CN103227022B - R‑Fe‑B系稀土类烧结磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其具有稀土类元素R的R2Fe14B型化合物晶粒作为主相，上述R2Fe14B型化合物晶粒含有轻稀土类元素RL作为主要的稀土类元素R，其中RL是Nd和Pr中的至少一种，含有通过晶界扩散从磁铁表面被导入内部的重稀土类元素RH，其中，重稀土类元素RH是选自Dy、Ho和Tb中的至少一种，在从所述表面到深度100μm的表层区域，所述R2Fe14B型化合物晶粒中央部的重稀土类元素RH的浓度与所述R2Fe14B型化合物晶粒的晶界相的重稀土类元素RH的浓度之间，产生1原子％以上的差异。

Description

R-Fe-B系稀土类烧结磁铁
本申请是2007年3月1日提出的申请号为200780000668.4、发明名称为“R－Fe－B系稀土类烧结磁铁及其制造方法”的专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及具有R2Fe14B型化合物晶粒（R为稀土类元素）作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁及其制造方法，特别涉及含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为主要的稀土类元素R、并且一部分轻稀土类元素RL被重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）置换的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁及其制造方法。
背景技术
以Nd2Fe14B型化合物为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁已知是永久磁体中性能最高的磁铁，用于硬盘驱动器的音圈电机（VCM）和混合动力（hybrid）车搭载用电动机等各种电机和家电制品等。在将R－Fe－B系稀土类烧结磁铁用于电动机等各种装置时，为了适应高温下的使用环境，要求耐热性优良、并具有高矫顽力特性。
作为提高R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的矫顽力的方法，采用配合重稀土类元素RH作为原料、熔制而成的合金。按照该方法，含有轻稀土类元素RL作为稀土类元素R的R2Fe14B相的稀土类元素R能够用重稀土类元素RH置换，因此提高R2Fe14B相的结晶磁各向异性（决定矫顽力的本质性物理量）。然而，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的磁矩与Fe的磁矩为相同方向，但重稀土类元素RH的磁矩与Fe的磁矩为相反方向，因此，轻稀土类元素RL被重稀土类元素RH置换得越多，剩余磁通密度Br下降得越多。
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。基于上述理由，用重稀土类元素RH置换全部轻稀土类元素RL的方法并不优选。
为了通过添加较少量的重稀土类元素RH就表现出重稀土类元素RH所带来的提高矫顽力的效果，已提出以下的技术方案：在含有较多 轻稀土类元素RL的主相系母合金粉末中，添加含有较多重稀土类元素RH的合金、化合物等的粉末，进行成形、烧结。根据该方法，重稀土类元素RH大多分布在R2Fe14B相的晶界附近，因此，能够高效地提高主相外壳部中的R2Fe14B相的结晶磁各向异性。R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的矫顽力产生机理为成核型（nucleation type），因此，重稀土类元素RH大多分布在主相外壳部（晶界附近），由此能够提高晶粒整体的结晶磁各向异性，能够避免反磁区的成核，其结果提高矫顽力。另外，在无助于提高矫顽力的晶粒中心部，不会发生重稀土类元素RH的置换，因此，也能够抑制剩余磁通密度Br的降低。
但是，在实际实施该方法时，在烧结工艺（在工业规模下，在1000℃～1200℃下实施）中，重稀土类元素RH的扩散速度增大，因此，重稀土类元素RH也会扩散到晶粒的中心部，结果，就不易得到期待的组织结构。
另外，作为提高R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的矫顽力的其他方法，还研究了在烧结磁铁的阶段，在磁铁表面包覆含有重稀土类元素RH的金属、合金、化合物等之后，进行热处理，使之扩散，由此，使矫顽力恢复或提高，而使剩余磁通密度不那么降低（专利文献1、专利文献2和专利文献3）。
专利文献1公开了在烧结磁体的被磨削加工面上形成含有1.0原子％～50.0原子％的Ti、W、Pt、Au、Cr、Ni、Cu、Co、Al、Ta、Ag中的至少一种，其余为R'（R'为Ce、La、Nd、Pr、Dy、Ho、Tb中的至少一种）的合金薄膜层。
专利文献2公开了使金属元素R（该R为Y和选自Nd、Dy、Pr、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上）扩散至与在小型磁铁的最表面露出的晶粒的半径相当的深度以上，由此，对加工变质受损部进行改性，提高（BH）max。
专利文献3公开了在厚度为2mm以下的磁铁表面形成以稀土类元素为主体的化学气相沉积膜，使磁铁特性恢复。
专利文献4中，为了恢复R－Fe－B系微小烧结磁铁和粉末的矫顽力，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等的沸点较低的稀土类金属）与R－Fe－B系微小烧结磁铁或粉末 混合后，进行一边搅拌一边在真空中均匀加热的热处理。通过该热处理，稀土类金属包覆在磁铁表面，同时扩散到内部。另外，在专利文献4中还记载了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，通过高频加热方式，有选择地将Dy等加热到高温，例如，Dy的沸点为2560℃，将沸点1193℃的Yb加热到800℃～850℃，以通常的阻抗加热，不能充分加热，因此，考虑Dy至少要加热到超过1000℃的温度。另外，还记载了R－Fe－B系微小烧结磁铁和粉末的温度优选保持在700～850℃。
专利文献1：日本特开昭62－192566号公报
专利文献2：日本特开2004－304038号公报
专利文献3：日本特开2005－285859号公报
专利文献4：日本特开2004－296973号公报
专利文献1、专利文献2和专利文献3所公开的现有技术，均是以恢复加工劣化的烧结磁铁表面作为目的，因此，从表面扩散向内部扩散的金属元素的扩散范围被限于烧结磁铁的表面附近。所以，对厚度3mm以上的磁铁，几乎不能得到矫顽力的提高效果。
另一方面，在专利文献4所公开的现有技术中，将Dy等稀土类金属加热到充分气化的温度，进行成膜，因此，成膜速度绝对地高于磁铁中的扩散速度，在磁铁表面上形成厚Dy膜。其结果，在磁铁表层区域（从表面至几十μm的深处的区域），以Dy膜和烧结磁体的界面之间的Dy浓度的大浓度差为驱动力，Dy不可避免地也会扩散到主相中，最终使剩余磁通密度Br降低。
另外，在专利文献4的方法中，成膜处理时装置内部的磁铁以外的部分（例如，真空腔室的内壁）也堆积大量稀土类金属，因此与作为贵重资源的重稀土类元素的资源节约相悖。
另外，在以Yb等低沸点稀土类金属为对象的实施方式中，各R－Fe－B系微小磁铁的矫顽力确实恢复，但是，扩散热处理时，R－Fe－B系磁铁与吸附金属熔合，或处理后相互难以分离，实际上难以避免未反应的吸附金属（RH）残留在烧结磁体表面。这不仅使磁铁成形体中的磁性成分比率下降，导致磁铁特性减弱，而且由于稀土类金属本身非常强的活性而易于发生氧化，在实用环境中，未反应吸附金属易 于成为腐蚀的起点，因此不优选。另外，由于需要同时进行用于混合搅拌的旋转和真空热处理，因此，需要维持耐热性、压力（气密度）、同时组装有旋转机构的特殊装置，在批量制造时，在设备投资和品质稳定制造的方面存在问题。另外，在吸附原料使用粉末时，成为导致安全性问题（着火和对人体有害）和制造工艺费时费力使成本提高的重要原因。
另外，在以含有Dy的高沸点稀土类金属为对象的实施方式中，由于利用高频将吸附原料和磁铁两者加热，不易实现仅将稀土类金属加热到充分温度而将磁铁保持在对磁特性没有影响的程度的低温，磁铁仅限于难以引导加热的粉末状态或极微小的形态。
发明内容
本发明是为了解决上述问题做出的发明，其目的在于提供一种高效地利用少量的重稀土类元素RH，即使磁铁较厚，也可以在磁铁整体的范围内，使重稀土类元素RH扩散到主相晶粒的外壳部的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁。
本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的制造方法包括：准备具有含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为主要的稀土类元素R的R2Fe14B型化合物晶粒作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁体的工序（a）；将含有重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）的容积（バルク）体与上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体一起配置在处理室内的工序（b）；和通过将上述容积体和上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体加热到700℃以上、1000℃以下，将重稀土类元素RH从上述容积体供给到上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的表面，同时使上述重稀土类元素RH扩散到上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的内部的工序（c）。
在优选实施方式中，在上述工序（c）中，上述容积体和上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体不接触地配置在上述处理室内，并且将它们的平均间隔设定在0.1mm以上、300mm以下的范围内。
在优选实施方式中，在上述工序（c）中，上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的温度与上述容积体的温度的温度差在20℃以内。
在优选实施方式中，在上述工序（c）中，将上述处理室内的气氛气体的压力调节到10－5～500Pa的范围内。
在优选实施方式中，在上述工序（c）中，将上述容积体和上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的温度保持在700℃以上、1000℃以下的范围内10分钟～600分钟。
在优选实施方式中，上述烧结磁体含有0.1质量％以上、5.0质量％以下的重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）。
在优选实施方式中，上述烧结磁体的重稀土类元素RH的含量为1.5质量％以上、3.5质量％以下。
在优选实施方式中，上述容积体含有重稀土类元素RH和元素X（选自Nd、Pr、La、Ce、Al、Zn、Sn、Cu、Co、Fe、Ag和In中的至少一种）的合金。
在优选实施方式中，上述元素X为Nd和／或Pr。
在优选实施方式中，在上述工序（c）之后，包括对上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体实施追加热处理的工序。
本发明的另一种R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的制造方法包括：使具有含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为主要的稀土类元素R的R－Fe－B系稀土类磁铁粉末的成形体，与含有重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）的容积体相对，配置在处理室内的工序（A）；通过在上述处理室内进行烧结，制造具有R2Fe14B型化合物晶粒作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁体的工序（B）；和通过在上述处理室内，对上述容积体和上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体进行加热，将重稀土类元素RH从上述容积体供给到上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的表面，同时使上述重稀土类元素RH扩散到上述R－Fe－B系稀土类烧结磁体的内部的工序（C）。
在优选实施方式中，上述工序（B）中，将上述处理室内的真空度设为1～105Pa，将上述处理室内的气氛温度设为1000～1200℃，进行30分钟～600分钟的烧结。
在优选实施方式中，上述工序（C）中，将上述处理室内的真空度设为1×10－5Pa～1Pa，将上述处理室内的气氛温度设为800～950℃，进行10分钟～600分钟的加热处理。
在优选实施方式中，在上述工序（B）之后，包括上述处理室内的气氛温度达到950℃以下后，将上述处理室内的真空度调节到1×10－5Pa～1Pa的工序（B'）。
在优选实施方式中，在上述工序（B）之后，还包括将上述处理室内的真空度设为1×10－5Pa～1Pa，将上述处理室内的气氛温度设为1000～1200℃，进行30～300分钟的加热处理，然后使上述处理室内的气氛温度设为950℃以下的工序（B"）。
本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁是采用上述任一种的制造方法制造的具有含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为主要的稀土类元素R的R2Fe14B型化合物晶粒作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，含有通过晶界扩散从表面被导入内部的重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种），在从上述表面到深度100μm的表层区域，上述R2Fe14B型化合物晶粒中央部的重稀土类元素RH的浓度与上述R2Fe14B型化合物晶粒的晶界相的重稀土类元素RH的浓度之间，产生1原子％以上的差异。
发明效果
在本发明中，通过进行重稀土类金属RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）的晶界扩散，将重稀土类元素RH供给至烧结磁体内部的深处位置，在主相外壳部，能够高效地用重稀土类元素RH置换轻稀土类元素RL。其结果，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，并使矫顽力HcJ提高。
附图说明
图1为表示适用于本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁制造方法的处理容器的构成，和处理容器内的RH容积体与烧结磁体的配置关系的一例的截面图。
图2为表示本发明烧结、扩散工序中的处理室内的气氛温度和气氛气体压力的时间变化的曲线图。曲线中的单点划线表示气氛气体压力，实线表示气氛温度。
图3为表示本发明烧结、扩散工序中的处理室内的气氛温度和气氛气体压力的另一时间变化的曲线图。曲线中的单点划线表示气氛气 体压力，实线表示气氛温度。
图4为表示本发明实施例的试样2所得的截面EPMA分析结果的照片，（a）、（b）、（c）和（d）分别为表示BEI（反射电子射线影像）、Nd、Fe和Dy的分布的映像（mapping）照片。
图5为表示本发明实施例的试样4所得的截面EPMA分析结果的照片，（a）、（b）、（c）和（d）分别为表示BEI（反射电子射线影像）、Nd、Fe和Dy的分布的映像照片。
图6为表示本发明实施例的试样2、3的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度的测定结果的曲线图。
图7为表示本发明实施例的试样4、5的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度的测定结果的曲线图。
图8（a）为表示剩余磁通密度Br和处理温度的关系的曲线图，（b）为表示矫顽力HcJ和处理温度的关系的曲线图。
图9（a）为表示剩余磁通密度Br和处理时间的关系的曲线图，（b）为表示矫顽力HcJ和处理时间的关系的曲线图。
图10（a）为表示剩余磁通密度Br和气氛压力的关系的曲线图，（b）为表示矫顽力HcJ和气氛压力的关系的曲线图。
图11为表示本发明实施例使用的Mo包装体内的配置的截面图。
图12为表示热处理后Mo包装体内壁的外观观察结果的照片。
图13为表示本发明实施例使用的Mo包装体内的配置的截面图。
图14为表示本发明实施例中的Dy板与烧结磁体的配置关系的图。
图15为表示从磁体至Dy板的距离与烧结磁体的配置关系的图。
图16为表示Dy板与烧结磁体的配置关系的截面图。
图17为表示Dy板的配置和磁体特性的关系的曲线图。
图18为表示只在烧结磁体下配置Dy板时的热处理后的烧结磁体表面的EPMA分析结果的照片，（a）为表示烧结磁体的上面中央部的分析结果的照片，（b）为表示烧结磁体的下面中央部的分析结果的照片。
图19为表示实施例7的照片。
图20为表示实施例8的制造中所使用的处理容器内的Dy－X合金板和烧结磁体的配置关系的截面图。
图21（a）、（b）和（c）分别为表示按照本发明制造方法制作的磁铁试样的剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ和矩形性（Hk／HcJ）的图。
图22（a）为表示烧结磁体和Dy板的配置关系的图，（b）为表示烧结磁体的结晶方位的图。
图23（a）为表示实施例9测定的剩余磁通密度Br的曲线图，（b）为表示实施例9测定的矫顽力HcJ的曲线图。
图24为表示实施例9所得到的矫顽力HcJ和磨削量的关系的曲线图。
图25（a）和（b）为表示实施例10中烧结磁体表面哪一部分由Nb箔覆盖的立体图。
图26（a）为表示组成L～P的由B－H示迹器测定的矫顽力变化量ΔHcJ的曲线图，（b）为表示它们的剩余磁通密度变化量ΔBr的曲线图。
图27（a）为表示与12个试样相关的剩余磁通密度Br的测定值的曲线图，（b）为表示与同试样相关的矫顽力HcJ的测定值的曲线图。
符号说明
2：烧结磁体；4：RH容积体；6：处理室；8：Nb制的网
具体实施方式
本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁体含有通过晶界扩散从烧结体表面被导入内部的重稀土类元素RH。其中，重稀土类元素RH为选自Dy、Ho和Tb中的至少一种。
本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁适合通过将重稀土类元素RH从重稀土类容积体（RH容积体）供给到烧结磁体表面，同时使重稀土类元素RH从烧结体的表面向内部扩散而制造。
在本发明的制造方法中，通过将难以气化（升华）的重稀土类元素RH的容积体和稀土类烧结磁体加热到700℃以上、1000℃以下，将RH容积体的气化（升华）控制在RH膜的成长速度不远大于RH向磁体内部的扩散速度的程度，同时，使飞到烧结磁体表面的重稀土类元素RH迅速扩散到磁体内部。700℃以上、1000℃以下的温度范围是几乎不会产生重稀土类元素RH的气化（升华）的温度，也是R－Fe－B 系稀土类烧结磁铁中的稀土类元素扩散活跃进行的温度。因此，飞到磁体表面的重稀土类元素RH优先于在磁体表面成膜，能够促进向磁体内部的晶界扩散。
另外，在本说明书中，有时将从重稀土类容积体（RH容积体）将重稀土类元素RH供给到烧结磁体表面，同时使重稀土类RH从烧结磁体的表面向内部扩散的现象简单称为“蒸镀扩散”。按照本发明，重稀土类元素RH以高于重稀土类元素RH扩散到位于烧结磁体表面附近的主相内部的速度（速率）的速度，向磁铁内部扩散、渗透。
目前认为，Dy等重稀土类元素RH的气化（升华）需要加热到高于1000℃的高温，而认为在700℃以上、1000℃以下的加热中难以使Dy在磁体表面析出。但是，根据本发明人的实验可知：与现有的预测相反，即使在700℃以上、1000℃以下，也可以向相对设置的稀土类磁铁供给重稀土类元素RH，使之扩散。
在重稀土类元素RH的膜（RH膜）形成在烧结磁体的表面上以后，通过热处理扩散到烧结磁体内部的现有技术中，在与RH膜相接的表层区域，“晶内扩散”进展显著，最终使磁铁特性劣化。反之，在本发明中，在将RH膜的成长速率抑制在较低的状态下，将重稀土类元素RH供给到烧结磁体表面，同时将烧结磁体的温度保持在适于扩散的水平，因此，飞到磁体表面的重稀土类元素RH通过晶界扩散迅速渗透到烧结磁体内部。因此，即使在表层区域，“晶界扩散”也优先于“晶内扩散”发生，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，有效提高矫顽力HcJ。
由于R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的矫顽力产生机理为成核型，因此，当主相外壳部中的结晶磁各向异性升高时，抑制主相中晶界相附近的反磁区的成核，结果，有效提高主相整体的矫顽力HcJ。在本发明中，不仅磁性烧结体表面附近区域，而且从磁铁表面到深处的区域也可以在主相外壳部形成重稀土类置换层，因此磁铁整体上结晶磁各向异性增高，充分提高磁铁整体的矫顽力HcJ。因此，根据本发明，所消耗的重稀土类元素RH量能够使重稀土类元素RH扩散、渗透至烧结体内部，通过在主相外壳部高效形成浓缩有重稀土类元素RH的层，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，同时提高矫顽力HcJ。
作为在主相外壳部与轻稀土类元素RL进行置换的重稀土类元素 RH，考虑到蒸镀扩散的易发生性、成本等，最优选Dy。其中，Tb2Fe14B的结晶磁各向异性比Dy2Fe14B的结晶磁各向异性高，具有约为Nd2Fe14B的3倍大小的结晶磁各向异性，因此，当使Tb蒸镀扩散时，能够最有效地实现在烧结磁体的剩余磁通密度不下降的情况下提高矫顽力。使用Tb时，与使用Dy时相比，优选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，不一定必须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中的至少一种）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。仅将现有的重稀土类元素层形成于磁铁表面的情况，即使提高扩散温度，重稀土类元素RH也难以扩散到磁铁内部的深处，但是根据本发明，通过重稀土类元素RH的晶界扩散，即使在位于烧结磁体内部的主相的外壳部，重稀土类元素RH也能够高效地供给。当然，本发明在原料合金的阶段，对于添加重稀土类元素RH的R－Fe－B系烧结磁铁也是适用的。其中，在原料合金的阶段，添加大量的重稀土类元素RH不能充分发挥本发明的效果，因此，能够添加相对较少量的重稀土类元素RH。
接着，参照图1说明本发明扩散处理的优选例。图1表示烧结磁体2和RH容积体4的配置例。在图1所示例中，在由高熔点金属材料构成的处理室6的内部，烧结磁体2和RH容积体4隔着规定间隔相对设置。图1的处理室6具有保持多个烧结磁体2的部件和保持RH容积体4的部件。在图1的例中，烧结磁体2与上方的RH容积体4由Nb制的网8保持。保持烧结磁体2和RH容积体4的构成不限于上述例，可以是任意构成。其中，不应采用将烧结磁体2和RH容积体4之间遮断的构成。本申请中的“相对”是指烧结磁体和RH容积体之间没有遮断而对面的状态。另外，“相对配置”无需主要表面彼此平行配置。
通过在未图示的加热装置中对处理室6进行加热，使处理室6的温度上升。此时，处理室6的温度调节至例如700℃～1000℃，优选为850℃～950℃的范围。在该温度区域，重稀土类金属RH的蒸汽压仅有很少，几乎完全没有气化。按照现有技术的常识认为：在这样的温度范围内，由RH容积体4蒸发的重稀土类元素RH不能供给到烧结磁体2的表面而成膜。
但是，本发明人发现：通过不接触烧结磁体2和RH容积体4、而相邻配置，能够使重稀土类金属以每小时几μm（例如0.5～5μm／Hr）的低速率在烧结磁体2的表面析出，而且，通过将烧结磁体2的温度调节到与RH容积体4的温度相同或比其高的适当温度范围内，能够使由气相析出的重稀土类金属RH直接深度扩散到烧结磁体2的内部。该温度范围为RH金属传递给烧结磁体2的晶界相向内部扩散的优选温度区域，有效实现RH金属的缓慢析出和向磁体内部的急速扩散。
在本发明中，如上所述，使仅有少量气化的RH以低速率在烧结磁体表面析出，因此不必如现有的气相成膜的RH析出，将处理室内加热到超过1000℃的高温、也不必向烧结磁体或RH容积体施加电压。
在本发明中，如上所述，在抑制RH容积体的气化、升华的同时，使飞到烧结磁体表面的重稀土类元素RH迅速扩散到磁体内部。为此，优选将RH容积体的温度设定在700℃以上、1000℃以下的范围内，并将烧结磁体的温度设定在700℃以上、1000℃以下的范围内。
将烧结磁体2和RH容积体4的间隔设定在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。只要可以保持相距这样的距离的状态，烧结磁体2和RH容积体4的配置关系可以配置成上下、左右，另外彼此相对移动。其中，优选为蒸镀扩散处理中的烧结磁体2和RH容积体4的距离没有变化。例如，不优选将烧结磁体收容于转滚中一边搅拌一边处理的方式。另外，由于只要气化的RH在如上所述的距离范围内就可以形成均匀的RH气氛，因此不管相对的面的面积，可以相互最窄的面积的面相对。根据发明人的研究，在与烧结磁体2的磁化方向（c轴方向）垂直地设置RH容积体时，RH最高效率地扩散到烧结磁体2的内部。认为这是由于在RH经烧结磁体2的晶界相传递、向内部扩散时，磁化方向的扩散速度比其垂直方向的扩散速度大。磁化方向的扩散速度比其垂直方向的扩散速度大的理由推断为结晶结构的各向异性不同所致。
在现有的蒸镀装置的情况下，蒸镀材料供给部分的周围机构形成 障碍，需要向蒸镀材料供给部分照射电子射线或离子，因此，需要在蒸镀材料供给部分和被处理物之间设置相当的距离。因此，不能如本发明所述地将蒸镀材料供给部分（RH容积体4）与被处理物（烧结磁体2）相邻配置。其结果被认为除非将蒸镀材料加热到足够高的温度并充分气化，否则将不能向被处理物上充分供给蒸镀材料。
反之，在本发明中，无需用于使蒸镀材料气化（升华）的特殊机构，通过控制处理室整体的温度，就能够使RH金属在磁铁表面析出。另外，本说明书中的“处理室”广义上包括配置烧结磁体2和RH容积体4的空间，有时指热处理炉的处理室，有时也指收容在这样的处理室内的处理容器。
另外，在本发明中，RH金属的气化量很少，但由于烧结磁体与RH容积体4之间非接触且配置在很近的距离内，因此，气化的RH金属在烧结磁体表面高效地析出，很少附着在处理室内的壁面等上。另外，处理室内的壁面只要是由Nb等耐热合金或陶瓷等不与RH反应的材质制成，则附着在壁面上的RH金属就会再次气化，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的白白浪费。
在本发明进行的扩散工序的处理温度范围内，RH容积体不熔融软化，从其表面，RH金属发生气化（升华），因此，利用一次处理工序不使RH容积体的外观形状发生巨大变化，能够反复使用。
另外，由于RH容积体和烧结磁体相邻配置，因此在具有同样容积的处理室内，能够搭载的烧结磁体的量增加，积载效率高。另外，由于无需大型装置，因此能够灵活使用普通的真空热处理炉，能够避免制造成本的提高，具有实用性。
热处理时的处理室内优选为不活泼气氛。在本说明书中，“不活泼气氛”是指包括真空或充满不活泼气体的状态。另外，“不活泼气体”例如是氩气（Ar）等稀有气体，但是，只要是可以避免RH容积体和烧结磁体之间发生化学反应的气体，都包括在“不活泼气体”中。不活泼气体的压力减压至显示为比大气压低的值。当处理室内的气氛压力与大气压接近时，难以将RH金属从RH容积体向烧结磁体表面供给，扩散量根据从磁铁表面向内部的扩散速度进行控制速度，因此，处理 室内的气氛压力只要在例如102Pa以下即为充分，即使处理室内的气氛压力的下降程度在此之上，对RH金属的扩散量（矫顽力提高程度）也没有大的影响。扩散量相对于压力，对烧结磁体的温度更敏感。
飞到烧结磁体的表面、并析出的RH金属以气氛的热量和磁铁界面的RH浓度的差作为驱动力，从晶界相中向磁铁内部扩散。此时，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的一部分通过从磁铁表面扩散渗透的重稀土类元素RH被置换。其结果，在R2Fe14B相的外壳部形成浓缩有重稀土类元素RH的层。
通过这样的RH浓缩层的形成，能够提高主相外壳部的结晶磁各向异性，提高矫顽力HcJ。即，通过较少的RH金属的使用，重稀土类元素RH扩散渗透至磁铁内部深处，在主相外壳部高效地形成RH浓化层，因此，在抑制剩余磁通密度Br的降低的同时，能够提高磁铁整体的矫顽力HcJ。
根据现有技术，Dy等重稀土类元素RH在烧结磁体表面堆积的速度（膜的成长速率）与重稀土类元素RH向烧结磁体内部扩散的速度（扩散速度）相比特别高。因此，不仅在烧结磁体表面形成厚度几μm以上的RH膜，而且重稀土类元素RH从该RH膜扩散到烧结磁体内部。不是从气相而是从固相的RH膜供给的重稀土类元素RH不仅在晶界扩散，而且也在位于烧结磁体的表层区域的主相内部进行晶内扩散，导致剩余磁通密度Br的降低。主相内部也有重稀土类元素RH的晶内扩散，在主相和晶界相之间RH浓度的差异消失的区域限于烧结磁体表层区域（例如厚度100μm以下），在磁铁整体的厚度很薄时，不能避免剩余磁通密度Br的降低。
但是，根据本发明，从气相供给的Dy等重稀土类元素RH与烧结磁体表面碰撞后，在烧结磁体内部迅速扩散。这意味着在重稀土类元素RH扩散到位于表层区域的主相内部之前，以更高的扩散速度通过晶界相，渗透到烧结磁体的内部深处。
按照本发明，从烧结磁体的表面至深度100μm的表层区域，R2Fe14B型化合物晶粒的中央部的重稀土类元素RH的浓度与R2Fe14B型化合物晶粒的晶界相中的重稀土类元素RH的浓度之间，产生1原子％以上的差异。为了抑制剩余磁通密度Br的降低，优选形成2原子％的浓度 差。
另外，扩散的RH的含量优选以磁铁整体的重量比计设定在0.05％以上、1.5％以下的范围。当高于1.5％时，有可能不能抑制剩余磁通密度Br的降低，而当低于0.1％时，矫顽力HcJ的提高效果小。在上述温度区域和压力下，通过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容积体和烧结磁体温度达到700℃以上、1000℃以下、以及压力达到10－5Pa以上、500Pa以下的时间，并非仅表示一定要保持特定的温度、压力的时间。
烧结磁铁的表面状态优选为RH易于扩散渗透，更接近金属状态的表面状态，优选为事先进行用酸清洗或喷射（blast）处理等活化处理。其中，在本发明中，当重稀土类元素RH气化，在活性状态下覆盖在烧结磁体表面时，以比形成固体层还高的速度向烧结磁体内部扩散。因此，烧结磁体表面可以是例如在烧结工序后或切断加工完成之后继续氧化的状态。
根据本发明，由于主要通过晶界相使重稀土类元素RH扩散，所以通过调节处理时间，能够使重稀土类元素RH高效地向磁铁内部更深的位置扩散。
另外，通过调节处理气氛的压力，能够控制重稀土类元素RH的蒸发速率，因此，例如，在烧结工序时已经将RH容积体配置在装置内时，在烧结工序时，基于相对较高的气氛气体压力，不仅能够抑制RH的蒸发，而且还能够促进烧结反应。此时，烧结完毕后，通过降低气氛气体压力，促进RH的蒸发、扩散，能过使用同一设备连续实施烧结工序和矫顽力提高工序。对于这样的方法，在实施方式2中进行详细说明。
RH容积体的形状、大小没有特别限制，可以是板状，也可以是无定形状（石块状）。RH容积体上也可以存在大量小孔（直径几10μm左右）。RH容积体优选由含有至少一种的重稀土类元素RH的RH金属或含有RH的合金形成。另外，RH容积体的材料的蒸汽压越高，每单位时间的RH导入量越大，效率就越高。含有重稀土类元素RH的氧化物、氟化物、氮化物等，其蒸汽压变得极低，在本条件范围（温度、真空度）内，几乎不引发蒸镀、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容积体，也达不到矫顽力提高效果。
按照本发明，能够提供对于例如厚度3mm以上的厚磁铁，使用很少量的重稀土类元素RH、提高剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ两者，即使在高温下，也不会减弱磁特性的高性能磁铁。该高性能磁铁对于实现超小型、高功率电动机有很大帮助。利用晶界扩散的本发明的效果在厚度10mm以下的磁铁中表现得特别显著。
在本发明中，既可以从烧结磁体表面整体使重稀土类元素RH扩散渗透，也可以从烧结磁体表面的一部分使重稀土类元素RH扩散渗透。从烧结磁体表面一部分使RH扩散渗透也可以采用例如将烧结磁体中不想使RH扩散渗透的部分掩蔽等，与上述方法同样的方法实施热处理。按照这样的方法，能够得到部分提高矫顽力HcJ的磁铁。
对本发明的经过蒸镀扩散工序的磁铁再实施追加热处理，能够进一步提高矫顽力（HcJ）。追加热处理的条件（处理温度、时间）可以是与蒸镀扩散条件同样的条件，优选在700℃～1000℃的温度下保持10分钟～600分钟。
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，在避免重稀土类元素RH蒸发的情况下，直接仅进行热处理，还可以在完成一次扩散工序后，在不配置RH蒸发源下，按照与再次扩散工序同样的条件仅进行热处理。
通过实施蒸镀扩散，提高烧结磁体中的抗折强度等机械强度，因此在实用方面优选。据推测，这是在蒸镀扩散时，因引起烧结磁体内在的应变的开放，或加工劣化层的恢复，或重稀土类元素RH扩散，使主相和晶界相的结晶匹配性提高的结果。当主相和晶界相的结晶匹配性提高时，晶界被强化，对晶界破裂的耐性得到提高。
以下，说明本发明R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的制造方法的优选实施方式。
（实施方式1）
[原料合金]
首先，准备含有25质量％以上、40质量％以下的轻稀土类元素RL、0.6质量％～1.6质量％的B（硼）、其余为Fe和不可避免的不纯 物的合金。既可以用C（碳）置换一部分B，也可以用其它过渡金属元素（例如Co或Ni）置换一部分Fe（50原子％以下）。根据各种目的，该合金还可以含有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中的至少一种添加元素M。
上述合金适于采用例如带坯连铸（strip cast）法对原料合金的熔液进行急冷而制作。下面，说明利用带坯连铸法制作急冷凝固合金。
首先，在氩气氛中，利用高频熔解将具有上述组成的原料合金熔融，形成原料合金的熔液。接着，将该熔液保持在1350℃左右之后，利用单辊法急冷，得到例如厚度约0.3mm的片状合金铸块。在接下来的氢粉碎之前，将这样制成的合金铸片粉碎成例如1～10mm大小的片状。另外，利用带坯连铸法制造原料合金的方法，例如在美国专利第5383978号的说明书中已公开。
[粗粉碎工序]
将粗粉碎成上述片状的合金铸片收容到氢炉的内部。接着，在氢炉的内部进行氢脆处理（以下，有时称为氢粉碎处理）工序。将氢粉碎后的粗粉碎合金粉末从氢炉中取出时，优选在不活泼气氛下进行取出动作，以使粗粉碎粉与大气不接触。这样，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。
利用氢粉碎，将稀土类合金粉碎至0.1mm～几mm左右的大小，使其平均粒径为500μm以下。优选在氢粉碎后、将脆化的原料合金解碎得更细，并且进行冷却。在取出保持着较高温度状态的原料时，也可以相对延长冷却处理的时间。
[微粉碎工序]
接着，使用喷射磨粉碎装置对粗粉碎粉执行微粉碎。本实施方式中使用的喷射磨粉碎装置与旋流分级机连接。喷射磨粉碎装置接收在粗粉碎工序中被粗粉碎后的稀土类合金（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，被收集到回收罐内。这样，能够得到0.1～20μm左右（典型地为3～5μm）的微粉末。这样用于微粉碎的粉碎装置，不限于喷射磨，也可以是アトライタ（一种高能量的球磨机）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。
[加压成形]
在本实施方式中，在例如摇滚式混合机（rocking mixer）内，向由上述方法制作的磁性粉末中添加、混合例如0.3质量％的润滑剂，用润滑剂包覆合金粉末颗粒的表面。接着，使用公知的加压装置，在取向磁场中，使由上述方法制作的磁性粉末成形。施加的磁场的强度例如为1.5～1.7特斯拉（T）。另外，成形压力被设定为使成形体的生坯密度（greendensity）达到例如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如下工序：在650～1000℃的范围内的温度下保持10～240分钟的工序；和此后在比上述保持温度更高的温度（例如1000～1200℃）下进一步进行烧结的工序。在烧结时，特别是在生成液相时（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。此后，进行烧结，形成烧结磁体。如上所述，由于即使在烧结磁体表面被氧化的状态下，也能够实施蒸镀扩散处理，因此在烧结工序后，也可以进行时效处理（400℃～700℃）或用于调节尺寸的磨削。
[蒸镀扩散工序]
接着，使重稀土类元素RH高效地向如上所述制造的烧结磁体扩散渗透，提高矫顽力HcJ。具体而言，在如图1所示的处理室内，配置含有重稀土类元素RH的RH容积体和烧结磁体，通过加热，从RH容积体将重稀土类元素RH供给到烧结磁体的表面，同时向烧结磁体的内部扩散。
在本实施方式的扩散工序中，烧结磁体的温度优选为与容积体的温度相同或在此之上。其中，烧结磁体的温度与容积体温度相同是指两者的温度差在20℃以内。具体而言，优选将RH容积体的温度设定在700℃以上、1000℃以下的范围内，并且将烧结磁体的温度设定在700℃以上、1000℃以下的范围内。另外，烧结磁体和RH容积体的间隔如上所述，设定为0.1mm～300mm，优选为3mm～100mm，更优选为4mm～50mm。
另外，如果蒸镀扩散工序时的气氛气体的压力为10－5～500Pa时， 能够使RH容积体的气化（升华）适当进行，进行蒸镀扩散处理。为了高效地进行蒸镀扩散处理，气氛气体的压力优选设定在10－3～1Pa的范围内。另外，将RH容积体和烧结磁体的温度保持在700℃以上、1000℃以下的范围内的时间，优选设定在10分钟～600分钟的范围。其中，保持时间是指RH容积体和烧结磁体的温度在700℃以上、1000℃以下和压力在10－5Pa以上、500Pa以下的时间，并非仅表示一定要保持特定的温度、压力的时间。
本实施方式的扩散工序对烧结磁体的表面状况不敏感，也可以在扩散工序之前，在烧结磁体的表面形成由Al、Zn或Sn构成的膜。Al、Zn和Sn为低熔点金属，并且如果量少不会使磁铁特性劣化，另外也不会成为上述扩散的阻碍。另外，容积体不一定必须由一种元素构成，也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中的至少一种）的合金。这样的元素X降低了晶界相的熔点，有望达到促进重稀土类元素RH的晶界扩散的效果。通过在将这样的合金容积体和Nd烧结磁铁有间隔地配置的状态下实施真空热处理，能够将重稀土类元素RH和元素X蒸镀在磁铁表面上，同时能够优先经由形成液相的晶界相（富Nd相）向磁铁内部扩散。
另外，在进行用于扩散的热处理时，由于晶界相的Nd、Pr微量气化，元素X只要是Nd和／或Pr，就能够补充蒸发的Nd和／或Pr，所以优选。
扩散处理后，也可以进行上述追加热处理（700℃～1000℃）。另外，根据需要进行时效处理（400℃～700℃），在进行追加热处理（700℃～1000℃）时，优选时效处理在此后进行。追加热处理和时效处理可以在同一处理室内进行。
在实用上，优选对蒸镀扩散后的烧结磁体实施表面处理。表面处理可以是公知的表面处理，例如，能够进行Al蒸镀、电镀Ni、涂敷树脂等表面处理。在进行表面处理之前，还可以实施喷砂处理、筒式处理、蚀刻处理、机械磨削等公知的前处理。另外，也可以在扩散处理后进行用于调节尺寸的磨削。即使经过这样的工序，矫顽力提高效果也几乎不变。用于调节尺寸的磨削量为1～300μm，更优选为5～ 100μm，进一步优选为10～30μm。
（实施方式2）
在本实施方式中，首先，准备含有25质量％以上、40质量％以下的稀土类元素（其中，重稀土类元素RH为0.1质量％以上、5.0质量％以下，其余为轻稀土类元素RL）、0.6质量％以上～1.6质量％的B（硼）、其余为Fe和不可避免的不纯物的合金。可以用C（碳）置换一部分B，也可以用其它过渡金属元素（例如Co或Ni）置换一部分Fe（50原子％以下）。根据各种目的，该合金还可以含有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中的至少一种添加元素M。
这样，在本实施方式中，预先在原料合金中添加0.1质量％以上、5.0质量％以下的重稀土类元素RH。即，在准备含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为稀土类元素R、以及含有0.1质量％以上、5.0质量％以下的重稀土类元素RH的公知的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁以后，再通过蒸镀扩散，使重稀土类元素RH从表面扩散到磁铁内部。
在本实施方式中，进行蒸镀扩散之前的R－Fe－B系稀土类烧结磁体，具有含有轻稀土类元素RL作为主要的稀土类元素R的R2Fe14B型化合物相晶粒作为主相，并且含有0.1质量％以上、5.0质量％以下的重稀土类元素RH。该重稀土类元素RH，在主相和晶界相中的任一相中均存在，因此与原料合金中未添加重稀土类元素RH时相比，蒸镀扩散时的烧结磁体表面的重稀土类元素RH的浓度差相对减少。向主相内的晶内扩散与该浓度差密切相关，能够抑制向主相的晶内扩散。其结果是，晶界扩散优先进行，因此即使降低重稀土类元素RH向磁体表面的供给量，也能够使重稀土类元素RH有效地向烧结磁体的内部扩散。
相对于此，在不事先添加重稀土类元素RH的烧结磁体的情况下，表面的重稀土类元素RH的浓度差相对增大，因此，易于发生向主相的晶内扩散，使晶界扩散的比例降低。
另外，当蒸镀扩散前的烧结磁体含有5质量％以上的重稀土类元素RH时，晶界相的重稀土类元素RH的浓度差也减小，因此由蒸镀扩 散产生的矫顽力的提高程度降低。因此，从高效地进行重稀土类元素RH的晶界扩散的角度出发，蒸镀扩散前的烧结磁体含有的重稀土类元素RH的量优选在1.5质量％以上、3.5质量％以下。
在本实施方式中，通过对含有规定量的重稀土类元素RH的烧结磁体，进一步从烧结磁体表面进行重稀土类元素RH的晶界扩散，在主相外轮廓部，能够非常高效地用RH置换轻稀土类元素RL。其结果是，能够抑制了剩余磁通密度Br的降低，并且提高矫顽力HcJ。
（实施方式3）
本实施方式的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的制造方法在同一处理室内连续实施R－Fe－B系稀土类烧结磁铁粉末成形体的烧结工序和重稀土类元素RH的扩散工序。更具体而言，首先进行将含有轻稀土类元素RL（Nd和Pr中的至少一种）作为主要的稀土类元素R的R－Fe－B系稀土类磁铁粉末的成形体，与含有重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）的容积体相对地配置在处理室内的工序（A）。
然后，执行通过在处理室内进行烧结、制作具有R2Fe14B型化合物晶粒作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁体的工序（B）。然后，执行工序（C）：通过在该处理室中，对容积体和R－Fe－B系稀土类烧结磁体进行加热，将重稀土类元素RH从容积体供给到R－Fe－B系稀土类烧结磁体表面，同时使重稀土类元素RH扩散到R－Fe－B系稀土类烧结磁体的内部。
在本实施方式中，除了烧结、扩散工序以外，与实施方式1中的工艺相同，因此，以下仅说明不同的工序。
[烧结、扩散工序]
参照图2，说明实施方式3中的烧结、扩散工序。图2为表示烧结、扩散工序中的处理室内的气氛温度和气氛气体压力的时间变化的曲线。曲线中的单点划线表示气氛气体压力，实线表示气氛温度。
首先，在图1所示的处理室6中配置磁铁粉末的成形体和RH容积体，开始减压（工序A）。在此，磁铁粉末的成形体能够利用公知的方法将按照公知方法制作的稀土类烧结磁铁用微粉成形而得到。
将磁铁粉末成形体和RH容积体配置在处理室6后，为了开始烧 结处理，使处理室6内的温度上升到1000～1200℃范围内的规定温度。升温优选使处理室6内的气氛气体压力降低到烧结时的压力（1Pa～1×105Pa）后进行。烧结时的压力维持在能够充分抑制RH容积体的蒸发的较高水平是重要的。如上所述，从RH容积体蒸发重稀土类元素RH的蒸发速率在气氛气体的压力高时，明显受到抑制，因此，即使在处理室6内，粉末成形体和RH容积体共存，通过将气氛气体压力控制在适当的范围，也能够在不将重稀土类元素RH导入粉末成形体中的状态下进行烧结工序。
烧结工序（工序B）通过在上述气氛压力和温度的范围下保持10分钟～600分钟而进行。在本实施方式中，由于将升温时和工序B中的气氛气体压力设定在1Pa～1×105Pa，所以，在RH容积体的蒸发受到抑制的状态下，烧结反应迅速进行。工序B中的气氛气体压力低于1Pa时，重稀土类元素RH从RH容积体的蒸发继续进行，因此仅使烧结反应进行很困难。另一方面，当工序B中的气氛气体压力高于1×105Pa时，烧结过程中，粉末成形体中残留有气体，有可能使烧结磁体中残留空孔部。因此，工序B中的气氛气体压力优选设定在1Pa～1×105Pa的范围，更优选设定在5×102Pa～104Pa的范围。
在烧结工序（工序B）结束后，将处理室6的气氛温度降至800～950℃（工序B1'）。然后，将气氛气体压力减压至1×10－5Pa～1Pa（工序B2'）。适于重稀土类元素RH的扩散的温度为800～950℃，在降低到该温度范围的过程（工序B1'）中，优选抑制RH容积体的蒸发。在本实施方式中，在将气氛温度降低到800～950℃以后，开始气氛压力的降低（工序B2'）。因此，在下降到适于蒸镀扩散的温度以后，开始RH容积体的蒸发，能够高效地实施扩散工序C。
在扩散工序C中，将气氛气体压力保持在1×10－5Pa～1Pa、处理室温度保持在800～950℃，进行上述的蒸镀扩散。在扩散工序C中，通过蒸镀扩散，晶界扩散优先发生，因此能够抑制晶内扩散层的形成，抑制剩余磁通密度Br的降低。
图3为表示与图2所示的实施方式不同的压力温度变化的曲线图。在图3所示例子中，在烧结工序B未结束期间，降低气氛气体压力（工序B''1）。然后，在气氛气体压力为1×10－5Pa～1Pa、处理室内的温度 为1000～1200℃下实行10～300分钟的热处理（工序B''2）以后，将处理室6的温度降至800～950℃（工序B"3）。在图3的例子中，由于在烧结工序B的途中开始RH容积体的蒸发，因此能够缩短总工序的总时间。
另外，进行烧结工序之前的升温不需要如图2、图3所示按照一定的速率进行，可以在升温途中，追加例如在650～1000℃的范围内的温度下，保持10～240分钟的工序。
另外，本实施方式的扩散工序对烧结磁体的表面状况不敏感，也可以在扩散工序之前，在烧结磁体表面形成由Al、Zn或Sn构成的膜。Al、Zn或Sn为低熔点金属，并且如果量少不会使磁铁特性劣化，另外，也不会成为上述扩散的阻碍。在RH容积体中也可以含有Al、Zn或Sn等元素。
由上述说明可知，在本实施方式中，不用大幅度改变现有工艺，通过进行重稀土类元素RH（选自Dy、Ho和Tb中的至少一种）的晶界扩散，就能够将重稀土类元素RH供给到烧结磁体内部的深处位置，在主相外壳部，能够高效地用重稀土类元素RH置换轻稀土类元素RL。其结果，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，同时提高矫顽力HcJ。
实施例
实施例1
首先，使用以具有Nd：31.8、B：0.97、Co：0.92、Cu：0.1、Al：0.24、其余为Fe（质量％）的组成的方式配合的合金，采用带坯连铸法制造厚0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片填充在容器内，收容在氢化处理装置内。然后，通过使氢化处理装置内充满压力500kPa的氢气气氛，在室温下，使合金薄片吸藏氢后释放。通过实施这样的氢化处理，使合金薄片脆化，制作大小约0.15～0.2mm的无定形粉末。
通过向由上述氢化处理制作的粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05wt％的硬脂酸锌后，进行喷射磨装置的粉碎工序，制造粉末粒径约3μm的微细粉末。
将这样制作的微细粉末利用模压装置成形，制作粉末成形体。具体而言，在外加磁场中，在磁场取向状态下压缩粉末颗粒，实施模压 成形。然后，从模压装置中取出成形体，利用真空炉，在1020℃下进行4小时的烧结工序。这样，在制作烧结块状体以后，对该烧结块状体进行机械加工，得到厚1mm×长10mm×宽10mm的烧结磁体。
将该烧结磁体用0.3％硝酸水溶液进行酸洗并干燥后，配置在具有图1所示结构的处理容器内。本实施例使用的处理容器由Mo形成，具备支承多个烧结磁体的部件和保持两块RH容积体的部件。烧结磁体和RH容积体的间隔设定在5～9mm左右。RH容积体由纯度99.9％的Dy形成，具有30mm×30mm×5mm的大小。
然后，将图1的处理容器在真空热处理炉中加热，实施热处理。热处理的条件如下述表1所示。另外，只要下文没有特别声明，热处理温度是指烧结磁体和与之几乎相等的RH容积体的温度。
表1
按照表1所示的条件实施热处理后，实施时效处理（压力2Pa，500℃下60分钟）。
另外，还准备烧结磁体的表面利用筒式电子射线加热蒸镀法（功率16kW，30分钟）涂敷有Al（厚度1μm）的试样，按照表1所示的条件X、Y进行热处理。热处理后，实施时效处理（压力2Pa，500℃下60分钟）。
对于各试样，在实施3MA／m的脉冲磁化后，用B－H示迹器（tracer）测定磁铁特性（剩余磁通密度：Br，矫顽力：HcJ）。另外，利用EPMA（岛津制作所制EPM－810）评价Dy向磁铁内部的扩散状况。由测定得到的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ如以下表2所示。
表2
试样 Al覆膜 热处理条件 Br[T] HcJ[kA/m]
1 无 无扩散* 1.40 850
2 无 X 1.40 1211
3 有 X 1.39 1228
4 无 Y 1.39 1402
5 有 Y 1.38 1422
6 无 Z 1.37 1601
在试样1的比较例中，不实施Dy的蒸镀扩散处理，在与试样2～6同样的热处理条件下实施时效处理。由表2可知，本发明的实施了Dy扩散的试样2～6，与比较例（试样1）相比，大幅度提高了矫顽力HcJ。另外可知，即使是在实施扩散之前在烧结磁体表面形成有Al膜（厚度1μm）的试样3、4，Al膜的存在也没有特别构成Dy扩散的障碍，也可以提高矫顽力HcJ。
图4和图5分别表示试样2和试样4得到的截面EPMA分析结果的照片。图4（a）、（b）、（c）、（d）分别表示BEI（反射电子射线影像）、Nd、Fe和Dy的分布的映像照片。图5也同样，各照片中的上部的面相当于烧结磁体的表面。
在图4（d）和图5（d）的照片中，明确表示Dy以相对较高浓度存在的部分。由这些照片可知，Dy以相对较高的浓度存在的区域是晶界附近。即使在磁铁表面附近的部分，Dy以主相中央部与晶界附近呈同等程度的浓度扩散的区域少。Dy膜堆积在烧结磁体表面，根据Dy由该Dy膜向烧结磁体内部扩散的方法，在烧结磁体表面附近区域，观察到大量以高浓度扩散有Dy的主相。
按照本发明，从烧结磁体表面至深达100μm的表层区域，主相（Nd2Fe14B型化合物晶粒）的中央部没有Dy扩散，主相中央部的Dy浓度比晶界附近的Dy浓度低。这意味着，上述表层区域中，在晶内扩散进行之前，Dy通过晶界相扩散到烧结磁体内部。因此，能够得到剩余磁通密度Br几乎没有降低，矫顽力HcJ提高的稀土类烧结磁铁。
图6表示试样2、3的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度的测定结果。在此，试样2中的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度分别用“◆”和“◇”表示，试样3中的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度分别用“●”和“○”表示。
在位于距烧结磁体的表面约50μm的深度的区域，主相中央部的Dy浓度极低，反之，晶界三相点的Dy浓度明显上升。另一方面，在位于距烧结磁体的表面约500μm的深度的区域，任何一个试样都几乎检测不出Dy。
图7表示试样4、5的主相中央部和晶界三相点的Dy浓度的测定结果。对于试样4、5的主相中央部，Dy浓度最高的位置记为α，Dy浓度最低的位置记为β。试样4的主相中央部α、主相中央部β和晶界三相点的Dy浓度分别用“◆”、“△”和“◇”表示，另一方面，试样5的主相中央部α、主相中央部β和晶界三相点的Dy浓度分别用“●”、“□”和“○”表示。
根据上述结果，在任一试样中，主相中央部和晶界相之间，Dy浓度均产生2mol％（＝2原子％）以上的差异。
实施例2
准备按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的烧结磁体。尺寸为7mm×7mm×3mm。磁化方向设定在厚度3mm的方向上。将上述烧结磁体用0.3％硝酸进行酸洗并干燥后，如图1所示，与Dy板（30mm×30mm×5mm，99.9％）相对配置。
然后，将图1的处理容器在真空热处理炉中加热，按照表3所示的条件实施热处理后，实施时效处理（压力2Pa，500℃下60分钟）。
表3
另外，将不实施扩散处理，按照与实施例2同样的条件实施了时效处理的比较例作为试样7。在时效处理后，用B－H示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度Br，矫顽力HcJ）。测定结果如下述表4所示。
表4
试样 Br[T] HcJ[kA/m]
7 1.42 911
8 1.42 923
9 1.42 943
10 1.42 1079
11 1.42 1112
12 1.40 1352
13 1.40 1298
14 1.42 1143
15 1.42 1100
16 1.42 909
由这些结果可知，在本实施例中，即使烧结磁体的厚度为3mm，剩余磁通密度Br几乎没有降低，矫顽力HcJ大幅度提高。
图8（a）和（b）是分别表示处理温度与剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ的关系的曲线图。由这些曲线可知，矫顽力HcJ随着处理温度（压力：1×10－2Pa，时间：30分钟）的增加而增大。在曲线中，“经过酸洗”是指用0.3％硝酸洗净烧结磁体表面后，在表面未形成覆膜的试样，“Al涂敷”是指在烧结磁体表面，利用电子射线加热蒸镀法堆积有Al膜的试样。
图9（a）和（b）是分别表示处理时间与剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ的关系的曲线图。由这些曲线可知，矫顽力HcJ随着处理时间（压力：1×10－2Pa，温度：900℃）的增加而增大。在曲线中，“经过酸洗”和“Al涂敷”如上所述，“经过切断”是指利用金刚石刀具切断后的制品。
图10（a）和（b）是分别表示处理容器内的压力与剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ的关系的曲线图。曲线的横轴表示处理容器内的氩气气氛的压力。由图10（b）可知，在压力为1×102Pa以下的情况下，矫顽力HcJ几乎不依存于压力。在压力为1×105Pa（大气压）的情况下，不能得到矫顽力HcJ的提高效果。由磁铁表面的EPMA分析可知，当处理容器内的压力为大气压时，Dy没有蒸镀、扩散。根据该结果，当处理气氛的压力足够高时，即使加热Dy板，也有可能使Dy不蒸镀、扩散到相邻的烧结磁体中。所以，通过控制气氛压力，就可在同一处理室内依次实施烧结工序和Dy蒸镀、扩散工序。即，可在实施烧结工序时，使气氛压力足够高，在抑制来自Dy板的Dy的蒸镀、扩散的状态下进行烧结。然后，在烧结完毕后，能够通过使气氛压力降低，由Dy板向烧结磁体供给Dy并扩散。只要使烧结工序和Dy扩散工序能够像这样在同一装置内实施，就能够降低制造成本。
实施例3
在本实施例中，研究Dy析出和处理气氛的压力（真空度）的关系。在本实施例中，使用图11所示的Mo制容器（Mo包装体：Mo pack），在其内部设置Dy板（30mm×30mm×5mm，99.9％）。Mo包装体的内壁粘贴有Nb箔。在真空热处理炉内收容图11的Mo包装体，在900℃下实施180分钟的热处理。真空热处理炉内的压力（真空度）取（1）1×10－2Pa、（2）1Pa、（3）150Pa的三个条件。
图12是表示热处理后的Mo包装体内壁的外观观察结果的照片。Mo包装体的内壁面上变色的部分为Dy析出区域。在（1）的真空度下，Dy均匀堆积在Mo包装体的整个内壁上。在（2）的真空度下，仅在Dy板的附近产生Dy堆积。在（3）的真空度下，Dy蒸发量变少，Dy堆积区域的面积也缩小。另外，在变色部分中，Dy几乎没有被成膜，推测是暂时附着在内壁的变色部分的Dy再次气化。通过这样调节热处理气氛的真空度，就可以控制Dy的蒸发速度（量）和析出区域。
实施例4
将按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的烧结磁体和Dy板（30mm×30mm×5mm，99.9％）如图13所示进行配置，在真空热处理炉中，在900℃下实施120分钟的热处理。真空度设定为（1）1×10－2Pa、（2）1Pa、（3）150Pa的三个条件。
图13所示的烧结磁体的试样A～C具有7mm×7mm×3mm（厚度：磁化方向）的尺寸，仅试样D具有10mm×10mm×1.2mm（厚度：磁化方向）的尺寸。这些烧结磁体均在由0.3％硝酸进行酸洗、干燥后， 实施了热处理。
进一步在500℃、60分钟、真空度2Pa的条件下进行时效处理后，使用BH示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度：Br，矫顽力：HcJ）。表5表示在真空度（1）～（3）下，与试样A～D相关的重量等数据和磁体特性的测定结果。
表5
由表5可知，烧结磁体A～D的特性几乎没有偏差地得到提高。另外，由表5所示的热处理前后的重量变化求得Dy成品率。其中，Dy成品率用（被处理件（烧结磁体、Nb箔）的Dy增加量）／（Dy板减少量）×100表示。随着真空度的降低，Dy成品率提高，在（3）的真空度下约为83％。另外，在所有的真空度（（1）～（3））下，与烧结磁体相比，Nb箔的重量增加率（每单位面积））都格外小。这表 明，在不与Dy反应（合金化）的Nb表面，飞至Nb表面并析出的Dy再度蒸发，不对在Nb箔上的Dy成膜起作用。换言之，由于从Dy板蒸发的Dy优先蒸镀在烧结磁体上并扩散，所以与其它公知的扩散方法相比，提高了Dy成品率，对节省资源有很大贡献。
实施例5
将按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的烧结磁体和Dy板（20mm×30mm×5mm，99.9％）如图14所示进行配置，在900℃、1×10－2Pa的条件下实施热处理。此时，如表6所示，改变磁体和Dy板的距离。烧结磁体为7mm×7mm×3mm（厚度：磁化方向），用0.3％硝酸进行酸洗、干燥。热处理后，在500℃、60分钟、2Pa的条件下进行时效处理后，使用BH示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度：Br，矫顽力：HcJ）。
表6
如表7、图15所示，依据烧结磁体和Dy板的距离，矫顽力的提高程度有所改变。至距离达到30mm为止，提高度仍未减少，但距离再变大时，提高度减少。但是，即使距离在30mm以上，通过延长热处理时间，能够提高矫顽力。
表7
Br[T] HcJ[kA/m] Br[T] HcJ[kA/m]
元素材料 1.42 911 ④ 1.41 1289
① 1.42 1096 ⑤ 1.42 1255
② 1.42 1102 ⑥ 1.42 1010
③ 1.42 1033
实施例6
将按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的烧结磁体和Dy板（30mm×30mm×5mm，99.9％）如图16所示进行配置，用真空热 处理炉，在900℃、1×10－2Pa的条件下实施热处理。此时，在Dy板上下配置、仅配置在上方、仅配置在下方的情况下实施热处理。烧结磁体具有7mm×7mm×3mm（厚度：磁化方向）的尺寸，用0.3％硝酸进行酸洗并干燥。
在500℃、60分钟、2Pa的条件下进行时效处理后，使用BH示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度：Br，矫顽力：HcJ）。图17表示磁铁特性的测定结果。
如图17所示，与Dy板的配置无关，矫顽力均提高。认为，这是由于在真空处理时，气化的Dy均匀存在于烧结磁体的表面附近。
图18表示Dy板仅配置在烧结磁体之下时的热处理后的烧结磁体表面的EPMA分析结果。图18（a）为表示烧结磁体的上面中央部的分析结果的照片，（b）为表示烧结磁体的下面中央部的分析结果的照片。由此可知，烧结磁体的上面中央部也与下面中央部几乎同样地蒸镀、扩散有Dy。这意味着蒸发的Dy在烧结磁体表面附近均匀分布。
实施例7
对在实施例1的条件X（900℃×30min）下实施了蒸镀扩散处理的试样实施耐湿润性试验（80℃，90％RH）。图19为表示耐湿润性试验后的磁体表面的生锈情况的照片，“经过酸洗”是指用0.3％硝酸将烧结磁体酸洗干燥后，不进行蒸镀扩散处理，实施时效处理（压力2Pa，500℃60分钟）的情况，“1－A”是在与“经过酸洗”同样条件下实施酸洗后，在实施例1的条件X下实施蒸镀扩散处理和时效处理的情况，“1－B”是在与“经过酸洗”同样条件下实施酸洗后，在与实施例1相同的条件下实施Al涂敷，在实施例1的条件X下实施蒸镀扩散处理和时效处理的情况。由图19可知，与“经过酸洗”的试样相比，无论是“1－A”还是“1－B”，耐湿润性都提高。认为这是因为，实施了本发明的扩散处理后，形成了Dy或Nd的致密混相组织，电位的均匀性提高，其结果是，电位差腐蚀难以进行。
实施例8
将以实施例1的条件制作的31.8Nd－bal.Fe－0.97B－0.92Co－0.1Cu－0.24Al（质量％）的组成（Dy0％组成）的Nd烧结磁体，剪裁加工成10mm×10mm×3mm（磁化方向）。如图20所示配置，实施900 ℃、1×10－2Pa、120分钟的热处理。然后，实施500℃、2Pa、120分钟时效处理。表8表示Dy－X合金的组成。
表8
Dy－Nd因为是完全固熔合金，所以Dy和Nd的组成比率为50:50（质量％）。对于其它合金，选择Dy和X形成共晶化合物的组成比率。
对蒸镀扩散前后的试样，用B－H示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ）。图21（a）、（b）和（c）分别是表示剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ和矩形比（Hk／HcJ）的曲线图。
由图21（b）的曲线可知，所有试样的矫顽力HcJ都提高。这是因为通过向烧结磁体内部的Dy扩散，在主相（Nd2Fe14B结晶）的外壳部形成各向异性磁场高的Dy浓化层。对于Dy－Al以外的Dy－X，与单含Dy的情况相比，矫顽力提高度为同等，但抑制了剩余磁通密度和矩形比（Hk／HcJ）的降低。这被推断为，因为通过不仅使Dy，而且使X元素也蒸镀扩散，能够降低晶界相的熔点，所以进一步促进了Dy的扩散。该效果在含有Nd作为元素X时十分显著。认为，这是由于容积体将Nd供给烧结磁体，由此在热处理时，能够填补从烧结磁体的晶界相蒸发的微量的稀土类元素（Nd、Pr）。
另外，确认按照与上述相同的方法，表8的X元素以外的元素（La、Ce、Cu、Co、Ag、Zn、Sn）也具有同样的效果。
实施例9
将按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的烧结磁体进行剪裁加工，得到6mm（磁化方向）×6mm×6mm的烧结磁体。该烧结磁体和Dy板如图22（a）所示配置。具体而言，在烧结磁体的上下配置Dy板，以烧结磁体的磁化方向大致垂直于上下的Dy板的相对面的方式进行配置。保持在该状态下，在真空热处理炉中，在900℃、1×10－2Pa的条件下，分别实施120、240、600分钟的热处理。然后，实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。
图22（b）为表示烧结磁体的结晶方位的图。在图22（b）中，在具有立方体形状的的烧结磁体的表面中，垂直于c轴（磁化方向）的面表示为“aa面”，不垂直于c轴的面表示为“ac面”。
在上述热处理时，在试样aa2中，烧结磁体的六面中仅露出两个“aa面”，其它四个面以厚度0.05mm的Nb箔覆盖。同样，在试样ac2中，仅露出两个“ac面”，其它四个面以厚度0.05mm的Nb箔覆盖。
对上述热处理前后的试样用B－H示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ）。
图23为表示矫顽力HcJ的增加量和剩余磁通密度Br的降低量的曲线图。当热处理时间在240分钟以上时，试样aa和试样ac的剩余磁通密度Br的降低量为同等程度，但试样aa与试样ac相比，矫顽力HcJ的增加量大100kA／m左右。
接着，为了研究Dy的扩散距离，使用处理240分钟的试样，对试样aa2和试样ac2，利用B－H示迹器测定每从表面只磨削下0.2mm时的磁铁特性。
图24为表示如上所述测得的矫顽力HcJ的曲线图。在试样ac2中，在合计磨削掉约0.6mm时，矫顽力HcJ与热处理前的值大致相等。另一方面，在试样aa中，在合计磨削掉约1.2mm时，矫顽力HcJ与热处理前的值大致相等。由上述可知，c轴方向（取向方向）的扩散速度达到与其垂直的方向的扩散速度的约2倍。
实施例10
将按照与实施例1所说明的方法同样的方法制作的厚3mm（磁化方向）×长25mm×宽25mm的尺寸的烧结磁体，如图25（a）所示，用Nb箔覆盖烧结磁体的表面的约50％。然后，如图1所示进行配置，在真空热处理炉中，在900℃、1×10－2Pa的条件下，实施120分钟的热处理。然后，实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。热处理后，附着在Nb箔上的Dy很少，并且没有与烧结磁体反应并熔接在烧结磁体上，能够容易地剥离。
对上述热处理后的试样，从图25（b）所示部位，用金刚石刀具裁出具有厚3mm（磁化方向）×长7mm×宽7mm的尺寸的部分。然后，用B－H示迹器测定扩散渗透有Dy的部分（试样E）和由Nb箔包覆的部分（试样F）的磁铁特性（剩余磁通密度Br，矫顽力HcJ）。
测定结果如下述表9所示。确认未由Nb箔包覆，并扩散渗透有Dy的部分，与由Nb箔包覆的部分相比，矫顽力HcJ得到提高。这样，根据本实施例，相对于烧结磁体的特定部分，选择性地扩散Dy，该部分的磁铁特性能够相对其它部分产生变化。
表9
试样 Br[T] HcJ[kA/m]
E 1.40 1254
F 1.42 870
实施例11
首先，使用以具有表10的5种组成（L～P）的方式配合的合金铸块，通过带坯连铸法，制作厚度0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片填充在容器内，收容在氢化处理装置内。然后通过使氢化处理装置内充满压力500kPa的氢气气氛，在室温下，使合金薄片吸藏氢后释放。通过实施这样的氢化处理，使合金薄片脆化，制作大小约0.15～0.2mm的无定形粉末。
通过向由上述氢化处理制作的粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05wt％的硬脂酸锌后，进行喷射磨装置的粉碎工序，制造粉末粒径约3μm的微细粉末。
将这样制作的微细粉末利用模压装置成形，制作粉末成形体。具体而言，在外加磁场中，在磁场取向状态下压缩粉末颗粒，实施模压成形。然后，从模压装置中取出成形体，利用真空炉，在1020℃下进行4小时的烧结工序。这样，在制作烧结块状体后，对该烧结块状体进行机械加工，得到表11的尺寸的烧结磁体。
表10
（质量％）
表11
将该烧结磁体用0.3％硝酸水溶液进行酸洗并干燥后，配置在具有图1所示结构的处理容器内。本实施例使用的处理容器由Mo形成，具备支承多个烧结磁体的部件和保持两块RH容积体的部件。烧结磁体和RH容积体的间隔设定在5～9mm左右。RH容积体由纯度99.9％的Dy板形成，具有30mm×30mm×5mm的尺寸。
然后，将图1的处理容器在真空热处理炉中加热，实施用于蒸镀扩散的热处理。热处理的条件如表11所示。另外，只要没有特别声明，热处理温度是指烧结磁体和与之几乎相等的RH容积体的温度。
按照表11所示条件实施蒸镀扩散后，实施时效处理（压力2Pa，500℃下60分钟）。
对蒸镀扩散前和时效处理后的各试样，在实施3MA／m的脉冲磁化后，用B－H示迹器测定磁铁特性（矫顽力：HcJ，剩余磁通密度：Br）。根据该测定，计算出相对于实施蒸镀扩散前的试样的矫顽力HcJ和剩余磁通密度Br，因蒸镀扩散（时效处理）产生的变化量。
图26（a）为表示组成L～P的矫顽力变化量ΔHcJ的曲线图。曲线 中的◇、□、◆和■的数据点分别表示以表11中的α、β、γ和δ的条件实施蒸镀扩散的试样的矫顽力变化量ΔHcJ。
另一方面，图26（b）为表示组成L～P的剩余磁通密度变化量ΔBr的曲线图。曲线中的◇、□、◆和■的数据点分别表示以表11中的α、β、γ和δ的条件实施蒸镀扩散的试样的剩余磁通密度变化量ΔBr。
由图26（a）、（b）可知，组成B（Dy2.5％）的烧结磁体中，能够在抑制剩余磁通密度Br的降低的同时，得到最高的矫顽力HcJ。
对表11的蒸镀扩散前的试样和蒸镀扩散后（时效处理后）的试样实施截面研磨后，利用EPMA（岛津制作所制EPM－1610）进行分析（ZAF法）。下表12表示主相中央部和晶界三相点部的Dy量（质量％）。
表12
组成M的试样可得到优异的磁铁特性的理由如表12所示，能够推断，这是因为在具有组成M的试样中，能够以最高效率进行向晶界的Dy相扩散。
实施例12
首先，使用以具有Nd：31.8、B：0.97、Co：0.92、Cu：0.1、Al：0.24、其余为Fe（质量％）的组成的方式配合的合金铸块，采用带坯连铸法制造厚0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片填充在容器内，收容在氢化处理装置内。然后，通过使氢化处理装置内充满压力500kPa的氢气气氛，在室温下，使合金薄片吸藏氢后释放。通过实施这样的氢化处理，使合金薄片脆化，制作大小约0.15～0.2mm的无定形粉末。
通过向由上述氢化处理制作的粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂 的0.05wt％的硬脂酸锌后，进行喷射磨装置的粉碎工序，制造粉末粒径约3μm的微细粉末。
将这样制作的微细粉末利用模压装置成形，制作20mm×10mm×5mm（磁场方向）的粉末成形体。具体而言，在外加磁场中，在磁场取向状态下压缩粉末颗粒，实施模压成形。然后，从模压装置中取出成形体，配置在具有图1所示结构的处理容器内。本实施例使用的处理容器由Mo形成，具备支承多个成形体的部件和保持两块RH容积体的部件。成形体和RH容积体的间隔设定在5～9mm左右。RH容积体由纯度99.9％的Dy板形成，具有30mm×30mm×5mm的尺寸。
将该处理容器收容在真空炉中，按照表13所示条件，实施烧结工序和扩散工序。在表1中，表示了与“1－A”～“6－B”的12个试样相关的烧结、扩散工序的条件。表13的“A”是指如图1所示，将粉末成形体与Dy板一同配置并实施热处理的实施例。另一方面，表13的“B”表示未配置Dy板，对粉末成形体实施同样条件的热处理的比较例。无论哪个试样，扩散工序后，都实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。
表13
对所得各试样，用B－H示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度Br， 矫顽力HcJ）。
图27（a）为表示与12个试样相关的剩余磁通密度Br的测定值的曲线图，图27（b）为表示与上述试样相关的矫顽力HcJ测定值的曲线图。
由这些图可知，所有实施例（1－A、2－A、3－A、4－A、5－A、6－A）的矫顽力HcJ大幅度高于比较例（1－B、2－B、3－B、4－B、5－B、6－B）的矫顽力HcJ。尤其是在试样4－A中，剩余磁通密度Br的下降率最小。这表明，在相对较高的气氛压力下完成烧结后，在开始Dy的蒸发扩散时，Dy最有效地由晶界相扩散，有效提高了矫顽力HcJ。
实施例13
首先，使用以具有Nd：32.0、B：1.0、Co：0.9、Cu：0.1、Al：0.2、其余为Fe（质量％）的组成的方式配合的合金，与实施例1同样地制作烧结磁体。将该烧结磁体剪裁成7mm×7mm×3mm的尺寸。
在图1所示的结构中，使用Tb板作为RH容积体4，并进行热处理。热处理在900℃或950℃下，在1×10－3Pa下实施120分钟。然后，实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。
对蒸镀扩散前后的试样用B－H示迹器测定磁铁特性（剩余磁通密度Br，矫顽力HcJ）时，蒸镀扩散前的磁体的磁特性为，Br＝1.40T，HcJ＝850kA／m，蒸镀扩散后的磁体的磁特性分别为，Br＝1.40T，HcJ＝1250kA／m，Br＝1.40T，HcJ＝1311kA／m，。
由上述结果能够确认，通过使Tb蒸镀扩散，剩余磁通密度Br没有降低，能够提高矫顽力HcJ。
实施例14
与上述实施例13同样地制作烧结磁体的试样。如图1所示进行配置后，实施从由Dy构成的RH容积体4向烧结磁体的蒸镀扩散。具体而言，实施900℃、1×10－2Pa、60分钟或120分钟的热处理。
对一部分试样，在蒸镀扩散后，实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。对其余试样，在图1所示的结构中，在已除去RH容积体4的状态下，在实施了900℃、1×10－2Pa、120分钟的热处理后，实施500℃、2Pa、120分钟的时效处理。然后，对上述各试样，用B－H示 迹器测定磁铁特性。测定结果示于表14。
表14
可知，通过实施追加热处理，可以进一步提高矫顽力。
产业上的可利用性
根据本发明，即使在烧结磁体的内部，也能够高效形成重稀土类元素RH在外壳部高效浓缩的主相结晶粒，因此，能够提供兼具高剩余磁通密度和高矫顽力的高性能磁铁。

Claims (6)

1.一种R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：
其是具有R2Fe14B型化合物晶粒作为主相的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，所述R2Fe14B型化合物晶粒含有轻稀土类元素RL作为主要的稀土类元素R，其中RL是Nd和Pr中的至少一种，
所述R－Fe－B系稀土类烧结磁铁含有通过晶界扩散从磁铁表面被导入内部的重稀土类元素RH，其中重稀土类元素RH是选自Dy、Ho和Tb中的至少一种，
在从所述磁铁表面到深度100μm的表层区域，所述R2Fe14B型化合物晶粒中央部的重稀土类元素RH的浓度与所述R2Fe14B型化合物晶粒的晶界相的重稀土类元素RH的浓度之间，产生2原子％以上的差异，
所述重稀土类元素RH从所述磁铁表面扩散到深度500μm，
所述R－Fe－B系稀土类烧结磁铁具备各向异性，
所述磁铁表面具有垂直于c轴方向的面和不垂直于c轴方向的面，
所述重稀土类元素RH的从所述垂直于c轴方向的面起始的所述c轴方向的扩散深度比所述重稀土类元素RH的从所述不垂直于c轴方向的面起始的扩散深度深。
2.如权利要求1所述的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：在从所述磁铁表面到深度100μm的表层区域，所述R2Fe14B型化合物晶粒中央部没有Dy扩散，主相中央部的Dy浓度比晶界附近的Dy浓度低。
3.如权利要求1或2所述的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：在从所述磁铁表面到深度100μm的表层区域，在所述R2Fe14B型化合物晶粒的外壳部形成有浓缩有重稀土类元素RH的层。
4.如权利要求1所述的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：具有从所述磁铁表面向磁铁中央部矫顽力逐渐减小的部位，该部位是从所述磁铁表面扩散有重稀土类元素RH的部位。
5.如权利要求1所述的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：每从表面磨削时矫顽力降低。
6.如权利要求5所述的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁，其特征在于：每从表面磨削下0.2mm时矫顽力降低。
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Denomination of invention: R-fe-b rare earth sintered magnet

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