特別限制，但是在該粉末用于制造后面將要描述的各向同性稀土類粘合磁鐵的場合，如果考慮到防止磁鐵粉末發生氧化、以及防止粉碎會使磁特性變差，最好上述粒徑在0.5～150μm的范圍內，特別是最好在0.5～80μm的范圍內，其中以1～50μm的范圍為最佳。
另外，為了在粘合磁鐵的成形時獲得更好的成形性，最好磁鐵粉末的粒徑分布按照一定程度分散(具有離散)。由此，可使所獲得的粘合磁鐵的孔隙率降低，其結果是，當粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量相同時，可進一步提高粘合磁鐵的密度或機械強度，并可進一步提高磁特性。
此外，還可對所獲得的磁鐵粉末進行熱處理，以便消除粉碎對發生的變形的影響，并對結晶粒徑進行控制。作為該熱處理的條件，比如溫度可在350～850℃的范圍內，時間可在0.5～300分鐘的范圍內。
還有，為了防止氧化，最好上述熱處理在真空或減壓狀態下(比如，1×10-1～1×10-6Torr)、或在氮氣、氬氣、氦氣等惰性氣體中的非氧化性環境中進行。
在采用這樣的磁鐵粉末制造粘合磁鐵的場合，該磁鐵粉末與結合樹脂的結合性(結合樹脂的濕潤性)良好，由此，該粘合磁鐵的機械強度較高，熱穩定性(耐熱性)、而腐蝕性優良。因此，該磁鐵粉末適合制造粘合磁鐵。
再有，作為急冷方法，上面是以單輥法為實例進行描述的，但是也可采用雙輥法。此外，還可通過其它的，比如氣體噴霧這樣的噴散法、旋轉研磨盤法、熔料提取法、機械合金(MA)法等制造。由于這樣的急冷法可使金屬組織(結晶晶粒)細微化，這樣便有效地使粘合磁鐵的磁鐵特性、特別是頑磁力等得到提高。
(粘合磁鐵及其制造)下面對本發明的各向同性稀土類粘合磁鐵(下面簡稱為“粘合磁鐵”)進行描述。
本發明的粘合磁鐵是通過結合樹脂將上述磁鐵粉末進行結合。
該結合樹脂(粘接劑)可為熱塑性樹脂、熱硬化樹脂中的任何一種。
熱塑性樹脂比如為聚酰胺(比如耐綸6、耐綸46、耐綸66、耐綸610、耐綸612、耐綸11、耐綸12、耐綸6-12、耐綸6-66)、熱塑性聚酰亞胺、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-醋酸乙烯酯共聚合體等的聚烯烴、變性聚烯烴、聚碳酸酯、聚甲基丙烯酸甲酯、聚對苯二甲酸乙二酯、聚對苯二甲酸丁二醇酯等聚酯、聚醚、聚醚醚酮、聚醚酰亞胺、聚縮醛等、或以這些成分為主的共聚合體、混合物、聚合物混合體等，可將這些成分中的1種或2種以上進行混合而使用。
在這些成分中，從成形性特別優良、機械強度較高的方面來說，最好以聚酰胺為主，從提高耐熱性的方面來說，最好以液晶聚合物、聚苯硫醚為主。另外，這些熱塑性樹脂與磁鐵粉末的混合性優良。
這樣的熱塑性樹脂具有可在較寬范圍內選擇的優點，從而可根據其種類、共聚合化等，采用突出比如成形性的成分、或突出耐熱性、機械強度的成分。
另一方面，熱硬化樹脂可為比如雙酚型、酚醛樹脂型、萘系等的各種環氧樹脂、酚樹脂、尿素樹脂、密胺甲醛樹脂、聚酯(不飽和聚酯)樹脂、聚酰亞胺樹脂、有機硅樹脂、聚氨酯樹脂等，可將這些成分中的1種或2種以上進行混合而使用。
在這些成分中，從成形性特別優良、機械強度較高、耐熱性優良的方面來說，最好采用環氧樹脂、酚樹脂、聚酰亞胺樹脂、有機硅樹脂，特別是最好采用環氧樹脂。另外，這些熱硬化樹脂與磁鐵粉末的混合性、混合的均勻性也優良。
還有，所采用的熱硬化樹脂(未硬化)即可為在室溫下呈液態狀的類型，也可為固態(粉末狀)的類型。
上述的本發明的粘合磁鐵比如按照下述方式制造。制備包括磁鐵粉末、結合樹脂、根據需要添加的添加劑(氧化防止劑、潤滑劑等)的粘合磁鐵用組合物(化合物)，采用該粘合磁鐵用組合物，通過壓縮成形(沖壓成形)、擠壓成形、注射模塑成形等成形方法，在無磁場的環境中形成所需的磁鐵形狀。在結合樹脂為熱硬化樹脂的場合，在成形之后，通過加熱等使其硬化。
這里在上述3種成形方法中，擠壓成形和注射模塑成形(特別是注射模塑成形)具有形狀選擇自由度較寬，生產性較高等優點，但是由于在這些成形方法中，為了獲得良好的成形性，必須確保成形機內部的化合物的充分的流動性，這樣與壓縮成形相比較，不能使磁鐵粉末的含量較多，即不能使粘合磁鐵具有較高密度。然而，在本發明中，按照后面將要描述的方式，由于獲得較高的磁通密度，由此即使在粘合磁鐵不具有較高密度的情況下，仍可獲得優良的磁特性，從而通過擠壓成形、注射模塑成形制造的粘合磁鐵均保持其優點。
粘合磁鐵中的磁鐵粉末含量(含有率)不受特別限制，通常，在同時兼顧成形方法、成形性與高磁特性的情況下確定上述含量。具體來說，最好該含量在75～99wt％范圍內，特別是最好在85～97.5wt％的范圍內。
特別是，在通過壓縮成形制造粘合磁鐵的場合，最好磁鐵粉末的含量在90～99wt％的范圍內，特別是最好在93～98.5wt％的范圍內。
另外，在通過擠壓成形或注射模塑成形制造粘合磁鐵的場合，最好磁鐵粉末的含量在75～98wt％的范圍內，特別是最好在85～97wt％的范圍內。
粘合磁鐵的密度ρ根據其內所包含的磁鐵粉末的比重、磁鐵粉末的含量、孔隙率等的因素確定。在本發明的粘合磁鐵中，其密度ρ不受特別限制，但是最好該密度ρ約在5.3～6.6g/cm3的范圍內，特別是最好在約5.5～6.4g/cm3的范圍內。
由于在本發明中，磁鐵粉末的磁通密度、頑磁力較高，這樣在形成粘合磁鐵的場合，顯然磁鐵粉末的含量較大，即使在磁鐵粉末的含量較少的情況下，仍可獲得優良的磁特性(特別是較高的磁能量積、較高的頑磁力)。
本發明的粘合磁鐵的形狀、尺寸等不受特別限制，比如，其形狀可為圓柱狀、棱柱狀、圓筒狀(環狀)、圓弧狀、平板狀、彎曲板狀等的所有形狀，其尺寸可在從大型、至超小型的一切尺寸范圍。特別是，有關有利于小型化、超小型的磁鐵方面在本說明書中反復進行了描述。
上述的本發明的粘合磁鐵具有下述磁特性(磁性能)，在于室溫下呈現磁特性的B-H圖的第2象限中，在比Pc(磁導系數)＝2.0的直線高的B側區域，其磁通密度經常在由下述式(I)表示的直線之上(由圖6中的斜線表示的區域內)，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～9.0kOe的范圍內。
B＝125×ρ+1.255×H …(I)(其中，B表示磁通密度(kG)，ρ表示粘合磁鐵的密度(g/cm3)，H表示磁場(kOe))。
另外，從圖6顯然知道，H在第2象限為負值。
下面對其理由進行說明。現有的各向同性粘合磁鐵難于象由上述MQP-B粉末制造的粘合磁鐵那樣，在Pc＞2.0時，獲得高于上述式(I)的磁通密度，這樣不能使電動機等的尺寸進一步減小。
另外，如果獲得高于上述式(I)的B側的磁通密度，則不會產生磁鐵粉末的含量較高、粘合磁鐵的密度ρ較高的情況，即不會使粘合磁鐵的成形性、耐腐蝕性、耐熱性、機械強度降低，而獲得較高磁特性的粘合磁鐵。
還有，在這里，使Pc在2.0以上的區域是為了在實際使用的電動機用途等場合、可基本覆蓋該區域。
(關于本身頑磁力)粘合磁鐵的本身頑磁力(iHc)最好在5.1～9.1kOe的范圍內，特別是最好在5.5～8.5kOe的范圍內。
當本身頑磁力(iHc)超過上述上限值時，磁化特性變差，當小于上述下限值時，由于用于電動機，施加反向磁場時的退磁顯著，另外，高溫的耐熱性變差。因此，通過使上述本身頑磁力(iHc)在上述范圍內，這樣在對粘合磁鐵等(特別是圓筒狀的磁鐵)進行多極磁化等這樣的場合，即使在未獲得足夠的磁化磁場的情況下，仍可獲得良好的磁化，獲得足夠的磁通密度，這樣可提供高性能的粘合磁鐵，特別是電動機用粘合磁鐵。
本發明的粘合磁鐵的最大磁能量積(BH)不受特別限制，但是最好其約在7～15MGOe的范圍內，特別是最好約在12～15MGOe的范圍內。
實例(第1實施例)通過下述的方法，可獲得其合金組分為Nd8.9FebalCo8B5.5Al0.2(下面稱為“組分A”)的磁鐵粉末。
首先，對Nd、Fe、Co、B、Al各原料進行稱量，鑄造母合金錠，從該錠中切出約15g的試樣。
準備圖4和5所示結構的急冷薄帶制造裝置，將上述試樣放入其底部設置有噴嘴(圓孔噴口)的石英管內。對設置有急冷薄帶制造裝置1的腔內進行脫氣處理，之后送入惰性氣體(Ar氣)，形成所需的溫度和壓力環境。
此后，通過高頻感應加熱，將石英管內的錠試樣熔解，接著將冷卻輥的圓周速度和噴射壓力(石英管的內部壓力與周圍氣體壓力之間的壓力差)分別調整為20m/秒、40kPa，向冷卻輥的圓周面噴射熔體，而獲得急冷薄帶(平均厚度約30μm，平均寬度約2mm)。
在將該急冷薄帶進行初步粉碎之后，在Ar氣環境中，進行700℃×300sec的熱處理，獲得組分A的磁鐵粉末。
對所獲得的磁鐵粉末，使用Cu-Kα，使衍射角在20°～60°的范圍內，進行X線衍射，以便對其相結構進行分析。根據衍射圖案，可確認作為硬磁相的Nd2(Fe·Co)14B1、以及作為軟磁相的α-(Fe，Co)相的衍射峰，根據通過透射型電子顯微鏡(TEM)的觀察結果，可確認形成超微復合組織。
另外，對所獲得的磁鐵粉末，通過VSM測定磁特性。其結果表示在下述表1中。此外，在測定時，不進行反向磁場補償。
表1
下面，再次采用粉碎機(研磨機)，在氬氣中對該磁鐵粉末進行粉碎，形成平均粒徑為30μm的磁鐵粉末。
將該磁鐵粉末、環氧樹脂(結合樹脂)、少量的肼系酸化防止劑混合，對其進行混煉，形成粘合磁鐵用組合物(化合物)。
接著，將該化合物粉碎、形成粒狀，對該粒狀物進行稱量，將其填充于沖壓裝置的模內，在6ton/cm2的壓力下，進行壓縮成形(在無磁場的環境中)，形成成形體。
在脫模后，通過加熱，使環氧樹脂硬化(固化處理)，獲得直徑10mmφ×高度8mm的圓柱狀的各向同性粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為本發明1。另外，該粘合磁鐵中的磁鐵粉末的含量為97.0wt％。
還有，作為比較實例，通過市場上銷售的MQI公司生產的MQP-B粉末，制備磁鐵粉末，采用該磁鐵粉末，按照與上述本發明1相同的條件、方法，制造粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為比較實例1。
所獲得的2種粘合磁鐵的密度均為6.10g/cm3。此外，對這兩種粘合磁鐵，在預先進行脈沖磁化(最大施加磁場40kOe)之后，通過直流自動記錄磁通儀，在最大施加磁場25kOe下測定磁特性。測定時的溫度為23℃(室溫)。其結果列于下述表2中。
表2
還有，圖6表示兩種粘合磁鐵的退磁曲線的B-H圖。本發明1和比較實例1的粘合磁的密度ρ均為ρ＝6.10g/cm3，上述式(I)為B＝7.63+1.25H圖6同時表示該直線、以及Pc＝2.0這兩條直線。
從圖6顯然知道，本發明1與比較實例1的粘合磁鐵的密度相同，另外本發明1所獲得的磁通密度較高。
再有，在本發明1中，當Pc＞2.0時，磁通密度經常為高于式(1)的值，由此，在實際將本發明1的粘合磁鐵用于電動機等中的場合，在保持同等的性能的同時，可大大減小裝置的尺寸。
另外，對于本發明1、比較實例1這兩種粘合磁鐵，分析磁化磁場的強度與磁化率之間的關系。其結果表示于圖7中。磁化率指磁化磁場為60kOe時的殘留磁通密度的值為100％時的比率。
從圖7顯然知道，本發明1與比較實例1相比較，磁化特性優良。即，在更低的磁化磁場中，可獲得較高的磁通密度。
下面采用與本發明1相同的粘合磁鐵用組合物(化合物)，在具有環狀模腔的模中填充粒狀物，在7ton/cm2的壓力下進行壓縮成形(在無磁場的環境中)，形成成形體。
在脫模后，對環氧樹脂進行加熱硬化，獲得外徑22mmφ×內徑20mmφ×高度4mm的圓筒狀(環狀)的各向同性粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為本發明2。另外，該粘合磁鐵中的磁鐵粉末的含量為97.5wt％，粘合磁鐵的密度ρ為6.24g/cm3。
還有，采用與比較實例1相同的粘合磁鐵用組合物(化合物)，按照與本發明2相同的條件，制造相同尺寸的圓筒狀(環狀)的各向同性粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為比較實例2。此外，該粘合磁鐵中的磁鐵粉末的含量為97.6wt％，粘合磁鐵的密度ρ為6.25g/cm3。
對所獲得的本發明2和比較實例2的各向同性粘合磁鐵通過8個極進行多極磁化，在磁化時，通過磁化線圈的電流值為16kA。將按照上述方式磁化的兩個粘合磁鐵作為轉子磁鐵使用，裝配CD-ROM用主軸電動機。
在該CD-ROM用主軸電動機中，測定使轉子按照1000rpm旋轉時的線圈中所產生的逆起**電壓。其結果是，采用比較實例2的粘合磁鐵時，其電壓為0.80V，與此相對，采用本發明2的粘合磁鐵時，獲得0.98V的電壓，其電壓值增加20％左右。
此外，在分析本發明2的粘合磁鐵的尺寸誤差(尺寸的偏差)時，對于粘合磁鐵的內外徑、高度中的任何一個，尺寸誤差很小(±0.05％以內)，具有較高的尺寸精度。
(第2實施例)采用本發明1的磁鐵粉末和結合樹脂，按照除了改變壓縮成形時的成形壓力以外的相同的方式，制造密度ρ不同的多種各向同性粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為本發明3。
還有，采用比較實例1的磁鐵粉末(MQP-B粉末)和結合樹脂，按照除了改變壓縮成形時的成形壓力以外的相同方式，制造密度ρ不同的多種粘合磁鐵。將該粘合磁鐵作為比較實例3。
對這些實例，分析相對各成形壓力的粘合磁鐵的密度ρ。其結果表示于下述表3。
表3
從表3顯然知道，成形壓力與密度的相關度，本發明3、比較實例3基本是等同的，成形壓力越高，孔隙率越低，呈現獲得高密度的粘合磁鐵的傾向。
另外，對于任何一種粘合磁鐵，如果按照使密度ρ大于6.6g/cm3的方式成形，由于粘合磁鐵變脆，產生開裂(裂縫)，這樣實際上難于實現良好的成形。
如果按照第1實施例中所描述的方式，使粘合磁鐵的密度相同，則本發明3的粘合磁鐵所獲得的磁通密度高于比較實例3。換言之，為了獲得相同的磁通密度，本發明3的粘合磁鐵的密度可較低，或其體積可較小。密度可較低的情況使成形性良好。因此，尺寸精度較高，幾乎不產生開裂等缺陷，獲得強度較高、可靠性較高的粘合磁鐵。另外，體積可較小的情況便在設計粘合磁鐵方面、增加了其形狀或尺寸的自由度，有希望使內部設置粘合磁鐵的電動機等裝置的尺寸減小。
還有，在上述本發明3與比較實例3的粘合磁鐵中，對于密度為6.35g/cm3的磁鐵、以及為6.60g/cm3的磁鐵，按照60℃×95％RH、時間為500小時的條件進行恒溫恒濕試驗，對耐腐蝕性進行分析。該耐腐蝕性的評價通過以人眼觀看判斷粘合磁鐵表面是否生銹而進行。
對于本發明3、比較實例3兩者，密度為6.35g/cm3的磁鐵，均未發現生銹，而密度為6.60g/cm3的磁鐵中發現生銹。由此，確認如果粘合磁鐵的密度增加，則耐腐蝕性降低。
因此，即使在采用磁特性較差的已有的磁鐵粉末來制造高密度的粘合磁鐵的情況下，不僅未獲得足夠的磁通密度，而且形成容易生銹、可靠性較低的磁鐵。
與此相對，按照本發明的粘合磁鐵，即使在密度不那樣高的情況下，即即使在采用可保持良好的耐腐蝕性的密度的情況下，仍可獲得較高的磁通密度，可提供性能較高、可靠性較高的粘合磁鐵。
(第3實施例)通過與第1實施例相同的方法，制造合金組分為Nd8.9Fe86.25-xCo8B5.7Alx的急冷薄帶，在Ar氣的環境中，進行700℃×10分鐘的熱處理。根據與上述相同的分析方法，確認該急冷薄帶的組織形成超微復合組織。
接著，與第1實施例相同，從上述急冷薄帶獲得磁鐵粉末，從該磁鐵粉末制造各向同性粘合磁鐵。通過成形壓力的調整，使粘合磁鐵的密度全部為6.20g/cm3。
在制造急冷薄帶時，使Al含量(x)發生各種變化。磁鐵粉末中的Al含量(x)、以及所獲得的粘合磁鐵的磁特性之間的關系表示于下述表4中。
表4Al含量與磁特性之間的關系
從表4顯然知道，在Al含量(x)在0.02～0.8原子％的范圍內，出現頑磁力提高的效果。在Al含量(x)大于0.8的場合，Br和矩形性(SQ)顯然降低，由此不能獲得足夠的磁能量積。
再有，圖8為表示各粘合磁鐵的退磁曲線的B-H圖。從圖8顯然知道，Al含量x在0.02～0.8原子％的范圍內，則一般所獲得的磁通密度高于上述式(I)的相應值。
(第4實施例)通過與第1實施例相同的方法，制造合金組分為(Nd1-yPry)9.0Fe86.25Co8B5.7Al0.2的急冷薄帶，在Ar氣的環境中，進行650℃×10分鐘的熱處理。根據與上述相同的分析方法，確認該急冷薄帶的組織形成超微復合組織。
接著，與第1實施例相同，從上述急冷薄帶獲得磁鐵粉末，從該磁鐵粉末制造各向同性粘合磁鐵。通過成形壓力的調整，使粘合磁鐵的密度全部為6.35g/cm3。
在制造急冷薄帶時，使Pr置換量(y)發生各種變化。磁鐵粉末中的Pr置換量(y)、以及所獲得的粘合磁鐵的磁特性之間的關系表示于圖9中。
從圖9顯然知道，通過將Nd的一部分置換為Pr，則頑磁力提高。
(第5實施例)通過與第1實施例相同的方法，制造合金組分為[(Nd0.5Pr0.5)xDy1-x]9.0Fe86.25Co8B5.7Al0.2的急冷薄帶，在Ar氣的環境中，進行680℃×15分鐘的熱處理。根據與上述相同的分析方法，確認該急冷薄帶的組織形成超微復合組織。
接著，與第1實施例相同，從上述急冷薄帶獲得磁鐵粉末，從該磁鐵粉末制造各向同性粘合磁鐵。通過成形壓力的調整，使粘合磁鐵的密度全部為6.15g/cm3。
在制造急冷薄帶時，使Dy置換量(1-z)發生各種變化。圖10是表示Dy含有量不同的各粘合磁鐵的退磁曲線的B-H圖。
從圖10顯然知道，通過添加Dy，頑磁力提高，特別是Dy的置換量小于0.1(相對R總量的10％)，可確認頑磁力得到適當的提高。
除了通過擠壓成形制造粘合磁鐵以外，與上述第1～5實施例相同，制造本發明的粘合磁鐵，在進行性能評價時，可獲得與上述相同的結果。
除了采用注射成型制造粘合磁鐵外，與上述實施例1-5相同地制造本發明的粘合磁鐵，并進行性能評價，得到與上述相同的結果。
如果按照上述方式實現本發明，則可獲得下述的效果。
由于獲得較高的磁通密度，這樣即使在各向同性的情況下，仍可獲得具有高磁通密度的粘合磁鐵。特別是，與已有的各向同性粘合磁鐵相比較，由于可用更小體積的粘合磁鐵發揮同等以上的磁特性，這樣可獲得更小型的、高性能的電動機。
另外，由于獲得較高的磁通密度，這樣在制造粘合磁鐵時，即使在不追求高密度的情況下，仍可獲得足夠高的磁特性，其結果是，可實現成形性的提高，以及尺寸精度、機械強度、耐腐蝕性、耐熱性等的提高，可以很容易地制造可靠性較高的粘合磁鐵。
由于磁化特性良好，這樣可在更低的磁化磁場實現磁化，特別是可容易地并且確實地進行多極磁化等，并且可獲得較高的磁通密度。
由于不要求實現高密度，這樣與壓縮成形法相比較，還適用于通過難于形成高密度的擠壓成形法或注射模塑成形的粘合磁鐵的制造，即使是通過這樣的成形方法形成的粘合磁鐵，可獲得前述的效果。由此，粘合磁鐵的成形方法的選擇幅度、進而其形狀選擇的自由度擴大。
最后，本發明不限于以上的發明的具體說明和實施例，請注意，在下面的權利要求的請求保護范圍內，可進行各種改進或變換。
權利要求
1.一種磁鐵粉末，其由表示為Rx(Fe1-yCoy)100-x-z-wBZAlw(其中，R表示至少1種稀土類元素，x8.1～9.4原子％，y0～0.30，z4.6～6.8原子％，w0.02～0.8原子％)的合金組分形成，并且其結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的組織，其特征在于該磁鐵粉末具有下述特性，即當與結合樹脂混合進行成形而形成各向同性粘合磁鐵時，在室溫下呈現磁特性的B-H圖的第2象限中，在比Pc(磁導系數)＝2.0的直線高的B側的區域，其磁通密度經常位于由下述式(I)表示的直線之上，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～9.0kOe的范圍內，B＝1.25×ρ+125×H…(I)(其中，B表示磁通密度，ρ表示粘合磁鐵的密度，H表示磁場)。
2.根據權利要求1所述的磁鐵粉末，其特征在于上述結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的超微復合組織。
3.根據權利要求1或2所述的磁鐵粉末，其特征在于上述R為以Nd和/或Pr為主的稀土類元素。
4.根據權利要求1～3中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于上述R包含Pr，其比例相對上述R總量在5～75％的范圍內。
5.根據權利要求1～4中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于上述R包含Dy，其比例相對上述R總量在10％以下。
6.根據權利要求1～5中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于上述磁鐵粉末是通過對熔融合金進行急冷處理獲得的。
7.根據權利要求1～6中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于上述磁鐵粉末是采用冷卻輥將所制造的急冷薄帶粉碎而獲得的。
8.根據權利要求1～7中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于上述磁鐵粉末在其制造過程中、或在制造之后，至少進行1次熱處理。
9.根據權利要求1～8中的任何一項所述的磁鐵粉末，其特征在于平均粒徑在0.5～150μm的范圍內。
10.一種各向同性稀土類粘合磁鐵，其特征在于該各向同性稀土類粘合磁鐵是通過結合樹脂將權利要求1～9中的任何一項所述的磁鐵粉末結合構成的。
11.一種各向同性稀土類粘合磁鐵，其是通過結合樹脂將磁鐵粉末結合構成的各向同性稀土類粘合磁鐵，其特征在于在于室溫下呈現磁特性的B-H圖的第2象限中，在比Pc(磁導系數)＝2.0的直線高的B側的區域，其磁通密度經常位于由下述式(I)表示的直線之上，并且其本身的頑磁力(iHc)在5.1～9.0kOe的范圍內，B＝1.25×ρ+1.25×H …(I)(其中，B表示磁通密度，ρ表示粘合磁鐵的密度，H表示磁場)。
12.根據權利要求11所述的各向同性粘合磁鐵，其特征在于上述磁鐵粉末的結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的組織。
13.根據權利要求12所述的各向同性粘合磁鐵，其特征在于上述磁鐵粉末的結構組織為軟磁相與硬磁相以相鄰接的方式存在的超微復合組織。
14.根據權利要求10～13中的任何一項所述的各向同性粘合磁鐵，其特征在于其是由多極磁化提供的、或被多極磁化。
15.根據權利要求10～14中的任何一項所述的各向同性粘合磁鐵，其特征在于其用于電動機。
全文摘要
提供磁通密度高,磁化性好,可靠性優的磁鐵。該磁鐵粉末由R
文檔編號B22F1/00GK1265512SQ99120500
公開日2000年9月6日 申請日期1999年12月27日 優先權日1998年12月28日
發明者新井圣 申請人:精工愛普生株式會社