CN101657864B - R-t-b系烧结磁铁及其制造方法 - Google Patents

R-t-b系烧结磁铁及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供R-T-B系烧结磁铁及其制造方法，该R-T-B系烧结磁铁是含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr的至少一种)和重稀土类元素RH(Dy和Tb的至少一种)，以Nd2Fe14B型结晶为主相的R-T-B系烧结磁铁。该磁铁在内部含有重稀土类元素RH浓度相对低或为零的第一区域和重稀土类元素RH浓度相对高的第二区域，第一区域与第二区域通过烧结结合。

Description

R-T-B系烧结磁铁及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车搭载用电动机等中适当使用的R-T-B系烧结磁铁及其制造方法。
背景技术
已知以Nd2Fe14B型化合物为主相的R-T-B系的稀土类烧结磁铁作为在永久磁铁中性能最高的磁铁，使用在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、家用电器等中。在电动机等各种装置中使用R-T-B系的稀土类烧结磁铁的情况下，为了对应高温的使用环境，要求耐热性优异并具有高矫顽力特性。
为了提高R-T-B系的稀土烧结磁铁的矫顽力，使用作为稀土类元素R与轻稀土类元素RL一起配合规定量的重稀土类元素RH作为原料、溶制成的合金。根据该方法，作为稀土类元素R，因为作为主相的R2Fe14B相的轻稀土类元素RL被重稀土类元素RH置换，R2Fe14B相的结晶磁各向异性(本质上决定矫顽力的物理量)得到提高。
但是，R2Fe14B相中的轻稀土类元素RL的磁矩与Fe的磁矩方向相同，而重稀土类元素RH的磁矩与Fe的磁矩方向相反，因此重稀土类元素RH对轻稀土类元素RL的置换量越增加，剩余磁通密度Br就越低。
在电动机等所使用的磁铁中，要求具有以下特性：驱动部所使用的区域的剩余磁通密度Br高，并且暴露在高热、大的反磁场的区域的矫顽力高。
作为现有技术，通过粘合剂接合剩余磁通密度Br高的磁铁和矫顽力HcJ高的磁铁，将合体的一体型磁铁使用在电动机等各种装置中。但是，在制作合体的一体型磁铁的情况下，会过多地花费接合的作业时间，生产性变差。另外，如果接合所使用的粘合剂多，则会因粘合剂造成磁性不连续的层的形成。
也考虑不使用粘合剂而形成一体型磁铁的方法(专利文献1、专利文献2)。在专利文献1中，公开了分别具有同一基本组成，与其它材料相比具有高的剩余磁通密度的一方的材料和与该一方的材料相比具有高矫顽力的其它材料通过烧结而粘合为一体的磁场用复合永久磁铁。
在专利文献2中，公开了以下结构：用多个构成直流机的永久磁铁体的截面圆弧状的激磁用永久磁铁中，以各激磁用永久磁铁在去磁场一侧的内侧边缘部分为中心仅在内圆周表面附近使用矫顽力比主体永久磁铁高的永久磁铁。
但是，任一文献都以铁氧体磁铁为对象，不能满足电动机等的小型化及高性能化的要求。另外，还有以下问题：因为将不同组成的材料烧结而接合成一体，在烧结工序中变形，伴随着使用时温度的上升，由于各种材料所具有的收缩率的差而造成接合部破裂。
专利文献1：日本特开昭57-148566号公报
专利文献2：日本实开昭59-117281号公报
发明内容
在预想今后市场会扩大的EPS、HEV电动机用的磁铁中，有必要有效地使用在本质上磁特性优异的R-T-B系烧结磁铁，由剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域分别存在的结构构成的R-T-B系烧结磁铁的制造技术急待开发。
本发明是为了解决上述课题而研发的，其目的在于提供一种不使用粘合剂且在磁铁的规定位置剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域分别存在的R-T-B系烧结磁铁。
本发明还提供一种制造具有上述磁特性不同的区域的R-T-B系烧结磁铁的方法，其中，该R-T-B系烧结磁铁在将不同组成的材料接合为一体并烧结的工序中不发生变形，烧结后具有足够的结合强度。
本发明的R-T-B系烧结磁铁，其含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr的至少一种)和重稀土类元素RH(Dy和Tb的至少一种)，以Nd2Fe14B型结晶为主相，其中，层状形成重稀土类元素RH浓度相对低或不含重稀土类元素RH的第一区域和重稀土类元素RH浓度相对高的第二区域，上述第一区域和上述第二区域通过烧结结合。
在优选的实施方式中，含有收缩缓和剂M(选自C、Al、Co、Ni、Cu和Sn中的至少一种)。
在优选的实施方式中，上述第一区域中的收缩缓和剂M的浓度比上述第二区域中的收缩缓和剂M的浓度高。
在优选的实施方式中，作为上述第一区域的上述收缩缓和剂M中的M1，含有50ppm至3000ppm的C。
在优选的实施方式中，作为上述第一区域中的上述收缩缓和剂M中的M2，含有选自Al、Co、Ni、Cu和Sn中的至少一种，M2的含量为0.02质量％以上。
在优选的实施方式中，上述第一区域和上述第二区域的厚度分别为0.1mm以上，磁铁的厚度为1.0mm以上。
在优选的实施方式中，在上述第一区域和上述第二区域的边界存在重稀土类元素RH扩散的区域。
在优选的实施方式中，在上述第一区域和上述第二区域的边界存在重稀土类元素RH浓度具有梯度的区域。
在优选的实施方式中，在上述第一区域和上述第二区域中，具有磁铁表面的至少一部分的区域包含从上述磁铁表面朝向上述边界重稀土类元素RH的浓度均匀的区域。
本发明的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，该R-T-B系烧结磁铁含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr的至少一种)和重稀土类元素RH(Dy和Tb的至少一种)，以Nd2Fe14B型结晶为主相，上述R-T-B系烧结磁铁的制造方法包括：准备重稀土类元素RH浓度相对低或不含有的第一原料合金粉末和重稀土类元素RH浓度相对高的第二原料合金粉末的工序；形成包含上述第一原料合金粉末的第一成形体部分和上述第二原料合金粉末的第二成形体部分的复合成形体的工序；和通过烧结上述复合成形体，形成上述第一成形体部分和上述第二成形体部分结合的烧结磁铁的工序。
在优选的实施方式中，形成上述复合成形体的工序包括：
将上述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末的一方填充到由模具形成的空腔中，通过压缩来形成准成形体的第一成形工序；和
将上述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末的另一方填充到由上述模具形成的空腔中，通过与上述准成形体一起压缩来形成上述复合成形体的第二成形工序。
在优选的实施方式中，形成上述复合成形体的工序包括：准备上述第一原料合金粉末的第一成形体部分的工序；准备上述第二原料合金粉末的第二成形体部分的工序；和通过压缩上述第一成形体部分和第二成形体部分，形成上述第一成形体部分和上述第二成形体部分接合的上述复合成形体的工序。
在优选的实施方式中，形成上述复合成形体的工序包括：准备上述第一原料合金粉末的第一成形体部分的工序；准备上述第二原料合金粉末的第二成形体部分的工序；和通过使上述第一成形体部分和上述第二成形体部分重合，形成上述第一成形体部分和上述第二成形体部分处于接触状态的上述复合成形体的工序。
在优选的实施方式中，上述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末含有收缩缓和剂M(选自C、Al、Co、Ni、Cu及Sn中的至少一种)，上述第一原料合金粉末中的收缩缓和剂M的浓度比上述第二原料合金粉末中的收缩缓和剂M的浓度高。
在优选的实施方式中，上述第一原料合金粉末的粒度比第二原料合金粉末的粒度细小。
在优选的实施方式中，在形成上述复合成形体的工序中，上述第一原料合金粉末的第一成形体部分的成形体密度比上述第二原料合金粉末的第二成形体部分的成形体密度高。
根据本发明，由于将剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域通过烧结工序形成为一体，并且使重稀土类元素RH在这些区域的接合部扩散，所以能够不需使用粘合剂就实现牢固的结合。
另外，通过根据接合的成形体间的重稀土类元素RH的浓度差使成形体密度等的工艺参数变化，能够抑制由重稀土类元素RH的浓度差引起的烧结磁铁的烧结工序中的收缩率差引起的变形。
附图说明
图1是表示通过将组成不同的多个成形体层叠烧结而牢固一体化的烧结体的截面的模式图。
图2是模式地表示图1的磁铁内部的组织的模式图。
图3是表示本发明的一个实施例的图。
图4是表示本发明的其它实施例的图。
图5是表示本发明的其它实施例的图。
图6是实施例1的烧结体截面的EPMA映像图像。
符号说明
1、11、14、17：一体化的稀土类磁铁烧结体
2、12、15、18：一体化的稀土类磁铁烧结体中相对含有多的重稀土类元素RH的组成构成的区域
3、13、16、19：一体化的稀土类磁铁烧结体中相对未含有多的重稀土类元素RH的组成构成的区域
4：接合部痕迹
5：主相
6：晶界相
Y：重稀土类元素RH扩散的区域
具体实施方式
本发明的R-T-B系烧结磁铁是以含有轻稀土类元素RL(Nd和Pr的至少一种)和重稀土类元素RH(Dy和Tb的至少一种)的Nd2Fe14B型结晶为主相的R-T-B系烧结磁铁。该烧结磁铁层状形成重稀土类元素RH浓度(含量)相对低或不含有重稀土类元素RH的第一区域和重稀土类元素RH浓度相对高的第二区域。本说明书为简单起见，有的情况下将重稀土类元素RH浓度相对低或为零的第一区域称为“高Br部”，将重稀土类元素RH浓度相对高的第二区域称为“高矫顽力部”。本发明的主要特征在于，高矫顽力部和高Br部通过烧结进行结合，而不是像现有技术一样通过粘合剂进行接合。
另外，“R-T-B系”这一用语中的T主要为Fe。本发明中，也可以使用其它的过渡金属元素(例如Co或Ni)置换一部分的Fe(50％原子以下)。B为硼。作为收缩缓和剂M，优选含有C、Al、Co、Ni、Cu、Sn中的至少一种。如后面所述，因为含有收缩缓和剂M，所以能够抑制烧结工序时发生的成形体的收缩率差造成的变形。
优选上述第一区域中的收缩缓和剂M的浓度比上述第二区域中的收缩缓和剂M的浓度高。作为收缩缓和剂M中的M1，优选C含量为50ppm至3000ppm。另外，作为收缩缓和剂M中的M2，优选Al、Co、Ni、Cu、Sn的含量各自在0.02质量％以上。
本发明的R-T-B系烧结磁铁能够由以下工序获得：准备重稀土类元素RH浓度相对低或不含有的第一原料合金粉末和重稀土类元素RH浓度相对高的第二原料合金粉末的工序；形成含有上述第一原料合金粉末的第一成形体部分和上述第二原料合金粉末的第二成形体部分的复合成形体的工序；和通过烧结上述复合成形体，形成上述第一成形体与上述第二成形体结合的烧结磁铁的工序。
在某在优选的实施方式中，本发明的R-T-B系烧结磁铁各层的厚度为0.1mm以上，磁铁厚度为1.0mm以上。
参照图1及图2对本发明的R-T-B系烧结磁铁的结构例进行说明。图1是表示R-T-B系烧结磁铁1的结构例的截面图，图2模式地表示图1的磁铁的内部组织。
图示的R-T-B系烧结磁铁1具有以下结构：由RH量多的组成构成的层状区域2(高矫顽力部)和RH量比区域2少的组成构成的层状区域3(高Br部)通过接合部4结合成一体。即，在R-T-B系烧结磁铁1中，RH量多且矫顽力HcJ高的区域2(高矫顽力部)和RH量低且剩余磁通密度Br高的区域3(高Br部)被层叠而一体化。
图2所示的磁铁组织具有由Nd2Fe14B型结晶构成的主相5和包围主相5的晶界相6。晶界相6为烧结时液相化的稀土类富相。
区域2、3的RH在接合部4的附近相互扩散，由此实现牢固的结合。该RH扩散区域(图中Y区域)如图2所示，整体表现出RH量从区域2向区域3逐渐减少的趋势。
在形成上述的RH扩散区域Y、结合区域2和区域3时，优选烧结温度设定在1000℃以上1150℃以下的值。为了提高磁特性，也可进行热处理(400℃～700℃)。也可以根据需要提高热处理温度到更高温度(例如800℃～不足1000℃)。
本发明的R-T-B系烧结磁铁，能够由例如以下方法制得。
首先，准备由作为稀土类元素R的RH的含量相对少或不含的组成的R-T-B系烧结磁铁用原料合金构成的成形体。同样地，准备由相对含有多的作为稀土类元素R的重稀土类元素RH(Dy、Ho、及Tb中的至少一种)的R-T-B系烧结磁铁用原料合金构成的成形体。
接着，在冲压工序时或烧结时将这些成形体层叠、烧结。由作为稀土类元素R的RH的含量相对少或不含的组成的R-T-B系烧结磁铁用原料合金构成的区域，成为剩余磁通密度Br高的区域。另一方面，由相对含有多的重稀土类元素RH的R-T-B系烧结磁铁用原料合金构成的区域，成为矫顽力高的区域。其结果是，形成同时具有剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域的R-T-B系烧结磁铁。
根据上述制造方法，通过组合多个种类的成形体，使得在任意的位置上配置含有相对多的重稀土类元素RH的区域成为可能。图3、图4、图5是表示由上述制造方法能够形成的本发明的R-T-B系烧结磁铁的结构例的截面图。图中的箭头表示磁场取向方向。
在图3所示的片状烧结磁铁11中，两端部12由含有多的重稀土类元素RH的区域构成，中央部13由作为稀土类元素R含有相对少的重稀土类元素RH、含有相对多的轻稀土类元素RL的区域构成。
在图4所示的片状烧结磁铁14中，上部15由含有相对多的重稀土类元素RH的区域构成，下部16由作为稀土类元素R含有相对少的重稀土类元素RH、含有相对多的轻稀土类元素RL的区域构成。
在图5所示的片状烧结磁铁17中，上部18由含有相对多的重稀土类元素RH的区域构成，下部19由作为稀土类元素R含有相对少的重稀土类元素RH、含有相对多的轻稀土类元素RL的区域构成。
在图3、图4、图5所示的例子中，在重稀土类元素RH的浓度相互不同的多个区域中磁场取向方向相同。
根据本发明，在通过烧结接合成一体的整个磁铁中，能够使微量的重稀土类元素RH集中到一部分区域，选择形成高矫顽力HcJ的区域。因此，在烧结磁铁中，对于没有施加去磁场的区域，因为可以不必添加重稀土类元素RH，所以在该区域能够提高剩余磁通密度Br。另外，因为没有使用粘合剂，所以能够避免关于现有技术说明过的问题。
下面，更详细地说明根据本发明的R-T-B系烧结磁铁的制造方法的在优选的实施方式。
[原料合金1]
首先，准备含有16.0质量％以上36.0质量％以下的轻稀土类元素RL、0质量％以上不足15质量％的重稀土类元素RH(Dy和Tb的任一种或两种)、0.5质量％以上～2.0质量％的B(硼)、剩余部分Fe及不可避免的杂质的合金。Fe的一部分(50原子％以下)也可由其它的过渡金属元素(例如Co或Ni)置换。因目的的不同，该合金也可含有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。
上述合金能够通过将原料合金的熔液利用例如带式铸造((stripcast))法来急冷并适宜地制造。下面，对利用带式铸造法的急冷凝固合金的制作进行说明。
首先，在氩气气氛中通过高频溶解使具有上述组成的原料合金熔融，得到原料合金的熔液。接着，将该熔液保持在1350℃左右之后，利用单辊法进行急冷，得到例如厚度约为0.3mm的片状合金铸块。在下面的氢粉碎前，将这样制作而成的合金铸片粉碎为例如1～10mm大小的片状。其中，利用带式铸造法的原料合金的制造方法，在例如美国专利第5、383、978号说明书中公开。
[原料合金2]
除以下不同点外，与原料合金1同样地获得原料合金，该不同点为：准备含有16.0质量％以上35.0质量％以下的轻稀土类元素RL、0.5质量％以上15.0质量％以下的重稀土类元素RH(Dy和Tb的任一种或两种)、0.5质量％以上～2.0质量％的B(硼)、剩余部分Fe和不可避免的杂质的合金。
另外，在本发明中对使用原料合金1、原料合金2两种原料合金的实施方式进行了说明，但也可以除了原料合金1、原料合金2之外还使用多种其它的原料合金。
原料合金1和原料合金2的主要差别是，原料合金1中重稀土类元素RH的浓度比原料合金2中重稀土类元素RH的浓度相对低。原料合金1中并不必要含有重稀土类元素RH。
另外，通过将原料合金1的总R量和原料合金2的总R量，以及各自的RH量调整到最佳，将烧结时的收缩率差控制在1.5％以下，来抑制烧结磁铁的烧结工序中收缩率差造成的变形。缩小收缩率差的具体方法的例子，后面有详细说明。
[粗粉碎工序]
向氢炉内部***上述被粗粉碎为片状的原料合金铸片(原料合金1、原料合金2)。接着，在氢炉内部进行氢脆处理(以下有时称为“氢粉碎处理”)工序。在从氢炉中取出氢粉碎后的粗粉碎合金粉末时，优选在不活泼气体气氛下进行取出动作，使得粗粉碎粉不与大气接触。如果那样，能够防止粗粉碎粉发生氧化、发热，磁体的磁特性提高。
通过氢粉碎，稀土类合金(原料合金1、原料合金2)被粉碎为0.1mm～几mm左右的大小，其平均粒径为500μm以下。氢粉碎后，优选将经过脆化的原料合金碎解得更细，同时进行冷却。在高温的状态下直接取出原料的情况下，相对缩短冷却处理的时间即可。
[微粉碎工序]
接着，使用喷射式粉碎机粉碎装置对粗粉碎粉进行微粉碎。在本实施方式中使用的喷射式粉碎机粉碎装置上连接有旋风分级机。喷射式粉碎机粉碎装置接受在粗粉碎工序中经过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。在粉碎机内被粉碎的粉末经过旋风分级机被收集在回收容器中。这样，能够得到利用气流分散型激光衍射法的测定在D50中为0.1～20μm左右(典型的为3～5μm)的微粉末。这种用于微粉碎的粉碎装置，不限定于喷射式粉碎机，也可以是磨碎机或球磨机。在粉碎时，可以使用硬脂酸锌等润滑剂作为粉碎助剂。
此处，作为收缩缓和剂M，优选使用将C、Al、Co、Ni、Cu、Sn的至少一种(M1：50ppm至3000ppm的C、M2：0.02质量％ppm以上的Al、Co、Ni、Cu、Sn中的至少一种)混合到作为化合物或金属粉末的原料合金粉末中。通过混合，能够抑制层叠烧结由组成不同的原料合金构成的粉末或成形体时收缩率差造成的变形。
[冲压成形]
本实施方式中，对上述方法制作的磁性粉末(合金粉末)，在例如摇摆式混合机内添加混合例如0.3质量％的润滑剂。此处，润滑剂能够使用硬脂酸锌等含有C的润滑剂。
接着，使用公知的冲压装置，将按上述方法制作的由原料合金1构成的磁性粉末在取向磁场中成形准成形体的表观密度为例如2.5～4.8g/cm3左右。其后，进一步填充由原料合金2构成的磁性粉末，在取向磁场中以成形体密度成为3.5～4.8g/cm3左右的方式成形。这样，形成由原料合金1的粉末构成的第一成形体部分和由原料合金2的粉末构成的第二成形体部分构成的复合成形体。
另外，也可以用原料合金1、原料合金2的磁性粉末分别制作成形体密度为3.5～4.8g/cm3左右的成形体，通过施加负载进行层叠来形成“复合成形体”。本说明书中的“复合成形体”由重稀土类元素RH相对低的原料合金粉末的成形体和重稀土类元素RH相对高的原料合金粉末的成形体组合而成，在烧结工序前，这些成形体没有必要牢固接合。即使两个成形体仅相互重合，由于位于上方的成形体的自重而使得两个成形体处于接触状态，所以也能够实现“复合成形体”。
另外，形成准成形体、成形体时的压缩成形时向粉末施加的磁场强度为例如1.5～1.7特斯拉(T)。
[烧结工序]
优选对上述粉末成形体依次进行在300℃～900℃范围的温度下保持30分钟～120分钟的工序，和之后在比上述保持温度高的温度(例如1000℃至1150℃)下进一步烧结的工序。烧结时，特别是在生成液相时(温度处于800～1000℃的范围内时)，晶界相中的R富相开始熔融，形成液相。此后，进行烧结，形成烧结磁体。烧结后，根据需要，进行时效处理(700～1000℃)。
实施例
实施例1
首先，将以具有Nd：26.0、Pr：5.0、Dy：＜0.05、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金1的铸锭通过上述带式铸造法熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
另外，将以具有Nd：16.5、Pr：5.0、Dy：10.00、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金2的铸锭同样地通过带式铸造法熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片分别填充到容器中，***氢处理装置内。然后，通过以压力为500kPa的氢气气氛充满氢处理装置内，在室温下使合金薄片吸留氢之后放出。通过进行这样的氢处理，使合金薄片脆化，制作大小约为0.15～0.2mm的不定形粉末。
对通过上述氢处理制作的各粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05质量％的硬脂酸锌之后，利用喷射式粉碎机装置进行粉碎工序，由此制作粉末粒径约为4μm的微粉末。然后，通过对上述各微粉碎粉末进一步添加混合0.1质量％的硬脂酸锌，将各微粉碎粉末中C含量调整为1000ppm。
在这样制作的微粉末中，通过冲压装置将由原料合金1构成的微粉末以4.0g/cm3的密度暂时成形，之后继续填充由原料合金2构成的微粉末，制作由密度为4.2g/cm3构成的粉末成形体。具体而言，在1.5T的施加磁场中将原料合金1的粉末粒子在磁场取向的状态下压缩，进行冲压成形，接着在1.5T的施加磁场中将原料合金1及原料合金2的粉末粒子在磁场取向的状态下压缩，进行冲压成形，之后，将成形体从冲压装置中抽出，利用真空炉进行1050℃下4小时的烧结工序。
在像这样制作烧结体块之后，通过对该烧结体块进行机械加工，得到厚3mm×长14mm(磁化方向)×宽8mm(冲压方向)的烧结磁铁。
实施例2
首先，将以具有Nd：26.0、Pr：5.0、Dy：＜0.05、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金1的铸锭通过带式铸造装置熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
另外，将以具有Nd：16.5、Pr：5.0、Dy：10.00、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金2的铸锭通过带式铸造装置熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将这些合金薄片分别填充到容器中，***氢处理装置内。然后，通过以压力为500kPa的氢气气氛充满氢处理处理容器内，在室温下使合金薄片吸留氢之后放出。通过进行这样的氢处理，使合金薄片脆化，制作大小为0.15～0.2mm的不定形粗粉碎粉末。
对通过上述氢处理制作的各粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05质量％的硬脂酸锌之后，利用喷射式粉碎机装置进行粉碎工序，以此来制作粉末粒径约为4μm的微粉末。然后，通过对上述各微粉碎粉末进一步添加混合0.1质量％的硬脂酸锌，将各微粉碎粉末中C含量调整为1000ppm。
将这样制作的由原料粉末1构成的微粉末和由原料合金2构成的微粉末通过冲压装置分别成形，制作两个粉末成形体a、b。具体而言，在1.5T的施加磁场中将原料合金1或原料合金2的粉末粒子在磁场取向的状态下压缩，进行冲压成形。将成形体从冲压装置中抽出，在层叠成形体a、b的状态下利用真空炉进行1050℃下4小时的烧结工序。
这样，在这样制作烧结体块之后，通过对该烧结体块进行机械加工，得到厚3mm×长14mm(磁化方向)×宽8mm(冲压方向)的烧结磁铁。
另一方面，也制作了比较例1的试样。
比较例1
首先，将以具有Nd：26.0、Pr：5.0、Dy：＜0.05、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金1的铸锭通过上述带式铸造法熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
另外，将以具有Nd：16.5、Pr：5.0、Dy：10.00、B：1.00、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、剩余部分：Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金2的铸锭同样地通过带式铸造法熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片分别填充到容器中，***氢处理装置内。然后，通过以压力为500kPa的氢气气氛充满氢处理容器内，在室温下使合金薄片吸留氢之后放出。通过进行这样的氢处理，使合金薄片脆化，制作大小为0.15～0.2mm的不定形粗粉碎粉末。
对由上述氢处理制作的各粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05质量％的硬脂酸锌之后，利用喷射式粉碎机装置进行粉碎工序，以此来制作粉末粒径约为4μm的微粉末。然后，通过对上述各微粉碎粉末进一步添加混合0.1质量％的硬脂酸锌，将各微粉碎粉末中C含量调整为1000ppm。
将这样制作的由原料合金1构成的微粉末和由原料合金2构成的微粉末通过冲压装置分别成形，制作两个粉末成形体c、d。具体而言，在1.5T的施加磁场中将原料合金1或原料合金2的粉末在磁场取向的状态下压缩，进行冲压成形。将成形体从冲压装置中抽出，利用真空炉进行1050℃下4小时的烧结工序。
在制作烧结体块c、d之后，通过对烧结体块c、d进行机械加工，分别得到厚3mm×长7mm(磁化方向)×宽8mm(冲压方向)的磁铁烧结体。之后，制作使用粘合剂(nagasechemtex社制双液型环氧类粘合剂AV138和HV998)在磁化方向上接合由原料合金1构成的磁铁烧结体和由原料合金2构成的磁铁烧结体的烧结磁铁的块。
比较例2
首先，将以具有Nd：26.0、Pr：5.0、Dy：＜0.05、B：1.0、Co：0.90、Cu：0.1、Al：0.20、余量为Fe(质量％)的组成的方式配合的原料合金3的铸锭通过上述带式铸造法熔融，冷却凝固。由此，制作厚度为0.2～0.3mm的合金薄片。
接着，将该合金薄片填充到容器中，***氢处理装置内。然后，通过以压力为500kPa的氢气气氛充满氢处理容器内，在室温下使合金薄片吸留氢之后放出。通过进行这样的氢处理，使合金薄片脆化，制作大小为0.15～0.2mm的不定形粗粉碎粉末。
对通过上述氢处理制作的各粗粉碎粉末添加混合作为粉碎助剂的0.05质量％的硬脂酸锌之后，利用喷射式粉碎机装置进行粉碎工序，以此来制作粉末粒径约为4μm的微粉末。然后，通过对上述各微粉碎粉末进一步添加混合0.1质量％的硬脂酸锌，将各微粉碎粉末中C含量调整为1000ppm。
通过冲压装置将这样制作的由原料合金3构成的微粉末成形，制作粉末成形体e。具体而言，在1.5T的施加磁场中将原料合金3的粉末粒子在磁场取向的状态下压缩，进行冲压成形。将成形体从冲压装置中抽出，利用真空炉进行1050℃下4小时的烧结工序。
在这样制作烧结体块之后，通过对该烧结体块进行机械加工，得到厚3mm×长14mm(磁化方向)×宽8mm(冲压方向)的烧结磁铁。
对这些试样测定三点弯曲抗弯强度(跨距距离9mm横担速度(crosshead speed)1mm/min装置名JT toyohashi(JTト一シ)制LSC-1/30)，以比较例2的抗弯强度为基准(300MPa)对实施例1和实施例2进行了比较。
实施例1的烧结磁铁的抗弯强度与比较例2大致相同。另外，实施例2的烧结磁铁的抗弯强度为比较例2的约2/3左右。
对这些试样测定分别存在剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域的R-T-B系烧结磁铁烧结体的作业时间，以比较例1的烧结磁铁制造花费的时间为基准对实施例1和实施例2进行比较。实施例1的烧结磁铁和实施例2的烧结磁铁的制作花费的作业时间，虽然增加了冲压成形作业，但与比较例1相比能够不需要粘合作业时间花费的时间，缩短烧结磁铁的制作花费的作业时间。
将这些试样切断，使用EPMA图(测定条件加速电压15kV、束电流100nA、束照射时间1sec/point装置名岛津EPMA1610)确认实施例1的Dy的扩散状况，从图6所示可知，重稀土类元素RH(Dy)从含有多的重稀土类元素RH作为稀土类元素R的原料合金2构成的高矫顽力部，向含有比较少的重稀土类元素RH作为稀土类元素R的原料合金1构成的高Br部扩散。
另外，为了识别在烧结前的成形体接合部而夹着钨金属作为标记。
如上所述，根据本发明的各种制造方法，重稀土类元素RH的浓度不同的多个成形体在密合的状态下同时进行烧结，因此，在构成这些各个成形体的粉末彼此之间通过烧结而结合，并且各成形体也相互接合。这时，重稀土类元素RH的浓度差造成各成形体的烧结时收缩量产生差异，因此，多个成形体一体化形成的最终烧结磁铁有时可能会变形。
为抑制上述烧结磁铁的变形，优选在用于高矫顽力部的成形体和用于高Br部的成形体之间，改变如下所示的至少一个工艺参数。
(1)成形压力(成形体密度)
(2)添加到成形体粉末中的润滑剂的量(收缩缓和剂M1(C))
(3)添加到成形体粉末中的收缩缓和剂M2的量(Al、Co、Ni、Cu和Sn中的至少一种)
(4)形成成形体的磁性粉末的粉末粒度
(5)原料合金1的总R量与原料合金2的总R量、及各自的RH量
下面对调整这些工艺参数的实施例进行说明。
首先，制作如下表1所示的Dy浓度不同的三种原料合金粉末A、B、C。
[表1]
Figure G200880011881XD00151
在表1和下表2中记载了原料合金粉末A、B、C各自的组成和压缩成形制作而成的成形体的密度、烧结而造成的收缩率等。各粉末的粉碎粒度D50调整为4.70μm。除表1和表2中记载的事项之外，均与实施例1相同地制作。
[表2]
Figure G200880011881XD00152
在该例中，向各原料合金粉末中添加0.3质量％的润滑剂(液态脂肪酸酯)，均施加0.34ton/cm2的压力(成形压)进行压缩成形。对这样得到的成形体在1050℃进行4小时的烧结。在磁场取向方向(M方向)和与M方向及冲压方向垂直的方向(K方向)计量烧结造成的收缩率。从表1可以得知收缩率依赖于原料合金粉末的Dy浓度而各自不同。
表2所示的数据是对由原料合金粉末A构成的成形体及烧结体、由原料合金粉末B构成的成形体及烧结体、由原料合金粉末C构成的成形体及烧结体的各个分别得到的数值。
下面，对各烧结磁铁含有Dy浓度不同的多个区域的本发明的实施例，说明制造条件和判断结果。这些实施例在上述工艺参数不同的各种条件下通过三种制造流程制作而成。
下表3表示试样No.1-1～No.1-11的实施例的制造条件和最终得到的烧结磁铁的形状、结合强度。这些实施例与实施例1相同地按照“给粉→暂时成形→给粉→成形→烧结”的顺序制作而成。
[表3]
Figure G200880011881XD00161
表3中“组合”一栏中记载最初填充到冲压装置空腔腔内的粉末的种类(同栏左)及暂时成形后填充到空腔内的粉末的种类(同栏右)。例如，在试样No.1-1中，最初进行原料合金粉末A的给粉，在制作原料合金粉末A的准成形体(第一阶段准成形体)后，在该准成形体上进行原料合金粉末B的给粉，进行第二次压缩成形。原则上两次压缩成形均在0.34ton/cm2的成形压下进行。表3中“第一阶段准成形体密度”一栏，记载进行第一阶段的压缩成形时形成的准成形体的密度。
表3中设有“附加条件”一栏。例如试样No.1-4涉及的“附加条件”是增加制作原料合金粉末B的准成形体时成形压为标准值(从0.34ton/cm2至0.5ton/cm2)。同样地，试样No.1-5涉及的“附加条件”是增加制作原料合金粉末A的准成形体时成形压为标准值(从0.34ton/cm2至0.73ton/cm2)。第二次给粉后进行压缩成形时施加的成形压均固定为0.34ton/cm2。在试样No.1-4和试样No.1-5中，第一阶段成形时相对提高成形压力的理由是：因为第一阶段的准成形体的Dy浓度相对低，容易收缩，所以需要通过相对提高成形体密度来降低收缩率。
试样No.1-6涉及的“附加条件”是：向原料合金粉末B中不仅添加标准值(0.15质量％)的润滑剂(液态脂肪酸酯)，还要再添加0.05质量％的润滑剂(合计添加0.20质量％的润滑剂)。同样地，试样No.1-7涉及的“附加条件”是：向原料合金粉末A中不仅添加标准值(0.15质量％)的润滑剂(液态脂肪酸酯)，还要再添加0.08质量％的润滑剂(合计添加0.23质量％的润滑剂)。在试样No.1-6和试样No.1-7中，相对增加添加到第一阶段的准成形体中的润滑剂的理由是：因为第一阶段的准成形体的Dy浓度相对低，容易收缩，所以相对提高润滑剂的添加量，结果即使在相同的成形压下也能提高成形体密度，由此来降低收缩率。通过增加C不仅能起到润滑剂的作用，还起到收缩缓和剂的作用。
试样No.1-8涉及的“附加条件”是：向原料合金粉末B中添加0.10质量％的Sn粉末作为收缩缓和剂M。同样地，试样No.1-9涉及的“附加条件”是：向原料合金粉末A中添加0.19质量％的Sn粉末作为收缩缓和剂M。在试样No.1-8和试样No.1-9中，向第一阶段的准成形体添加收缩缓和剂M的理由是：因为第一阶段的准成形体的Dy浓度相对低，容易收缩，所以需要通过收缩缓和剂M来降低收缩率。
试样No.1-10涉及的“附加条件”是：将原料合金粉末B的粉碎粒度D50从标准值(4.70μm)增大为4.80μm。同样地，试样No.1-11涉及的“附加条件”是：将原料合金粉末A的粉碎粒度D50从标准值(4.70μm)增大为5.10μm。在试样No.1-10和试样No.1-11中，将第一阶段的准成形体用粉末的粉碎粒度相对增大的理由是：因为第一阶段的准成形体的Dy浓度相对低，容易收缩，所以提高粉末的粒度，结果即使在相同的成形压下也能提高成形体密度，由此来降低收缩率。
另外，“附加条件”一栏内未记载的工艺参数，对任一试样都设定为相同条件。
表3中“形状”一栏表示烧结工序中Dy浓度不同的区域的M方向的收缩率差是否收纳在规定的收缩率内。该栏中“◎”符号意味着收缩率差为0.5％以下，“○”符号意味着收缩率差超过0.5％且为1.5％以下。试样No.1-2、1-3以外的实施例中收缩率差均为0.5％以下。通过调整上述的工艺参数，能够缩小Dy浓度不同的区域的收缩率，其结果是，能够充分抑制烧结磁铁的变形。
表3中“结合强度”是测定三点弯曲抗弯强度(跨距距离9mm横担速度1mm/min装置名JT toyohashi(JTト一シ)制LSC-1/30)，根据接合面是否产生剥落进行评价。对于产生剥落的试样标注“×”，未产生的试样标注“○”。
在表3中示出的各实施例中，在一个冲压装置内，进行“给粉→暂时成形→给粉→成形→烧结”后，烧结由两种原料合金粉末构成的成形体(第二阶段成形体)。参照以下的表4说明的实施例(试样No.2-1～试样No.2-11)与实施例2相同，分别将由各自的冲压工序制作的两个准成形体利用冲压装置接合(成形接合)后，通过烧结制作而成。
[表4]
Figure G200880011881XD00181
表4的“准成形体密度”一栏表示通过成形接合组合的两个准成形体的密度。表4中“附加条件”一栏与对表3的“附加条件”的说明一致，因此此处不再重复说明。
在表4所示的实施例中，除了试样No.2-2、No.2-3之外，也能够将收缩率差抑制在0.5％以下，抑制烧结磁铁的变形。另外，即使在试样No.2-2、No.2-3中，也能够控制为收缩率差超过0.5％且为1.5％以下的范围内的变形。即使是在利用冲压将分别制作的准成形体接合的方法中，通过调整上述的工艺参数，也能够缩小Dy浓度不同的区域的收缩率，其结果是，得到抑制烧结磁铁的变形的效果。
[表5]
Figure G200880011881XD00191
表5的各实施例将分别制作的Dy浓度不同的成形体在重叠状态下进行烧结制造。表5所示的试样No.3-1、3-2、3-3的实施例是在两个成形体简单重叠状态下烧结的试样。其它的试样是在两个成形体重叠之后载置重200g的不锈钢板的状态下进行烧结。利用不锈钢板进行载重施加时，因两成形体的密合性得到提高，可以知道最终得到的烧结磁铁的结合强度提高到足够高的等级。另一方面，仅通过两成形体简单重叠不能得到足够的结合强度，仅受到很小的冲击也会发生接合部的剥落(试样No.3-1～No.3-3)。应当施加到重叠的成形体上的载重的大小根据成形体接触面积、成形体的自重设定为合适的值。
另外，在表5所示的实施例中，试样No.3-4、3-7～No.3-14中收缩率也为0.5％以下，烧结磁铁的变形得到抑制。另外，试样No.3-5、3-6中，也能够控制为收缩率差超过0.5％且为1.5％以下的范围内的变形。
以表3所示的试样的结合强度(抗弯强度)为基准(300MPa)，与表4相比较，表4中任一试样的结合强度(抗弯强度)均为表3所示试样的70％左右。
另外，以表3所示的试样的结合强度(抗弯强度)为基准(300MPa)，与表5相比较，表5的试样中结合强度为“○”的任一试样的结合强度(抗弯强度)均为表3所示试样的70％左右。另一方面，表5的试样的结合强度为“×”的任一试样的结合强度(抗弯强度)均为表3的试样的10％左右。
在上述各个实施例中的烧结磁铁中，Dy浓度不同的两个区域通过烧结而接合，但也可以通过Dy浓度相互不同的三个以上的区域通过烧结而接合，由此构成一个烧结磁铁。另外，烧结前的成形体的形状和大小任意，构成一个烧结磁铁的成形体的组合方式也任意。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供不使用粘合剂而分别存在剩余磁通密度Br高的区域和矫顽力HcJ高的区域的R-T-B系烧结磁铁。

Claims (16)

1.一种R-T-B系烧结磁铁，其含有轻稀土类元素RL和重稀土类元素RH，以Nd2Fe14B型结晶为主相，其中，所述轻稀土类元素RL为Nd和Pr的至少一种，所述重稀土类元素RH为Dy和Tb的至少一种，所述R-T-B系烧结磁铁的特征在于：
层状形成重稀土类元素RH浓度相对低或不含重稀土类元素RH的第一区域和重稀土类元素RH浓度相对高的第二区域，
所述第一区域和所述第二区域通过烧结结合，
所述第一区域和所述第二区域都是烧结磁铁的一部分，并且在烧结磁铁的内部从一端到另一端层状地延伸。
2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
含有收缩缓和剂M，该收缩缓和剂M选自C、Al、Co、Ni、Cu和Sn中的至少一种。
3.如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
所述第一区域中的收缩缓和剂M的浓度比所述第二区域中的收缩缓和剂M的浓度高。
4.如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
所述第一区域含有50ppm至3000ppm的C作为所述收缩缓和剂M中的M1。
5.如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
作为所述第一区域中的所述收缩缓和剂M中的M2，含有选自Al、Co、Ni、Cu和Sn中的至少一种，
相对于形成所述第一区域的原料合金粉末，所述第一区域中的M2的含量为0.02质量％以上。
6.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
所述第一区域和所述第二区域的厚度分别为0.1mm以上，磁铁的厚度为1.0mm以上。
7.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
在所述第一区域与所述第二区域的边界存在重稀土类元素RH扩散的区域。
8.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
在所述第一区域与所述第二区域的边界存在重稀土类元素RH浓度具有梯度的区域。
9.如权利要求8所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于：
在所述第一区域和所述第二区域中，具有磁铁表面的至少一部分的区域包含从所述磁铁表面朝向所述边界重稀土类元素RH的浓度均匀的区域。
10.一种R-T-B系烧结磁铁的制造方法，该R-T-B系烧结磁铁含有轻稀土类元素RL和重稀土类元素RH，以Nd2Fe14B型结晶为主相，其中，所述轻稀土类元素RL为Nd和Pr的至少一种，所述重稀土类元素RH为Dy和Tb的至少一种，所述R-T-B系烧结磁铁的制造方法的特征在于，包括：
准备重稀土类元素RH浓度相对低或不含重稀土类元素RH的第一原料合金粉末和重稀土类元素RH浓度相对高的第二原料合金粉末的工序；
形成包含所述第一原料合金粉末的第一成形体部分和所述第二原料合金粉末的第二成形体部分的复合成形体的工序；和
通过烧结所述复合成形体，形成所述第一成形体部分和所述第二成形体部分结合的烧结磁铁的工序。
11.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
形成所述复合成形体的工序包括：
将所述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末的一方填充到由模具形成的空腔中，通过压缩来形成准成形体的第一成形工序；和
将所述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末的另一方填充到由所述模具形成的空腔中，通过与所述准成形体一起压缩来形成所述复合成形体的第二成形工序。
12.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
形成所述复合成形体的工序包括：
准备所述第一原料合金粉末的第一成形体部分的工序；
准备所述第二原料合金粉末的第二成形体部分的工序；和
通过压缩所述第一成形体部分和第二成形体部分，形成所述第一成形体部分和所述第二成形体部分接合的所述复合成形体的工序。
13.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
形成所述复合成形体的工序包括：
准备所述第一原料合金粉末的第一成形体部分的工序；
准备所述第二原料合金粉末的第二成形体部分的工序；和
通过使所述第一成形体部分和所述第二成形体部分重合，形成所述第一成形体部分和所述第二成形体部分处于接触状态的所述复合成形体的工序。
14.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
所述第一原料合金粉末和第二原料合金粉末含有收缩缓和剂M，该收缩缓和剂M选自C、Al、Co、Ni、Cu及Sn中的至少一种，
所述第一原料合金粉末中的收缩缓和剂M的浓度比所述第二原料合金粉末中的收缩缓和剂M的浓度高。
15.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
所述第一原料合金粉末的粒度比第二原料合金粉末的粒度细小。
16.如权利要求10所述的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，其特征在于：
在形成所述复合成形体的工序中，所述第一原料合金粉末的第一成形体部分的成形体密度比所述第二原料合金粉末的第二成形体部分的成形体密度高。
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