CN101652820A - R-Fe-B系各向异性烧结磁铁 - Google Patents

R-Fe-B系各向异性烧结磁铁 Download PDF

Info

Publication number
CN101652820A
CN101652820A CN200880011063A CN200880011063A CN101652820A CN 101652820 A CN101652820 A CN 101652820A CN 200880011063 A CN200880011063 A CN 200880011063A CN 200880011063 A CN200880011063 A CN 200880011063A CN 101652820 A CN101652820 A CN 101652820A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rare earth
sintered magnet
diffusion
heavy rare
earth dvielement
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN200880011063A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101652820B (zh
Inventor
小高智织
森本英幸
吉村公志
高木繁
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Publication of CN101652820A publication Critical patent/CN101652820A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101652820B publication Critical patent/CN101652820B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H01F1/0571—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes
    • H01F1/0575—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together
    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/06—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder
    • H01F1/08—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys in the form of particles, e.g. powder pressed, sintered, or bound together
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0253—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets
    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

本发明提供R－Fe－B系各向异性烧结磁铁。本发明的R－Fe－B系各向异性烧结磁铁具有R2Fe14B型化合物作为主相，该R2Fe14B型化合物含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr中的至少1种)作为主要的稀土类元素R，并且该R－Fe－B系各向异性烧结磁铁含有重稀土类元素RH(选自Dy和Tb中的至少1种)，其中，主相的晶格的c轴在规定方向取向，该各向异性烧结磁铁包括：在使用CuKα射线对从磁铁的磁极面到深度500μm的区域中与上述磁极面平行的面进行的X射线衍射测定中，在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分。

Description

R-Fe-B系各向异性烧结磁铁
技术领域
本发明涉及具有R2Fe14B型化合物(R为稀土类元素)作为主相的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，尤其涉及含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr中的至少1种)作为主要的稀土类元素R、并且轻稀土类元素RL的一部分由重稀土类元素RH(选自Dy和Tb中的至少1种)置换的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁。
背景技术
以Nd2Fe14B型化合物作为主相的R-Fe-B系的各向异性烧结磁铁，作为永久磁铁中最高性能的磁铁为人所知，用于硬盘驱动器的音圈电动机(VCM)、混合动力车搭载用电动机等各种电动机和家电制品等。在将R-Fe-B系各向异性烧结磁铁用于电动机等各种装置的情况下，为了应对高温下的使用环境，要求耐热性优异、并具有高矫顽力特性。
作为提高R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的矫顽力的手段，使用配合重稀土类元素RH作为原料、并熔炼而得到的合金。根据该方法，用重稀土类元素RH置换含有轻稀土类元素RL作为主要的稀土类元素R的R2Fe14B相的轻稀土类元素RL，因此，R2Fe14B相的结晶磁各向异性(决定矫顽力的本质性的物理量)提高。但是，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的磁矩与Fe的磁矩为同一方向，而重稀土类元素RH的磁矩与Fe的磁矩为相反方向，因此，越用重稀土类元素RH置换轻稀土类元素RL，残留磁通密度Br越降低。
R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的金属组织主要由作为主相的R2Fe14B相、和R浓度高的低熔点的被称为富R相(也包括R-Co化合物)的相构成，此外，存在R氧化物相、富B相(R1.1Fe4B4相)等，一般将主相以外的相统称为晶界相。在此，通过重稀土类元素RH的置换而有助于矫顽力提高的为主相，在晶界相中存在的重稀土类元素RH不直接影响磁铁的矫顽力提高。
另一方面，重稀土类元素RH为稀缺资源，因此，希望削减其使用量。根据这些理由，不优选将磁铁整体、即包括主相整体和晶界相在内一律用重稀土类元素RH置换轻稀土类元素RL的一部分的方法。
已提出以下的方法：通过添加比较少的量的重稀土类元素RH，来表现重稀土类元素RH的矫顽力提高效果，因此，在较多地含有轻稀土类元素RL的主相系母合金粉末中添加较多地含有重稀土类元素RH的合金、化合物等的粉末，使其成形、烧结。根据该方法，重稀土类元素RH较多地分布在主相外壳部，因此，能够高效地提高R2Fe14B相的结晶磁各向异性。R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的矫顽力产生机理为核生成型(成核型)，因此，只要重稀土类元素RH能够不是较多地分布在主相的整体而只是较多地分布在主相外壳部(晶界附近)，就可提高结晶磁各向异性，并妨碍逆磁畴的核生成，其结果，矫顽力提高。另外，在主相晶粒的中心部，不产生重稀土类元素RH的置换，因此也能够抑制残留磁通密度Br的降低。这样的技术在例如专利文献1中有记载。
但是，实际上，当实施该方法时，在烧结工序(在工业规模中，在1000℃～1200℃下执行)中，重稀土类元素RH的扩散速度大，因此，重稀土类元素RH也会扩散到主相晶粒的中心部，结果，不容易得到只在主相的外壳部重稀土类元素RH浓缩的那样的组织结构。
另外，作为提高R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的矫顽力的另一种手段，研究了以下的技术：在烧结磁铁的阶段将包含重稀土类元素RH的金属、合金、化合物等覆盖在磁铁表面后，进行热处理、使其扩散，由此，不怎么使残留磁通密度Br降低而使矫顽力恢复或提高。
专利文献2公开了：在烧结磁体的被研磨加工面上形成由R′(R′为Nd、Pr、Dy和Tb中的至少1种)构成的薄膜层，其后，在真空或惰性气氛中实施热处理，由此，利用薄膜层与变质层的扩散反应使研磨加工面的变质层成为改性层，使矫顽力恢复。
专利文献3公开了：在小型磁铁的最表面露出的相当于晶粒的半径的深度以上，使金属元素R(该R为Y和选自Nd、Dy、Pr、Tb中的1种或2种以上的稀土类元素)一边成膜一边扩散，由此，对加工变质损伤部进行改性，使(BH)max提高。
专利文献4公开了：在厚度2mm以下的磁铁的表面形成以稀土类元素为主体的化学气相生长膜后，进行热处理，由此，稀土类元素向磁铁内部扩散，将表面附近的加工劣化层改性，磁铁特性恢复。
专利文献5为了恢复R-Fe-B系微小烧结磁铁或粉末的矫顽力而公开了稀土类元素的吸附法。在该方法中，将吸附金属(Yb、Eu、Sm等沸点较低且蒸气压高的稀土类金属)与R-Fe-B系微小烧结磁铁或粉末混合后，一边搅拌，一边在真空中进行用于均匀地加热的热处理。通过该热处理，稀土类金属覆盖在烧结磁体表面，并且向内部扩散。另外，在段落0014中也记载有吸附沸点高的稀土类金属(例如Dy)的实施方式。在该使用Dy等的实施方式中记载有，通过高频加热方式，选择性地将Dy等加热到高温(温度条件没有记载)，Dy的沸点为2560℃，将沸点1193℃的Yb加热到800～850℃，在通常的电阻加热中不能充分地加热，因此，可认为Dy已加热到非常高温。例如，为了得到与作为吸附良好地进行而例示的Yb的加热条件(800～850℃)的蒸气压同等的Dy的蒸气压，需要将Dy加热到大约1800～2100℃。另外，在Yb的情况下，表明在550℃下能够进行吸附，此时的Yb的蒸气压大约为10Pa。该值相当于Dy在1200℃下的饱和蒸气压。即，可认为：在假设利用专利文献5所公开的技术吸附Dy的情况下，需要将Dy加热到1200℃以上、优选1800℃以上。另外，各元素的饱和蒸气压作为物性值是公知的。另外，记载有：在任一加热条件下，R-Fe-B系微小烧结磁铁或粉末的温度均优选保持在700～850℃。
另外，专利文献6公开有以下技术：通过将Dy浓度相对高的原料合金粉末与Dy浓度相对低的原料合金粉末混合并进行烧结，降低Dy的使用量，同时使磁化特性提高。
专利文献1：特开2002-299110号公报
专利文献2：特开昭62-74048号公报
专利文献3：特开2004-304038号公报
专利文献4：特开2005-285859号公报
专利文献5：特开2004-296973号公报
专利文献6：特开2002-356701号公报
发明内容
专利文献2、专利文献3和专利文献4公开的现有技术都是在烧结磁体表面成膜稀土类金属的覆膜，通过热处理使稀土类金属扩散到烧结磁体内部。其结果，在烧结磁体表层区域(从表面到几十μm深度的区域)，不能避免以稀土类金属膜与烧结磁体的界面的稀土类金属浓度的大的浓度差作为驱动力，稀土类金属也向主相中心部扩散，导致残留磁通密度Br降低。另外，稀土类金属膜的成分会变得过剩，在无助于矫顽力提高的晶界相中也会大量残留。
另外，在专利文献5所公开的现有技术中，也将稀土类金属加热到充分气化的温度，并进行成膜，因此，与专利文献2～4同样，在烧结磁体表面形成稀土类金属膜。因为对烧结磁体自身进行加热，所以，虽然同时也产生向烧结磁体内部的扩散，但在烧结磁体表层区域，不能避免稀土类金属膜成分也向主相中心部扩散，导致残留磁通密度Br降低。另外，与上述同样，在晶界相中也大量残留膜成分。
另外，为了吸附Dy等沸点高的稀土类金属，通过高频将吸附原料与烧结磁体两者加热，因此，不容易只将稀土类金属加热到充分的温度而将烧结磁体保持在不影响磁特性的程度的低温，烧结磁体被限定在难以被感应加热的粉末状态或极微小的烧结磁体。
另外，在专利文献2～5的方法中，在成膜处理时，在装置内部的烧结磁体以外的部分(例如，真空腔室的内壁和处理容器的内壁)也大量堆积稀土类金属，因此，与节省作为贵重资源的重稀土类元素相违背。
在专利文献6中，在烧结工序时，Dy从Dy浓度高的原料合金粉末向Dy浓度低的原料合金粉末扩散，但粉末颗粒进行聚结等，产生晶粒生长，因此Dy广泛分布于主相内，由Dy添加所产生的矫顽力提高效果是不是有效率的。
本发明为了解决上述课题而作出，其目的在于，提供以少的Dy添加量有效地提高矫顽力的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁。
本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁具有R2Fe14B型化合物作为主相，该R2Fe14B型化合物含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr中的至少1种)作为主要的稀土类元素R，并且该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁含有重稀土类元素RH(选自Dy和Tb中的至少1种)，该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁包括：在使用CuKα射线对位于从上述磁铁的磁极面起深度500μm以内的区域的与上述磁极面平行的面进行的X射线衍射测定中，在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分。
在优选的实施方式中，在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的上述部分，占与上述磁极面平行的面中的一部分。
在优选的实施方式中，在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的上述部分，在与上述磁极面平行的面中具有1mm2以上的面积。
在优选的实施方式中，当设Nd、Pr、Dy、Tb的浓度分别为MNd、MPr、MDy、MTb(原子％)，并设MNd+MPr＝MRL、MDy+MTb＝MRH、MRL+MRH＝MR时，在上述观察到2个衍射峰的部分，主相的c轴长Lc
Figure A20088001106300081
满足Lc≥12.05、Lc+(0.18-0.05×MTb/MRH)×MRH/MR-0.03×MPr/MRL≤12.18(其中，0＜MRH/MR≤0.4)的关系式。
发明效果
在本发明中，在从烧结体表面(磁极面)到深度500μm的区域，与磁极面平行的面包括在使用CuKα射线的X射线衍射测定中，在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个峰的部分。2个峰分别是由重稀土类元素RH的浓度明显不同的区域引起的，意味着在距烧结体表面比较浅的区域(表层区域)，在主相内存在有重稀土类元素RH的浓度高的区域(主相外壳部)和重稀土类元素RH的浓度低的区域(主相中心部)。通过实现这样的组织结构，可优先地提高主相外壳部的结晶磁各向异性，矫顽力HCJ提高。即，通过使用很少的重稀土类元素RH，在主相外壳部有效地形成有RH浓化层，因此，残留磁通密度Br的降低被抑制，矫顽力HCJ提高。
附图说明
图1是示意性地表示本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的表层附近的结构的剖面图。
图2是表示对图1的AA′面进行的X射线衍射的测定结果的图。
图3(a)是将图2的图中的(008)面的衍射峰放大显示的图，(b)是将比较例中的(008)面的衍射峰放大显示的图，(c)是将另一个比较例中的(008)面的衍射峰放大显示的图。
图4(a)是表示重稀土类元素RH浓度与c轴长
Figure A20088001106300091
的关系的图，(b)是表示本发明的优选的实施方式中的c轴长与Dy浓度的关系(范围)的图。
图5是表示本发明的实施例中的距烧结体表面的深度与c轴长的关系的图。
图6是示意性地表示适合用于制造本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的处理容器的结构、和处理容器内的RH块体与烧结磁体的配置关系的一个例子的剖面图。
符号说明
2烧结磁体
4RH块体
6处理室
8Nb制的网
具体实施方式
本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁具有R2Fe14B型化合物作为主相，该R2Fe14B型化合物含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr中的至少1种)作为主要的稀土类元素R，且该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁含有重稀土类元素RH(选自Dy和Tb中的至少1种)。另外，本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的主相的易磁化轴(c轴)已取向，与该取向方向大致正交的烧结体表面作为磁极面起作用。本发明的特征在于，在从该磁极面到深度500μm的区域中，与磁极面平行的面包括在由使用CuKα射线的θ-2θ法进行的X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分。
本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁具有使重稀土类元素RH从R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的表面扩散到内部的组织，例如可利用使晶界扩散比晶内扩散优先进行的扩散方法来适当实现。另外，在本说明书中，晶内扩散表示主相晶粒内的扩散，晶界扩散表示以富R相为代表的晶界相内的扩散。重稀土类元素RH的扩散不需要从整个烧结体表面进行，重稀土类元素RH可以从表面的一部分进行扩散。当在烧结磁体的特定部分进行扩散的情况下，在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分仅占与磁极面平行的面中的一部分。
不需要在整个烧结磁体产生矫顽力的提高，根据用途的不同，只要仅在烧结磁体的特定部分矫顽力提高即可。另外，在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分，在与磁极面平行的面中具有1mm2以上的面积。
首先，参照图1～图3对本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的结晶组织的详细情况进行说明。
图1是示意性地表示本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的表层附近的结构的剖面图。图1所示的磁铁为在晶界扩散比晶内扩散优先发生的条件下使重稀土类元素RH从烧结体表面扩散到烧结体内部的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁。在图1中表示了主相R2Fe14B型化合物的易磁化轴c轴、和与c轴正交且彼此正交的a、b轴。在本发明中，R2Fe14B型化合物的各颗粒的c轴在由箭头X表示的方向取向，图示的烧结体表面相当于磁极面，且与该取向方向大致正交。通常，将与c轴正交的面称为c面。磁极面与c面大致平行。
图1所示的圆(球)表示作为主相的R2Fe14B型化合物的晶粒，斜线部表示扩散有重稀土类元素RH的部分。在图1所示的例子中，从左侧的磁极面向右侧的烧结体内部以晶界为中心扩散有重稀土类元素RH。在磁铁的表层附近，重稀土类元素RH仅在主相的外壳部浓化，重稀土类元素RH未到达主相中心部。因此，在1个主相(颗粒)的外壳部和中心部，重稀土类元素RH的浓度不同，具有与其浓度相应的主相的晶格常数。在R2Fe14B型化合物中，当将R从轻稀土类元素RL置换为重稀土类元素RH时，结晶的c轴尤其显著收缩，因此，如果测定c轴长，则也能够估算主相中的RH置换量。图1所示的AA′面和BB′面均位于从磁极面到深度500μm的区域，并与磁极面平行。另一方面，图1所示的CC′面与磁极面平行，但位于距烧结体表面超过深度500μm的位置。
图2是表示对图1的AA′面进行的基于θ-2θ法的X射线衍射的测定结果的图。该图为将图1所示的烧结磁铁从磁极面开始研磨使图1的AA′面露出后，使用CuKα射线对AA′面进行X射线衍射而得到的结果，表示2θ从20°到70°的范围的数据。
图2中表明：观察到由主相结晶的(004)面、(006)面、(008)面产生的强的衍射峰，并在作为主相的易磁化轴的c轴方向取向。图3(a)是将图2中的(008)面的衍射峰放大显示的图。由图3(a)可知，在2θ为60.5～61.5°的范围内，观察到2个峰。这是因为：如图1所示，在主相中存在重稀土类元素RH的浓度明显不同的2个区域。例如，在图1所示的AA′面的位置，AA′面横穿在主相中扩散有Dy的部分和未扩散有Dy的部分两者。X射线衍射的检测区域具有例如1mm2程度以上的大小，因此在衍射区域存在有许多主相晶粒。可认为：衍射数据中出现的(008)面的2个衍射峰中，2θ相对较大的位置的衍射峰为由主相的外壳部(RH浓化区域)产生的衍射峰，2θ相对较小的位置的衍射峰为由中心部(RH未扩散部)产生的衍射峰。2θ越大，晶格的面间隔d越小，因此，意味着c轴长越短。另外，RH浓度越高，结晶的c轴长越短。当主相的轻稀土类元素RL由重稀土类元素RH置换时，主相的c轴长变短。另外，当假设在主相内重稀土类元素RH的浓度具有连续的分布时，c轴长也具有连续的分布，因此，由(008)面产生的衍射峰宽阔，衍射峰未分离为2个以上。
由于c轴长不同的区域存在多个而产生的衍射峰的分裂，在(004)面和(006)面中难以观察到，在(008)中容易观察到。这是因为：(008)面与(004)面、(006)面相比，在2θ大的位置出现衍射峰，因此，X射线衍射的分辨率高。
可是，图1中，为了简化而例示了磁铁形状为矩形、并且c面与磁极面大致平行地取向的磁铁，但在特殊的取向、例如放射状各向异性或极各向异性的磁铁或集中取向的矩形磁铁等中，有磁极面与c面不一定大致平行的情况。即使在该情况下，在X射线衍射测定中，只要是与磁极面平行的面，就能够较强地观察到来自c面的衍射峰，因此，能够进行与图2、图3的例子同样的评价。
另外，图1的BB′面仅横穿扩散有重稀土类元素RH的部分，因此，即使对BB′面进行X射线衍射测定，在2θ为60.5～61.5°的范围内也几乎不出现由未扩散部产生的衍射峰。因此，即使是优先进行晶界扩散的烧结磁铁，在BB′面中，在2θ为60.5～61.5°的范围内也只观察到1个衍射峰。这样，如果是从磁极面到深度500μm的区域，则在2θ为60.5～61.5°的范围内，不一定总是观察到2个衍射峰，也可能产生只观察到1个衍射峰的情况。对于本发明来说，重要点在于，在从烧结体表面起深度500μm(典型地，深度200μm)以内的区域，可观察到图1的AA′面那样的面。
如上所述，可认为：在R-Fe-B系各向异性烧结磁铁中，分布在主相外壳部(晶界附近)的重稀土类元素RH有助于矫顽力的提高，在该RH浓缩部，由于结晶磁各向异性的提高，有助于矫顽力的大幅提高，但是重稀土类元素RH的磁矩与Fe的磁矩方向相反，因此，残留磁通密度Br降低。因此，最终得到的磁铁的整体的残留磁通密度Br也会降低若干。
R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，当如图1所示，在烧结体的表层附近具有重稀土类元素RH未扩散到主相的中心部的结晶组织时，能够将残留磁通密度Br的降低抑制到最小限度，同时有效地提高矫顽力HCJ。另外，也能够降低所需要的重稀土类元素RH的量。
另一方面，在利用晶界扩散与晶内扩散相比不是特别优先发生的方法、例如形成重稀土类元素RH的覆膜并使其扩散的方法使重稀土类元素RH扩散而得到的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁(比较例)中，在表层附近，重稀土类元素RH扩散到主相中心部，因此，难以得到如图1所示的结晶组织。其结果，在从磁极面到深度500μm的区域内，当在与c轴正交的面内进行X射线衍射测定时，在2θ为60.5～61.5°的范围内不会观察到2个以上的衍射峰。
图3(b)是表示在比较例中对于与磁极面平行的面得到的X射线衍射测定的结果的图。表示在该比较例中，准备在烧结磁体的表面堆积Dy膜之后、使Dy从Dy膜扩散到烧结磁体而得到的样品，并进行从该样品的烧结体表面起深度40μm位置的X射线衍射测定的结果。如图3(b)所示，在2θ为60.5～61.5°的范围内，只能确认1个宽的衍射峰。可认为：在该比较例中，重稀土类元素RH不仅扩散到晶界，而且扩散到主相中心部，并且重稀土类元素RH的浓度在已扩散的区域中连续地变化。这样，当重稀土类元素RH扩散到主相内部时，与重稀土类元素RH的添加量和残留磁通密度Br的降低的大小相比，HCJ的提高幅度极小，重稀土类元素RH也会浪费地消耗。
另外，已知有以下的技术：将重稀土类元素RH的含量不同的2种合金的粉末混合，在烧结工序时，使Dy从Dy浓度高的粉末颗粒向Dy浓度低的粉末颗粒扩散，由此，与主相的中心部相比，在主相的外壳部相对地提高Dy浓度(2合金混合法)。但是，根据2合金混合法，Dy浓度不同的粉末颗粒在烧结时形成1个大的颗粒，在该大的颗粒内部会产生Dy的扩散。其结果，在主相颗粒中，重稀土类元素RH的浓度缓慢地变化，在Dy浓度明显不同的区域中无法区分。尤其是，烧结工序通常在高达1000～1200℃的温度下进行，因此，在烧结时会显著地产生Dy的晶内扩散。因此，根据2合金混合法，不能得到图1的表层区域具有的那样的组织结构。图3(c)是表示利用2合金混合法制作的烧结磁铁(比较例)的X射线衍射结果的图。由该图可知，在利用2合金混合法的情况下，也只能确认1个衍射峰。
根据图2所示的X射线衍射结果，能够求出主相的c轴长。根据X射线测定结果，例如根据(004)面、(006)面、(008)面的衍射峰，能够求出衍射角θ，从而算出主相c面的面间隔d值。另外，在存在由(008)面引起的2个衍射峰的情况下，与2个衍射峰对应而存在2个面间隔d值，在此，选择与2θ相对较大的衍射峰对应的面间隔d值。
以下，将(004)面、(006)面、(008)面的d值分别记为d(004)、d(006)、d(008)，主相的平均的c轴长能够由以下的公式(1)表示。
Figure A20088001106300131
(公式1)
图4(a)是表示重稀土类元素RH浓度与c轴长度的关系的图。图4(a)是为了简化，作为稀土类元素只考虑Nd和Dy的图。图的横轴为将Dy量(原子％)除以总稀土类元素量R(原子％)而得到的值，在该情况下，R量为Nd量+Dy量。纵轴为c轴长(埃)。c轴长通过将由X射线衍射测定求出的d(004)、d(006)、d(008)代入上述的(公式1)而求出。
为了得到图4(a)的数据，首先，使用均匀地添加有Dy的原料合金准备Dy浓度不同的Nd-Dy-Fe-B系烧结磁铁(比较例)，测定主相的c轴长。另外，准备使Dy从使用不含Dy的原料合金制作的Nd-Fe-B系烧结磁体的表面向内部扩散、并使Dy浓度为0.4原子％的Nd-Fe-B系烧结磁铁(本发明的实施例)，测定从该烧结体表面起深度80μm的位置的主相外壳部的c轴长(＝RH扩散部)。在实施例中，在Dy的晶界扩散比晶内扩散优先发生的条件下进行。
在图4(a)中，用◆的点表示Dy浓度不同的比较例的c轴长，实施例(Dy浓度：0.4原子％)的c轴长用■的点表示。在图4(a)中，比较例的c轴长能够用以下的(公式2)所示的一次式近似。
y＝-0.2x+12.20(公式2)
在此，y为c轴长(埃)，x为Dy/R。
这样，在Dy浓度与c轴长之间存在线性关系，随着Dy浓度的增加，c轴长变短。另外，这样的线性关系在添加有Pr、Tb等稀土类元素的情况下也成立。
另一方面，实施例的情况下，如图4(a)所示，尽管烧结磁铁整体的RH(Dy)量少到0.4原子％(Dy/R为0.028)，但c轴长与比较例相比变短。这意味着：由于重稀土类元素RH(Dy)在主相外壳部浓化，在相对少的Dy量下表现出c轴长的缩短效果。
可知，在这样使得优先进行晶界扩散并将重稀土类元素RH即Dy从表面导入内部而得到的烧结磁铁中，与上述的比较例相比，重稀土类元素RH(Dy)在主相外壳部有效地浓化。另外，也可知，作为其结果，实施例的矫顽力HCJ比添加有同量的Dy的比较例提高。换言之，与以往相比，能够减少为了达到必要的矫顽力HCJ所需要的重稀土类元素RH(Dy)量。
对RH扩散部的c轴长与磁特性的关系进行研究的结果表明，在主相的晶格的c轴长与稀土类元素浓度满足规定的关系式的情况下，可得到高的磁特性(矫顽力HCJ)。在此，设位于表层(从磁极面到深度500μm的范围)的主相的c轴长为Lc
Figure A20088001106300151
设Nd、Pr、Dy、Tb的浓度分别为MNd、MPr、MDy、MTb(原子％)。其中，MPr≥0、MDy≥0、MTb≥0，但MDy+MTb＞0。即，Pr、Dy、Tb的各浓度可以为零，但Dy浓度和Tb浓度两者不都为零。
另外，按照以下公式定义MRL、MRH、MR。
MNd+MPr＝MRL，
MDy+MTb＝MRH，
MRL+MRH＝MR
此时，在满足以下的关系式的区域存在的情况下，即使MRH少也可达到特别高的矫顽力HCJ。
Lc≥12.05，
Lc+(0.18-0.05×MTb/MRH)×MRH/MR-0.03×MPr/MRL≤12.18
(其中，0＜MRH/MR≤0.4)
图4(b)是用由MPr＝0、MTb＝0的上述关系式规定的范围(梯形区域)表示的图。另外，图4(b)所示的倾斜的虚线表示比较例的R-Fe-B烧结磁铁的c轴长与MDy/MR的关系。
参照图4(b)对由上述关系式规定的范围进行说明。
首先，对0＜MRH/MR≤0.4的关系式进行说明。如上所述，随着重稀土类元素RH的置换量相对于稀土类元素R的总量变大，矫顽力HCJ提高，但当重稀土类元素RH的置换量变得过大时，矫顽力HCJ的提高效果饱和。因此，优选重稀土类元素RH的浓度相对于稀土类元素R的合计浓度的比例为0.4以下。
接着，对Lc≥12.05的关系式进行说明。
进行了使大量重稀土类元素RH从烧结磁体表面扩散、在表层的主相外壳形成高浓度的RH扩散部、以使矫顽力HCJ提高的研究，结果表明，即使是大量扩散，RH扩散部也不会浓化到一定量以上，另外，矫顽力HCJ也不会提高。矫顽力HCJ的提高效果饱和时的RH扩散部的c轴长也未达到一定值以下，在0＜MRH/MR≤0.4的范围内，c轴长度的下限值为12.05
Figure A20088001106300152
接着，对Lc+(0.18-0.05×MTb/MRH)×MRH/MR-0.03×MPr/MRL≤12.18的关系式进行说明。
如上所述，在以往的烧结磁铁中，能够用y＝-0.2x+12.20的一次式来近似c轴长与重稀土类元素RH的关系。另一方面，在如本发明那样使重稀土类元素RH从烧结磁体表面扩散、在主相外壳部高效地使重稀土类元素RH浓化从而使矫顽力HCJ提高的组织中，即使是相同的RH量(RH比：MRH/MR)，其c轴长也小于以往的烧结磁铁的c轴长。根据本申请发明人的研究，希望c轴长相对于以往例至少相差0.01
Figure A20088001106300161
以上、优选相差0.02
Figure A20088001106300162
以上。可知，在该情况下，MPr＝0、MTb＝0的c轴长的上限能够用y＝-0.18x+12.18来一次近似。
以往的磁铁的直线的倾斜度(-0.2)与实施例的倾斜度(-0.18)不同的理由是因为：y截距(MRH/MR＝0)不同，而将全部稀土类元素R用重稀土类元素RH置换时(MRH/MR＝1)的c轴长相同。
根据以上的理由，在表层附近存在2个峰的部分的c轴长满足上述的关系式。
另外，对c轴长变短的部分的深度进行调查。
图5是表示距实施例的烧结磁铁表面的深度与该深度的主相的c轴长的关系的图。通过对为了求出图4(a)所示的实施例的c轴长而准备的样品的表面进行研磨，在距烧结磁铁表面深度不同的位置依次进行X射线衍射测定，求出c轴长。
由图5可知，在烧结磁铁表面(＝深度0μm)，c轴长相当短，由此可推测重稀土类元素RH已充分浓化。另一方面，可知，在距烧结磁铁表面的深度为10μm左右～200μm左右的范围内，c轴长几乎不变化。可认为该范围相当于重稀土类元素RH未到达主相的中心而在主相外壳部浓化的区域。
另外，在从烧结磁铁表面到深度200μm的区域，存在有在使用CuKα射线的X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内能够观测到由(008)面引起的2个峰值的部分。因照射CuKα射线的部位的不同，也有只观察到1个峰的情况，但这可认为是因为观察到了与图1的BB′面相当的面。
在此使用的样品中，在距烧结体表面的深度从200μm左右到300μm左右的区域，c轴长增加，但当深度达到300μm左右时，c轴长未发现有变化。可认为：在该样品中，在深度为300μm以上的区域，Dy几乎未扩散到主相内，观察到图1的CC′面。
但是，在对超过深度200μm的区域评价磁铁特性时，确认了矫顽力HCJ提高。由此可推测：即使在超过深度200μm的区域，虽然极少但是Dy也扩散到主相内，有助于矫顽力增加。
c轴长的变化可被看到的区域的深度，在图5的例子中为200μm，但该深度根据扩散处理的条件、例如处理时间和温度而变化。例如，如果将扩散处理进行更长时间，则也可能直到500μm的深度才改变c轴长。但是，在超过500μm的条件下，处理时间达到长时间，大量消耗被扩散的重稀土类元素，并且与500μm以内的情况相比，得不到显著的特性改善，因此有效的深度为500μm以内。
在本发明中，使重稀土类元素RH扩散并导入烧结磁体内部的方法只要是晶界扩散优先进行的方法，就没有特别限定，例如可举出后述的蒸镀扩散法。该蒸镀扩散法在以下方面特别优选：烧结磁体表层部分的晶内扩散难以发生，另外，附着在蒸镀装置内的壁面等上的浪费的重稀土类元素RH少，能以低成本进行扩散处理。
以下，对蒸镀扩散法进行详细说明。
在蒸镀扩散法中，将难以气化(升华)的重稀土类元素RH的块体、和稀土类烧结磁体在处理室内极近距离地配置，并将两者加热到700℃以上1100℃以下，由此，将RH块体的气化(升华)抑制为RH膜的生长速度与RH向烧结磁体内部的扩散速度相比不会非常大的程度，同时使飞到烧结磁体表面的重稀土类元素RH迅速地扩散到烧结磁体内部。700℃以上1100℃以下的温度范围是几乎不发生重稀土类元素RH的气化(升华)的温度，也是R-Fe-B系稀土类烧结磁体内部的稀土类元素的通过晶界相的扩散活跃地发生的温度。因此，飞到磁体表面的重稀土类元素RH，与在磁体表面形成膜相比，能够优先地促进向磁体内部的晶界扩散。
根据蒸镀扩散法，与重稀土类元素RH向位于烧结磁体表面附近的主相的内部扩散的速度(速率)相比，重稀土类元素RH以更高的速度向磁体内部进行晶界扩散、渗透。
以往，认为Dy等重稀土类元素RH的气化(升华)需要加热到超过1200℃的高温，在700℃以上1200℃以下的加热中，Dy的饱和蒸气压为大气压的10万分之一(大约1Pa)以下，因此，可认为不可能使Dy在烧结磁体表面析出。但是，根据本发明人的实验可知，与以往的预测相反，即使在700℃以上1100℃以下也能够向相对配置的稀土类磁体供给重稀土类元素RH并使其扩散。
在烧结磁体的表面形成重稀土类元素RH的膜(RH膜)之后、通过热处理使其扩散到烧结磁体的内部的技术中，在与RH膜相接的磁体表层部分的区域，RH元素的浓度差非常大，因此，晶内扩散显著地进行，残留磁通密度降低。与此相对，在蒸镀扩散法中，在将RH膜的生长速率抑制得较低的状态下，向烧结磁体的表面供给重稀土类元素RH，同时将烧结磁体的温度保持在适合扩散的水平，因此，飞到磁体表面的重稀土类元素RH通过晶界扩散迅速地向烧结磁体内部渗透。此时，晶界相的RH元素的浓度比较低，因此，RH元素向主相晶粒内的扩散不怎么发生。因此，即使在磁体表层部分的区域，也比晶内扩散更优先地发生晶界扩散，RH元素浓缩后的主相外壳部的厚度小，能够抑制残留磁通密度Br的降低，有效地提高矫顽力HCJ。
R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的矫顽力产生机理为成核型，因此，当提高主相外壳部的结晶磁各向异性时，在主相外壳部，逆磁畴的核生成被抑制，结果，主相整体的矫顽力HCJ有效地提高。在蒸镀扩散法中，不仅在接近烧结磁体表面的区域，能够在主相外壳部形成重稀土类置换层，而且在自烧结磁体表面起较深的区域，也能够在主相外壳部形成重稀土类置换层，因此，烧结磁体整体的矫顽力HCJ充分地提高。
作为要在主相外壳部与轻稀土类元素RL置换的重稀土类元素RH，当考虑蒸镀扩散的发生容易度、成本等时，最优选Dy。但是，Tb2Fe14B的结晶磁各向异性比Dy2Fe14B的结晶磁各向异性高，具有Nd2Fe14B的结晶磁各向异性的约3倍的大小，因此，当使Tb蒸镀扩散时，能够最有效地实现不使烧结磁铁的残留磁通密度降低而使矫顽力提高。在使用Tb的情况下，Tb的饱和蒸气压比Dy的饱和蒸气压低，因此，优选与使用Dy的情况相比，在高温高真空度下进行蒸镀扩散。
由上述说明可知，在本发明中，不一定需要在原料合金的阶段添加重稀土类元素RH。即，准备含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr中的至少1种)作为稀土类元素R的公知的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁，将重稀土类元素RH从其表面扩散到磁铁内部。当在磁铁表面形成有以往的重稀土类元素RH的覆膜情况下，即使提高扩散处理温度，也难以抑制向主相内部的扩散同时使重稀土类元素RH向磁铁内部的深处扩散，但根据本发明，利用重稀土类元素RH的晶界扩散，能够有效地向位于烧结磁铁内部的主相的外壳部供给重稀土类元素RH。当然，本发明也可以应用于在原料合金的阶段添加有重稀土类元素RH的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁。但是，在原料合金的阶段添加有大量的重稀土类元素RH的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁中，不能充分地得到本发明的效果，因此，可添加相对少量的重稀土类元素RH。
接着，参照图6对蒸镀扩散法的优选例子进行说明。图6表示烧结磁体2与RH块体4的配置例。在图6所示的例子中，在由高熔点金属材料构成的处理室6的内部，烧结磁体2与RH块体4隔开规定间隔相对配置。图6的处理室6包括保持多个烧结磁体2的部件、和保持RH块体4的部件。在图6的例子中，烧结磁体2和上方的RH块体4由Nb制的网8保持。保持烧结磁体2和RH块体4的结构并不限定于上述的例子，是任意的。但是，不应该采用将烧结磁体2与RH块体4之间遮断的那样的结构。本申请中的“相对”是指烧结磁体与RH块体之间未被遮断而相对。另外，“相对配置”不需要配置成主要的表面彼此平行。
通过利用未图示的加热装置对处理室6进行加热，使处理室6的温度上升。此时，将处理室6的温度调整为例如700℃～1100℃、优选850℃～1000℃、更优选850℃～950℃的范围。在该温度区域，重稀土类元素RH的蒸气压很小，几乎不气化。根据以往的技术常识，可认为：在这样的温度范围，无法将从RH块体4蒸发的重稀土类元素RH供给烧结磁体2的表面并进行成膜。
但是，本发明人发现：通过使烧结磁体2与RH块体4不接触而接近配置，能够使重稀土类元素RH在烧结磁体2的表面以相当于每小时几μm(例如0.5～5μm/Hr)的低速率析出，而且，通过将烧结磁体2的温度调节到与RH块体4的温度相同或比其高的适当的温度范围内，能够将从气相析出的重稀土类元素RH照原样地深深地扩散到烧结磁体2的内部。该温度范围为重稀土类元素RH沿着烧结磁体2的晶界相向内部扩散的优选的温度区域，可有效地进行重稀土类元素RH的缓慢的析出和向磁体内部的快速的扩散。
在蒸镀扩散法中，如上述那样使稍微气化的RH在烧结磁体表面以低速率析出，因此，不需要像以往的基于气相成膜的RH的析出那样，将处理室内加热到高温、或对烧结磁体和RH块体施加电压。
在蒸镀扩散法中，如上所述，一边抑制RH块体的气化、升华，一边使飞到烧结磁体表面的重稀土类元素RH迅速地扩散到磁体内部。为此，优选RH块体的温度设定在700℃以上1100℃以下的范围内，并且烧结磁体的温度设定在700℃以上1100℃以下的范围内。
烧结磁体2与RH块体4的间隔设定为0.1mm～300mm。该间隔优选为1mm以上50mm以下，更优选为20mm以下，进一步优选为10mm以下。只要能维持以这样的距离分离的状态，则烧结磁体2与RH块体4的配置关系可以是上下，也可以是左右，还可以是相互相对地移动的那样的配置。但是，优选蒸镀扩散处理中的烧结磁体2和RH块体4的距离不变化。不优选例如将烧结磁体收纳在旋转滚筒中一边搅拌一边进行处理的那样的方式。另外，只要是上述那样的距离范围内，气化后的RH就会形成均匀的RH气氛，因此，相对的面的面积不限，彼此的面积最小的面相对也可以。
在以往的蒸镀装置的情况下，蒸镀材料供给部分的周围的机构成为障碍，或需要使电子束、离子与蒸镀材料供给部分碰撞，因此，需要在蒸镀材料供给部分与被处理物之间设置相当的距离。因此，不像蒸镀扩散法那样使蒸镀材料供给部分(RH块体4)与被处理物(烧结磁体2)接近配置。其结果，可认为：只要不将蒸镀材料加热到充分高的温度，并使其充分气化，就不能向被处理物上充分地供给蒸镀材料。
与此相对，在蒸镀扩散法中，不需要用于使蒸镀材料气化(升华)的特别的机构，通过控制处理室整体的温度，能够使重稀土类元素RH在烧结磁体表面析出。另外，本说明书中的处理室为宽阔地包含配置有烧结磁体2和RH块体4的空间的处理室，既有指热处理炉的处理室的情况，也有指收纳在那样的处理室内的处理容器的情况。
另外，在蒸镀扩散法中，RH元素的气化量少，但因为将烧结磁体与RH块体4非接触并且极近距离地配置，所以，气化后的RH元素高效地在烧结磁体表面析出，毕竟是在RH元素的蒸气压低的温度区域进行处理，因此很少附着在处理室内的壁面等上。另外，如果处理室的壁面由Nb等耐热合金或陶瓷等不与RH反应的材质制作，则附着在壁面上的重稀土类元素RH再次气化，最终在烧结磁体表面析出。因此，能够抑制作为贵重资源的重稀土类元素RH的浪费的消耗。另外，尽管RH元素的蒸气压低但也能够供给磁体内部的主相外壳部，可认为是因为磁体的主相与RH元素的亲和力强。
在用蒸镀扩散法进行的扩散工序的处理温度范围，RH块体难以熔融软化，重稀土类元素RH从其表面气化(升华)，因此，在一次处理工序中，RH块体的外观形状不会发生大的变化，能够重复使用。
另外，因为将RH块体与烧结磁体接近配置，所以，在具有相同容积的处理室内能够搭载的烧结磁体的量增加，装载效率高。另外，因为不需要大规模的装置，所以，能够有效地利用通常的真空热处理炉，从而能够避免制造成本的上升，是实用的。
优选热处理时的处理室内为惰性气氛。本说明书中的惰性气氛包括真空、或充满惰性气体的状态。另外，惰性气体为例如氩(Ar)等稀有气体，只要是与RH块体和烧结磁体之间不发生化学反应的气体，就能包括在惰性气体中。惰性气体的压力被减压为低于大气压的值。当处理室内的气氛压力接近大气压时，难以从RH块体向烧结磁体的表面供给重稀土类元素RH，但扩散量由从烧结磁体表面向内部的扩散速度控制，因此，处理室内的气氛压力只要为例如102Pa以下即充分，在其以上，即使降低处理室内的气氛压力，重稀土类元素RH的扩散量(矫顽力的提高度)也不会受大的影响。扩散量对烧结磁体的温度比对压力更敏感。
飞到烧结磁体的表面并析出的重稀土类元素RH，以气氛的热和烧结磁体界面的RH浓度的差作为驱动力，在晶界相中向烧结磁体内部扩散。此时，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的一部分由从烧结磁体表面扩散渗透来的重稀土类元素RH置换。其结果，在R2Fe14B相的外壳部形成重稀土类元素RH被浓缩的层。
通过形成这样的RH浓缩层，主相外壳部的结晶磁各向异性提高，矫顽力HCJ提高。即，通过使用很少的重稀土类元素RH，使重稀土类元素RH扩散渗透到烧结磁体内部的深处，在主相外壳部有效地形成RH浓化层，因此，能够抑制残留磁通密度Br的降低，同时对磁铁整体使矫顽力HCJ提高。
根据在烧结磁体的表面形成重稀土类元素RH的膜(RH膜)之后、通过热处理使其扩散到烧结磁体的内部的方法，Dy等重稀土类元素RH在烧结磁体的表面堆积的速度(膜的生长速率)与重稀土类元素RH向烧结磁体的内部扩散的速度(扩散速度)相比非常高。因此，在烧结磁体的表面形成厚度几μm以上的RH膜之后，重稀土类元素RH从该RH膜向烧结磁体的内部扩散。不是从气相而是从作为固相的RH膜供给的重稀土类元素RH，不仅在晶界扩散，而且容易产生向位于烧结磁体表层部分的区域的主相的内部的晶内扩散，使残留磁通密度Br大大地降低。在主相内部重稀土类元素RH也进行晶内扩散、使残留磁通密度Br降低的区域成为烧结磁体的表层部分的例如厚度100～几百μm左右的区域。
但是，根据蒸镀扩散法，从气相供给的Dy等重稀土类元素RH与烧结磁体的表面碰撞后，迅速地向烧结磁体的内部扩散。这意味着在重稀土类元素RH扩散到位于磁体表层部分的区域的主相的内部之前，以更高的扩散速度通过晶界相而深深地渗透到烧结磁体的内部。即，在蒸镀扩散法中，即使在烧结磁体表层部分的区域，也难以进行晶内扩散。
扩散而导入的RH的含量，以磁铁整体的重量比计，优选设定为0.05％以上1.5％以下的范围。这是因为：当超过1.5％时，在烧结磁体内部的晶粒中也进行晶内扩散，有可能无法抑制残留磁通密度Br的降低，当小于0.05％时，矫顽力HCJ的提高效果小。通过在上述的温度区域和压力区域进行10～180分钟的热处理，能够达到0.1％～1％的扩散量。处理时间是指RH块体和烧结磁体的温度在700℃以上1100℃以下且压力在10-5Pa以上500Pa以下的时间，不一定只表示特定的温度、压力被保持为一定的时间。
进行RH扩散导入之前的烧结磁体的表面状态优选更接近金属状态，以使RH容易扩散渗透，最好在事前进行酸清洗、喷砂处理等活化处理。尤其是在蒸镀扩散法以外的现有技术中，需要进行上述活化处理将烧结磁体表面的氧化层除去。但是，在蒸镀扩散法中，当重稀土类元素RH气化、并以活性的状态附着在烧结磁体的表面时，以比形成固体的层更高的速度向烧结磁体的内部扩散，因此，烧结磁体的表面也可以处于例如烧结工序后或切断加工完成后的氧化进行后的状态。
另外，根据蒸镀扩散，处理后的晶界相的重稀土类元素RH的浓度比较低。通过扩散而导入的重稀土类元素RH在主相外壳部被浓化，主相外壳部的RH浓度呈现比晶界的RH浓度高的值。这可认为因为是供给晶界相的重稀土类元素RH的量比较少的处理方法，并且主相与重稀土类元素RH的亲和力大于晶界相与重稀土类元素RH的亲和力而产生。这样的浓度分布不能通过在烧结体表面堆积Dy膜、并利用此后的扩散热处理使Dy从Dy膜向烧结体内部扩散的方法、或2合金混合法实现。可认为是因为：在这些方法中，重稀土类元素RH向晶界相的供给量过多。
根据蒸镀扩散法，能够使重稀土类元素RH主要经由晶界相扩散，因此，通过调节处理时间，能够使重稀土类元素RH有效地向烧结磁体内部的更深的位置扩散。
RH块体的形状、大小没有特别限定，可以为板状，也可以为不定形(石块状)。在RH块体上可以存在多个微小孔(直径几10μm左右)。优选RH块体由至少包括1种重稀土类元素RH的重稀土类元素RH或包括RH的合金形成。另外，RH块体的材料的蒸气压越高，每单位时间的RH导入量越大，越有效。含有重稀土类元素RH的氧化物、氟化物、氮化物等的蒸气压非常低，在本条件范围(温度、真空度)内，几乎不发生蒸镀扩散。因此，即使由含有重稀土类元素RH的氧化物、氟化物、氮化物等形成RH块体，也不能得到矫顽力提高效果。
当对经过本发明的蒸镀扩散工序的磁铁进一步进行追加热处理时，能够使矫顽力(HCJ)和矩形比(Hk/HCJ)进一步提高。追加热处理的条件(处理温度、时间)可以为与蒸镀扩散条件同样的条件。
追加热处理可以在扩散工序结束后，将Ar分压提高到103Pa左右以使重稀土类元素RH不蒸发，直接仅进行热处理，也可以在结束一次扩散工序后，不配置RH蒸发源而在与再次扩散工序相同的条件下仅进行热处理。
在本发明中，可以使重稀土类元素RH从烧结磁体的整个表面扩散渗透，也可以使重稀土类元素RH从烧结磁体表面的一部分扩散渗透。为了使RH从烧结磁体表面的一部分扩散渗透，例如，能够采用在烧结磁体中不希望使RH扩散渗透的部分用Nb等的耐热合金等难以与烧结磁体反应的材质的箔包住的方法、和将不希望使其扩散的部分与RH块体之间用耐热性的板等遮蔽的方法，然后，只要利用上述的方法进行热处理即可。在进行遮蔽的情况下，可以使烧结磁体与遮蔽物接触，但在该情况下，优选使用遮蔽物与烧结磁体不发生反应的物质。根据这样的方法，能够得到部分地提高了矫顽力HCJ的磁铁。另外，通过遮蔽物的适当的选择，几乎不发生RH元素向遮蔽物的析出，不会浪费地消耗RH元素。
部分地提高了矫顽力HCJ的烧结磁铁，在单体中得不到大的效果，但在应用于转子和定子等永久磁铁式旋转机等应用制品的情况下，能够期待高的效果。例如，可认为：在永久磁铁式的旋转机中，在电动机等工作时，烧结磁铁会受到退磁场的作用，但该退磁场在大多情况下，不会均匀地作用于烧结磁铁整体。在这样的情况下，利用模拟等进行解析，掌握大的退磁场起作用的部分，仅在该部分使重稀土类元素RH扩散以提高矫顽力HCJ，由此，能够抑制烧结磁铁的不可逆退磁。通过使重稀土类元素RH只扩散退磁场起作用的部分所需要的量，与简单地向烧结磁铁整体扩散的情况相比，能够进一步减少RH的使用量，成为大的优点。另外，扩散有重稀土类元素RH的表层，即使在使晶界扩散优先进行的情况下，残留磁通密度Br也会降低虽然降低得很少，但是，通过这样部分地使RH扩散，未使其扩散的部分增加，作为结果，残留磁通密度Br几乎不下降。
据推测：在这样部分地使重稀土类元素RH扩散以提高矫顽力HCJ的烧结磁铁中，扩散的面与未扩散的面的晶格常数不同。因此，进行使用CuKα射线的X射线衍射测定的结果表明，当设扩散有重稀土类元素RH的表面与未扩散有重稀土类元素RH的表面各自的主相的晶格的c轴长为LC1
Figure A20088001106300251
LC2
Figure A20088001106300252
时，存在
LC2-LC1≥0.02
Figure A20088001106300253
的关系。
例如，由图5可知，扩散有重稀土类元素RH的面，至少从表面到200μm的深度能够确认c轴长的变化，因此，可认为：在这样部分地使重稀土类元素RH扩散的烧结磁铁，在1～2mm左右的小件磁铁上效果(抑制残留磁通密度降低的效果)小，倒不如适合用于具有2mm以上、优选3mm以上的厚度的磁铁。
另外，对于厚度小于2mm的磁铁，c轴长发生变化的深度小于200μm就充分，例如在磁铁厚度为1mm的情况下，例如通过较短地设定扩散处理的时间，能够使c轴长发生变化的深度为距表面100μm左右。
以下，对制造本发明的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁的方法的优选实施方式进行说明。
(实施方式)
准备包含25质量％以上40质量％以下的稀土类元素R和0.6质量％～1.6质量％的B(硼)、其余部分为Fe和不可避的杂质的合金。在此，R的一部分(10质量％以下)可以用重稀土类元素RH置换。另外，B的一部分可以由C(碳)置换，Fe的一部分(50质量％以下)可以由其它的过渡金属元素(例如，Co或Ni)置换。根据各种目的，该合金可以含有0.01～1.0质量％左右的选自Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb和Bi中的至少1种添加元素M。
上述的合金可通过例如带铸法将原料合金的熔液急冷而适当地制作。以下，对利用带铸法进行的急冷凝固合金的制作进行说明。
首先，将具有上述组成的原料合金在氩气氛中通过高频熔化而熔化，形成原料合金的熔液。接着，将该熔液保持在1350℃左右之后，利用单辊法进行急冷，得到例如厚度约0.3mm的片状合金铸块。将这样制作的合金铸片在接下来的氢粉碎前粉碎成例如1～10mm的片状。另外，基于带铸法的原料合金的制造方法，在例如美国专利第5383978号说明书中有公开。
[粗粉碎工序]
将上述的粗粉碎为片状的合金铸片收容在氢炉的内部。接着，在氢炉的内部进行氢脆化处理(以下，有时称为“氢粉碎处理”)工序。在将氢粉碎后的粗粉碎粉合金粉末从氢炉中取出时，优选在惰性气氛下执行取出动作，以使粗粉碎粉不与大气接触。因为那样的话，能够防止粗粉碎粉氧化、发热，能够抑制磁铁的磁特性的降低。
通过氢粉碎，稀土类合金被粉碎为0.1mm～几mm左右的大小，其平均粒径成为500μm以下。优选在氢粉碎后，将已脆化的原料合金更细地粉碎并且冷却。当在比较高的温度状态下取出原料的情况下，只要相对地延长冷却处理的时间即可。
[微粉碎工序]
接着，使用喷射式粉碎装置对粗粉碎粉执行微粉碎。在本实施方式中使用的喷射式粉碎装置，连接有旋流分级机。喷射式粉碎装置接收在粗粉碎工序中被粗粉碎的稀土类合金(粗粉碎粉)的供给，在粉碎机内进行粉碎。在粉碎机内被粉碎后的粉末经过旋流分级机而被收集在回收罐中。这样，能够得到0.1～20μm左右(典型地，平均粒径3～5μm)的微粉末。在这样的微粉碎中使用的粉碎装置并不限定于喷射式粉碎装置，也可以是超微磨碎机或球磨机。在粉碎时，可以使用硬脂酸锌等润滑剂作为粉碎助剂。
[压制成形]
在本实施方式中，对用上述方法制作的合金粉末，在例如摇摆式混合机内添加、混合例如0.3wt％的润滑剂，用润滑剂包覆合金粉末颗粒的表面。接着，使用公知的压制装置将用上述方法制作的合金粉末在取向磁场中进行成形。施加的磁场的强度为例如1.5～1.7特斯拉(T)。另外，成形压力设定为使得成形体的生材密度(green density)为例如4～4.5g/cm3左右。
[烧结工序]
优选对上述的粉末成形体依次进行：在650～1000℃的温度下保持10～240分钟的工序；和然后，在比上述保持温度高的温度(例如，1000～1200℃)下进一步进行烧结的工序。在烧结时，尤其是生成液相时(温度在650～1000℃的范围内时)，晶界相中的富R相开始熔融，形成液相。然后，烧结进行，形成烧结磁体。如上所述，即使在烧结磁体的表面被氧化的状态下，也能够实施蒸镀扩散处理，因此，可以在烧结工序之后，进行时效处理(400℃～700℃)和用于尺寸调整的磨削。
[蒸镀扩散工序]
接着，使重稀土类元素RH高效地向这样制作的烧结磁体扩散。具体而言，将包含重稀土类元素RH的RH块体与烧结磁体配置在图6所示的处理室内，通过加热，从RH块体向烧结磁体表面供给重稀土类元素RH，同时使其向烧结磁体的内部扩散。另外，可以在蒸镀扩散工序后，根据需要进行时效处理(400℃～700℃)。
在本实施方式的蒸镀扩散工序中，优选使烧结磁体的温度与RH块体的温度相同或为其以上。在此，烧结磁体的温度与RH块体的温度相同，是指两者的温度差在20℃以内。具体而言，将RH块体的温度设定在700℃以上1100℃以下的范围内，并且将烧结磁体的温度设定在700℃以上1100℃以下的范围内。上述RH块体的温度和烧结磁体的温度优选为大于等于850℃小于1000℃，更优选为850℃～950℃。另外，烧结磁体与RH块体的间隔，如上所述，设定为0.1mm～300mm。
另外，蒸镀扩散工序时的气氛气体的压力如果为10-5～500Pa，则RH块体的气化(升华)适当地进行，能够进行蒸镀扩散处理。为了有效地进行蒸镀扩散处理，优选将气氛气体的压力设定在10-3～1Pa的范围内。另外，优选将RH块体和烧结磁体的温度保持在700℃以上1100℃以下的范围内的时间设定为10分钟～600分钟的范围。但是，保持时间是指RH块体和烧结磁体的温度在700℃以上1100℃以下且压力在10-5Pa以上500Pa以下的时间，并不一定只表示特定的温度、压力被保持为一定的时间。
扩散层的深度能够利用温度与时间的组合进行各种改变。例如，如果设定为高温或长时间，则扩散层变深。
另外，RH块体不需要由1种元素构成，可以含有重稀土类元素RH和元素X(选自Nd、Pr、La、Ce、Al、Zn、Sn、Cu、Co、Fe、Ag和In中的至少1种)的合金。这样的元素X使晶界相的熔点降低，因此，能够期待促进重稀土类元素RH的晶界扩散的效果。
另外，在蒸镀扩散时，晶界相的Nd、Pr虽然微量但会气化，因此，如果元素X为Nd和/或Pr，则能够补偿已蒸发的Nd和/或Pr，优选。
可以在扩散处理之后，进行上述的追加热处理(700℃～1100℃)。另外，根据需要进行时效处理(400℃～700℃)，但在进行追加热处理(700℃～1100℃)的情况下，优选在其后进行时效处理。追加热处理与时效处理可以在同一处理室内进行。
在实际应用中，优选对蒸镀扩散后的烧结磁铁实施表面处理。表面处理可以为公知的表面处理，例如，可以进行Al蒸镀、Ni电镀、树脂涂装等表面处理。可以在进行表面处理之前进行喷砂处理、滚筒抛光处理、蚀刻处理、机械磨削等公知的前处理。另外，可以在扩散处理后进行用于尺寸调整的磨削。即使经过这样的工序，矫顽力提高效果也几乎不变。用于尺寸调整的磨削量为1～300μm，更优选为5～100μm，进一步优选为10～30μm。
但是，扩散层的深度与在X射线衍射中观察到2个(008)面的衍射峰的区域的深度、c轴长变化的区域的深度并不一定相同，通常，扩散层较深。这是因为：在RH扩散层为极微量时，X射线衍射的衍射强度弱，因此，不能观察到衍射峰。
实施例
(实施例1)
首先，如表1(单位：质量％)所示，利用带铸法制作具有Dy为0～10质量％的组成的、平均厚度0.2～0.3mm的合金薄片。
[表1]
Figure A20088001106300281
接着，将这些合金薄片填充到容器中，收容在氢处理装置内。然后，用压力500kPa的氢气充满氢处理装置内，由此，在室温下使合金薄片吸藏氢之后，使氢放出。通过进行这样的氢处理，将合金薄片脆化，制作出大小约0.15～0.2mm的不定形粉末。
在通过上述的氢处理制作出的粗粉碎粉末中添加0.04wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂并进行混合后，进行由喷射式粉碎装置进行的粉碎工序，由此制作出粉末粒径约3μm的微粉末。
利用压制装置对这样制作出的微粉末进行成形，制作出粉末成形体。具体而言，在施加磁场中以使粉末颗粒磁场取向后的状态进行压缩，进行压制成形。然后，将成形体从压制装置中拔出，利用真空炉在1020～1060℃下进行4小时的烧结工序。这样，制作出烧结体块之后，对该烧结体块进行机械加工，由此得到厚3mm×长10mm×宽10mm的烧结磁体。这样，得到与表1的合金a～e分别对应的烧结磁体a′～e′。
接着，将烧结磁体a′～e′用0.3％硝酸水溶液进行酸洗，并使其干燥后，将其配置在具有图6所示的结构的处理容器内。本实施例中使用的处理容器由Mo形成，包括支撑多个烧结体的部件、和保持2块RH块体的部件。烧结磁体与RH块体的间隔设定为5～9mm左右。RH块体由纯度99.9％的Dy形成，并具有30mm×30mm×5mm的尺寸。
接着，将图6的处理容器放置在真空热处理炉中进行蒸镀扩散处理。处理条件为在1×10-2Pa的压力下进行升温、并在900℃下保持3～5小时，调节成使得向烧结磁体a′～e′的Dy扩散(导入)量成为1.0质量％，得到蒸镀扩散材料A～E。将它们的组成示于表2(单位为质量％)。
[表2]
对烧结体a′～e′、和蒸镀扩散材料A～E分别进行了X射线衍射测定。在X射线衍射测定中，使用(日本)理学电机株式会社制的X射线衍射装置(RINT2400)。将测定条件示于表3。
[表3]
射线源   电压(kV)   电流(mA)   测定范围(2θ)   步长(°)   扫描速度(°/分)
  Cu   50   180   20～70   0.04   4.0
另外，为了测定与磁极面平行的面，样品以与尺寸为10mm×10mm的磁极面平行的面呈现在表面的状态固定在样品夹上。对该表面的基于θ-2θ法的X射线衍射测定的结果，根据主相结晶的(004)面、(006)面、(008)面的衍射峰求出θ，根据2d×sinθ＝λ的关系式，计算出面间隔d值。在此，λ为X射线波长。
另外，在观察到由(008)面引起的2个峰值的情况下，将相对较小的d值用于c轴长的计算。在计算时，使用上述的公式。
对于进行了蒸镀扩散的样品，不仅对烧结体表面进行X射线衍射测定，而且从表面进行研磨，而且对距最初的烧结体表面的深度分别为40μm、80μm、120μm、200μm、300μm位置的与磁极面平行的研磨面(尺寸：10mm×10mm)也进行X射线衍射测定。
另外，作为基于2合金混合法的比较例，将合金a的粉末与合金e的粉末以1∶1的比进行配合，制作出作为整体与烧结磁体c′的组成相等的烧结磁体“f′”。对该样品也同样地进行了X射线衍射测定。
将进行了Dy的蒸镀扩散的实施例的测定结果示于表4。另外，将未进行Dy的蒸镀扩散的样品(比较例)的测定结果示于表5。
另外，MDy和MR分别表示Dy量和R量。这些量由ICP分析求出。蒸镀扩散后的样品的MDy、MDy/MR的值为进行蒸镀扩散后的烧结磁铁整体的浓度(原子％)的平均值。
[表4]
Figure A20088001106300311
[表5]
Figure A20088001106300321
另外，表4、表5中的“峰数”表示在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到的衍射峰的数量。
由表4可知，在进行了蒸镀扩散的实施例中，在从烧结体表面到深度500μm的区域内的与磁极面平行的面中，存在有在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到2个衍射峰的面。另外，确认了在从烧结体表面(＝0μm)到某深度200μm的区域内，c轴长变短。
另一方面，由表5可知，在未进行蒸镀扩散的比较例的样品a′～e′、和将Dy量不同的2种合金粉末混合并进行烧结而得到的比较例的样品f′中，在从烧结体表面到深度500μm的区域内，未确认在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到2个衍射峰的面。
(实施例2)
利用带铸法制作出配合成具有表6所示的组成(单位为质量％)的平均厚度0.2～0.3mm的合金薄片g～i。
[表6]
Figure A20088001106300322
接着，将这些合金薄片填充到容器中，收容在氢处理装置内。然后，用压力500kPa的氢气充满氢处理装置内，由此，在室温下使合金薄片吸藏氢之后，使氢放出。通过进行这样的氢处理，将合金薄片脆化，制作出大小约0.15～0.2mm的不定形粉末。
在通过上述的氢处理制作出的粗粉碎粉末中添加0.04wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂并进行混合后，进行由喷射式粉碎装置进行的粉碎工序，由此制作出粉末粒径约3μm的微粉末。
利用压制装置对这样制作出的微粉末进行成形，制作出粉末成形体。具体而言，在施加磁场中以使粉末颗粒磁场取向后的状态进行压缩，进行压制成形。然后，将成形体从压制装置中拔出，利用真空炉在1020～1040℃下进行4小时的烧结工序。这样，制作出烧结体块之后，对该烧结体块进行机械加工，由此得到厚3mm×长10mm×宽10mm的烧结磁体。
将分别由表6所示的合金g～i制作出的烧结磁体g′～i′用0.3％硝酸水溶液进行酸洗，并使其干燥后，将其配置在具有图6所示的结构的处理容器内。使用的处理容器由Mo形成，包括支撑多个烧结体的部件、和保持2块RH块体的部件。烧结磁体与RH块体的间隔设定为5～9mm左右。RH块体由纯度99.9％的Dy形成，并具有30mm×30mm×5mm的尺寸。
接着，将图6的处理容器放置在真空热处理炉中进行蒸镀扩散处理。处理条件为在1×10-2Pa的压力下进行升温、并在900℃下保持3～4小时，调节成使得向烧结磁体g′～i′的Dy扩散(导入)量成为1.0质量％，得到蒸镀扩散材料G～I。将它们的组成示于表7(单位为质量％)。然后，对未进行蒸镀扩散的烧结磁体g′、h′、i′、以及进行了蒸镀扩散的样品G、H、I分别进行X射线衍射测定。对进行了蒸镀扩散的样品G、H、I，在烧结体表面(＝深度0μm)和深度100μm的位置进行X射线衍射测定。将这些结果示于表8。
[表7]
Figure A20088001106300331
[表8]
在此，表8中的“峰数”也表示在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到的衍射峰的数量。另外，表8中的MRH为重稀土类元素RH的浓度，用原子％表示Dy浓度和Tb浓度的合计值。
由表8可知，即使在原料合金中添加有Nd、Dy以外的稀土类元素(Pr、Tb)，在实施例中，在2θ为60.5～61.5°的范围内也可观察到2个衍射峰。
(实施例3)
利用带铸法制作具有Nd：32.0、B：1.00、Co：0.9、Cu：0.1、Al：0.2、余量：Fe(单位为质量％)的组成、且厚度0.2～0.3mm的合金薄片j。
接着，将该合金薄片填充到容器中，收容在氢处理装置内。然后，用压力500kPa的氢气充满氢处理装置内，由此，在室温下使合金薄片吸藏氢之后，使氢放出。通过进行这样的氢处理，将合金薄片脆化，制作出大小约0.15～0.2mm的不定形粉末。
在通过上述的氢处理制作出的粗粉碎粉末中添加0.04wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂并进行混合后，进行由喷射式粉碎装置进行的粉碎工序，由此制作出粉末粒径约3μm的微粉末。
利用压制装置对这样制作出的微粉末进行成形，制作出粉末成形体。具体而言，在施加磁场中以使粉末颗粒磁场取向后的状态进行压缩，进行压制成形。然后，将成形体从压制装置中拔出，利用真空炉在1020℃下进行4小时的烧结工序。这样，制作出烧结体块之后，对该烧结体块进行机械加工，由此得到厚3mm×长10mm×宽10mm的烧结磁体j′。
将烧结磁体j′用0.3％硝酸水溶液进行酸洗，并使其干燥后，将其配置在具有图6所示的结构的处理容器内。处理容器由Mo形成，包括支撑多个烧结体的部件、和保持2块RH块体的部件。烧结磁体与RH块体的间隔设定为5～9mm左右。RH块体由纯度99.9％的Dy形成，并具有30mm×30mm×5mm的尺寸。
接着，将图6的处理容器放置在真空热处理炉中进行蒸镀扩散处理。处理条件为在1×10-2Pa的压力下进行升温、并在900℃下保持1～2小时，制作出向烧结磁体j′的Dy扩散(导入)量为0.25质量％(J1)、0.5质量％(J2)的2种样品。
另外，作为比较例，制作出在烧结磁体j′上进行Dy的成膜，并进行扩散热处理后的样品。具体而言，进行以下的工序。
首先，进行溅射装置的成膜室内的真空排气，使其压力降低到6×10-4Pa之后，将高纯度Ar气体导入成膜室内，将压力维持在1Pa。接着，通过向成膜室内的电极间提供RF输出300W的高频电力，对烧结磁体的表面进行5分钟的逆溅射。该逆溅射是为了使烧结磁体的表面清洁而进行的，除去了在烧结磁体表面存在的自然氧化膜。
接着，通过向成膜室内的电极间施加DC输出500W和RF输出30W的电力，溅射Dy靶的表面，由此，在烧结磁体表面形成厚度3.75μm(J3)、7.5μm(J4)的Dy层。然后，对在表面形成有Dy膜的烧结磁体，在1×10-2Pa的减压气氛下，在900°下进行2小时的扩散热处理。
对未进行蒸镀扩散的烧结磁体j′、进行了蒸镀扩散的样品J1、J2、在Dy成膜后进行了扩散热处理的样品J3、J4，分别在1Pa的压力、500℃下进行2小时的时效处理。
对这些样品进行3MA/m的脉冲磁化后，测定磁铁特性(残留磁通密度Br、矫顽力HCJ)。
另外，从表面开始研磨10×10mm的面，在深度0、40、80、120μm位置进行X射线衍射测定，观察各深度的c轴长和60.5～61.5°的(008)面的衍射峰。将这些结果示于表9。
[表9]
Figure A20088001106300361
由表9可知，在烧结体的表面堆积Dy膜、然后进行了扩散热处理的样品J3、J4中，在2θ为60.5～61.5°的范围内，未观察到2个衍射峰。另外，可知，当将扩散有相同量Dy的样品彼此进行比较时，与进行了Dy成膜+扩散热处理的样品J3、J4相比，进行了蒸镀扩散的实施例的样品J1、J2的矫顽力HCJ的提高比例大。这意味着：在蒸镀扩散法中，Dy容易扩散到烧结磁体的内部，在表层附近未扩散到主相内部，因此，矫顽力HCJ高效地提高。
产业上的可利用性
本发明的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，在主相外壳部高效地浓缩有重稀土类元素RH，因此，残留磁通密度和矫顽力两者都优异，适合利用于各种用途。

Claims (4)

1.一种R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，其中R为包括Y的稀土类元素，该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁具有R2Fe14B型化合物作为主相，该R2Fe14B型化合物含有轻稀土类元素RL作为主要的稀土类元素R，其中轻稀土类元素RL为Nd和Pr中的至少1种，并且该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁含有重稀土类元素RH，其中重稀土类元素RH为选自Dy和Tb中的至少1种，该R-Fe-B系各向异性烧结磁铁的特征在于，包括：
在使用CuKα射线对位于从所述磁铁的磁极面起深度500μm以内的区域的与所述磁极面平行的面进行的X射线衍射测定中，在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的部分。
2.如权利要求1所述的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，其特征在于：
在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的所述部分，仅占与所述磁极面平行的面中的一部分。
3.如权利要求1所述的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，其特征在于：
在X射线衍射测定中在2θ为60.5～61.5°的范围内观察到至少2个衍射峰的所述部分，在与所述磁极面平行的面中具有1mm2以上的面积。
4.如权利要求1所述的R-Fe-B系各向异性烧结磁铁，其特征在于：
当设Nd、Pr、Dy、Tb的浓度分别为MNd、MPr、MDy、MTb，其中浓度单位为原子％，并设
MNd+MPr＝MRL，
MDy+MTb＝MRH，
MRL+MRH＝MR
时，在所述观察到2个衍射峰的部分，主相的c轴长Lc满足Lc≥12.05，
Lc+(0.18-0.05×MTb/MRH)×MRH/MR-0.03×MPr/MRL≤12.18的关系式，其中，Lc的单位为
Figure A2008800110630003C1
，0＜MRH/MR≤0.4。
CN200880011063XA 2007-09-04 2008-09-02 R-Fe-B系各向异性烧结磁铁 Active CN101652820B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007229113 2007-09-04
JP229113/2007 2007-09-04
PCT/JP2008/002399 WO2009031292A1 (ja) 2007-09-04 2008-09-02 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系異方性焼結磁石

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101652820A true CN101652820A (zh) 2010-02-17
CN101652820B CN101652820B (zh) 2012-06-27

Family

ID=40428616

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200880011063XA Active CN101652820B (zh) 2007-09-04 2008-09-02 R-Fe-B系各向异性烧结磁铁

Country Status (11)

Country Link
US (1) US8177922B2 (zh)
EP (1) EP2184747B1 (zh)
JP (1) JP5201144B2 (zh)
KR (1) KR101474947B1 (zh)
CN (1) CN101652820B (zh)
BR (1) BRPI0816463B1 (zh)
ES (1) ES2536189T3 (zh)
HU (1) HUE025146T2 (zh)
PL (1) PL2184747T3 (zh)
PT (1) PT2184747E (zh)
WO (1) WO2009031292A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103620434A (zh) * 2011-05-17 2014-03-05 日立金属株式会社 磁力特性计算方法、磁力特性计算装置以及计算机程序
CN109478452A (zh) * 2016-08-17 2019-03-15 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5509850B2 (ja) * 2007-07-02 2014-06-04 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
US8177921B2 (en) * 2007-07-27 2012-05-15 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B rare earth sintered magnet
JP5201144B2 (ja) * 2007-09-04 2013-06-05 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系異方性焼結磁石
US9415444B2 (en) * 2009-07-15 2016-08-16 Hitachi Metals, Ltd. Process for production of R-T-B based sintered magnets and R-T-B based sintered magnets
EP2535907B1 (en) 2010-02-10 2017-04-05 Hitachi Metals, Ltd. Magnetic force characteristics computing method, magnetic force characteristics computing device, and computer program
JP5885907B2 (ja) * 2010-03-30 2016-03-16 Tdk株式会社 希土類焼結磁石及びその製造方法、並びにモータ及び自動車
JP5373834B2 (ja) * 2011-02-15 2013-12-18 株式会社豊田中央研究所 希土類磁石およびその製造方法
CN102218531B (zh) * 2011-05-18 2012-12-19 山西众恒磁性材料有限公司 高性能烧结钕铁硼永磁体的混合制备方法
JP5939302B2 (ja) * 2012-08-13 2016-06-22 日立金属株式会社 希土類系焼結磁石の製造方法および成形装置
DE102013205442A1 (de) * 2013-03-27 2014-10-02 Robert Bosch Gmbh Pumpe mit Elektromotor
KR101543111B1 (ko) * 2013-12-17 2015-08-10 현대자동차주식회사 NdFeB 영구자석 및 그 제조방법
CN110853854B (zh) * 2019-11-13 2021-03-16 北京工业大学 一种两步扩散法制备高性能双主相烧结混合稀土铁硼磁体的方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0663086B2 (ja) 1985-09-27 1994-08-17 住友特殊金属株式会社 永久磁石材料及びその製造方法
EP0556751B1 (en) 1992-02-15 1998-06-10 Santoku Metal Industry Co., Ltd. Alloy ingot for permanent magnet, anisotropic powders for permanent magnet, method for producing same and permanent magnet
JP3516820B2 (ja) * 1996-09-17 2004-04-05 住友特殊金属株式会社 希土類永久磁石用合金原料、希土類永久磁石用合金粉末及び希土類永久磁石の製造方法
DE69911138T2 (de) * 1998-10-14 2004-07-22 Hitachi Metals, Ltd. Gesinterter R-T-B-Dauermagnet
EP1365422B1 (en) * 2001-01-30 2012-04-25 Hitachi Metals, Ltd. Method for preparation of permanent magnet
CN1300360C (zh) 2001-03-30 2007-02-14 株式会社新王磁材 稀土合金烧坯及其制造方法
JP4870274B2 (ja) 2001-03-30 2012-02-08 Ｔｄｋ株式会社 希土類永久磁石の製造方法
JP2002356701A (ja) 2001-03-30 2002-12-13 Sumitomo Special Metals Co Ltd 希土類合金焼結体およびその製造方法
JP2004296973A (ja) * 2003-03-28 2004-10-21 Kenichi Machida 金属蒸気収着による高性能希土類磁石の製造
JP3897724B2 (ja) 2003-03-31 2007-03-28 独立行政法人科学技術振興機構 超小型製品用の微小、高性能焼結希土類磁石の製造方法
US6823442B1 (en) * 2003-05-12 2004-11-23 3Pardata, Inc. Method of managing virtual volumes in a utility storage server system
JP2005011973A (ja) * 2003-06-18 2005-01-13 Japan Science & Technology Agency 希土類−鉄−ホウ素系磁石及びその製造方法
JP3960966B2 (ja) * 2003-12-10 2007-08-15 独立行政法人科学技術振興機構 耐熱性希土類磁石の製造方法
JP2005285859A (ja) * 2004-03-26 2005-10-13 Tdk Corp 希土類磁石及びその製造方法
EP1879201B1 (en) 2005-04-15 2016-11-30 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth sintered magnet and process for producing the same
CN103295713B (zh) 2006-01-31 2016-08-10 日立金属株式会社 R－Fe－B类稀土烧结磁铁
CN103227022B (zh) 2006-03-03 2017-04-12 日立金属株式会社 R‑Fe‑B系稀土类烧结磁铁
MY149353A (en) * 2007-03-16 2013-08-30 Shinetsu Chemical Co Rare earth permanent magnet and its preparations
JP5509850B2 (ja) * 2007-07-02 2014-06-04 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
US8177921B2 (en) * 2007-07-27 2012-05-15 Hitachi Metals, Ltd. R-Fe-B rare earth sintered magnet
JP5201144B2 (ja) * 2007-09-04 2013-06-05 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系異方性焼結磁石

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103620434A (zh) * 2011-05-17 2014-03-05 日立金属株式会社 磁力特性计算方法、磁力特性计算装置以及计算机程序
CN103620434B (zh) * 2011-05-17 2016-02-03 日立金属株式会社 磁力特性计算方法和磁力特性计算装置
CN109478452A (zh) * 2016-08-17 2019-03-15 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体
CN109478452B (zh) * 2016-08-17 2020-06-16 日立金属株式会社 R－t－b系烧结磁体

Also Published As

Publication number Publication date
PT2184747E (pt) 2015-06-01
EP2184747B1 (en) 2015-04-22
EP2184747A1 (en) 2010-05-12
HUE025146T2 (en) 2016-01-28
BRPI0816463B1 (pt) 2022-04-05
EP2184747A4 (en) 2011-08-31
ES2536189T3 (es) 2015-05-21
US20110205006A1 (en) 2011-08-25
BRPI0816463A2 (pt) 2015-03-24
WO2009031292A1 (ja) 2009-03-12
JP5201144B2 (ja) 2013-06-05
CN101652820B (zh) 2012-06-27
KR101474947B1 (ko) 2014-12-19
US8177922B2 (en) 2012-05-15
KR20100049503A (ko) 2010-05-12
PL2184747T3 (pl) 2015-10-30
JPWO2009031292A1 (ja) 2010-12-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101652820B (zh) R-Fe-B系各向异性烧结磁铁
CN101651038B (zh) 扩散处理装置
CN101652822B (zh) R-Fe-B系稀土类烧结磁铁
JP5509850B2 (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
CN101006534B (zh) 稀土类烧结磁铁及其制造方法
CN103227022B (zh) R‑Fe‑B系稀土类烧结磁铁
JP4811143B2 (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
JP4962198B2 (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
JP4788690B2 (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
WO2009107397A1 (ja) Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびその方法によって製造された希土類焼結磁石
JP5146552B2 (ja) Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C56 Change in the name or address of the patentee
CP02 Change in the address of a patent holder

Address after: Japan Tokyo port harbor 2 chome No. 70

Patentee after: Hitachi Metals Co., Ltd.

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Hitachi Metals Co., Ltd.

Address after: Japan Tokyo port harbor 2 chome No. 70

Patentee after: Hitachi Metals Co., Ltd.

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Hitachi Metals Co., Ltd.

EE01 Entry into force of recordation of patent licensing contract

Application publication date: 20100217

Assignee: Hitachi metal ring Ci material (Nantong) Co. Ltd.

Assignor: Hitachi Metals

Contract record no.: 2017990000034

Denomination of invention: R-fe-B anisotropic sintered magnet

Granted publication date: 20120627

License type: Common License

Record date: 20170209

Application publication date: 20100217

Assignee: Hitachi metal ring Ci material (Nantong) Co. Ltd.

Assignor: Hitachi Metals

Contract record no.: 2017990000034

Denomination of invention: R-fe-B anisotropic sintered magnet

Granted publication date: 20120627

License type: Common License

Record date: 20170209

LICC Enforcement, change and cancellation of record of contracts on the licence for exploitation of a patent or utility model
CI03 Correction of invention patent

Correction item: A transferee of the entry into force of the contract

Correct: Hitachi metal ring magnets (Nantong) Co. Ltd.

False: Hitachi metal ring Ci material (Nantong) Co. Ltd.

Number: 11

Volume: 33

CI03 Correction of invention patent