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CN101006534A - 稀土类烧结磁铁及其制造方法 - Google Patents

稀土类烧结磁铁及其制造方法 Download PDF

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CN101006534A CN200680000655.2A CN200680000655A CN101006534A CN 101006534 A CN101006534 A CN 101006534A CN 200680000655 A CN200680000655 A CN 200680000655A CN 101006534 A CN101006534 A CN 101006534A
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Abstract

在本发明的R－Fe－B系稀土类烧结磁铁的制造方法中，首先，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系烧结磁铁。接着，在烧结磁体表面包覆由RH(其中，RH为选自Dy、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上)和与其形成RHM以使熔点下降的金属M(其中，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上)构成的RHM合金层。此后，在真空或Ar气氛中，在500℃以上1000℃以下的温度下进行热处理，使金属元素M从表面扩散到烧结磁铁内部，并且使重稀土类元素RH从表面扩散到稀土类烧结磁体内部。

Description

稀土类烧结磁铁及其制造方法
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的至少一种)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。
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，作为永久磁铁中性能最高的磁铁而为人所知，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动机、以及家电制品等。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，要求耐热性优异、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，采用将重稀土类元素RH作为原料配合，使用熔制而成的合金。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可用重稀土类元素RH置换，因此R2Fe14B相的结晶磁各向异性(决定矫顽力的本质的物理量)提高。但是，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的磁矩与Fe的磁矩为相同方向，而重稀土类元素RH的磁矩与Fe的磁矩为相反方向，因此，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。由于上述理由，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，进行成型、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，可提高晶粒整体的结晶磁各向异性，可防止反磁区的成核，结果，矫顽力提高。另外，在无助于提高矫顽力的晶粒的中心部，不会发生被重稀土类元素RH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，在烧结工序(在工业规模中，在1000℃～1200℃下进行)中，重稀土类元素RH的扩散速度增大，因此，重稀土类元素RH也会扩散至晶粒的中心部，结果，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它方法，例如，已研究了：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，使其扩散，由此，使矫顽力恢复或提高，而使剩磁通密度不那么降低(专利文献1、专利文献2以及专利文献3)。
专利文献1公开了在烧结磁体的被研磨加工面上形成含有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结晶颗粒的半径相当的深度以上，由此，对加工变质损伤部进行改性，提高(BH)max。
专利文献1：特开昭62-192566号公报
专利文献2：特开2004-304038号公报
专利文献1和专利文献2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，从表面向内部扩散的金属元素的扩散范围被限定于磁铁的表面附近。因此，对厚度3mm以上的磁铁，矫顽力提高效果较小。
据预测今后市场会扩大的EPS、HEV电动机用磁铁，要求具有3mm或5mm以上厚度的稀土类烧结磁铁。为了提高具有这样厚度的烧结磁铁的矫顽力，需要开发使重稀土类元素RH高效地扩散到磁铁的内部整体的技术。
发明内容
本发明为了解决上述问题而做出，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，也可在磁铁整体的范围内，使重稀土类元素RH扩散至主相晶粒的外壳部的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁。
本发明的稀土类烧结磁铁包括：R-Fe-B系稀土类烧结磁体；和含有重稀土类金属RH(其中，RH为选自Dy、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上)和金属M(其中，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上)，在上述R-Fe-B系烧结磁体表面形成的RHM合金层。
在优选的实施方式中，上述R-Fe-B系稀土类烧结磁体的厚度为10mm以下。
在优选的实施方式中，RHM合金层含有选自DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、DyFeAg、和TbAlCu中的至少一种合金。
本发明的稀土类烧结磁铁的制造方法包括：准备R-Fe-B系烧结磁体的工序；在上述R-Fe-B系烧结磁体的表面形成含有RH(其中，RH为选自Dy、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上)和金属M(其中，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上)的RHM合金层的工序；和在500℃以上1000℃以下的温度下进行热处理的工序。
在优选的实施方式中，上述形成RHM合金层的工序包括采用蒸镀法、真空蒸镀法、溅射法、离子镀敷(ion plating)法、蒸镀薄膜形成(IND)法、等离子体蒸镀薄膜形成(EVD)法、浸渍法形成RHM合金层。
在优选的实施方式中，上述形成RHM合金层的工序包括由选自DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、和DyFeAg中的至少一种合金形成上述RHM合金层。
在优选的实施方式中，反复进行多次上述形成RHM合金层的工序和进行热处理的工序。
在优选的实施方式中，包括：在形成上述RHM合金层之前，对R-Fe-B系烧结磁体进行加热，使得上述R-Fe-B系烧结磁体的温度达到500℃以上1000℃以下的工序。
在优选的实施方式中，上述R-Fe-B系烧结磁铁的厚度为10mm以下。
在本发明中，利用金属M(其中，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上)促进重稀土类元素RH(选自Dy、Ho、和Tb中的至少一种)的晶界扩散的现象，将重稀土类元素RH供给至烧结磁体内部的深处位置，由此，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。结果，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，并且能够提高矫顽力HcJ。
附图说明
图1(a)是示意性地表示在表面上形成有RHM层的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁的截面的截面图；(b)是为了比较而示意性地表示在表面上仅形成有RH层的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁的截面的截面图；(c)是示意性地表示对(a)的磁铁进行扩散工序之后的磁铁内部的组织的截面图；(d)是示意性地表示对(b)的磁铁进行扩散工序之后的磁铁内部的组织的截面图。
图2(a)是表示对在烧结磁铁表面形成有Dy层的样品和未形成Dy层的样品，在900℃下进行30分钟热处理时得到的矫顽力HcJ与磁铁厚度t的关系的图；(b)是表示对同样的样品在900℃下进行30分钟热处理时得到的剩余磁通密度Br与磁铁厚度t的关系的图。
图3为能够适用于本发明的方法的蒸镀装置的示意图。
图4为表示实施例1和比较例1的退磁曲线的图。
图5为表示实施例2和比较例2的退磁曲线的图。
图6为表示实施例3和比较例3的退磁曲线的图。
符号说明
1  真空处理室
2  舟(boat)(蒸镀部)
3  支撑台
4  舟支撑台
5  圆筒形桶体
6  旋转轴
7  稀土类磁铁
具体实施方式
本发明的稀土类烧结磁铁，表面由含有RH(其中，RH为选自Dy、Ho、和Tb中的稀土类元素的一种或两种以上)和金属M(其中，M为选自Al、Cu、Co、Fe、和Ag中的金属元素的一种或两种以上)的RHM合金层包覆。
图1(a)示意性地表示在表面上形成有含有金属元素M和重稀土类元素RH的RHM合金层的R-Fe-B系稀土类烧结磁体的截面；图1(b)为了比较而示意性地表示在表面上仅形成有RH层的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁(以往例)的截面。
本发明的扩散工序通过对在表面上形成有RHM合金层的烧结磁体进行加热而实施。由于该加热，RHM合金层中含有的熔点较低的金属元素M首先扩散到烧结体内部，然后，重稀土类元素RH通过晶界，扩散到烧结体内部。可认为，由于金属元素M，晶界相(富R晶界相)的熔点降低，因此，重稀土类元素RH的晶界扩散得到促进。结果，即使在更低温度下，也能够有效地使重稀土类元素RH扩散到烧结体的内部。
图1(c)示意性地表示对图1(a)的磁铁进行扩散工序之后的磁铁内部的组织；图1(d)示意性地表示对图1(b)的磁铁进行扩散工序之后的磁铁内部的组织。图1(c)示意性地表示重稀土类元素RH在晶界相中扩散，从晶界相侵入到主相外壳部的状态。与此相对，图1(d)示意性地表示从表面供给的重稀土类元素RH未扩散到磁铁内部的状态。
这样通过金属元素M的作用使重稀土类元素RH的晶界扩散得到促进时，重稀土类元素RH会以比重稀土类元素RH在位于磁铁烧结体表面附近的主相的内部扩散还快的速率，向磁铁内部扩散、侵入。如果将重稀土类元素RH在主相内部扩散称为“体积扩散”，则金属M的存在使得晶界扩散优先于“体积扩散”而发生，因此，从结果看，表现出抑制“体积扩散”的功能。在本发明中，晶界扩散的结果是晶界中的金属元素M和重稀土类元素RH的浓度高于主相晶粒内的浓度。在本发明中，重稀土类元素RH容易地扩散到距磁铁表面0.5mm以上的深度。
在本发明中，用于进行金属元素M的扩散的热处理温度优选设定为金属M的熔点以上、且低于1000℃的值。
通过这样的热处理，R2Fe14B主相晶粒中含有的轻稀土类元素RL的一部分由从烧结体表面扩散的重稀土类元素RH置换，能够在R2Fe14B主相的外壳部形成重稀土类元素RH相对浓缩的层(厚度例如为几nm)。
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，当主相外壳部的结晶磁各向异性提高时，在主相中的晶界相附近，反磁区的成核被抑制，结果，主相整体的矫顽力HcJ有效地提高。在本发明中，不仅在磁铁烧结体表面附近的区域，而且在距磁铁表面较深的区域，也能够在主相外壳部形成重稀土类置换层，因此，在磁铁整体的范围内，结晶磁各向异性提高，磁铁整体的矫顽力HcJ充分地提高。因此，根据本发明，消耗的重稀土类元素RH量至少能够使重稀土类元素RH扩散、渗透至烧结体的内部，并在主相外壳部高效地形成RH2Fe14B，由此，能够抑制剩余磁通密度Br的降低，并且能够提高矫顽力HcJ。
此外，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大约3倍的大小。因此，作为在主相外壳部适合与轻稀土类元素RL置换的重稀土类元素RH，Tb比Dy更优选。
根据上述说明可知，在本发明中，在原料合金的阶段，不需要预先添加重稀土类元素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，使低熔点金属和重稀土类元素从其表面扩散到磁铁内部。在以往的在磁铁表面仅形成重稀土类层的情况下，即使提高扩散温度，也难以使重稀土类元素扩散到磁铁内部的深处，但根据本发明，RHM层中的金属元素M使晶界相的熔点降低，从而能够促进RH的扩散，因此，能够向位于磁铁内部的主相的外壳部有效地供给重稀土类元素。
根据本发明人的试验，在磁铁烧结体表面形成的RHM层中的M的重量与RH的重量比(M/RH)优选设定为1/100以上5/1以下的范围。该重量比(M/RH)更优选设定为1/20以上2/1以下的范围。通过将重量比设定在这样的范围内，金属M能够有效地实现促进重稀土类元素RH的扩散的作用，重稀土类元素RH高效地向磁铁内部扩散，从而能够得到提高矫顽力的效果。
在磁铁烧结体表面形成的RH的重量，换言之，磁铁含有的重稀土类元素RH的总重量，优选调节为磁铁整体重量的0.1％以上1％以下的范围。当RH的重量低于磁铁重量的0.1％时，扩散所需要的重稀土类元素RH不足，因此，当磁铁变厚时，不能使重稀土类元素RH扩散到磁铁中包含的全部的主相外壳部。另一方面，当RH的重量超过磁铁重量的1％时，会超出在主相外壳部形成RH浓缩层所需要的量，导致过剩。另外，当重稀土类元素RH的供给量过剩时，有可能由于RH向主相内部扩散而导致剩余磁通密度Br降低。
根据本发明，能够提供一种即使对例如厚度3mm以上的厚磁铁，通过使用极少量的重稀土类元素RH即可提高剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ两者，即使在高温下磁特性也不下降的高性能磁铁。这样的高性能磁铁大大有助于实现超小型、高功率电动机。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尤其显著。
此外，通过加热使RHM合金从磁铁表面扩散渗透时的气氛，在通常得到的高纯度氩气程度的纯度的情况下，由于氩气中含有的来自大气的气体(氧气、水蒸汽、二氧化碳、氮气等)，RHM合金的至少一部分会变成氧化物、碳化物、氮化物，不可能高效地在磁铁表面渗透。因此，在扩散的各处理中，优选在10-7Torr以下以及氧气、水蒸汽等来自大气的气体为数十ppm以下的清洁气氛内进行。进一步优选使RHM合金加热扩散时的气氛中含有的来自大气的杂质气体浓度为50ppm左右以下、优选为10ppm左右以下。
另外，在用线材或板材旋转自由地保持一个或多个稀土类烧结磁体的状态下进行RHM合金的堆积时，能够用RHM合金层包覆磁体表面的广大范围(优选整体)。在RHM层堆积工序时，也可以采用将多个稀土类烧结磁体装填在金属网制的笼内、并转动自由地保持的方法。通过使用能够旋转的桶状的夹具，即使对于弓形、扇形等奇形怪状的磁体，也可容易地形成RHM合金。
在利用蒸镀形成RHM合金层的情况下，扩散工序可以在从蒸镀装置中取出烧结磁体后，利用热处理炉进行，也可以在蒸镀装置内、在堆积过程中进行加热处理。蒸镀装置内的加热处理可以使用加热器进行，也可以通过进行表面溅射等，使成膜中的烧结磁体升温至800℃左右的温度。也可以在蒸镀前将烧结磁体加热到500℃～1000℃，利用该热使蒸镀中的RHM合金扩散到磁体内部。
另外，表示了适合于实施本发明的制造方法的蒸镀装置的概念(图1)。除了图1中举出的蒸镀装置以外，也可以进行利用电子束加热的蒸镀(EB蒸镀)处理。
此外，稀土类金属单质通常易被氧化，并且熔点高达1400℃左右。因此，在蒸镀中，优选使用DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、DyFeAg、TbAlCu等RHM合金。另外，为了抑制向主相的扩散，可以反复进行多次形成厚度5μm以下的RHM合金层的工序和接着进行的扩散工序。
RHM合金中的金属M的组成比率对合金的熔点有影响。因此，通过调整金属M的组成比率，能够使熔点降低。RHM合金的熔点优选被调整为1000℃以下，因此优选将金属M的组成比率设定成使得熔点不高于1000℃。当RHM合金的熔点高时，在扩散处理过程中，在稀土类磁铁中，富R相熔融，晶界扩散有可能不充分地进行。
下面，说明制造本发明的R-Fe-B系稀土类烧结磁铁的方法的优选实施方式。
[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％以上～1.6质量％的B(硼)、其余为Fe和不可避免的杂质的合金。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。
上述的合金适于利用例如带铸(strip cast)法对原料合金的熔液进行急冷而制成。下面，说明利用带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，利用单辊法进行急冷，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。此外，利用带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插入氢炉的内部。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，可防止粗粉碎粉氧化、发热，磁铁的磁特性提高。
利用氢粉碎，将稀土类合金粉碎至0.1mm～几mm左右的大小，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。在直接在温度较高的状态下取出原料的情况下，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(jet mill)粉碎装置对粗粉碎粉进行微粉碎。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，被收集到回收罐中。这样，能够得到0.1～20μm左右(典型地为3～5μm)的微粉末。用于这样的微粉碎的粉碎装置，不限定于喷射磨，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。
[加压成型]
在本实施方式中，在例如摇滚式混合机(rocking mixer)内，向由上述方法制成的磁性粉末中添加、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，使由上述方法制成的磁性粉末成型。施加的磁场的强度例如为1.5～1.7特斯拉(T)。另外，成型压力被设定为使得成型体的生坯密度(green density)达到例如4～4.5g/cm3左右。
[烧结工序]
优选对上述的粉末成型体依次进行：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，尤其是在生成液相时(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，烧结进行，形成烧结磁铁。烧结后，根据需要，进行时效处理(500～1000℃)。
[金属扩散工序]
接着，为了得到金属M起到促进重稀土类元素RH扩散的作用，更高效地向磁铁内部扩散渗透，从而提高矫顽力的效果，优选形成实现上述重量比率的组成比率的合金层。
上述金属层的成膜方法没有特别限定，可以采用例如真空蒸镀法、溅射法、离子镀敷法、蒸镀薄膜形成(IND)法、等离子体蒸镀薄膜形成(EVD)法、浸渍法等薄膜堆积技术。
图2是表示利用溅射法在烧结磁铁表面仅形成Dy层(厚度2.5μm)后、在900℃下进行了30分钟热处理时的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ的磁铁厚度依赖性的图。由图2可知，磁铁厚度小(低于3mm)的情况下，矫顽力HcJ充分地提高，但磁铁厚度越大，矫顽力HcJ的提高效果越小。这是因为：Dy的扩散距离短，因此，烧结磁铁越厚，不能实现利用Dy置换的区域的存在比例就会越增大。
与此相对，在本发明中，利用选自Al、Cu、Co、Fe、和Ag中的至少一种金属元素M，促进重稀土类元素RH的晶界扩散，因此，即使在更低的扩散温度下，也能够使重稀土类元素RH渗透到厚磁铁的内部，从而能够提高磁铁特性。
下面，说明本发明的实施例
实施例
实施例1
利用带铸法，从Nd12.5Fe78.5Co1B8组成的合金铸锭，制造出厚度0.2～0.3mm的合金薄片。接着，将该薄片填充在容器内，在室温下吸蓄500kPa的氢气，然后将其放出，由此得到大小约0.15～0.2mm的不定形粉末，接着，进行喷射磨粉碎，制造出大约3μm的微粉末。
在该微粉末中添加混合0.05质量％的硬脂酸锌后，在磁场中进行加压成型，装填到真空炉中，在1080℃下烧结1小时，得到10mm见方的立方体磁铁块材料。
接着，对该立方体磁铁块材料进行砂轮切断，制成长10mm、宽10mm、厚5mm的Nd-Fe-B系稀土类磁铁。直接以该状态的制品作为比较例试样(1)。厚度为5mm、体积为500mm3、表面积为400mm2、表面积/体积之比为0.8mm-1。
接着，使用图3所示的蒸镀装置，在该Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成RHM合金膜。图3的装置包括配置在真空处理室1内、贮存稀土类磁铁7的圆筒形桶体5。该圆筒形桶体5由旋转轴6能够旋转地支撑。另外，在真空处理室1的内部配置有：舟(蒸镀部)2、支撑舟2的舟支撑台4、以及承载舟支撑台4的支撑台3。将含有要在稀土类磁铁7的表面上堆积的金属元素的熔融蒸镀物配置在舟2中，通电进行加热，使熔融蒸镀物蒸发，从而能够在桶体5内的稀土类磁铁7的表面上形成合金层。采用该装置，通过使圆筒形桶体5旋转，能够在稀土类磁铁7的整个表面上形成期望的合金层。
在本实施例中，作为熔融蒸镀物，使用Dy-70质量％Al合金(镝铝合金)金属。
实际的利用蒸镀进行的成膜操作按照以下的步骤进行。将3个规定形状的Nd-Fe-B系稀土类磁铁载置在蒸镀装置真空处理室1内部之后，进行真空排气直到真空槽内的总压力达到1×10-1Pa，然后导入高纯度Ar气。接着，施加300W的RF功率，进行10分钟的反溅射，除去磁铁表面的氧化膜。接下来，施加300W的DC功率，将DyAl合金(镝铝合金)加热熔融，以使其蒸发，从而在上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成2μm的DyAl合金覆膜。
在使装置内恢复到大气压之后，将得到的成膜磁铁与大气不接触地转移到与蒸镀装置连接的手套箱(glove box)中，装填在同样设置于该手套箱内的小型真空电炉中，在800～1000℃下进行30分钟的热处理。
各试样的磁特性，在施加3MA/m的脉冲磁化之后，用BH示踪器(tracer)测定。将未进行成膜处理的比较例1和实施例1的退磁曲线提取出来并示于图4。
可看出：通过Dy-70质量％Al合金成膜和其后的热处理，本发明试样显示出高矫顽力，与未进行成膜处理的Nd-Fe-B系稀土类磁铁相比，矫顽力提高了30％。
据推测，得到这样优异的效果，是因为成膜的DyAl合金层扩散至富R相，在Nd-Fe-B相(主相)外壳部形成Dy浓缩部。结果，从图4的退磁曲线的形状可知，与未经处理的比较例1相比，矫顽力(HcJ)提高。
实施例2
利用切削加工制作出长10mm、宽10mm、厚4mm的Nd-Fe-B系稀土类磁铁，接着，使用图3所示的蒸镀装置，在该Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成RHM合金膜。作为熔融蒸镀物，使用Tb-30质量％Cu合金(铽铜合金)。
实际的利用蒸镀进行的成膜操作按照以下的步骤进行。将3个规定形状的切断加工后的上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁载置在蒸镀装置真空槽内之后，将TbCu合金(铽铜合金)加热熔融，以使其蒸发，除此以外，与实施例1同样，在上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成2μm的TbCu合金(铽铜合金)覆膜。
各试样的磁特性，在施加3MA/m的脉冲磁化之后，用BH示踪器测定。将实施例2和以下的表1所示的比较例2的退磁曲线提取出来并示于图5。
可看出：通过Tb-30质量％Cu合金成膜和其后的热处理，本发明试样显示出高矫顽力，与未进行成膜处理的Nd-Fe-B系稀土类磁铁相比，矫顽力提高了40％。
可认为，得到这样优异的效果，是因为：通过Cu层的扩散，促进了Tb的晶界扩散，使Tb渗透至磁铁内部的晶界。
实施例3
利用切削加工制作出长10mm、宽10mm、厚6mm的Nd-Fe-B系稀土类磁铁，接着，使用图3所示的蒸镀装置，在该Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成RHM合金层。作为熔融蒸镀物，使用Dy-20质量％Fe合金(镝铁合金)。
实际的利用蒸镀进行的成膜操作按照以下的步骤进行。将3个规定形状的切断加工后的上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁载置在蒸镀装置真空槽内之后，将DyFe合金(镝铁合金)加热熔融，以使其蒸发，除此以外，与实施例1同样，在上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成2μm的DyFe合金(镝铁合金)覆膜。
各试样的磁特性，在施加3MA/m的脉冲磁化之后，用BH示踪器测定。将实施例3和以下的表1所示的比较例3的退磁曲线提取出来并示于图6。
可看出：通过Dy-20质量％Fe合金成膜和其后的热处理，本发明试样显示出高矫顽力，与未进行成膜处理的Nd-Fe-B系稀土类磁铁相比，矫顽力提高了20％。
实施例4
利用切削加工制作出长10mm、宽10mm、厚3mm的Nd-Fe-B系稀土类磁铁，接着，使用图3所示的蒸镀装置，在该Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成RHM合金膜。作为熔融蒸镀物，使用Dy和Al。
实际的利用蒸镀进行的成膜操作按照以下的步骤进行。将3个规定形状的切断加工后的上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁载置在蒸镀装置真空槽内之后，将Dy加热熔融，同时将Al加热熔融，以进行溅射，除此以外，与实施例1同样，在上述Nd-Fe-B系稀土类磁铁表面上形成2μm的DyAl合金(镝铝合金)覆膜。
在此，上述合金膜的形成工序如以下所述。
首先，对溅射装置中的成膜室内进行真空排气，使其压力降低到6×10-4Pa，然后向成膜室内导入高纯度Ar气，将压力维持在1Pa。接着，向成膜室内的电极之间施加RF功率300W的高频电力，由此，对磁铁烧结体表面进行5分钟的反溅射。该反溅射为了使磁铁烧结体的表面清洁而实施，用于除去磁铁表面存在的氧化膜。
接着，向成膜室内的电极之间施加DC功率500W和RF功率30W的电力，由此，同时溅射Dy靶(target)和Al靶的表面，在磁铁烧结体的表面上形成厚度2.0μm的DyAl合金膜。
在使装置内恢复到大气压之后，将得到的成膜磁铁与大气不接触地转移到与蒸镀装置连接的手套箱中，装填在同样设置于该手套箱内的小型真空电炉中，在800～900℃下进行120分钟的热处理。
在对上述试样进行3MA/m的脉冲磁化之后，使用BH示踪器测定磁特性，将测得的磁特性(剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ)的结果示于表1。
表1
溅射 导入量(质量％)   Br   HcJ 溅射条件
元素 Dy   Al   (T)   (MA/m) Dy靶 Al靶 时间
比较例1   1.40   1.00
比较例2 Dy 0.25   1.39   1.26 DC500W 36min
比较例3 Dy 0.46   1.38   1.32 DC500W 65min
实施例1 Dy+Al 0.12   0.04   1.39   1.36 RF500W DC750W 65min
实施例2 Dy+Al 0.35   0.07   1.39   1.41 DC250W RF500W 130min
由该表1可看出，通过同时溅射Dy和Al的合金成膜以及其后的热处理，显示出高矫顽力。
根据以上说明可确认，通过在烧结磁体表面上形成含有作为重稀土类元素的Dy和Al等低熔点金属的合金层、并进行扩散处理，可促进Dy的晶界扩散。这样的Dy的晶界扩散得到促进的结果是，能够在比以往低的热处理温度下进行Dy扩散，并且能够使Dy渗透到磁铁内部的深处位置。结果，不会导致由Al造成的残留磁通密度Br的降低，矫顽力HcJ提高。这样，能够减少需要的Dy的使用量，并且能够高效地提高厚磁铁整体的矫顽力HcJ。
此外，为了提高磁铁的耐候性，可以在RHM层的外侧形成Al、Ni等的覆膜。
产业上的可利用性
根据本发明，能够在磁铁烧结体的内部高效地形成重稀土类元素RH在主相外壳部高效地浓缩的主相晶粒。

Claims (9)

1.一种稀土类烧结磁铁，其特征在于，包括：
R-Fe-B系稀土类烧结磁体；和
含有重稀土类金属RH和金属M，在所述烧结磁体表面形成的RHM合金层，其中，RH为选自Dy、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上。
2.如权利要求1所述的稀土类烧结磁铁，其特征在于，厚度为10mm以下。
3.如权利要求1所述的稀土类烧结磁铁，其特征在于，RHM合金层含有选自DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、DyFeAg、和TbAlCu中的至少一种合金。
4.一种稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，包括：
准备R-Fe-B系烧结磁体的工序；
在所述R-Fe-B系烧结磁体的表面形成含有RH和金属M的RHM合金层的工序，其中，RH为选自Dy、Ho、Tb中的稀土类元素的一种或两种以上，M为选自Al、Cu、Co、Fe、Ag中的金属元素的一种或两种以上；和
在500℃以上1000℃以下的温度下进行热处理的工序。
5.如权利要求4所述的稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，
所述形成RHM合金层的工序包括采用蒸镀法、真空蒸镀法、溅射法、离子镀敷法、蒸镀薄膜形成(IND)法、等离子体蒸镀薄膜形成(EVD)法、浸渍法形成RHM合金层。
6.如权利要求4所述的稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，
所述形成RHM合金层的工序包括由选自DyAl、DyCu、DyCo、DyFe、DyAg、TbAl、TbCu、TbCo、TbFe、TbAg、DyAlCu、DyFeAl、和DyFeAg中的至少一种合金形成所述RHM合金层。
7.如权利要求4所述的稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，反复进行多次所述形成RHM合金层的工序和进行热处理的工序。
8.如权利要求4所述的稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，包括：在形成所述RHM合金层之前，对R-Fe-B系烧结磁体进行加热，使得所述R-Fe-B系烧结磁体的温度达到500℃以上1000℃以下的工序。
9.如权利要求4所述的稀土类烧结磁铁的制造方法，其特征在于，所述R-Fe-B系烧结磁体的厚度为10mm以下。
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