CN101689416A

CN101689416A - R-t-b系烧结磁体

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Publication number: CN101689416A
Application number: CN200780052815A
Authority: CN
Inventors: 富泽浩之
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2007-05-02
Filing date: 2007-05-02
Publication date: 2010-03-31
Anticipated expiration: 2027-05-02
Also published as: CN101689416B; KR101378090B1; EP2034493A1; EP2034493B1; WO2008139559A1; KR20100016577A; US7789933B2; JP4103937B1; JPWO2008139559A1; US20100008814A1; US20080274009A1; EP2034493A4

Abstract

本发明的R－T－B系烧结磁体含有稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，过渡金属T：余量。稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，过渡金属T含有Fe作为主要成分。

Description

R-T-B系烧结磁体

技术领域

本发明涉及R-T-B(稀土类-铁-硼)系烧结磁体。

背景技术

R-T-B系烧结磁体由于其优异的磁特性而被应用于各种电动机、驱动器等各种用途，是电子工程产业中不可缺少的材料。并且，从面向节能方面考虑，其用途日益扩大。

近年来，混合动力汽车的驱动/发电用旋转机、和电梯的提升机用电动机等要求性能高于现有性能的用途迅速扩大，伴随着这种状况，所要求的性能也越来越高。

本来，R-T-B系烧结磁体的作为失去强磁性的温度的居里点为300℃左右，较低，所以存在容易发生不可逆热去磁的缺点。为了改善这种现象，采取了通过调节稀土类种类而提高矫顽力、以及如专利文献1等所记载的通过添加Co提高居里点等的对策。

用于提高矫顽力的方法提出了几种方法。

其一是例如在专利文献2中公开的技术，在稀土类元素中含有特定比例的Dy、Tb等重稀土类元素。在实用上，仅Dy和Tb两种有效。该方法通过提高提供磁性的磁体主相的各向异性磁场本身，提高磁体的矫顽力。

其次，例如在专利文献3、4等中公开了通过Al、Ga、Sn、Cu、Ag等添加元素而提高矫顽力的方法。这些元素的详细机理尚不完全清楚，但是已知主要通过改变称为R-rich的晶界相的与高温区域的主相的润湿性等物性，改变微观组织，从而具有提高矫顽力的效果。

而且，例如在专利文献5等中公开的Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、W等的添加元素具有下述作用，通过抑制烧结时的晶粒生长、结果使烧结体的金属组织微细化，由此提高矫顽力。

另外，关于稀土类种类的选定，例如在非专利文献1等中公开了使用各种稀土类元素时的R₂Fe₁₄B化合物的磁特性，可以参考该文献进行组成设计。例如，因为Pr的各向异性磁场的温度依赖性大于Nd，所以即使提高室温的矫顽力，在超过80℃的温度区域，矫顽力反而小于Nd，从耐热性的观点出发，能够推测其为反效果。

在这些方法中，使用重稀土类的方法的磁通密度的降低较小，所以最为有效。而其它的方法的磁通密度的降低大，所以活用范围窄。就实用磁体而言，可以适当组合利用这些技术。

专利文献1：(日本)特开昭59-64733号公报

专利文献2：(日本)特开昭60-34005号公报

专利文献3：(日本)特开昭59-89401号公报

专利文献4：(日本)特开昭64-7503号公报

专利文献5：(日本)特开昭62-23960号公报

非专利文献1：Magnetization and magnetic anisotropy of Nd₂Fe₁₄Bmeasured on single crystals(S.Hirosawa et.al.)J.Appl.Phys.，59(1986)873-879

发明内容

在稀土类元素中，Dy和Tb等重稀土类元素稀有且价格昂贵，因此，如果大量使用，就会出现磁体的价格升高等问题。另外，因用途的迅速扩大，出现重稀土类元素的埋藏量和产地等资源方面的制约的问题。

如上所述，其它的方法各自单独的效果并不那么大，并且通常任一种方法都会使磁体的磁通密度大幅度降低，因此，不使用重稀土类元素而提高矫顽力非常困难。

本发明的目的在于确立一种与Dy、Tb等重稀土类元素的效果独立产生作用的、新的提高矫顽力的方法。

本发明的R-T-B系烧结磁体含有稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，过渡金属T：余量，其中，稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，过渡金属T含有Fe作为主要成分。

在优选的实施方式中，作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

在优选的实施方式中，作为过渡金属T，含有Co：20原子％以下。

本发明的R-T-M-B系烧结磁体含有稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，添加元素M：5.0原子％以下但不包括0，过渡金属T：余量，其中，稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，过渡金属T含有Fe作为主要成分，添加元素M是选自Al、Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种。

发明效果

在R-T-B系烧结磁体中，通过必须添加Pr、并添加规定范围量的Mn，能够改善室温附近的矫顽力，并且即使在80℃以上的高温区域，也能够得到高于现有磁体的矫顽力。并且，通过添加规定量的Mn，在烧结磁体制造工序中，促进烧结反应，结果能够实现低温或短时间的烧结，烧结组织均质化，也能够提高去磁曲线的矩形性。

附图说明

图1是表示R-T-B系烧结磁体中，各种稀土类R种类时的烧结磁体的矫顽力的温度变化的曲线图。

图2A是表示R-T-B系烧结磁体中，对于R＝Nd+Pr时，由于Mn添加量的差异而引起的烧结磁体的矫顽力的温度变化的行为差异的曲线图。

图2B是将图2A的曲线部分放大的曲线图。

图3是表示Nd-Pr-Dy-Fe-Co-Al-Cu-Mn-B烧结磁体中，Mn添加量x与室温的矫顽力的关系的曲线图。

图4是表示实施例的组成的表。

图5是表示实施例的组成的表。

具体实施方式

本发明的发明人发现：在磁体组成中，稀土类元素的一部分使用Pr，并添加Mn，由此能够提高室温下的矫顽力，同时能够抑制作为现有技术中使用Pr时的缺点的、80℃以上的温度区域内的矫顽力的降低。

本发明的R-T-B系烧结磁体含有稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，过渡金属T：余量。

稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，此外，过渡金属T含有Fe作为主要成分。

另外，为了获得各种效果，可以添加选自Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种的添加元素M。

迄今为止，已经认识到添加Mn的影响在于使居里点、各向异性磁场、磁化全部降低。另一方面，对于Pr而言，以Pr₂Fe₁₄B化合物的物性进行各种研究，已知：对于各向异性磁场，尽管在室温附近大于Nd，但在80℃附近发生逆转，磁化比Nd稍小等。

但是，对于同时使用Pr和Mn时的效果，迄今为止尚完全未知。即，在以Nd₂Fe₁₄B相为主的磁体中，如果用Mn置换Fe，矫顽力、磁化均降低，相对于此，本发明首次认识到在用Pr置换Nd的一部分时，矫顽力提高。并且，该技术与目前已知的提高矫顽力的方法完全独立地作用。

[组成]

本发明中的稀土类元素的成分是用于获得本发明效果的重要的限定项目。为了表现R-T-B系烧结磁体的高性能，通常必须添加Nd。在本发明中，为了提高矫顽力，R以Nd为基础，并添加规定量的Pr。

关于Pr的量，如果Pr低于规定量，则不能获得本发明的效果，通过添加作为本发明的必需元素的Mn，磁化、矫顽力均降低。如果Pr超过规定量，则剩余磁化的降低增大，并且超过100℃的温度区域的矫顽力显著降低，因而不优选。另外，如果Pr量为规定量以上，则为了如下所述的通过添加Mn而提高矫顽力，必须添加大量的Mn，此时，Mn添加本身使矫顽力降低，因此，会出现效果相互抵消的问题。

Pr的组成范围的下限优选为0.2原子％以上，更优选为0.5原子％以上。Pr的上限优选为10原子％以下，更优选为8.0原子％以下。

R的量如果在下述范围内，存在量越多矫顽力越高、同时剩余磁化减小的趋势。如果低于12原子％，则作为主相的R₂T₁₄B化合物的量减少，相应地生成例如Fe等软磁性相，矫顽力大幅度降低。另一方面，如果超过17原子％，则作为主相的R₂T₁₄B化合物的量减少，磁化降低，同时剩余的R以金属状态聚集于主相晶界，因而可能导致耐腐蚀性显著降低。因此，R优选为12原子％以上、17原子％以下，R更优选为12.5原子％以上、15原子％以下。

对提高矫顽力有效的Tb和Dy的添加并不与本发明的技术相悖，因此可以根据必要的磁特性尤其是矫顽力，添加一种或两种。如果Tb和Dy的至少一种的合计置换量超过6原子％，则剩余磁化低于1.1T，尤其是在考虑高温环境中的用途时，与Sm-Co磁体的性能相反。并且，如果大量使用Tb或Dy，则磁体的原料费用也增高，根据该观点，相对于Sm-Co磁体的优越性降低，所以工业上有用的Tb和/或Dy的量为6原子％以下。并且，虽然包括Y的其它的稀土类元素在磁特性方面没有作用，但是可以作为不可避免的杂质含有。

硼是形成R-T-B系烧结磁体的必须元素。通过其量决定作为主相的R₂T₁₄B化合物的量。为了确保烧结磁体的矫顽力并获得大的磁化，B的量至关重要。如果B的量为下述规定范围的量，越多越容易获得大的矫顽力。另外，因为B量少时的矫顽力以B的规定量为分界急剧减小，所以工业上使B量不低于规定量特别重要。剩余磁化对应于B量，量越多剩余磁化越小。如果B量低于5.0原子％，则主相的量减少，同时生成主相以外的软磁性化合物，磁体的矫顽力下降。另一方面，如果超过8.0原子％，则主相的量减少，磁体的磁化降低。因此，B的量为5.0原子％以上、8.0原子％以下。为了得到高性能磁体，更优选的范围是5.5原子％以上、7.0原子％以下。

过渡金属T以Fe为基础，含有Mn作为必需元素。在磁体合金中，原则上Mn固溶于主相，在R＝Nd时，主相的磁化、各向异性磁场、居里点均与其量成比例地降低，所以磁体的性能降低。因此，在现有技术中尽可能降低Mn的量。另一方面，在R＝Pr时，在Mn量少的区域，存在磁体的矫顽力稍微提高的组成范围，在P＝Pr+Nd时，作为R＝Pr时的缺点的高温区域的低矫顽力的缺点也得到解决。

图1是对于各种稀土种类，表示Mn量(一定)＝0.01原子％时的R-T-B系烧结磁体的矫顽力的温度变化的曲线图。图中，曲线1表示R＝Nd的试样1的特性，曲线(虚线)4表示R＝Nd+Dy的试样4的特性。可知与R＝Nd相比，用Dy等重稀土类置换其一部分时的矫顽力在图示的温度范围整个区域内提高。此外，曲线2、3表示R＝Pr+Nd的试样2、试样3的特性。与R＝Nd的试样的矫顽力相比，试样2、3在室温时的矫顽力与Pr置换量相对应地提高，但该趋势在80℃以上逆转。在考虑在80℃以上的高温区域内使用磁体的情况下，Pr置换产生反效果。另外，在Pr量不同的试样2与试样3之间，曲线1与曲线2、3的线的交点没有差异，均位于80℃附近。

图2A是示意性地表示Mn的添加对磁体的矫顽力带来的效果的曲线图。图2B是将图2A的曲线的一部分放大的曲线图。其中，曲线1、3与图1所示的曲线1、3相同。曲线5表示将试样3的Mn量变更为0.15原子％的试样5的特性。在添加有极微量Mn的试样5中，在整个温度区域均显示大于试样3的矫顽力，结果，与试样1相比矫顽力发生逆转的温度向更高的温度偏移。曲线6表示在R＝Nd的试样中添加有Mn的试样6的特性，在任意温度下保磁力均降低。

如果Mn的量超过0.3原子％，则磁化的降低明显化，并且，矫顽力的降低也明显化，因此，设定为0.3原子％以下，更优选不添加Mn，或者能够得到与Mn：0.01原子％以下时获得的矫顽力(室温)相比为同等以上的矫顽力的低于0.02原子％。

另一方面，如果Mn的量低于0.02原子％，则不能获得本发明的效果，优选Mn量的下限为0.02原子％。

对于使用Pr时的Mn的效果，机理尚不清楚，但作为可能性，可以列举两点。其一，就R＝Pr而言，通过特定量的Mn量发挥提高R₂Fe₁₄B化合物的各向异性磁场的作用，这种作用例如在R＝Y中已被报告。其二，与Mn是否存在于主相中无关，有助于强磁性的主相与顺磁性的晶界相的界面的反应，并带来例如改善润湿性和改善晶体的相容性的效果。目前尚不能判断哪一种观点正确，或者是否存在其它因素。

并且，已知Mn具有通过微量添加促进烧结反应的在烧结磁体制造方面有利的特征。通过Mn添加效果，通过更低温或者短时间内的烧结反应而得到的致密化进展，在晶粒显著生长前获得充分的烧结密度，并且，因为组织均匀，所以在磁特性方面能够得到去磁曲线的矩形性提高的效果。

为了获得Mn所带来的烧结行为改善的效果，如果添加0.02原子％以上的Mn，即可产生效果，更优选为0.05原子％以上。

可以认为能够发挥烧结性改善效果且在成本方面有用的元素只有Mn。其理由在于，Mn是有效元素中唯一的实质上仅固溶于主相的元素。在现有技术中，作为用于改善烧结性的元素，可以列举Al和Cu。但这些元素基于改善晶界相的物性的效果，仅间接地作用于作为主相的R₂T₁₄B相的烧结反应。相对于此，Mn直接作用于烧结反应。

在R-T-B系烧结磁体中，为了改善磁特性和耐腐蚀性，有时用Co置换Fe的一部分。实施本发明时，添加Co不会妨碍本发明的效果，从获得居里点上升和耐腐蚀性提高等效果的观点出发，优选添加Co。如果Co添加量超过20原子％，则磁化的降低显著，并且矫顽力降低，因此优选Co添加量的上限为原子％。

添加元素M根据其作用效果分为Al、Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi的第一组和Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W的第二组。前者的第一组在磁体的金属组织中，主要存在于晶界，有助于晶界相与主相的相互作用。具体而言，发挥下述作用：降低晶界相的熔点，改善磁体的烧结行为，并改善主相与晶界相的润湿性，更有效地使晶界相熔入主相界面，结果提高磁体的矫顽力。这些元素中最有效地被使用的是Al和Cu。另一方面，后者的第二组发挥下述作用：生成高熔点的析出物，使烧结组织微细化，提高矫顽力。但是，第一组和第二组的任何元素都不现示作为强磁性相的作用，所以如果添加量多，则磁体的磁化降低。因此，这些添加元素的最大量设定为所有元素的合计为5原子％以下，更优选为2原子％以下。

其它的元素在本发明中没有限定，但与本发明的效果没有关系，并不排除其存在。例如氢、碳、氮、氧是制造工序上不可避免的，在本发明的实施例中分析也被检出。其中，碳和氮有时能够与B发生置换，但此时产生磁体的矫顽力降低等对磁特性的显著影响。可以认为在通常的烧结磁体中，碳和氮与氧同样，与稀土类反应而形成某种形态的碳化物、氮化物、氧化物，以不影响磁特性的形式存在。另外，氢和氮侵入主相的晶格之间，能够期待使居里点提高等效果，是独立于本发明的效果。F、Cl、Mg、Ca等可能会在稀土类金属的精炼过程中混入，存在原样地混入磁体组成的可能性。P、S可能含有在Fe原料中。另外，Si、Al除了从作为原料来源的硼铁合金混入之外，还存在磁体用母合金的熔解时坩埚成分混入的可能性。

[制造方法]

本发明能够采用R-T-B系烧结磁体的所有制造方法获得同样的效果，因此并不限定制造方法，以下，列举制造方法的一个例子。

[原料合金]

能够采用各种方法制造，并且能够利用具有各种形态的原料合金。原料合金的代表例为铸块、薄带连铸合金、雾化粉末、通过还原扩散法制得的粉末和通过超急冷法制得的合金带等。这些原料合金不仅可以单独使用，也可以混合使用不同种类的原料合金。并且，还可以采用混合使用不同组成的合金的所谓双合金法。此时，为了同时获得高温区域的矫顽力的改善效果和烧结性改善效果，可以选择下述任一种方法：对于Mn和Pr，将两种元素添加于双方合金的方法、将两种元素添加于一方合金优选接近磁体合金组成的主相系合金中的方法。在仅以改善烧结性为目的时，可以使Mn和Pr分别含于不同的合金并将其混合，但有时高温区域的矫顽力改善效果降低。

另外，以组织改善、元素分布改善、均质化等为目的，可以对母合金进行热处理。

[粉碎]

粉碎工序也可以采用任意的方法。可以根据起始原料的性状选择，例如，在使用薄带连铸合金作为起始原料的情况下，大多经过粗粉碎-微粉碎的两阶段的工序。此时，粗粉碎可以采用机械式粉碎的方法、以及适用于稀土类合金的利用氢脆化的粉碎方法。所谓氢脆化法是将合金与氢气一起封入容器、使氢气侵入合金、利用伴随此时的合金的体积变化的变形进行粉碎的方法。就该方法而言，因为形成在粗粉末内含有大量氢的形态，所以通过根据需要对粗粉末进行加热，能够使多余的氢放出。

而且，在粗粉碎后、微粉碎工序前，还可以使用例如筛子等，使其粒度为特定粒度以下。

微粉碎通常为使用高速气流的喷射式粉碎机粉碎，但也可以采用机械式微粉碎的方法、使用分散介质的湿式球磨粉碎。另外，在粉碎时，可以预先添加粉碎助剂。特别用于提高微粉碎工序的粉碎效率非常有效。

并且，关于原料合金的处理、粉碎粉的处理，为了制造高性能磁体，在非活性气氛中处理至关重要。所谓非活性气氛，至少对于常温下的处理，为氮气就足够了，但在进行例如300℃以上的热处理时，必须使用氦气或氩气。

粉碎粒度根据磁体的性能以及随后的成型工序中的处理方面的制约而确定。通常，使用气流分散式激光衍射法测得的D50粒径为3～7μm。该粒度反而是使用高速气流式的粉碎方法容易得到的粒度范围。其中，使用气流分散法测定微粉粒度是由于，微粉末是强磁性体，容易发生磁凝集的缘故。

[成型]

在各向异性烧结磁体中，在磁场中形成微粉末，赋予磁体的磁各向异性。一般而言，将粉碎工序中得到的微粉末填入成型机的模孔，利用冲头构成空腔，同时从外部施加磁场，保持该状态通过冲头加压并成型，然后取出。在该工序中，为了提高磁场的取向、并提高模具润滑，原料的微粉末可以添加有润滑剂。该润滑剂有固体状和液体状，可以考虑各种因素选择。另外，为了使向模孔的填充容易进行等，可以适当造粒。

另外，作为为了取向而施加的磁场，不仅可以使用利用直流电源的静磁场，还可以使用例如利用电容放电的脉冲磁场、以及交流磁场。

在本发明的组成体系中，通常使用0.4MA/m以上的磁场强度，优选使用0.8MA/m以上的磁场强度。而且，在成型后，作为去磁处理，可以施加逆磁场。通过去磁处理，使随后的成型体的处理中无剩磁，具有使处理容易进行的效果。

并且，通过研究成型时的磁场施加的方向，能够制造各种取向状态的磁体。例如，就圆环状而言，能够实现轴向取向，此外还能够实现径向的辐射取向、以及具有多个磁极的各向异性取向。

成型方法除了可以使用利用模具和冲头的方法之外，还可以使用利用橡胶模的方法。而且，可以分别进行成型和磁场施加。

[烧结]

烧结工序可以在真空或者氩气气氛中进行。气氛的压力等可以任意设定。其中，可以在氦气气氛中进行烧结，但由于氦气的热传导优良，可能导致烧结炉的热效率降低。

烧结通常在1000℃～1100℃下进行30分钟～16小时。因为就本发明的组成范围而言为液相烧结，所以并不需要那么高的温度。并且，可以在相同温度或不同温度下，分多次进行烧结。关于温度保持后的冷却，并不一定需要急冷或者徐冷，可以包括以下的热处理，组合适当的条件。

在烧结后，测得本发明的磁体的比重为7.3以上，更优选为7.4以上。

并且，也可以使用从外部施加压力同时升温的热压法、对成型体通电利用焦耳热造成过热的通电烧结法等粉末冶金法所使用的所有的烧结方法。在使用这些方法的情况下，烧结温度、时间不受上述限制。

[热处理]

为了提高矫顽力，烧结结束后，可以在烧结温度以下进行热处理。并且，可以在相同温度进行或者改变温度进行多次该热处理。热处理时的冷却条件也可以选择各种条件。

其中，在烧结结束获得足够的矫顽力时，不一定必须进行热处理。

[加工]

烧结后的磁体有时处于接近最终形状的状态，但通常进行切断、研削、研磨等机械加工，最后加工成规定形状。其中，该加工只要在烧结后即可，可以在热处理前也可以在热处理后，还可以在多次热处理的中间进行。

[表面处理]

本发明的组成体系的烧结磁体长期置于通常的环境中会生锈，所以适合进行覆盖表面的处理。例如使用树脂涂覆、金属电镀、蒸镀膜等，可以根据用途、要求性能、成本而选择适当的表面处理。

[磁化]

本发明的磁体通常使用脉冲磁场磁化。通常从制品的组装方便出发，该工序大多在组装后进行，当然也可以将磁体单个磁化后组合装入制品。

磁化方向当然应该考虑磁场中成型时的取向方向而确定，与该方向一致能够最初获得高性能磁体，但根据用途，并不一定必须使磁化方向与成型时的取向方向一致。

实施例

(实施例1)

以纯度99.5％以上的Pr、Nd、纯度99.9％以上的Tb、Dy、电解铁、低碳硼铁合金为主，以纯金属的形态添加其它目的元素，使目的组成的合金熔解，采用薄带连铸法进行铸造，制得厚度为0.3～0.4mm的板状合金。

以该合金为原料，在氢加压气氛中使其氢脆化，然后在真空中加热至600℃，冷却后，使用筛子获得425μm以下粒度的合金粗粉。向该粗粉添加混合以质量比计为0.05％的硬脂酸锌。

接着，利用喷射式粉碎装置，在氮气流中进行干式粉碎，制得粒径D50为4～5μm的微粉碎粉。此时，特别是在以氧量为目标的试样中，将粉碎气体中的氧浓度控制在50ppm以下。其中，该粒径是通过气流分散法的激光衍射法测得的值。

使制得的微粉末在磁场中成型，制成成型体。此时的磁场是约为0.8MA/m的静磁场，施加压力为98MPa。并且，磁场施加方向与加压方向正交。另外，特别是在以氧量为目标的试样中，尽可能地将从粉碎直至装入烧结炉的气氛设定为氮气气氛。

接着，在真空中，在1020～1080℃的温度范围烧结该成型体2小时。烧结温度因组成而异，但均在能够获得烧结后的密度为7.5Mg/m³的范围内选择较低的温度进行烧结。

对制得的烧结体的组成进行分析，将结果表示于图4。图5表示以图4的结果为基础，换算为原子％后的数值。其中，使用ICP进行该分析。其中，氧、氮、碳为气体分析装置中的分析结果。其中，任何试样利用溶解法的氢分析的结果，氢量均在10～20ppm的范围内。

对于表以外的元素，有时除氢以外检测出Si、Ca、Cr、La、Ce等，Si和Al同样主要从硼铁合金原料和合金熔解时的坩锅混入，Ca、La、Ce从稀土类的原料混入。另外，Mn和Cr可能从铁混入，无法使这些元素完全为0。因此，例如试样1中的Al，尽管事实上未添加，但是作为分析结果Al仍被检出。

对制得的烧结体，在Ar气氛中以各种温度进行1小时的热处理，并将其冷却。热处理根据组成在各种温度条件下进行，并且有的改变温度最多进行3次热处理。对这些试样进行机械加工后，利用B-HTracer测定室温时的磁特性。并且，对相同的试样，测定140℃的磁特性。将其结果表示于表1。

[表1]

其中，将各组成的试样在各种热处理条件下的各自在室温时的矫顽力最大的试样作为评价对象。

试样No.13～18表示Mn：低于0.02原子％的比较例，与同时添加Pr和Mn的本发明的实施例No.1～12相比，140℃的矫顽力低。

试样No.19、20表示作为稀土类金属仅为Pr或Nd的任一种的比较例。本发明中，虽然其它元素的量不同，但例如与No.4相比，No.19的室温的矫顽力低，No.20的140℃的矫顽力低。

(实施例2)

在Nd_13.5-APr_ADy_1.0Fe_bal.Co_2.0Al_0.5Cu_0.1Mn_xB_6.0(原子％)组成的磁体中，在Pr量：A＝0、2、5、8、11(原子％)时，将各种Mn值x的室温的矫顽力表示于图3。其中，本磁体使用与实施例1同样的制造方法制得。

可知在A＝0时，如果添加Mn，则矫顽力同样降低，相对于此，在用Pr置换稀土类的一部分时，在特定量的Mn添加范围内，矫顽力提高。

在Pr：A＝11原子％时，即使添加Mn，也未见矫顽力的明显提高。

(实施例3)

制作Nd_11.5Pr_1.0Dy_1.2Fe_bal.Cu_0.1Mn_xB_6.0(原子％)组成的磁体中各种x值的烧结磁体，评价磁特性，将评价结果表示于表2。

[表2]

制造方法与实施例1同样进行，对所有组成均在1020℃进行2小时烧制。另外，磁特性的评价中，求得H_k作为指标，将H_k/H_cJ的值作为矩形性的指标。H_k是去磁场中磁化的值为J_r的90％时的去磁场的值，可以判断H_k/H_cJ的值越接近于1，矩形性越好，作为磁体越有用。

根据表2可知，如果Mn添加量为0.02原子％以上，则相同条件的烧结中磁体密度提高，结果剩余磁化J_r、去磁曲线的矩形比H_k/H_cJ提高。另一方面，如果Mn量超过0.50原子％，则由于Mn添加导致主相的磁化降低，所以剩余磁化J_r低于Mn：0.01原子％的试样21。Mn：0.02原子％以上0.30原子％以下的范围是在相同烧结条件下能够获得期望的磁特性的组成范围。

再者，根据气体分析，作为烧结磁体所含的不可避免的杂质，含有氧：0.44～0.49质量％、碳：0.035～0.043质量％、氮：0.010～0.014质量％、氢：＜0.002质量％的范围。另外，根据ICP分析，检出Si最大为0.04质量％，Cr、Ce、Ca等为0.01质量％以下。

(实施例4)

采用与实施例1同样的方法，制得各种组成的烧结磁体。Mn的添加量固定为0.06原子％，对于稀土类量、B量、添加元素M的有无添加和添加量进行了各种改变，其中，作为添加元素M，从第一组中选择Al、Cu、Ga，从第二组中选择Mo。将此时的磁体组成(分析值)表示于表3，将磁特性表示于表4。

[表3]

[表4]

任何组成均表现出本发明的效果。

其中，根据气体分析，作为烧结磁体所含的不可避免的杂质，含有碳：0.032～0.057质量％、氮：0.010～0.027质量％、氢：＜0.002质量％的范围。另外，根据ICP分析，检出Si最大为0.05质量％，Cr、Ce、Ca等为0.01质量％以下。

产业上的可利用性

本发明的烧结磁体能够广泛用于使用高性能的烧结磁体的各种用途。

Claims

1.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，含有：

稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，

硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，

Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，

过渡金属T：余量，其中，

稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，

含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，

过渡金属T含有Fe作为主要成分。

2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

3.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：

作为过渡金属T，含有Co：20原子％以下。

4.一种R-T-M-B系烧结磁体，其特征在于，含有：

稀土类元素R：12原子％以上、17原子％以下，

硼B：5.0原子％以上、8.0原子％以下，

Mn：0.02原子％以上、0.3原子％以下，

添加元素M：5.0原子％以下但不包括0，

过渡金属T：余量，其中，

稀土类元素R是选自包括Y(钇)的稀土类元素中的至少一种，

含有Pr：0.2原子％以上、10原子％以下，

过渡金属T含有Fe作为主要成分，

添加元素M是选自Al、Ni、Cu、Zn、Ga、Ag、In、Sn、Bi、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种。

5.如权利要求4所述的R-T-M-B系烧结磁体，其特征在于：

作为稀土类元素R，含有Tb和Dy的至少一种。

6.如权利要求5所述的R-T-M-B系烧结磁体，其特征在于：

作为过渡金属T，含有Co：20原子％以下。