CN1144241C - 纳米复合磁铁用合金原料、其粉末及制法以及含该粉末及磁铁的制法 - Google Patents

纳米复合磁铁用合金原料、其粉末及制法以及含该粉末及磁铁的制法 Download PDF

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Abstract

一种纳米复合磁铁用合金原料是用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中R是含有Pr及Nd的一种或两种的元素为90原子%以上，其余含有其他的镧系元素或钇的一种以上元素为0%以上不到10%的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7。

Description

纳米复合磁铁用合金原料、其粉末及制法 以及含该粉末及磁铁的制法
本发明涉及一种混合Fe3B化合物的微晶及Fe-R-B系化合物的微晶的纳米复合磁铁的制造方法。特别是，涉及为制造纳米复合磁铁的合金原料及其粉末、合金原料的制造方法、以及纳米复合磁铁粉末及纳米复合磁铁的制造方法。另外，本发明也涉及具有纳米复合磁铁的电机。
Fe3B/Nd2Fe14B系纳米复合磁铁为软磁相Fe3B微晶与硬磁相Nd2Fe14B微晶均匀分布，通过相互交换作用结合两者磁性的磁铁。这些微晶具有纳米(nm)级的大小，构成复合两种微晶相的组织(纳米复合组织)，因此被称作“纳米复合磁铁”。
纳米复合磁铁由于含有软磁相，通过与硬磁相的磁性结合，因此能发挥优异的磁铁特性。另外，由于存在不含有Nb等的稀土元素的软磁相的结果，能控制总体稀土元素的低含量。这些在降低磁铁的制造成本、能稳定地提供磁铁方面都是理想的。
象这样的纳米复合磁铁，可通过急冷熔融了的合金原料，由此非结晶化后，进行热处理析出微晶的方法来制造。
非结晶的状态的合金一般可用单辊式法等的熔融旋压技术来制造。熔融旋压技术是将熔液状合金原料流回旋转的冷却辊的外周表面上，通过使熔融合金原料与冷却辊短时间接触，使金属原料急冷和凝固。在利用这种方法时，通过调节冷却辊的旋转线速度可进行冷却速度的控制。
凝固并从冷却辊分离了的合金沿线速度方向薄且长地延伸成带(薄带)形状。这种合金薄带经破碎机破碎进行薄片化后，经粉碎机粉碎成较细的尺寸进行粉末化。
其后，进行为结晶化的热处理。通过这种热处理，能生成Fe3B微晶及Nd2Fe14B微晶，两者通过相互交换作用成为磁性结合。
通过热处理能否形成怎样的金属组织在提高磁铁特性方面是重要的。然而，这种热处理在控制性及再现性方面具有几个问题。即，在非晶合金原料的结晶化反应在短时间产生大量热的结果，存在热处理装置的合金温度的控制困难的问题。尤其，对大量的合金原料粉末进行热处理的情况，由于容易陷入不能控制其温度的状态，因此，只能对少量的合金原料粉末一点点地进行热处理，存在处理效率(单位时间的粉末处理量)低的问题。这点对磁铁粉末的规模化生产成为极大的障碍。
本发明鉴于上述诸问题，其主要目的是提供一种纳米复合磁铁用合金原料(粉末)及其制造方法，该方法结晶化反应热少，并且能再现性良好高效率地制造具有微细且均匀的金属组织的磁石粉末。
另外，本发明的另一目的是提供一种磁铁性能优异的纳米复合磁铁粉末的制造方法及纳米复合磁铁的制造方法。
本发明的再另一目的是提供一种具有这样优异特性的纳米复合磁铁的电机。
本发明的纳米复合磁铁用合金原料为用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁合金原料。
式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7；而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
本发明的纳米复合磁铁用合金原料粉末为用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁用合金原料粉末。式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
纳米复合磁铁用合金原料的制造方法是在制造用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁用合金原料，式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、及0.01≤u≤7的纳米复合磁铁用合金原料的制造方法中，包括形成所述合金原料的金属熔液的工序和使所述金属熔液急冷凝固的工序，通过在所述急冷凝固工序中调整所述合金的冷却速度，使凝固后的合金原料含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，并且，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％，另外，体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
另外，也可以还包括从所述急冷凝固了的合金原料制作粉末的工序。
在所述急冷凝固工序中，以所述的合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，并且使合金的温度从急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度。
还有，所述急冷凝固工序是在减压气氛下进行是理想的。
并且，所述减压气氛的绝对压力为50KPa以下是理想的。
在所述急冷凝固工序中，使所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，并且使合金的温度从急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度是理想的。
本发明的纳米复合磁铁粉末的制造方法，包括准备纳米复合磁铁用合金原料的粉末的工序和通过对所述纳米复合磁铁用合金原料的粉末进行热处理，进行Fe3B化合物及Fe-R-B系化合物的结晶化的工序。上述纳米复合磁铁用合金原料的粉末是用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁的合金，式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；另外，体心立方型Fe的(110)布喇格散射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
所述纳米复合磁铁用合金原料的粉末的准备工序包括形成所述合金原料的金属熔液的工序、使所述金属熔液急冷凝固的工序、破碎所述急冷凝固了的合金原料的工序和粉碎所述合金原料的工序。在所述急冷凝固工序中，以所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，使合金的温度由急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度是理想的。
本发明的纳米复合磁铁的制造方法包括准备纳米复合磁铁用合金原料的粉末的工序、通过对所述纳米复合磁铁用合金原料的粉末进行热处理，进行Fe3B化合物及Fe-R-B系化合物的结晶化的工序和用所述热处理后的合金原料的粉末的形成成型体的工序。上述纳米复合磁铁用合金原料的粉末是用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁的合金，式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
准备所述纳米复合磁铁用合金原料的粉末的准备工序包括形成所述合金原料的金属熔液的工序、使所述金属熔液急冷凝固的工序、破碎所述急冷凝固了的合金原料的工序和粉碎所述合金原料的工序。在所述急冷凝固工序中，以所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，使合金的温度由急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度是理想的。
另外，使所述金属溶液急冷凝固的工序是在减压气氛下进行是理想的。
并且，所述减压气氛的绝对压力为50KPa以下是理想的。
在理想的实施例中，形成所述成型体的工序包括用所述热处理后的金属原料的粉末制作复合磁铁的工序。
本发明的电机具有通过上述的纳米复合磁铁的制造方法所制造的纳米复合磁铁。
在本发明中，制造任何一用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的纳米复合磁铁用合金的金属熔液以后，急冷却并凝固其合金熔液。
式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7。在后面将说明限定这些组成的理由。
本发明者发现，在合金熔液的冷却凝固时，使其冷却速度为5×104-5×106K/秒是理想的。另外，以这样的冷却速度所冷却凝固的合金及其粉末成下面说明的金属玻璃态。也就是说，含有位于由粉末X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
当对这样的合金原料或其粉末进行热处理，通过这样地处理，则产生Fe3B微结晶及R-Fe-B系微结晶的结晶化，能发现具有优异的磁铁特性的纳米复合磁铁结构。
本发明的合金原料由粉末X射线衍射可以确认在受到为结晶化的热处理前，具有金属玻璃的结构，不显示长距离的周期的有序性。按本发明的发明者的实验，通过如上述调节合金熔液的冷却速度，能形成含有上述亚稳定相Z的金属玻璃状合金，通过其后的热处理，变成能发挥极其优异的磁性特性。
用本发明的金属玻璃合金所制造的磁铁其磁性特性优异的第一理由可以认为是在上述的合成金属玻璃状合金中，对Fe3B等的结晶成长必须的微小前晶粒(晶胚)以高密度分散所造成的。因此，当进行热处理，则在合金中所存在的大量前晶粒以所示短距离有序为晶核进行结晶成长，其结果能形成微细并且匀质的结晶组织。另外，由于通过极短范围内的原子扩散进行Fe3B的结晶化，因此也具有以比较低的温度达到其结晶化的优点。
Fe3B的结晶化在590-600℃的温度下产生。随着这种结晶化的进行，Nd等稀土元素被排出到Fe3B的周围的非晶体区域，其部分的组成接近Nd2Fe14B。其结果，不管Nd2Fe14B是否为具有复杂结构的三元化合物，也不需要长距离的原子扩散进行结晶化。Nd2Fe14B结晶化的温度也只比Fe3B的结晶化结束的温度高约20-90℃为约610-690℃。
在这样的本发明的合金原料，由于在Fe3B的结晶化和Nd2Fe14B的结晶化不同的温度范围分别进行，在短时间不产生伴随结晶化的大的反应热，因此能再现性良好地生成20nm程度的微细的金属组织。而这点对控制合金结晶化的热处理工序上是重要的。也就是说，这是因为随着大的反应热若结晶化一下子进行完，则就不能在规定范围内控制合金的温度。
亚稳定相Z，其实际的结构尚不能被确认，但是，由于带有以X射线衍射在特定的位置上急徒的衍射线峰，因此能有定量地把握存在亚稳定相Z。亚稳定相Z在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置上显示锐利的布喇格散射峰。另外，在相当于0.417nm±0.005nm的结晶面间隔及0.267nm±0.005nm的结晶面间隔的位置也有显示几乎相同程度的散射峰的情况。另外，除此之外，在0.134nm±0.005nm也显示布喇格峰的存在。
在这些之中，结晶面间隔d＝0.179nm±0.005nm及d＝0.267nm±0.005nm的峰分别能对应Fe23B6的(006)及(400)。即亚稳定相Z不是单一相，也有多个相的情况。
可以认为，在急冷凝固后在合金中所存在的亚稳定相Z，通过为磁铁化的热处理进行热分解最后生成亚稳定相Fe3B。并且该过程是在比Fe3B的不均匀核的生成最频繁发生的温度更低的较宽温度范围内进行。
亚稳定相Z具有在急冷凝固时的冷却速度比较小的情况下在凝固薄带的表面的附近形成，而在冷却速度比以往的急冷凝固方法时的大的情况下不生成的特性。在本发明调整冷却速度使仅适量地生成亚稳定相Z。也就是说，在本发明以决定适当冷却速度的情况作为标准，利用亚稳定相Z的存在。即使在改变合金的组成，以及改变冷却装置的情况下，若基于冷却速度重新设定亚稳定相Z的生成量，则作为本发明的合金原料能简单地得到最适当状态的产物。另外，虽然通过微晶化亚稳定相Z本身能否起到大的作用还不清楚，但是，可以知道若控制急冷条件使以某种比例形成亚稳定相Z，则经其后的热处理能得到高磁性特性。
下面就冷却速度偏离规定的范围的情况产生怎样问题进行说明。
首先，说明冷却速度过快的情况。
当冷速速度过快，则合金几乎成为完全的非晶体状态。这时，由于Fe3B的不均匀核生成的位置的数量极少，因此经其后的处理使得Fe3B的结晶粒成长变大。其结果，不能形成微细的结晶组织，降低保磁力等，并不能发挥优异的磁性特性。
象这样冷却速度过快时，能抑制亚稳定相Z的生成。当由X射线衍射的布喇格散射峰的强度评价其存在比例时，则由亚稳定相Z的布喇格散射峰强度变成不到光晕曲线的最高强度的5％，为几乎观察不到的水平。这时，为了产生使Fe3B结晶化的核，需要大的驱动力，结晶化反应温度向高温侧移动。但是，这时若一旦开始结晶化反应，则由于爆发性地进行结晶化反应，在短时间内产生大量的热，并使合金原料温度变高。其结果，直到以高速度产生原子扩散水平为止，合金原料温度上升失去对反应过程的控制性，只能得到粗大的金属组织。
在用连续热处理进行为上述结晶化的热处理的情况下，需要控制每单位时间的合金原料粉末的低供给量，通过热扩散结晶反应热能向周围散失。在代替连续热处理法由间歇处理法的情况中，也由于同样的理由，需要限制大的合金原料粉末的处理量。
其次，说明冷却速度过慢的情况。
当冷却速度过慢，则周期规律性经过大范围并被形成。在多数情况下，稳定相的Fe结晶化。这样的冷却速度过慢，则结晶相的布喇格散射峰的强度在光晕曲线上被观察到。体心立方型Fe的最强线的(110)布喇格散射峰在面间隔0.203nm的位置被观察到，其强度为光晕曲线的最高强度的5％以上时，可以判断为“冷却速度过慢”。在生成点存在Fe为高温相的γ-Fe的可能性，但是在室温变态成体心立方铁。
最后，在生成Fe的结晶核的程度冷却速度不慢，但达不到理想的冷却速度的情况进行说明。这时，由于结晶核的晶胚已经成长成大的组织，因此，在其后的热处理变得不能形成微细的结晶组织。这时的合金含有过多的亚稳定相Z，由粉末X射线衍射，则亚稳定相Z的布喇格反射峰的强度变得极高，超过光晕曲线最高强度的200％。
象这样亚稳定相Z的比例非常大状态的合金原料，通过其后的热处理，只能生成粗大的金属组织。其理由是由于Fe3B的核产生的位置减少，同时平衡相的Fe的结晶粒成长优先地生成。若热处理后的金属组织粗大化，则通过Fe3B或Fe的磁化方向与Nd2Fe14B的磁化方向之间的相互交换作用的磁性结合变不充分。其结果，使得不能体现纳米复合磁铁本来具有的高磁性特性。
本发明的纳米混合磁铁用金属原料具有下述的特性：
1.由于以极小范围的原子扩散进行Fe3B的结晶化，因此，Fe3B的结晶化在比较低的温度开始。其结果，结晶化反应速度不能过分地变快。
2.由于Fe3B的结晶化核以高密度分散，产且热平衡相结晶化不粗大，因此能形成微细的结晶化金属组织。
3.没有伴随大的结晶化反应热，并且能良好地进行结晶化的控制性。其结果，不使磁铁特性恶化，能使在热处理过程的原料未处理量增大。
4.由于在Fe3B的结晶化所需要的结晶核在合金原料中以高密度存在，因此通过磁铁化热处理能形成微细且均匀的金属组织。由此，使发现高磁铁特性成为可能。
为了以冷却速度为5×104-5×106K/秒，在转动的冷却辊的外周表面使金属熔液接触并急速地除去热量，使金属熔液的一部分高速凝固的同时，需要使通过高速凝固得到的合金薄带迅速地从金属熔液中分离。这样，遮挡从金属熔液向合金薄带流入的热，能进一步地排去热量。由此，能阻止在合金薄带中引起过度的缓和结构。另外，适当的缓和结构对生成亚稳定相是必要的。
为了以工业上并经常稳定的状态进行这样的高速凝固，需要对于旋转的辊供给每单位时间一定量的金属熔液。为此，在金属熔液的供给处与辊表面之间稳定地形成金属熔液的积存(作为容器工作)是理想的。这样的金属熔液的积存，例如通过加热到熔点以上的喷嘴的小孔以一定范围的压力整流化金属熔液并喷射能形成(第1种急冷凝固方法)。这样所形成的金属熔液的积存利用金属熔液的表面张力维持其形状，通常称之为“踏板(paddle)”或“底脚(foot)”。
也有其他的形成金属熔液的积存的方法。例如，在转动的冷却辊的外周附近设置耐火物，在耐火物与辊表面之间形成向上方(辊表面的移动方向)所开放的空间。在该空间内注入金属熔液通过生成熔液积存使金属熔液接触滚辊外周面，在转动的辊外周表面上生成了金属熔液的急冷凝固物。使该凝固物与辊外周表面同时向上方移动通过从金属熔液中拉引的方法也能实现急冷凝固(第2种急冷凝固方法)。
下面，说明第3种急冷冷凝固方法。首先设置一对辊使辊外周面相对，并在两滚辊间设定狭窄的间隙。从滚辊侧面挟入该间隙配置耐火墙壁，由此，形成在上方开放的空间。在该间隙空间的内按量地注入金属熔液，通过使金属熔液接触转动的滚辊表面生成急冷凝固物。这时，在辊间的间隙部分转动滚辊使滚辊表面向下方，从滚辊间的间隙向下方排出急冷凝固物。在第3种急冷凝固方法中，进一步在下方设置数对转动滚辊，也可以多级进行除去热量。
对于上述的各种急冷方法，也有不需要生成金属熔液积存的方法。该方法是向转动的滚辊喷金属熔液的喷雾流，使之急速凝固的方法(第4种急冷凝固方法)。但是，在这种方法中，根据所打到滚辊表面的金属熔液的体积及速度，急冷凝固速度变化。而且由于金属熔液液滴的体积及速度分布在几倍至几十倍的范围内，因此与上述的第1-第3种急冷凝固方法相比，具有急冷速度的分布范围变大的倾向。其结果需要按经验决定操作条件。
另外，在上述的急冷凝固方法中，即使任何情况，通过使水流入滚辊内部冷部辊本身，能在一定值内保持滚辊外周表面的温度。
在本发明，使合金的温度由急冷前的合金温度(熔液温度)Tm降低到仅400-800℃低的温度。即使用上述的转动辊的任何一种方法中，从工程上看金属熔液的积存与滚辊外周表面的接触长度为一定值以上也是困难。即，在第1种急冷凝固方法中，当使金属熔液积存的大或为一定范围以上，则金属熔液积存的生成状态变不稳定，不能维持稳定的状态。在第2种急冷凝固方法中，由于设计为金属熔液积存的空间，虽然该上限值某种程度能缓和，但是当滚辊与金属熔液的接触长度变长，则由于从金属熔液的热不断地流入到凝固物，因此凝固物内结构产生变化。从这种观点看，在工业作业中使接触长度为约5mm以上50mm以下是理想的。
调整滚辊表面的移动速度使在规定上述接触长度的接触领域内达到所希望的冷却速度。理想的滚辊表面的移动速度在第1种急冷凝固方法的情况为6-20m/秒，在第2种急冷凝固方法的情况为2-8m/秒。因此，接触长度为10mm，表面速度为6m/秒的情况，若从1200℃冷却到800℃，则能得到2.4×105K/秒的冷却速度。
从冷却条件及金属熔液与滚辊的接触长度所要求的最低的滚辊表面速度，例如接触长度为5mm的情况相当于以最低冷却速度5×104K/秒冷却从1200℃到800℃的400K的温度区间的条件。由于要求接触时间由400K÷5×104K/秒为8毫秒，所以最低滚辊表面速度由5mm÷8毫米约为0.63m/秒。另外，最高滚辊线速度，例如在接触长度为50mm，相当于以5×106K/秒冷却从1200℃到400℃的800K的温度区间，同样为312.5m/秒。
当滚辊表面速度慢，则由于容易受到金属熔液供给比例变动的影响是不理想的。另外，当滚辊表面速度过快，则除搅乱金属熔液积存并使维持稳定状态变困难以外，由于必须提高机械强度使滚辊能耐由高速旋转产生的离心力，所以是不理想的。因此，如上所述，为了实现稳定的工业操作，在第1种急冷方法中通常为6-20m/秒，在第2种急冷方法中为2-8m/秒程度是理想的。
以5×104-5×106K/秒的冷却速度由上述方法所得到的合金的厚度通常为70-300μm的程度。由急冷凝固的凝固表面的移动速度根据金属熔液与滚辊表面的导热系数而变化，但是在本发明合金系中为50mm/秒-100mm/秒。因此，合金薄带的厚度，例如接触长为10mm，表面速度为6m/秒若从1200℃冷却到800℃，接触时间为0.167毫秒，约为80μm-170μm。
下面对附图进行简单的说明。
图1(a)为表示用于制造本发明的纳米复合磁铁合金原料的方法的装置的总体结构的剖视图。图1(b)为进行急冷凝固的部分放大图。
图2(a)及(b)为用单辊法在以往那样常压气氛中急冷凝固上述合金时所得到的合金带的样式剖视图。图2(c)及(d)分别为对应(a)及(b)的图，为在减压气氛中进行急冷凝固时所制造的合金带样式剖视图。
图3为表示用于制造本发明的纳米复合磁铁的方法的一例热处理装置的剖视图。
4(a)的表示实施例1的X射线衍射特性曲线的曲线图。图4(b)为表示比较例1的X射线衍射特性曲线的曲线图。
图5为表示比较例2的X射线衍射特性曲线的曲线图。
图6为表示实施例2的X射线衍射特性曲线的曲线图。
图7为表示保磁力及残余磁束密度与结晶化热处理的温度关系的曲线图。
图8为表示保磁力及残余磁束密度与每单位时间的处理量关系的曲线图。
图中，1b、2b、8b及、9b：气氛气体供给口，1a、2a、8a及9a：气体排气口，1：熔解室，2：急冷室，3：熔解炉，4：贮存熔液容器，5：出熔液喷嘴，6：滚辊，7：转动冷却辊，10：破碎机10，11：压缩机，21：金属熔液，22：合金薄带，23：合金薄片，28：主体，24：转动辊，25：转动辊，26：带钢带，27：滑切板。
下面，参照附图说明本发明的实施例。
在本实施例中，用于图1(a)及(b)的装置制造合金原料。为防止含容易氧化的稀土类元素的合金原料的氧化，在惰性气体气氛中进行合金制造过程。作为惰性气体，用氦或氩等稀有气体是理想的。由于氦气容易与稀土类元素反应，所以用作惰性气体是不理想的。
图1的装置包括保持真空或惰性气体气氛并能调整其压力的合金原料的熔解室1及急冷室2。
熔解室1包括在高温熔解构成所希望的磁铁合金组成所配合的原料20的熔解炉3、在底部具有出熔液喷嘴5的贮存熔液的容器4、边抑制大气进入边为向熔解炉3内供给配合原料的配合原料供给装置8。贮存溶液容器4贮存合金原料的金属熔液21，并具有能将其出熔液温度在所定程度的加热装置(未图示)。
急冷室2包括为将从出熔液喷嘴5所出的熔液21急冷凝固的转动冷却辊7、由此在急冷室2内破碎所急冷凝固的原料合金的破碎机10。若利用这种装置能连续并且平行熔解、出熔液、急冷凝固、破碎。象这样的装置在特开平8-277403号公报中详细地进行报导。
在这种装置中，熔解室1及急冷室2内的气氛气及其压力被控制在一定的范围。为此，在该装置的适当位置设计有气氛气体供给口1b、2b、8b及9b和气体排气口1a、2a、8a及9a。
熔解炉3可以倾斜移动，通过滚辊6将金属熔液21适当地注入到贮存熔液容器4内。金属熔液21在贮存熔液容器4中通过未图示的加热装置进行加热。
贮存熔液容器4的出熔液喷嘴5被配置在溶解室1和急冷室2的隔壁，使贮存溶液容器4内的金属溶液21向位于下方的冷却辊7的表面流下。出熔液喷嘴5的小孔孔径，例如为0.5-2.0mm。在金属熔液21的粘度大的情况，金属熔液21变得在出熔液喷嘴5内不容易流动，但是通过在熔解室1和急冷室2之间形成适当大小的压力差，可流畅地进行金属熔液21的出熔液。
冷却辊7的表面例如用镀铬层覆盖，冷却辊7的直径例如为300-500mm。设置在冷却辊7内的水冷装置的水冷能力根据每单位时间的凝固潜热和出熔液量计算出，并能调节。
按本装置，例如在10-40分钟能使合计20Kg的合金原料急冷凝固。这样所形成的合金在破碎前，厚度为70-150μm，宽度为1.5-6mm的合金薄带(合金薄片)22，但是通过破碎装置10对长度2-150mm程度的合金薄片23破碎后，通过回收机构部9可回收。在图示的装置例中，在回收机械部9设置在压缩机11，由此能压缩薄片23。
其次，说明用图1装置的合金原料的制造方法。
首先，制作用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu中任意一个所表示的纳米复合磁铁用合金的金属熔液21，并可贮存在溶解室1的贮存溶液容器4中。式中，R、M、组成比x、y、z及u的范围如上所述。
其次，该金属熔液21由出熔液喷嘴5出熔液到水冷辊7上，通过与水冷辊7接触被急冷并凝固。作为急冷凝固方法，需要用可以高精度的控制冷却速度的方法，在本实施例中用液体急冷法之一的单滚辊法。为了急冷凝固，也可以用其他的气体喷射法，但若利用这种方法，冷却速度根据粉末粒径大小而变化，由于不能提高经过适当冷却速度的粉末粒子的收率，因此在本发明的是不适当的。
在本实施例中，在金属熔液21的冷却凝固时，以冷却速度为5×104-5×106K/秒。以该冷却速度使合金的温度降低到仅ΔT1低的温度。急冷前的合金熔液21的温度为接近熔点Tm的温度(例如1200-1300℃)，因此，合金的温度在冷却辊7上从Tm降低到(Tm-ΔT1)。按本发明者的实验，从提高最终的磁铁特性的观点看，ΔT1为400-800℃的范围内是理想的。
通过冷却辊7冷却合金的熔液21的时间相当于从合金接触到转动的冷却辊7的外周表面到离开为止的时间，在本实施例的情况为0.5-2毫秒。其间，合金的温度进一步只降低到ΔT2并凝固。其后，凝固了的合金从冷却辊7分离，飞行在惰性气氛气体中。在合金以薄带状飞行的期间热被气氛气体夺去的结果，其温度降低到(Tm-ΔT1-ΔT2)。ΔT2通过装置的大小及气氛气体的压力变化，但是约为100℃或100℃以上。
在本实施例中，合金薄带22的温度在成(Tm-ΔT1-ΔT2)的阶段在装置内迅速地进行破碎工序，在其内制作合金薄片23。由此，调整(ΔT1+ΔT2)的大小值使(Tm-ΔT1-ΔT2)也比合金的玻璃化温度Tg低是理想的。若(Tm-ΔT1-ΔT2)≥Tg，则合金为软化的状态，其破碎变困难。在用其他的装置进行凝固合金的破碎和粉碎工序的情况，由于合金温度降低到室温程度，不需要考虑(ΔT1+ΔT2)的大小。
另外，急冷室2内的绝对压力设定在50KPa以下是理想的，设定在2-30KPa的范围内是较理想的，而最好设定在3-10KPa的范围内，在这样的减压状态下若使金属熔液21流到冷却辊7上，则不担心在金属熔液21与滚辊7的表面之间气氛气体卷入，即使金属溶液21的冷却速度比以往的低，冷却状态也能均匀化，能得到表面形状优异的合金薄带22。与此相反，若在常压气氛中，使金属熔液21流到以本实施例那样的慢线速度旋转的冷却辊上，则担心合金薄带22的表面形状变差。
另外，本发明者发现，用单辊法，若在以往那样的常压气氛气体中急冷凝固上述合金，则在合金溶液与滚辊外周表面之间气氛气体卷入，在气氛气体卷入的部分的冷却变得不充分，其结果使急冷凝固的合金薄带(合金带)的特性部分地变差。以下，参照附图说明这种现象。
图2(a)及(b)示出用单滚辊，在以往那样的常压气氛中急冷凝固上述合金的情况下所得到的合金带101及102的截面。图2(a)表示滚辊线速度比较慢的情况(滚辊线速度为不到10m/秒)，图2(b)表示滚辊线速度比较快的情况(滚辊线速度为10m/秒以上)。在滚辊线速度慢时，所形成的合金带101相对的厚，而滚辊线速度快时，所形成的合金带102相对的薄。在图2(a)及(b)的任何一种情况，在合金带101及102的下面，即与冷却辊接触的面上形成多个凹部105。该凹部105是在合金熔液与滚辊外周面之间气氛气体所卷入的结果产生的。只在合金带101及102的凹部中，由冷却辊的冷却进行的不充分，与其他部分相比冷却速度局部的变慢。尤其，在图2(a)的情况，由于原来的冷却速度设定的比较慢，因此在合金带101的凹部105，其部位的冷却速度偏离理想的范围，生成了α-Fe相106。这种α-Fe相106热处理后也不消失，使Fe3B/Nd2F14B系纳米复合磁铁的特性变差。与此相对，在图2(b)的情况，滚辊线速度高，合金作为全体迅速地被冷却。由此，在合金带102的凹部105中α-Fe相几乎不生成而代替的是在凹部附近生成如后的“亚稳定相Z”。
图2(c)及(d)分别为对应图2(a)及(b)的图，表示在减压气氛中进行急冷凝固的情况所制作的合金带103及104的截面。图2(c)及(d)的任何一种情况，在合金带103及104的下面，即与冷却辊接触的面不形成凹部。这时，在合金熔液与滚辊外周面之间气氛气体几乎不卷入，合金熔液与滚辊外周面均匀地接触。其结果，滚辊线速度低，因此，即使降低冷却速度的情况，如图2(c)所示，合金带103的表面形状也不变差，并且也能抑制α-Fe相的生成。另一方面，在图2(d)的情况，合金均匀地被冷却，但是相对于冷却速度本身快，因此几乎不生成如后述的“亚稳定相Z”。
这样，为了抑制在合金熔液与冷却辊之间的气氛气卷入，使急冷室的绝对压力为50KPa以下是理想的，而为30KPa以下更为理想。绝对压力的理想的范围的下限为1KPa的程度。为了防止气氛气体的卷入，几乎没有调整在这以上的低压力的意义。
另外，如本实施例，若接续急冷凝固工序迅速地进行由破碎装置的凝固合金的破碎工序，则作为长合金带在比较狭窄的空间内能简单地将从冷却辊所述吐出的急冷合金回收。若将急冷凝固装置与破碎装置成另外结构，则一旦使急冷合金成长薄带，需要以增大的状态收存。
若通过公知的机械粉碎装置将由破碎装置所破碎的合金薄片进一步地粉碎，则能制作适于热处理工序及其后的成型工序的大小的合金粉末。在本实施例，用机械磨机装置进行直到850μm以下的合金的粗粉碎后，通过销盘磨机装置直到粉碎粒度为150μm以下。
纳米复合磁铁粉末的制造方法。
以下参照图3说明对于上述合金原料粉末所进行的热处理。
图3表示用带钢带的粉末焙烧炉装置。这种装置具有通过主体28可转动所支承的转动滚辊24及25和通过这些转动滚辊24及25的旋转在一个方向以规定速度所驱动的带钢带26。合金原料的粉末供给到带钢带26上的原料输送位置A，向图中左方向传送。在带钢带26上所供给的粉末通过滑切板27均匀，由此调整粉末的高度为一定水平以下(例如，高度2-4mm)。然后，粉末进入由金属管道所围成的加热区域，在那里受到为微晶化的热处理。在加热区域(例如长度1100mm)内，例如包括3个区域配置未图示的加热器(1个区域的长度例如为300mm)。粉末边向加热区域移动、边受到热处理。在加热区域的后段有例如长度800mm的冷却区域C，通过水冷的金属筒内粉末被冷却。被冷却的粉末在转动滚辊25的左下方由未图示的回收装置所回收。
按这种热处理装置，对于所给予的加密区域的长度，通过调整带钢带26的移动速度能控制热处理工序。
作为热处理工序，例如以升温速度100-150℃/分使热处理温度上升到590-700℃，可保持其状态5-15分钟程度。其后，以降温速度100-150℃/分将合金温度降低到室温水平。
另外，为了使热处理的处理粉末量增大，扩大带钢带26的宽度并使单位长度带钢带26的粉末供给量变大，另外，也可使加热区域变长，加速转动滚辊24及25的旋转线速度。按本发明的合金粉末，在热处理时，由于不生成急激的大结晶化反应热，因此容易控制热处理工序的合金粉末的温度。其结果，即使增加粉末供给量，也能制作具有稳定的磁性特性的磁铁粉末。
由上述热处理装置所进行热处理的原料粉末，如前所述进行微结晶化，能发挥作为纳米复合磁铁的特性。这样，在热处理前为玻璃态金属，没有显示作为硬质磁性材料特性的原料合金粉末，通过热处理变成磁性特性优异的纳米复合磁铁合金粉末。
磁铁的制造方法。
以下，说明由上述纳米复合磁铁合金粉末制造磁铁的方法。
首先，在如上述所得到的纳米复合磁铁粉末中加入由环氧树脂构成的胶粘剂和添加剂，通过混练制作混合物。然后，通过具有混合所希望形状的成型空间的成型装置加压成型后，经加热固化工序、洗涤工序、涂层工序、检查工序、充磁工序、能得到最终的烧结磁铁。
成型加工不仅限于上述的压缩成型，也可以通过公知的挤压成型、注射成型或延压成型。磁铁粉末根据所采用的成型方法的种类与塑料树脂或橡胶混练。
另外，在注射成型的情况中，除广泛所使用的聚酰亚胺(尼龙)作树脂之外，也可使用象PPS那样的高软化点的树脂。这是因为，由于本发明的磁铁粉末由轻稀土类合金所形成，因此，不容易被氧化，即使在比较高的温度下也能进行注射成型并且不使磁铁特性变差。
另外，由于本发明的磁铁不容易被氧化，所以也不需要用树脂涂覆最后磁铁表面。因此，例如，通过向具有复杂形状槽的部件槽内注射成型将本发明的磁铁粉末及熔融树脂压入，由此也可制造使复杂形状的磁体为一体的部件。
电机
本实施例的电机为IPM(Inner Permanent Magnet)型电机，使用由前述的制造方法所制作的以烧结磁铁作成一体型转子的弹性磁铁。
另外，本发明的磁铁除这种电机以外，当然也适用于其他类型的电机或传动装置。
本实施例的电机，具有内带本发明的纳米复合磁铁的转子铁芯和该转子铁芯外围的定子。在转子铁芯上形成多个槽，在其槽内设置纳米复合磁铁。纳米复合磁铁是熔融纳米复合磁铁粉末的混合物，直接填充到转子铁芯的槽内，并铸型的。
下面，说明本发明的实施例及比较例。
实施例1
在本实施例中，在绝对压力为30KPa以下的氩气气氛中进行上述的急冷凝固工序。作为冷却辊用5-15μm厚度的镀铬层所覆盖的铜合金制辊(直径为350mm)。以10m/秒的线速度旋转该铜合金制滚辊的同时，将合金原料的金属熔液浇向滚辊的外周表面上并使其急冷凝固。金属熔液的温度用辐射式温度计测定为1300℃。金属熔液从小孔以10-20g/秒，直径1.3-1.5mm流下。
表1中列出各实施例的金属熔液的组成及对于光晕曲线的最高强度的亚稳定相Z的布喇格反射峰强度的比(％)。由表1可知，在任何一定实施例中“布喇格反射峰强度的比”为5-200％的范围。另外，在表1中，所记例如“R”栏所记录的“Nd2.5+Pr1”表示含有Nd和Pr作为稀土元素，并各自的组成比为2.5原子％及1原子％。
图4(a)表示涉及实施例2的粉末X射线衍射曲线图。由图4(a)可知，在构成背景的光晕曲线为2θ＝约43°，显示最高强度。另外在2θ＝51.4°能观察到急徒的强度峰。该急徒的强度峰为相当于在0.179mm±0.005nm的结晶面间隔的位置上所体现的布喇格散射峰。该布喇格散射峰为由亚稳定相Z的波峰。除此之外，在相当于0.417nm±0.005nm的结晶面间隔及0.267nm±0.005nm的结晶面间隔的位置上也能观察到由亚稳定相Z的衍射线。
另外，观测上述粉末X射线曲线，使用RigaKu RINT 2000，在试料与Cu靶之间设置单色光仪进行。
将本实施例的合金原料粉碎成具有粒径为850μm的粉末后，用图3的粉末焙烧炉(试验用，长度为2m)对合金原料粉进行热处理。合金原料粉末用10分钟通过加热区域后，用10分钟通过冷却区域。热处理气氛气体为氩气，以每单位面积搭载0.6g/cm2的密度供给合金原料粉末。表2列出以每单位时间的处理量为3Kg时的磁性特性与最适热处理温度。
比较例1
用具有表3所示组成的金属熔液，进行与实施例同样过程。
与实施例不同的是金属熔液的冷却速度，在比较例中，以滚辊线速度为20m/秒。其他条件与实施例的条件实质上相同。由表3可知，对于光晕曲线的最高强度的亚稳定相Z的布喇格反射强度的比(％)为不到5％。
图4(b)显示涉及实施例2的粉末X射线衍射曲线。由图4(b)可知，很明确没有观察到由亚稳定相Z的布喇格散射峰。
表4列出涉及本比较例的最适当热处理温度及热处理后的磁性特性。热处理装置及方法与实施例的情况相同。由表4可知，与实施例相比保磁力低，并且磁铁特性差。其原因可以认为是热处理的控制不好，不能实现所希望的结晶生长。
为了发现与实施例的磁铁特性相同的磁铁特性，需要使热处理时的粉末处理量降低到每1小时0.7kg。由于在比较例的情况下，热处理的控制性低下，只限于少量处理合金粉末的量，不能得到具有所希望的金属组织的磁铁合金。这样情况表示在磁铁化的热处理工序比较例的生产能力差，不能提高生产量。
比较例2
用具有表5所示的组成的金属熔液，进行与实施例相同的过程。
与实施例不同的是冷却速度及金属熔液的流下量不同。在该比较例中，滚辊线速度为5m/秒，以每秒20-30g的比例流下金属熔液。热处理时的粉末处理量每小时为3Kg。其他条件与实施例的条件实质上相同。
在表5中列出对于光晕曲线的最高强度的亚稳定相Z的布喇格反射强度的比(％)及体心立方型Fe(110)布喇格散射峰的强度的比(％)。由表5可知，当冷却速度过慢，则对于光晕曲线的最高强度的亚稳定相Z的布喇格反射强度的比(％)超过200％。
图5表示涉及实施例2的粉末X射线衍射曲线。由图5可知，能明显地观侧到由亚稳定相Z的布喇格散射峰，但光晕曲线的强度显著地降低。
就本比较例，将热处理的磁性特性及最适热处理温度表示于表6。热处理装置及方法与实施例的情况相同。由表6可知，与实施例相比比较例的保磁力低，并且磁铁特性差。
即使改变热处理的粉末处理量，也不能发现与实施例的磁铁特性相同的磁铁特性。由此可知，当冷却速度过慢，则不能得到理想的纳米复合组成。
实施例2
在本实施例，在图1的装置中改变喷嘴小孔及转动滚辊的相对位置。详细地说，以冷却辊7的中心为基准，从倾斜45度的上方通过出铁槽倾注熔液，并在出铁槽与滚辊外周面所包括的上方开放空间(宽度10mm)内边控制金属熔液的深度为5mm-8mm，边急冷凝固金属熔液。另外，在本实施例所使用的合金原料的组成与在表1及表3中所记载的组成相同。
与滚辊表面接触并凝固了的合金薄带，随着滚辊7的转动向上方被拉出，在通过滚辊7的顶部附近从滚辊7中脱离向下方落下。然后，合金薄带经滑台被导入到粉碎机中进行粉碎。这时的滚辊线速度为5m/秒。金属熔液温度在熔液积存的位置为1200℃-1280℃，冷却时的气氛气压为40KPa-50KPa。合金薄带的温度由测定波长区域为3-5μm的红外线强度，并假设铁的黑体辐射，由期蒂芬-波尔丝曼分布进行推定。这样所得到的合金薄带的推定温度从熔液积存被拉出后直到已经降低到800℃-900℃。另外，所得的合金薄带的厚度为100μm-170μm。凝固时的急冷速度，当金属熔液与滚辊的接触长度为熔液的深度的1.4倍(1/cos45度)时，可估计为1.3×106K/秒-3.4×106K/秒。
金属熔液从熔液积存到被拉出后，由于进一步迅速地除去热，在从滚辊7脱离时的合金薄带温度降低到400-500℃。在本实施例所使用的装置的滚辊直径为350mm，因此，金属熔液从接触滚辊到分离的时间相当于转动1/8的时间，约为20m/秒。因此，金属熔液在滚辊上的平均冷却速度可估计为3.6×104K/秒-4.5×104K/秒。
这些合金的玻璃化转变温度以20℃/分加热非晶体合金的条件进行分析，在Fe3B的结晶化温度(约590-600℃)以下，即使在能观察玻璃化转变的情况下也最多不过约550℃-580℃。另外，在用这样热分析观察不到玻璃化转变的情况玻璃化转换温度变为结晶化温度以上。在本实施例中，合金薄带从滚辊7脱离时的合金薄带温度为400-500℃。因此，可以知道合金薄带在玻璃化转变温度以下被急冷离开滚辊7。
通过X射线衍射装置用Cu-Kα线测定象上述所得的合金薄带的结果得到在图6所示的衍射曲线。具有这种衍射峰的衍射曲线，如图中所示，可以知道能带有作为Fe23B6相的指数的峰。另外，Fe3B的(511)反射峰和α-Fe的(110)反射峰几乎在同一位置能观察到，但是由于在α-Fe的(200)反射的位置，即，2θ＝65.2°的位置观察不到反射峰，因此可以认为α-Fe只存在于检测灵敏度以下。
用图3所示的评价用热处理以3Kg/小时的供给量热处理上述原料，得到分别在表7中所示的热处理温度(炉的设定温度)下在表7中所表示的磁铁特性。就同一组成的合属，当比较以0.7Kg/小时的供给量热处理的比较例与本实施例，则可以知道本实施例的磁性特性相对的比较高。换句话说，本实施例的热处理工序生产能力高。另外，表7的最左栏的序号与在表1及表3中所示的序号相对应，同一序号表示同一组成的合金原料。
实施例3
以下，说明由上述的第3种方法的实施例。
相对配置一对直径为150mm的碳钢制急冷滚辊使滚辊间距离为160μm，在滚辊间的间隙位置中以同一速度相互相反方向地旋转滚辊使滚辊表面向下方移动。在本实施例中滚辊表面速度为5m/秒。在滚辊侧面通过耐火毛毡制作耐火物的堰，使金属熔液向侧面不漏。从上方通过石英喷嘴小孔使金属熔液流向滚辊间隙，在滚辊间的间隙空间内形成熔液积存。根据熔液积存的宽度(与滚辊间隔平行方向)推断的熔液积存的深度约为10mm。金属熔液从滚辊间的间隙向下方被拉出，形成连续的急冷合金薄带。急冷前的熔液温度为1300℃，合金薄带温度为滚辊正下方为约800℃。因此，可以估计平均冷却速度约为2.5×105K/秒。在本实施例，通过进一步冷却氩气流除去薄带热量，使薄带温度降低到500℃以下。
用图3所示的评价用热处理炉以3Kg/小时的供给量热处理上述合金，能得到在分别由表8所示的最适热处理温度(炉的设定温度)中在表8所示的磁铁特性。就同一组成的合金、当比较以0.7Kg/小时的供给量热处理了的比较例1与本实施例，则可以知道本实施例的磁性特性相对的高。换言之，本实施例的热处理工序生产能力高。
实施例4和比例例
在本实施例中，绝对压力为50KPa以下的氩气氛中进行所述的急冷凝固工序。作为冷却辊用以厚度5-15μm的镀铬层所覆盖的铜合金制滚辊(直径为350mm)。边以10m/秒的线速度旋转其铜合金制滚辊，边将合金原料的熔液向滚辊的外周表面上流下，使之急冷凝固。金属熔液的温度用辐射温度测定，为1300℃。金属熔液从小孔以每秒10-20g的比例成1.3-1.5mm使之落下。另外，本实施例的组成为Nd4.5Fe73.2Cr0.8Co3B18.5。
图7为表示保磁力及残余磁束密度怎样依存结晶化热处理的温度的曲线图。在该图中，黑圆记号表示在1.3KPa的Ar气氛气体中以滚辊线速度9m/秒急冷凝固的情况(实施例1)，×记号表示在50KPa的Ar气氛气体中以滚辊线速度9m/秒急冷凝固的情况(实施例2)，白圆记号表示在常压的Ar气氛气体中以滚辊线速度20m/秒急冷凝固的情况(比较例)有关的数据。
由图7可知，在实施例1及实施例2中，在整个宽的温度范围内能得到也比比较例优异的磁性特性。
图8为表示保磁力及残余磁束密度怎样依存每单位时间的处理量的曲线图。在该曲线图曲线图中，黑圆记号表示在1.3KPa的Ar气氛气体中的滚辊线速度9m/秒急冷凝固的情况(实施例1)，黑正方形记号表示在常压的Ar气氛气体中以滚辊线速度20m/秒急冷凝固的情况(比较例)有关的数据。
由图8可知，在实施例1也能得到比比较例以大处理量优异的磁性特性。表1
实施例
序号                                组成 对光晕曲线峰Z的X射线衍射强度比(％)
    Fe   B R M     Co
  123456789101112131415     79.574.37475.57472766671.576.574.471.477.574.578   1718.52018.51817.52018.518.51818.519181718 Nd3Nd3.5Nd2.5+Pr1Nd4Nd2+Pr2Nd4.5Nd2.5+Pr1Nd5.5Nd5Pr2+Tb1Nd3+Dy1Pr3+Ho0.5Pr3+Sm0.5Nd4Nd4 Si1Cr0.7Cu0.5+Nb1Cr2Ga1Ag0.5+Cu1Zr0.5Cr5V5Al0.5Mo0.1Hf0.1Ta1Au0.5+Pt1none 31034.5250236230     150120120706040130102013010011011080120
表2用实施例的合金所制作的纳米复合磁铁的热处理及磁性特性
序号 最适热处理温度(℃)              磁性特性(薄片状试料)
  HcJ(kA/m)     Br(T)  (BH)max(kJ/m3)
    123456789101112131415     600595650610640650660620625640680675690595605     286288228322346310276526410376358333250344240     1.261.141.221.161.181.150.930.860.851.081.080.961.121.121.28     12412612210213312896867911211910298130108
表3比例较1
序号                               组成   对光晕曲线峰Z的X射线衍射强度比(％)
  Fe   B R M     Co
  161718192021222324252627282930   79.574.37475.57472766671.576.574.471.477.574.578   1718.52018.51817.52018.518.51818.519181718 Nd3Nd3.5Nd2.5+Pr1Nd4Nd2+Pr2Nd4.5Nd2.5+Pr1Nd5.5Nd5Pr2+Tb1Nd3+Dy1Pr3+Ho0.5Pr3+Sm0.5Nd4Nd4 Si1Cr0.7Cu0.5+Nb1Cr2Ga1Ag0.5+Cu1Zr0.5Cr5V5Al0.5Mo0.1Hf0.1Ta1Au0.5+Pt1none 31034.5250236230   434＜2＜2＜24＜2＜2＜2＜234＜24
表4用比较例1的合金所制作的纳米复合磁铁的热处理及磁性特性
    序号 最适热处理温度(℃)              磁性特性(薄片状试料)
  HcJ(kA/m)    Br(T)   (BH)max(kJ/m3)
    161718192021222324252627282930     620610680640660670670640635650680685695620660     222221202263296290202446388316318298223304221     1.160.921.091.031.040.980.850.810.800.991.010.921.011.031.15     928998921039876686792101827810494
表5比较例2
序号                                     组成 对光晕曲线峰Z的X射线衍射强度比(％)
    Fe     B R M     Co     Z(％)   Fe(％)
  313233343536373839404142434445     79.574.37475.57472766671.576.574.471.477.574.578     1718.52018.51817.52018.518.51818.519181718 Nd3Nd3.5Nd2.5+Pr1Nd4Nd2+Pr2Nd4.5Nd2.5+Pr1Nd5.5Nd5Pr2+Tb1Nd3+Dy1Pr3+Ho0.5Pr3+Sm0.5Nd4Nd4 Si1Cr0.7Cu0.5+Nb1Cr2Ga1Ag0.5+Cu1Zr0.5Cr5V5Al0.5Mo0.1Hf0.1Ta1Au0.5+Pt1none 31034.5250236230     550900550470560310340300290330250320340280230   ＜4250861201015209020＜4103313080
表6用比较例2的合金所制作的纳米复合磁铁的热处理及磁性特性
序号   最适热处理温度(℃)             磁性特性(薄片状试料)
  HcJ(kA/m)    Br(T)  (BH)max(kJ/m3)
    313233343536373839404142434445     620610680640660670670640635650680685695620675     202195199203246280189402378278228228201248198     1.070.900.990.710.920.960.750.780.770.910.890.900.920.840.98     887891728494565858687577587882
表7
序号  最适热处理温度(℃)              磁性特性(薄片状试料)
  HcJ(kA/m)   Br(T)  (BH)max(kJ/m3)
    123456789101112131415     660640690680690690690660680670690690710650640     280282230330340310272528402368356324240344236   1.241.111.231.151.161.120.960.840.861.081.070.951.111.131.28     1201211199812812293828011211011295124105
表8
序号  最适热处理温度(℃)               磁性特性(薄片状试料)
  HcJ(kA/m)     Br(T)  (BH)max(kJ/m3)
    1234515     660640690680690640     270273212330330230     1.201.031.171.151.121.21     1101011119811898
最后说明合金组成的限定理由。
稀土类元素R为在硬磁相的R2Fe14B中必须的元素。在本发明中R含有Pr及Nd的一种或两种的元素为90原子％以上，其余含有其他的镧系元素或钇(Y)的一种以上的元素为0％以上不到10％。Pr及Nd的任何一种元素对于生成具有单轴结晶磁性各向异性的R2Fe14B是不可缺的元素。Pr及Nd以外的稀土类元素可任意地选择。若R的组成比降到2原子％，则发生保磁力的效果过少是不理想的。另外，若R的组成比超过6原子％，则不能生成Fe3B相及R2Fe14B相，由于α-Fe相为主相，因此显著地降低了保磁力。如上所述，R的组成比x，为2≤x≤6是理想的。
B为对软磁相Fe3B及硬磁相R2Fe14B的两者必须的元素。当B的组成比Y偏离16-20原子％的范围，则由于不能发挥所要的保磁力，因此，就B的组成比y为16≤y≤20是理想的。而且，当B偏离该组成范围，则熔点上升，需要提高熔解温度及贮存熔液容器的保温温度，另外，由于非晶体生成能力也降低不容易得到所希望的急冷合金组织。
Co通过提高居里温度使磁性特性的温度变化依存性减少，其结果具有所谓使磁性特性提高的功能。另外，也具有所谓改善合金熔液的粘性的功能，也有助于对金属熔液流动速率的稳定化。Co的添加比例若不到0.02原子％，则不能充分地发挥上述功能，但若超过7原子％，则磁化特性开始降低。Co的添加在欲发挥这些功能时可以进行，在得到本发明的效果上；Co的添加不是不缺的。在添加Co的情况，由上述理由，就其组成比z为0.2≤z≤7是理想的。
M为想尽可能增加磁力的情况时添加。若M的添加比例不到0.01原子％，则不能充分地观察到保磁力的增加，而若M的添加比例超过7原子％，则磁化降低。因此，在添加M的情况，就其组成比u为0.1≤u≤7是理想的。在M中，Cr除增加保磁力之外也发挥提高耐腐蚀性的效果。另外，Cu、Au、Ag具有扩大在结晶化热处理工序中的适当温度范围的效果。
按本发明的纳米复合磁铁用合金原料，由于在极短范围的原子扩散进行Fe3B的结晶化，因此，Fe3B的结晶化在比较低的温度也可能进行。另外，由于Fe3B的结晶化进行的温度范围从Nd2Fe14B的结晶化进行的温度范围错动，所以，在热处理时，在时间上分别引起各自的结晶化。因此，结晶化反应热分散在宽的温度范围，不一下子放出大的结晶化反应热，能有效进行微结晶化的控制。其结果，不使磁铁特性恶化，可提高在热处理工序的原料粉末处理量。
另外，由于对Fe3B的结晶化所必须的晶核在合金原料中以高密度存在，通过磁铁化热处理可形成微细且均匀的金属组织，可发现高磁铁特性。
按本发明的纳米复合磁铁用合金原料的制造方法，以由合金的X射线衍射的布喇格反射峰作指标使用，使控制为形成合金的冷却过程成为可能。由此，使冷却速度最适化或管理变得容易，可稳定地制造磁铁特性优异的纳米复合磁铁的合金原料。
按本发明的纳米复合磁铁粉末的制造方法，通过磁铁化热处理，能控制性良好地形成微细且均匀的金属组织，因此，可以高生产能力提供磁铁特性优异的磁铁。
按本发明的纳米复合磁铁，由于能发挥优异的磁铁特性，能以低成本提高电机或传动装置等的特性。

Claims (15)

1.一种纳米复合磁铁用合金原料，是用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
2.一种纳米复合磁铁用合金原料粉末，是用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
3.一种纳米复合磁铁用合金原料的制造方法，是制造用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7的纳米复合磁铁用合金原料的方法，其特征在于包括，形成所述合金原料的金属熔液的工序、使所述金属熔液急冷凝固的工序；
在所述急冷凝固工序中通过以所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，使合金的温度由急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度，使凝固后的合金原料含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，并且，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％，另外，体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％。
4.根据权利要求3所述的纳米复合磁铁用合金原料的制造方法，还包括由所述急冷凝固了的合金原料制作粉末的工序。
5.根据权利要求3所述的纳米复合磁铁用合金原料的制造方法，其特征在于所述急冷凝固工序是在减压气氛下进行的。
6.根据权利要求5所述的纳米复合磁铁用合金原料的制造方法，其特征在于所述减压气氛的绝对压力为50KPa以下。
7.一种纳米复合磁铁粉末的制造方法，包括：准备用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％的纳米复合磁铁用合金原料的粉末的准备工序、和
对所述纳米复合磁铁合金原料的粉末进行热处理，由此进行Fe3B化合物及Fe R B系化合物的结晶化的工序；
所述准备纳米复合磁铁合金原料的粉末的准备工序包括：形成所述合金原料的金属熔液的工序和使所述金属熔液急冷凝固的工序；在所述急冷凝固工序中，以所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，使合金的温度由急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度。
8.根据权利要求7所述的纳米复合磁铁粉末的制造方法，其特征在于准备所述纳米混合磁铁用合金原料的粉末的准备工序还包括：破碎所述急冷凝固了的合金原料的工序和粉碎所述合金原料的工序。
9.一种纳米复合磁铁的制造方法，包括：
准备用通式Fe100-x-yRxBy、Fe100-x-y-zRxByCoz、Fe100-x-y-uRxByMu或Fe100-x-y-z-uRxByCozMu所表示的；式中，R的90原子％以上是Pr和/或Nd，而R的余部是选自由镧系元素和钇构成的一组中的一种以上的稀土类元素；M为从由Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Ga、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Pt、Pb、Au及Ag构成的元素中所选择的一种以上的元素；组成比x、y、z及u满足2≤x≤6、16≤y≤20、0.2≤z≤7、0.01≤u≤7，而且含有位于由X射线衍射的至少一个布喇格反射峰在相当于0.179nm±0.005nm的结晶面间隔的位置的亚稳定相Z，所述布喇格反射峰的强度为光晕曲线的最高强度的5％以上不到200％；并且体心立方型Fe的(110)布喇格反射峰的强度为所述光晕曲线的最高强度的不到5％的纳米复合磁铁用合金原料的粉末的准备工序、
对所述纳米复合磁铁合金原料的粉末进行热处理，由此进行Fe3B化合物及Fe R B系合物的结晶化的工序、和
用所述热处理的合金原料的粉末形成成型体的工序；
所述准备纳米复合磁铁合金原料的粉末的准备工序包括：形成所述合金原料的金属熔液的工序和使所述金属熔液急冷凝固的工序；在所述急冷凝固工序中，以所述合金的冷却速度为5×104-5×106K/秒，使合金的温度由急冷前的合金的温度Tm降低到仅400-800℃的低的温度。
10.根据权利要求9所述的纳米复合磁铁的制造方法，其特征在于准备所述纳米混合磁铁用合金原料的粉末的准备工序还包括：破碎所述急冷凝固了的合金原料的工序和粉碎所述合金原料的工序。
11.根据权利要求10所述的纳米复合磁铁的制造方法，其特征在于使所述金属溶液急冷凝固的工序是在减压气氛下进行的。
12.根据权利要求11所述的纳米复合磁铁的制造方法，其特征在于所述减压气氛的绝对压力为50KPa以下。
13.根据权利要求9、10、11或12所述的纳米复合磁铁的制造方法，形成所述成型体的工序包括用所述热处理后的金属原料的粉末制作烧结磁铁的工序。
14.一种电机，具有通过根据权利要求9-12中任何一项所述的纳米复合磁铁的制造方法所制造的纳米复合磁铁。
15.一种电机，具有通过根据权利要求13所述的纳米复合磁铁的制造方法所制造的纳米复合磁铁。
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Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6589367B2 (en) * 1999-06-14 2003-07-08 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Anisotropic rare earth-based permanent magnet material
JP3365625B2 (ja) * 1999-09-16 2003-01-14 住友特殊金属株式会社 ナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
JP4337209B2 (ja) * 2000-02-22 2009-09-30 日立金属株式会社 永久磁石薄膜およびその製造方法
WO2001091139A1 (en) 2000-05-24 2001-11-29 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet
WO2002030595A1 (fr) * 2000-10-06 2002-04-18 Santoku Corporation Procede de fabrication par coulee de bandes d'un alliage brut pour aimant permanent nanocomposite
US6790296B2 (en) 2000-11-13 2004-09-14 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet and method for producing same
US7217328B2 (en) * 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
JP2002280224A (ja) * 2001-01-05 2002-09-27 Humanelecs Co Ltd アモルファス合金粉末コア及びナノクリスタル合金粉末コア並びにそれらの製造方法
KR100535943B1 (ko) * 2001-05-15 2005-12-12 가부시키가이샤 네오맥스 철 기재의 희토류합금 자석 및 그 제조방법
JP3983999B2 (ja) * 2001-05-17 2007-09-26 日産自動車株式会社 異方性交換スプリング磁石の製造方法とこれを備えてなるモータ
KR100535944B1 (ko) * 2001-07-31 2005-12-12 가부시키가이샤 네오맥스 애트마이즈법에 의한 나노컴포지트 자석의 제조방법
DE60213642T2 (de) * 2001-11-22 2006-12-07 Neomax Co., Ltd. Nanozusammensetzungsmagnet
US6994755B2 (en) * 2002-04-29 2006-02-07 University Of Dayton Method of improving toughness of sintered RE-Fe-B-type, rare earth permanent magnets
US20040025974A1 (en) * 2002-05-24 2004-02-12 Don Lee Nanocrystalline and nanocomposite rare earth permanent magnet materials and method of making the same
WO2003099726A1 (fr) * 2002-05-28 2003-12-04 Guangzhou Shi Zhong Nan P. Ltd. Type de nanomateriau pour traitement d'eau et utilisation
CN100371106C (zh) * 2002-08-08 2008-02-27 株式会社新王磁材 磁体用急冷合金的制造方法及制造装置
FI20021620A (fi) * 2002-09-10 2004-03-11 Nokia Corp Muistirakenne, järjestelmä ja elektroniikkalaite sekä menetelmä muistipiirin yhteydessä
DE60316007T2 (de) * 2002-10-17 2007-12-13 Neomax Co., Ltd. Nanokomposit-magnet und herstellungsverfahren
US6979409B2 (en) * 2003-02-06 2005-12-27 Magnequench, Inc. Highly quenchable Fe-based rare earth materials for ferrite replacement
WO2005057594A1 (ja) * 2003-12-10 2005-06-23 Neomax Co., Ltd. ナノコンポジット磁石、ナノコンポジット磁石用急冷合金、およびこれらの製造方法ならびに判別方法
US20060054245A1 (en) * 2003-12-31 2006-03-16 Shiqiang Liu Nanocomposite permanent magnets
JP4433900B2 (ja) * 2004-06-29 2010-03-17 日立金属株式会社 鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石の製造方法
JP2008505500A (ja) * 2004-06-30 2008-02-21 ユニバーシティ・オブ・デイトン 異方性ナノコンポジット希土類永久磁石とそれらの製造方法
US20110126550A1 (en) * 2008-07-08 2011-06-02 Technical University Of Denmark Magnetocaloric refrigerators
US20100243946A1 (en) * 2009-03-31 2010-09-30 General Electric Company Methods of making high resistivity magnetic materials
US20100244603A1 (en) * 2009-03-31 2010-09-30 General Electric Company Electric machine
CN101853723B (zh) 2009-03-31 2012-11-21 比亚迪股份有限公司 一种复合磁性材料及其制备方法
CN102024544B (zh) * 2009-09-15 2012-09-05 比亚迪股份有限公司 一种稀土永磁材料及其制备方法
JP6042602B2 (ja) * 2011-08-17 2016-12-14 ミネベア株式会社 α−Ｆｅ／Ｒ２ＴＭ１４Ｂ系ナノコンポジット磁石の製造方法
CN104011811B (zh) * 2012-01-04 2016-11-02 丰田自动车株式会社 稀土类纳米复合磁铁
CN103680791B (zh) * 2013-12-19 2015-11-18 南京信息工程大学 一种含铼高剩磁高矫顽力材料及其制备方法
CN106782979A (zh) * 2014-01-27 2017-05-31 江西江钨稀有金属新材料股份有限公司 一种粘结型稀土磁粉及其制备设备
EP3435386B1 (en) * 2016-03-25 2021-06-02 National Institute of Advanced Industrial Science and Technology Magnetic material and manufacturing method therefor
CN107564650A (zh) * 2017-09-15 2018-01-09 安徽信息工程学院 一种用于永磁材料的合金i及其制备方法
CN107424704A (zh) * 2017-09-15 2017-12-01 安徽信息工程学院 一种用于磁性复合材料的合金ii及其制备方法
CN116043137B (zh) * 2022-11-21 2024-04-09 广东电网有限责任公司 一种高玻璃形成能力软磁Fe-B-Nb-Ti-Er-Y块状非晶合金及制备方法和应用

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4533408A (en) 1981-10-23 1985-08-06 Koon Norman C Preparation of hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide
US5022939A (en) 1987-07-30 1991-06-11 Tdk Corporation Permanent magnets
JPH01103805A (ja) 1987-07-30 1989-04-20 Tdk Corp 永久磁石
JP2843379B2 (ja) * 1988-10-04 1999-01-06 日立金属株式会社 等方性耐熱ボンド磁石およびその製造方法ならびにそれを用いる磁粉、それを用いたｐｍ型モータ
JP3502107B2 (ja) 1991-08-29 2004-03-02 Ｔｄｋ株式会社 永久磁石材料の製造方法
JP3481739B2 (ja) * 1995-04-01 2003-12-22 住友特殊金属株式会社 高耐熱性ボンド磁石
KR100213333B1 (ko) * 1995-12-29 1999-08-02 이구택 초미세립 복합상 영구자석 조성물 및 이를 모재로 한 영구자석 재료 제조방법
DE69823252T2 (de) * 1997-02-20 2005-04-14 Alps Electric Co., Ltd. Dauermagnetlegierung, Dauermagnetlegierungs-Pressling und Herstellungsverfahren dazu
JP3488358B2 (ja) * 1997-03-27 2004-01-19 住友特殊金属株式会社 微細結晶永久磁石合金及び永久磁石粉末の製造方法
JP3604308B2 (ja) * 1998-12-07 2004-12-22 株式会社Ｎｅｏｍａｘ ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
KR100315628B1 (ko) * 1998-12-30 2002-04-24 김상면 본드자석용영구자석의제조방법

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