CN103875044A - 作为稀土类磁铁前驱体的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法 - Google Patents

作为稀土类磁铁前驱体的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种有助于提高稀土类磁铁的取向度而且提高稀土类磁铁的剩余磁化的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法。烧结体S是包含作为纳米晶体组织的Nd-Fe-B系的主相的晶粒g2、和位于该主相周围的晶界相的烧结体，是对该烧结体S实施给予各向异性的热塑性加工，进而提高顽磁力的合金被扩散而形成的稀土类磁铁的前驱体，构成烧结体S的晶粒g2，从与容易磁化方向（c轴方向）垂直的方向观察到的晶粒g2的平面形状成为包含c轴方向的边和与该边垂直的方向（a轴方向）的边的长方形或近似于长方形的形状。

Description

作为稀土类磁铁前驱体的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法
技术领域
本发明涉及作为稀土类磁铁的前驱体的烧结体、和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法。
背景技术
使用了镧系元素等稀土类元素的稀土类磁铁也被称为永久磁铁，其用途除了用于构成硬盘、MRI的马达之外，还用于混合动力车、电动汽车等的驱动用马达等。
作为该稀土类磁铁的磁铁性能的指标，能够列举剩余磁化（剩余磁通密度）和矫顽力（顽磁力），但是针对由马达的小型化、高电流密度化引起的发热量的增大，对所使用的稀土类磁铁的耐热性的要求也进一步提高，在高温使用下如何能够保持磁铁的矫顽力成为该技术领域中的重要的研究课题之一。当提及作为多用于车辆驱动用马达的稀土类磁铁之一的Nd-Fe-B系磁铁时，通过谋求晶粒的微细化、使用Nd量多的组成的合金，添加矫顽力性能高的Dy、Tb这样的重稀土类元素等等来进行使该矫顽力增大的尝试。
作为稀土类磁铁，除了构成组织的晶粒（主相）的尺寸为3～5μm左右的一般的烧结磁铁以外，还有将晶粒微细化为50nm～300nm左右的纳米尺寸的纳米晶体磁铁，但是其中，能够实现上述的晶粒的微细化并且减少高价格的重稀土类元素的添加量（无重稀土类元素化）的纳米晶体磁铁现在受到注目。
当提及在重稀土类元素之中其使用量多的Dy时，除了Dy的埋藏地域在中国分布不均衡之外，还由于中国的以Dy为首的稀有金属的生产量和输出量被限制，所以Dy的资源价格进入2011年度就急剧上升。因此，减少Dy量并且保证矫顽力性能的低Dy磁铁、完全不使用Dy而保证矫顽力性能的无Dy磁铁的开发成为重要的开发课题之一，这是纳米晶体磁铁的关注度提高的很大原因之一。
对纳米晶体磁铁的制造方法进行概述时，例如将Nd-Fe-B系的金属熔液排出到冷却辊上并对其进行急冷凝固，将得到的急冷带（急冷薄带）进行粉碎来制造磁性粉末，将该磁性粉末进行加压成形并烧结来制造烧结体。对于该烧结体，为了给予磁各向异性而实施热塑性加工（也可将热塑性加工的加工度（压缩率）大的情况、例如压缩率为10%左右以上的情况称为热强加工或简单地称为强加工，也可将烧结体称为强加工前驱体）来制造成形体。这样，在稀土类磁铁的制造时，作为其前驱体首先制造烧结体，接着制造成形体。再者，在专利文献1公开了由该烧结体实施热塑性加工来制造成形体的方法。
对由热塑性加工得到的成形体，利用各种方法给予矫顽力性能高的重稀土类元素和/或其合金等，由此制造由纳米晶体磁铁形成的稀土类磁铁。
得到了如下见解：在烧结体由不具备粗大粒子的晶粒形成的情况下，通过对其实施热塑性加工，晶粒（典型地为Nd2Fe14B相）伴随着由热塑性加工产生的滑动变形而发生晶粒转动（或旋转），易磁化轴（c轴）在加工方向（压制方向）上取向而得到高取向度的成形体，从而能够提高剩余磁化。在此，在本说明书中，将在纳米晶粒之中最大粒径为300nm以上的晶粒定义为“粗大粒”，但是也已知：若该粗大粒存在或其比例变高，则晶粒的转动被抑制，上述的取向度容易降低。
然而，到现在为止，在这样地得到取向度高的稀土类磁铁方面，不存在着眼于作为其前驱体的烧结体的晶粒的形状的技术。本发明人反复专心研究发现：通过规定作为稀土类磁铁的前驱体的烧结体的晶粒的形状，能够特定取向度高、从而剩余磁化高的稀土类磁铁。
另外，当制造烧结体形成用的磁性粉末时，如已经叙述那样对金属熔液进行急冷凝固来制作了急冷带，但是可知：根据该急冷带的制作时的急冷速度而会形成非晶质的急冷带、非晶质和晶粒（结晶质）混合的急冷带、仅由晶粒形成的急冷带等各种各样的组织的急冷带。
而且，本发明人还发现：根据形成该急冷带时的急冷速度来确定烧结体形成用的磁性粉末的组织。根据磁性粉末的组织如何，烧结体的晶粒的形状变化，这关系到成形体的取向度是否良好。
因此，本说明书中，将取向度高的稀土类磁铁从作为其前驱体的烧结体的晶粒的形状来进行规定，并且提供一种用于形成这样的烧结体的磁性粉末的制造方法。
在先技术文献
专利文献1：日本特开2011-100881号公报
发明内容
本发明是鉴于上述的问题而提出的，其目的在于，提供一种用于取向度高、从而剩余磁化高的稀土类磁铁的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法。
为了实现所述目的，本发明的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体，是包含作为纳米晶体组织的Nd-Fe-B系的主相的晶粒、和位于该主相周围的晶界相的烧结体，是对该烧结体实施给予各向异性的热塑性加工，而且提高矫顽力的合金被扩散而形成的稀土类磁铁的前驱体，构成烧结体的所述晶粒，从与容易磁化方向（c轴方向）垂直的方向观察到的晶粒的平面形状成为包含c轴方向的边和与该边垂直的方向（a轴方向）的边的长方形或近似于长方形的形状。
在晶粒的平面形状成为长方形等的情况下，该立体形状成为由晶粒的表面为低指数（密勒指数）的面包围的多面体（六面体（长方体）、八面体、进而与它们近似的立体）。例如在六面体的情况下，在（001）面形成取向轴（容易磁化方向（c轴方向）为六面体的上下面），侧面由（110）、（100）或与它们相近的面指数构成。
在此，“近似于长方形的形状”是下述意思，即包括：不具有如长方形那样垂直的4个角度的四角形、四角形以外的多角形、扁平状的椭圆形等。因此，构成烧结体的组织的晶粒有：仅由平面形状为长方形的晶粒构成的形态、长方形的晶粒和近似于长方形的形状（椭圆形等）的晶粒混和存在的形态、仅由近似于长方形的形状的晶粒构成的形态。
由本发明人发现：即使晶粒的平面形状为长方形、近似于长方形的形状中的任意形状，具有c轴方向成为短边、垂直于c轴的方向成为长边的晶粒的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体，由于其形状的缘故在以后的热塑性加工时晶粒容易转动，其取向度达到90%左右或其以上（93%、94%左右）。再者，构成成形体、稀土类磁铁的晶粒的取向度的测定，能够使用VSM（试样振动型磁化测定装置）来进行测定。
另外，本发明的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的优选的实施方式中，在所述平面形状中，将c轴方向的边长记为t1、a轴方向的边长记为t2时，处于1.4≤t2/t1≤10的范围。
将c轴方向的短边的边长记为t1、a轴方向的长边的边长记为t2时，通过使其纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围，能够规定具有更高取向度的晶粒的烧结体。
本发明人对使纵横尺寸比t2/t1进行了各种变化时的取向度（或者剩余磁化（Mr）/饱和磁化（Ms））进行验证的结果发现了伴随着纵横尺寸比t2/t1的上升，取向度提高的倾向，已实证了在纵横尺寸比t2/t1为1.4处迎来增加曲线的拐点，在纵横尺寸比t2/t1为3左右处饱和为大于90%的最大值。将给出该拐点的1.4规定为纵横尺寸比t2/t1的下限值。
另一方面，本发明人发现：烧结体的晶粒的粒径范围（例如对烧结体的100μm四方内进行TEM观察，来特定在内部应存在的晶粒的粒径的最大值和最小值，其中，成为最大的粒径和成为最小的粒径）为20nm～200nm的范围时具有高取向度故优选。
在a轴方向的边长t2为最大值200nm、c轴方向的边长t1为最小值20nm的情况下，纵横尺寸比t2/t1成为10。将由该优选的晶粒径范围规定的10规定为纵横尺寸比t2/t1的上限值。
另外，本发明还涉及形成作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的磁性粉末的制造方法，该制造方法是形成所述烧结体的磁性粉末的制造方法，将Nd-Fe-B系的金属熔液排出到冷却辊表面，在急冷速度为105～106K/s的范围进行液体急冷使金属熔液凝固来制造急冷带，将该急冷带粉碎来制造磁性粉末。
本发明人发现：在急冷速度为105～106K/s的范围的情况下，急冷带的组织由从垂直于c轴方向的方向观察到的晶粒的平面形状成为包含c轴方向的边和垂直于该边的a轴方向的边的长方形或近似于长方形的形状的晶粒构成。
在此，“急冷速度”是指：指定熔液即将与以旋转速度v（m/s）旋转的冷却辊接触之前的范围，将在该范围内成为最大的温度规定为T1，由冷却辊凝固后指定L（m）的范围，其中，将最大的温度记为T2求出其与T1的温度差ΔT，考虑到冷却辊的旋转速度而算出的速度。
将急冷带粉碎来制造磁性粉末时的粉碎方法，当为利用球磨机、珠磨机机等的高旋转的粉碎机的方法时，担心急冷粉被显著导入应变从而磁特性降低，所以使用乳钵、切碎机、罐磨机、颚式破碎机、喷射式粉碎机等的能够以低能量进行粉碎的装置来进行粉碎为好。
另外，制造方法的其他实施方式，是将Nd-Fe-B系的金属熔液排出到冷却辊表面，在急冷速度为105～106K/s的范围外进行液体急冷使金属熔液凝固，接着在500～800℃进行热处理来制造急冷带，将该急冷带粉碎来制造磁性粉末。
本发明人发现：在急冷速度为105～106K/s的范围外的情况下，即，在比105K/s慢的速度范围、或比106K/s快的速度范围中，急冷带的组织呈现如下组织：仅由非晶构成的组织、或在一部分中含有非晶的组织、或含有等轴晶粒（上述的纵横尺寸比t2/t1比1.4小，接近于扁的球形的形状）的组织。
对于在其全部或一部分中含有非晶那样的组织的急冷带，进一步在500～800℃进行热处理，由此发生增大纵横尺寸比t2/t1的粒生长、即a轴方向的生长显著的各向异性生长，从而能够制成为：由从与c轴方向垂直的方向观察到的晶粒的平面形状成为包含c轴方向的边和垂直于该边的a轴方向的边的长方形或近似于长方形的形状的晶粒形成的组织的急冷带。
使用上述的磁性粉末来制造本发明的烧结体，通过对该烧结体实施热塑性加工（或者强加工）来制造具有各向异性的成形体。
对制成的成形体，利用各种方法使矫顽力性能高的重稀土类元素(Dy、Tb、Ho等)和/或其合金等（Dy-Cu、Dy-Al等）进行晶界扩散，由此，能得到由磁化和矫顽力这两方都优异的纳米晶体磁铁形成的稀土类磁铁。
正如根据以上的说明能够理解的那样，根据本发明的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体、和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法，关于构成烧结体的晶粒，通过成为从与容易磁化方向（c轴方向）垂直的方向观察到的晶粒的平面形状成为包含c轴方向的边和垂直于该边的a轴方向的边的长方形或近似于长方形的形状，在其后的热塑性加工时晶粒容易转动或旋转，其取向度变高，由此能得到用于剩余磁化高的稀土类磁铁的烧结体。
附图说明
图1（a）是说明急冷带的制造方法的图，（b）是说明烧结体的制造方法的图，（c）是说明成形体的制造方法的图。
图2是说明与急冷速度相应的急冷带的组织的图，（a）是以急冷速度为107K/s左右的速度制造的情况下的组织图，（b）是以106～107K/s的速度制造的情况下的组织图，（c）是以105～106K/s的速度制造的情况下的组织图，（d）是以比105慢的速度制造的情况下的组织图。
图3是说明急冷速度的规定方法的示意图。
图4（a）、（b）、（c）均为表示构成烧结体的晶粒的实施方式的图。
图5是对图4所示的烧结体实施热塑性加工而形成的成形体的组织图。
图6（a）是实施例2的作为成形体前驱体的烧结体的SEM图像图，（b）是实施例3的作为成形体前驱体的烧结体的TEM图像图，（c）是比较例的作为成形体前驱体的烧结体的SEM图像图，（d）是将（c）放大后的TEM图像图。
图7是表示关于构成烧结体的晶粒的纵横尺寸比t2/t1和由各自的烧结体形成的成形体的取向度的关系的实验结果的图。
具体实施方式
以下参照附图来说明本发明的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体和形成该烧结体的磁性粉末的制造方法的实施方式。
（磁性粉末的制造方法）
图1a、1b、1c依次为急冷带的制造、接着使用将该急冷带粉碎而成的磁性粉末的烧结体的制造、接着对该烧结体实施热塑性加工而成的成形体的制造的流程图。图1a是说明急冷带的制造方法的图，图2是说明与急冷速度相应的急冷带的组织的图，图2a是表示以急冷速度为107K/s左右的速度制造的情况下的组织图，图2b是表示以106～107K/s的速度制造的情况下的组织图，图2c是表示以105～106K/s的速度制造的情况下的组织图，图2d是表示以比105慢的速度制造的情况下的组织图。
如图1a所示，在减压至例如50kPa以下的Ar气气氛的未图示的炉中，采用由单辊实现的熔融纺丝法，对合金锭进行高频熔化，将提供稀土类磁铁的组成的熔液喷射到铜制的冷却辊R上来制作急冷带B（急冷薄带），并将其粗粉碎。再者，可将急冷带B之中、冷却辊R侧的区域（例如在急冷带B的厚度之中、成为冷却辊R侧的一半厚度的区域）称为辊面，将其相反侧的区域称为自由面，双方的区域由于距冷却辊R的距离不同因此晶粒的粒生长的速度不同。
合金熔液的组成（NdFeB磁铁组成）用(Rl)x(Rh)yTzBsMt的组成式表示，Rl是包括Y的1种以上的轻稀土类元素、Rh是包括Dy、Tb的1种以上的重稀土类元素、T是包括Fe、Ni、Co中的至少1种以上的过渡金属、M是包括Ga、Zn、Si、Al、Nb、Zr、Ni、Cu、Cr、Hf、Mo、P、C、Mg、Hg、Ag、Au的1种以上的金属，13≤x≤20、0≤y≤4、z=100-a-b-d-e-f、4≤s≤20、0≤t≤3，能够应用主相(RlRh)2T14B）和晶界相(RlRh)T4B4相、RlRh相的组织构成、或者、主相(RlRh)2T14B）和晶界相(RlRh)2T17相、RlRh相的组织构成。
将急冷带B粗粉碎的方法，使用乳钵、切碎机、罐磨机、颚式破碎机、喷射式粉碎机等的能够以低能量进行粉碎的装置来进行粉碎。优选：粗粉碎而形成的磁性粉末的粒度被调整为50μm～1000μm左右的范围，作为用于排除具有粗大粒的磁性粉末的对策，可例举磁吸附分离法的应用。
该分离法使低磁性磁铁吸附磁性粉末，被低磁性磁铁吸附的磁性粉末由于具有粗大粒所以矫顽力低，没有被低磁性磁铁吸附的磁性粉末由于不具有粗大粒所以矫顽力高，收集例如没有被磁吸附的磁性粉末能够用于烧结体的制造。此时，当粒度超过1000μm时，难以应用该磁分离法，另外，当比50μm小时，粉碎时所导入的应变导致的磁特性降低变得显著，由于这一理由，所以将优选的磁性粉末的粒度范围设为50μm～1000μm左右。
在此，参照图2来说明根据急冷速度所制造的急冷带B的组织多种多样地不同的情况。
首先，参照图3来说明“急冷速度”。如该图所示，构成包括高频喷嘴和冷却辊R、红外摄像机F（例如NECAVIO制：TS9230H-A01型）的系统，从高频喷嘴排出的熔液Y与以旋转速度V（m/s）旋转的冷却辊R接触的点Q1处的凝固前的温度T1（K）、由冷却辊R凝固并从Q1离开L（m）的点Q2处的温度T2（K）分别由红外摄像机F测定，求出T2和T1的温度差ΔT，考虑到冷却辊的旋转速度V（m/s）而算出急冷速度ΔTV/L（K/s）。
回到图2，图2a所示的组织图是以急冷速度为107K/s左右的速度制造的情况下的组织图。如该图所示，在急冷速度为107K/s左右或其以上的高速急冷的情况下，不会引起晶粒生长，成为具有非晶质组织的急冷带。
另一方面，图2b所示的组织图是以急冷速度为106～107K/s的范围的速度制造的情况下的组织图。如该图所示，在以该速度范围急冷的情况下，虽然辊面侧的区域为非晶质的状态，但是在自由面侧的区域中产生微细的晶粒g1，成为具有晶粒g1和非晶混合了的组织的急冷带。
另外，图2c所示的组织图是以急冷速度为105～106K/s的范围的速度制造的情况下的组织图。如该图所示，在以该速度范围急冷的情况下，成为具有组织整体不含有粗大粒的晶粒g1的急冷带。再者，本发明人发现：由在这样的急冷速度条件下所形成的急冷带制造磁性粉末，将该磁性粉末烧结而形成烧结体，构成该烧结体的晶粒的粒径范围（最大粒径和最小粒径的范围）容易成为20nm～200nm左右的范围。而且，构成作为强加工前驱体的烧结体的该粒径范围的晶粒，在热塑性加工时容易转动（或旋转），变得容易得到取向度高的成形体。
此外，图2d所示的组织图是以急冷速度比105慢的速度制造的情况下的组织图。如该图所示，在以该速度范围急冷的情况下，促进了自由面侧的晶粒的粒生长，从而形成最大粒径为300nm以上的粗大粒w。
在将急冷速度调整为105～106K/s的范围的速度，得到了具有图2c所示的晶体组织的急冷带的情况下，将该急冷带粉碎至50μm～1000μm左右的粒度范围，作为烧结体形成用的磁性粉末。
另一方面，在如图2a、图2b所示那样得到了在组织的一部分中含有非晶的急冷带的情况下，通过将该急冷带在500～800℃进行热处理，能够抑制晶粒的粗大化并且使非晶进行粒生长，作为结果，成为具有图2c所示那样的组织整体不含有粗大粒的晶粒的急冷带。
这样，通过在急冷速度为105～106K/s的范围进行液体急冷使金属熔液凝固来制造急冷带，并将其粉碎，或者，在急冷速度为105～106K/s的范围外进行液体急冷使金属熔液凝固，接着在500～800℃进行热处理来制造急冷带，并将其粉碎，从而可制造形成作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的磁性粉末。
（烧结体及其制造方法）
图1b是说明烧结体的制造方法的图。将所制造出的磁性粉末p填充到如图1b所示那样由硬质合金模具D和在其中空内滑动的硬质合金冲头P界定而成的腔内，一边使用硬质合金冲头P进行加压一边在（X方向）加压方向上使电流流动来进行通电加热，由此制造出包含纳米晶体组织的Nd-Fe-B系的主相（20nm～200nm左右的粒径范围的晶粒）和位于主相的周围的Nd-X合金（X:金属元素）等的晶界相的烧结体S。
在此，以通电加热的加热温度为作为不发生晶粒粗大化的程度的低温区域的550～700℃的范围、且以作为能够抑制粗大化的压力范围的40～500MPa的压力进行加压，将保持时间设为60分钟以内，在惰性气体气氛下进行烧结体的制造为好。
接着，参照图4的a、b、c来说明所形成的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的晶粒的平面形状。
图示的晶粒都显示了从与容易磁化方向（c轴方向）垂直的方向（垂直于纸面的方向）观察到的晶粒g2的平面形状，该平面形状成为包含c轴方向的短边和垂直于该短边的方向（a轴方向）的长边的长方形或近似于长方形的形状。再者，设定为该长方形也包括正方形。
图4a所示的晶粒g2的平面形状为长方形，包含容易磁化方向（c轴方向）的短边和垂直于该短边的a轴方向的长边的多样的尺寸的长方形的晶粒g2构成了组织。
在此，t1、t2处于20nm以上且200nm以下的范围，纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围。
作为该最大粒径和最小粒径的测定（确认）方法，能列举如下方法：测定在烧结体的TEM图像的一定范围（例如100μm四方）内所包含的全部的晶粒g2的最大粒径和最小粒径，确认在最大粒径之中最大的粒径为200nm以下、最小的粒径为20nm以上。
在a轴方向的边长t2为最大值200nm、c轴方向的边长t1为最小值20nm的情况下，纵横尺寸比t2/t1成为10，从该优选的晶体粒径范围规定的10是上述的纵横尺寸比t2/t1的上限值。再者，下限值的规定依据的说明在后述的说明实验结果的段落处进行。
另一方面，图4b所示的晶粒g2的平面形状为椭圆形，其长轴为a轴方向的长边、短轴为c轴方向的短边，在本说明书中，该椭圆形为“近似于长方形的形状”。与图4a同样地，t1、t2处于20nm以上且200nm以下的范围，纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围。
此外，图4c所示的晶粒g2的平面形状成为平行四边形、六角形、细长的轨道形等，它们也与椭圆形同样地是“近似于长方形的形状”。另外，与图4的a、b同样地，t1、t2处于20nm以上且200nm以下的范围，纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围。
在晶粒g2的平面形状如图4的a、b、c所示那样为长方形或近似于长方形的形状的情况下，该立体形状成为由晶粒的表面为低指数（密勒指数）的面包围的多面体（六面体（长方体）、八面体、进而与它们近似的立体）。例如在六面体的情况下，在（001）面形成取向轴（容易磁化方向（c轴方向）为六面体的上下面），侧面由（110）、（100）或与它们相近的面指数构成。
（成形体及其制造方法）
图1c是说明成形体的制造方法的图。对于制造出的烧结体S，使硬质合金冲头P触接其长度方向（在图1b中水平方向为长度方向）的端面，一边使用硬质合金冲头P进行加压一边实施（X方向）热塑性加工（强加工），由此制成由具有磁各向异性的纳米晶粒形成的晶体组织的成形体C。
在该热塑性加工中，以作为能够进行塑性变形且难以发生晶粒粗大化的低温区域的600～800℃左右、而且能够抑制粗大化的短时间的应变速度0.01～30/s左右进行塑性加工为好，为了防止成形体的氧化，优选在惰性气体气氛下进行。
接着，参照图5来说明所形成的作为稀土类磁铁前驱体的成形体C的组织结构。再者，图示的成形体C为对具有图4a所示的平面形状为长方形的晶粒g2的烧结体实施热塑性加工而制成的成形体。
构成烧结体的晶粒g2具有包含容易磁化方向（c轴方向）的短边（长度t1）和垂直与该短边的a轴方向的长边（长度t2）的长方形（也可以在组织的一部分中包含近似于长方形的形状的晶粒）的平面形状，为20nm～200nm左右的粒径范围的晶粒，进而，通过具有纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围的晶体组织，如图4a所示，各向同性的晶粒g2在强加工时容易转动，成为如图5所示那样晶粒g3以高取向度排列的、具有各向异性的成形体。
对于由90%左右或其以上的高的取向度的晶粒g3形成的成形体，使Dy、Tb等的重稀土类元素以单质、或者其与过渡金属等的合金等向构成成形体的晶界相内扩散渗透，由此可制成磁化和矫顽力这两方都优异的稀土类磁铁。
“求出烧结体的晶粒的平面形状的长边和短边的纵横尺寸比、和对烧结体进行热塑性加工而成的成形体的取向度的关系的实验及其结果”
本发明人采用以下的方法制作实施例1～3的成形体和比较例的成形体，从作为各成形体的前驱体的烧结体的TEM图像解析晶体取向，将c轴方向的短边长度的平均值记为短边t1，将垂直于c轴方向的a轴方向的长边长度的平均值记为长边t2来测定双方的纵横尺寸比，进而，使用VSM（试样振动型磁化测定装置）对各自的成形体的取向度进行测定。以下，说明实施例1～3和比较例的制作方法，并且在表1和图7中示出关于各烧结体的纵横尺寸比和成形体的取向度的实验结果。另外，在图6中示出实施例2、3和比较例的SEM图像图、TEM图像。
（实施例1）
通过单侧冷却来制作不含有粗大粒的Nd13.64Pr0.19Fe75.66Co4.47B5.47Ga0.5 7（mass%）组分的急冷粉，粉碎之后，通过磁分离分离成非晶质和结晶质。接着，仅收集非晶质的磁性粉末，在温度650℃实施了30分钟的热处理之后，施加400MPa的压力，并在620℃保持5分钟，制成了烧结体。在通过TEM实施了烧结体的组织观察之后，在温度780℃、以应变速度8/s实施热塑性加工来制成了实施例1的成形体。
（实施例2）
通过单侧冷却来制作不含有粗大粒的Nd13.64Pr0.19Fe75.66Co4.47B5.47Ga0.57（mass%）组成的急冷粉，粉碎之后，通过磁分离分离成非晶质和结晶质。接着，仅收集结晶质的磁性粉末，施加400MPa的压力，并在620℃保持5分钟来制成了烧结体。在通过TEM实施了烧结体的组织观察之后，在温度780℃、以应变速度8/s实施热塑性加工来制成了实施例2的成形体。
（实施例3）
通过单侧冷却，来制作不含有粗大粒的Nd16Fe77.4B5.4Ga0.5Al0.5Cu0.2（at%）组成的急冷粉，粉碎之后，通过磁分离分离成非晶质和结晶质。接着，仅收集非晶质的磁性粉末，在温度575℃实施了30分钟的热处理之后，施加300MPa的压力，并在570℃保持5分钟来制成了烧结体。在通过TEM实施了烧结体的组织观察之后，在温度650℃、以应变速度0.02/s实施热塑性加工来制成了实施例3的成形体。
（比较例）
通过单侧冷却，来制作不含有粗大粒的Nd16Fe77.4B5.4Ga0.5Al0.5Cu0.2（at%）组成的急冷粉，粉碎之后，通过磁分离分离成非晶质和结晶质。接着，仅收集非晶质的磁性粉末，施加300MPa的压力，并在570℃保持5分钟来制成了烧结体。在通过TEM实施了烧结体的组织观察之后，在温度650℃、以应变速度0.1/s实施热塑性加工来制成了比较例的成形体。
图6a是作为实施例2的成形体前驱体的烧结体的SEM图像图，图6b是作为实施例3的成形体前驱体的烧结体的TEM图像图，图6c是作为比较例的成形体前驱体的烧结体的SEM图像图，图6d是将图6c放大后的TEM图像图。
从图6的a、b来看，能够确认出实施例2、3的烧结体的晶粒的平面形状成为长方形或近似于长方形的形状，能够确认出晶粒的短边为30～40nm（20nm以上）、长边为150nm左右或其以下（200nm以下）。
与此相对，从图的6c、d来看，能够确认出比较例的烧结体的晶粒的平面形状成为近似于圆形的形状（等轴晶粒）。
表1
Figure BDA0000487859100000141
图7示出了实施例1～3和比较例的4个计测值和通过这些计测值的近似曲线。
从表1和图7能够确认：实施例1的纵横尺寸比1.4成为曲线的拐点，在比1.4小的范围取向度急剧降低（比较例减少了实施例1的20%左右，减少了实施例2、3的30%左右），在1.4以上的范围时取向度在90%左右饱和。
根据该实验结果，规定了作为上述的纵横尺寸比t2/t1的优选的范围的1.4≤t2/t1≤10的下限值。
根据该实验结果，构成烧结体的晶粒具有包含c轴方向的短边（长度t1）和垂直于该短边的a轴方向的长边（长度t2）的长方形或近似于长方形的平面形状，为20nm～200nm左右的粒径范围的晶粒，进而，通过具有纵横尺寸比t2/t1处于1.4≤t2/t1≤10的范围的晶体组织，在对该烧结体进行强加工时晶粒容易转动，能够制造高取向度的成形体，从而，能够制造作为具有高剩余磁化的稀土类磁铁前驱体的成形体。
以上，使用附图对本发明的实施方式进行了详细叙述，但是具体的构成并不限定于该实施方式，即使有不脱离本发明的要旨的范围的设计变更等，也包括在本发明中。
附图标记说明
R...冷却辊，B...急冷带（急冷薄带），D...硬质合金模具，P...硬质合金冲头，S...烧结体，C...成形体，p...磁性粉末，g1...急冷带的晶粒，g2...烧结体的晶粒，g3...成形体的晶粒，w...粗大粒。

Claims (5)

1.一种作为稀土类磁铁前驱体的烧结体，是包含作为纳米晶体组织的Nd-Fe-B系的主相的晶粒、和位于该主相的周围的晶界相的烧结体，是对该烧结体实施给予各向异性的热塑性加工，进而提高矫顽力的合金被扩散而形成的稀土类磁铁的前驱体，
构成烧结体的所述晶粒，从与容易磁化方向即c轴方向垂直的方向观察到的晶粒的平面形状成为包含c轴方向的边和与该边垂直的方向即a轴方向的边的长方形或近似于长方形的形状。
2.根据权利要求1所述的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体，
在所述平面形状中，将c轴方向的边长记为t1、a轴方向的边长记为t2时，处于1.4≤t2/t1≤10的范围。
稀土类磁铁。
3.根据权利要求2所述的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体，
所述t1、t2处于20nm以上且200nm以下的范围。
4.一种形成权利要求1所述的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的磁性粉末的制造方法，
将Nd-Fe-B系的金属熔液排出到冷却辊表面，在急冷速度为105～106K/s的范围进行液体急冷使金属熔液凝固来制造急冷带，将该急冷带粉碎来制造磁性粉末。
5.一种形成权利要求1所述的作为稀土类磁铁前驱体的烧结体的磁性粉末的制造方法，
将Nd-Fe-B系的金属熔液排出到冷却辊表面，在急冷速度为105～106K/s的范围外进行液体急冷使金属熔液凝固，接着在500～800℃进行热处理来制造急冷带，将该急冷带粉碎来制造磁性粉末。
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