CN104272403A - R-t-b系永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种既具有与现有的Nd-Fe-B系永久磁铁同等磁特性又轻质且适合作为永久磁铁同步旋转电机的励磁用磁铁的R-T-B系永久磁铁。通过在形成主相的化合物的组成为(R1-x(Y1-zCez)x)2T14B(R是由选自La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的1种以上所构成的稀土元素，Y是钇，Ce是铈，T是以Fe或者Fe和Co为必要元素的1种以上的过渡金属元素，B是硼，0.0＜x≤0.5，0.0≤z≤0.5)的情况下，占据四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y即Y4f与占据4g晶位的Y即Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0，从而得到既具有与现有的Nd-Fe-B系永久磁铁同等的磁特性又轻质的磁铁。

Description

R-T-B系永久磁铁
技术领域
本发明涉及一种R-T-B系永久磁铁，特别涉及一种将R-T-B系永久磁铁中的R的一部分选择性地置换成Y和Ce而得到的轻质的永久磁铁。
背景技术
已知以四方晶R2T14B化合物为主相的R-T-B系永久磁铁(R为稀土元素，T为Fe或其一部分被Co置换的Fe，B为硼)具有优异的磁特性，其是自1982年的发明(专利文献1：日本特开昭59-46008号公报)以来具有代表性的高性能永久磁铁。
稀土元素R由Nd、Pr、Dy、Ho、Tb构成的R-T-B系磁铁的各向异性磁场Ha大优选作为永久磁铁材料。其中使稀土元素R为Nd的Nd-Fe-B系磁铁，由于饱和磁化Is、居里温度Tc、各向异性磁场Ha的平衡良好且在资源量、耐腐蚀性上比使用了其他稀土元素R的R-T-B系磁铁更优异因而被广泛使用。
作为广泛应用于民生、工业、输送设备上的旋转电机，近年来，出于节能和能量密度的观点，倾向于大量使用永久磁铁同步旋转电机。
永久磁铁同步电机在转子配置有永久磁铁，在使用如Nd-Fe-B系磁铁一样其质量的三分之一左右由比重大的稀土元素Nd占有的永久磁铁的情况下，会存在由于转子的重量增加所导致的惯性动量的增大，即导致控制性和效率的降低的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭59-46008号公报
专利文献2：日本特开2011-187624号公报
在构成R-T-B系磁铁的R中，作为比Nd轻的元素，已知有Y。在专利文献2中，公开了使R-T-B系磁铁的稀土元素R为Y的Y-T-B系磁铁，虽然以各向异性磁场Ha小的Y2F14B相为主相，但通过使Y和B的量大于Y2F14B的化学计量组成，从而得到具有实用性的矫顽力的磁铁。然而，专利文献2中公开的Y-T-B系磁铁的Br为0.5～0.6T左右，HcJ为250～350kA/m左右，比Nd-Fe-B系磁铁特性显著低，难以作为永久磁铁同步电机用的轻质永久磁铁替代Nd-Fe-B系磁铁。
发明内容
发明想要解决的技术问题
本发明是认识到这样的状况而作出的发明，其目的在于，提供一种相比于广泛使用在民生、工业、输送设备等的Nd-Fe-B系磁铁不会显著降低磁特性且轻质的永久磁铁。
解决技术问题的手段
本发明的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，包含组成为(R1-x(Y1-zCez)x)2T14B(R是由选自La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的1种以上所构成的稀土元素，T是以Fe或者Fe和Co为必要元素的1种以上的过渡金属元素，0.0＜x≤0.5，0.0≤z≤0.5)的主相颗粒，在令所述主相颗粒中的占据四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y为Y4f且令占据4g晶位的Y为Y4g时，存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0。
本发明人们发现，在R-T-B系永久磁铁中，通过使占据晶格中的特定位置的稀土元素R的排列成为适当的排列，特别通过将Nd-Fe-B系永久磁铁中存在于Nd2Fe14B晶体结构的4f晶位上的Nd选择性地置换成Y和Ce，可以得到相比于现有的Nd-Fe-B系永久磁铁不会导致磁特性的下降且轻质的永久磁铁。
作为稀土类磁铁的矫顽力的起源的磁晶各向异性通过稀土离子的单离子各向异性约束晶体整体的磁矩而产生。该稀土离子的单离子各向异性由原子配置和离子的电子云决定。例如，在四方晶Nd2Fe14B结构中，Nd离子的位置存在有4f晶位和4g晶位两种，占据4g晶位的Nd的离子各向异性与晶体整体的磁各向异性平行，因而有助于磁晶各向异性的提高。然而，占据4f晶位的Nd的离子各向异性与晶体整体的磁各向异性正交，因而导致磁晶各向异性的损失。
占据4f晶位且导致磁晶各向异性的损失的Nd的单离子各向异性源自于Nd的薄饼型的电子云。若能够仅将该4f晶位的Nd置换成具有不表现各向异性的球形电子云的原子并降低磁晶各向异性的损失，则能够得到表现比Nd2Fe14B更高磁晶各向异性的永久磁铁。
在能够置换四方晶Nd2Fe14B结构的4f晶位的原子中，具有球形电子云的元素是Y和La。然而，La的离子半径大，难以选择性地置换成相比于4g晶位与邻近原子的距离小的4f晶位。即，若选择Y作为选择性地置换4f晶位的元素，则用比较容易的制造工序可以得到比现有的Nd2Fe14B表现更高磁晶各向异性的永久磁铁。另外，Y的原子量为88.91，比Nd的原子量144.2小，因此通过将Nd置换成Y而得到的永久磁铁相比于现有的Nd-Fe-B系永久磁铁更轻质。
为了将四方晶Nd2Fe14B结构的4f晶位选择性地置换成Y，有必要调整原子间距离，使得置换后的Y稳定在4f晶位。Ce表现价数涨落以及相应的离子半径的变化，因而是为了选择性且稳定地将四方晶Nd2Fe14B结构的4f晶位置换成Y的合适的添加元素。
发明的效果
根据本发明，通过将R-T-B系永久磁铁中的R的一部分选择性地置换成Y和Ce，能够得到相比于现有的Nd-Fe-B系磁铁不会显著降低磁特性且适合用于永久磁铁同步旋转电机的轻质的永久磁铁。
附图说明
【图1】图1(a)是本发明的比较例1中烧结体的主相颗粒的从[110]方向观察的HAADF像。图1(b)是Nd2Fe14B晶体结构的从[110]方向观察的晶体结构模型。
【图2】图2(a)是组成为Nd2Fe14B的主相颗粒(比较例1)的从[110]方向观察的HAADF像的强度的谱线轮廓。图2(b)是组成为(Nd0.5Y0.5)2Fe14B的主相颗粒(实施例3)的从[110]方向观察的HAADF像的强度的谱线轮廓。
具体实施方式
以下，详细说明本发明的优选实施方式。另外，实施方式不限定发明而是示例，实施方式所记载的全部特征或其组合不限于发明的实质内容。
本发明的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，包含组成为(R1-x(Y1-zCez)x)2T14B(R是由选自La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的1种以上所构成的稀土元素，T是以Fe或者Fe和Co为必要元素的1种以上的过渡金属元素，0.0＜x≤0.5，0.0≤z≤0.5)的主相颗粒，在令所述主相颗粒中的占据四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y为Y4f且令占据4g晶位的Y为Y4g时，存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0。
在本实施方式中，R是由选自La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的1种以上所构成的稀土元素。
在本实施方式中，主相颗粒的组成中所占的Y和Ce的总量x为0.0＜x≤0.5。随着x的增加，由原子量小的Y置换原子量大的Nd所引起的低密度化即磁铁的轻质化的效果变高。然而，如果x超过0.5则所得到的样品的磁特性显著降低。
在本实施方式中，Y和Ce的相对量z为0.0≤z≤0.5。Y作为被选作四方晶R2T14B结构的R的元素其原子量最小，如果仅着眼于磁铁的轻质化，则仅由Y置换(z＝0.0)是有效的。然而，在将正方晶Nd2Fe14B结构的4f晶位选择性地置换成Y时，为了使置换的Y在4f晶位稳定，有必要适当地调整4f晶位和4g晶位的大小(邻近原子间距离)，优选仅将合适量(0.0≤z≤0.5)的表现价数涨落以及相应的离子半径的变化的Ce与Y一起置换成R。
在本实施方式中，B可以以C置换其一部分。优选C的置换量相对于B为10原子％以下。
在本实施方式中，组成余量的T是以Fe或者Fe和Co为必要元素的1种以上的过渡金属元素。优选Co量相对于T量为0原子％以上且10原子％以下。通过Co量的增加能够提高居里温度，并且可以将矫顽力相对于温度上升的降低抑制得较小。另外，通过Co量的增加能够提高稀土类永久磁铁的耐腐蚀性。
以下，就本件发明的制造方法的优选例子进行说明。
在本实施方式的R-T-B系永久磁铁的制造中，首先，准备原料合金以能够得到具有所期望的组成的R-T-B系磁铁。原料合金可以在真空或惰性气体优选Ar气氛中由薄带连铸法、其他公知的熔化法制作。薄带连铸法将原料金属在Ar气氛等非氧化气氛中熔化而得到的熔液喷出到旋转的轧辊的表面。在轧辊上被急冷后的熔液被急冷凝固成薄板或薄片(鳞片)状。该急冷凝固后的合金具有晶体粒径为1～50μm的均质的组成。原料合金不限于薄带连铸法，可以由高频感应熔化等熔化法来得到。另外，为了防止熔化后的偏析，可以倾注到例如水冷铜板来使之凝固。另外，也可以使用由还原扩散法得到的合金作为原料合金。
本发明中得到R-T-B系烧结磁铁的情况下，作为原料合金，基本适用由1种合金制成磁铁的所谓单合金法，但也可以适用使用以作为主相颗粒即R2T14B晶体为主体的主相合金(低R合金)和比低R合金包含更多R并有助于有效地形成晶界的合金(高R合金)的所谓混合法。
原料合金被提供给粉碎工序。在利用混合法的情况下，低R合金和高R合金被分别或一起粉碎。在粉碎工序中，有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金粗粉碎至粒径数百μm左右。粗粉碎优选使用捣碎机、颚式轧碎机、布朗粉碎机(Brown mill)等并在惰性气氛中进行。在粗粉碎之前，通过使氢吸附于原料合金后再释放来进行粉碎更有效。氢释放处理是以减少成为作为稀土类烧结磁铁的杂质的氢为目的来进行的。用于氢吸附的加热保持的温度为200℃以上，优选为350℃以上。保持时间根据与保持温度的关系、原料合金的厚度等而变化，但至少为30分钟以上，优选为1小时以上。氢释放处理在真空中或Ar气气流中进行。另外，氢吸附处理、氢释放处理不是必须的处理。也可以将该氢粉碎作为粗粉碎，省略机械的粗粉碎。
粗粉碎工序后，转移到微粉碎工序。在微粉碎中主要使用气流粉碎机(jet mill)，将粒径数百μm左右的粗粉碎粉末制成平均粒径2.5～6μm，优选为3～5μm。气流粉碎机是从狭小的喷嘴释放高压的惰性气体来产生高速的气流，通过该高速的气流使粗粉碎粉末加速，产生粗粉碎粉末彼此的碰撞或者与靶或容器壁的碰撞来进行粉碎的方法。
在微粉碎中也可以使用湿式粉碎。在湿式粉碎中使用球磨机或湿式磨碎机等，将粒径数百μm左右的粗粉碎粉末制成平均粒径1.5～5μm，优选2～4.5μm。通过在湿式粉碎中选择适当的分散剂，使得磁铁粉不接触氧而进行粉碎，因而得到氧浓度低的微粉末。
在微粉碎时可以添加0.01～0.3wt％左右的以提高成型时的润滑和取向性为目的的脂肪酸或脂肪酸的衍生物或烃，例如作为硬脂酸系或油酸系的硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸酰胺、油酸酰胺、亚乙基双异硬脂酸酰胺，作为烃的石蜡、萘等。
微粉碎粉在磁场中提供给成型。磁场中成型的成型压力只要为0.3～3ton/cm2(30～300MPa)的范围即可。成型压力可以从成型开始到结束为恒定的，也可以渐增或渐减，或者也可以不规则变化。成型压力越低取向性越良好，但若成型压力过低，则成型体的强度不足在处理上会产生问题，因此考虑到这点从上述范围选择成型压力。由磁场中成型所得到的成型体的最终相对密度通常为40～60％。
施加的磁场为960～1600kA/m(10～20kOe)左右即可。所施加的磁场不限定于静磁场，也可以为脉冲状的磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
成型体被提供给烧结工序。烧结是在真空或惰性气氛中进行。烧结保持温度和烧结保持时间需要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的差异等诸条件来调整，约为1000℃～1200℃，2小时～20小时即可。经过适当保持时间之后移至降温的工序，降温速度为10-4℃/秒～10-2℃/秒即可。此时，降温速度不需要从保持温度至室温为止一直保持恒定，只要仅在规定的温度区域内控制在上述范围内即可。应控制该降温速度的区域的温度由组成决定，约为400℃～1000℃。发明人等认为，在由组成决定的规定的温度区域中，通过控制降温速度，从而组成中所含的多种元素成为在结构上最稳定的配置，形成本申请发明的特征的结构。即，降温速度足够慢是为了实现本申请发明的必要条件，至少需要使降温速度比10-2℃/秒慢，但是比10-4℃/秒慢的降温速度会导致制造上的效率的显著降低，因而并不现实。
烧结后，可以对所得到的烧结体进行时效处理。时效处理工序是对增大矫顽力有效的工序，但是在上述的应控制降温速度的温度区域的附近的温度下进行时效处理时，将从时效温度的冷却速度也控制在上述降温速度的范围内是有效的。
以上，说明了有关为了适当地实施本申请发明的制造方法的形态，接下来，针对本申请发明的R-T-B系永久磁铁，就分析主相颗粒的组成和R2T14B晶体结构中的稀土类的占据位置的方法进行说明。
在本申请发明中，R-T-B系永久磁铁的组成可以通过能量分散型X射线分析来确定。将作为样品的烧结体垂直于易磁化轴即成型时的磁场施加方向进行切断，在用X射线衍射法确认了主要的生成相属于四方晶R2T14B结构之后，将烧结体在聚焦离子束(FIB：Focused Ion Beam)装置中加工成厚度为100nm的薄片状，在扫描透射电子显微镜(STEM：Scanning Transmission Electron Microscope)上所配备的能量分散型X射线分析(EDS：Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy)装置中分析主相颗粒的中央附近，并通过使用薄膜修正功能从而能够将主相颗粒的组成定量化。
EDS装置由于相对于轻元素的灵敏度低因而难以进行B的定量化。于是，可以根据预先通过X射线衍射法确认主要生成相为四方晶R2T14B结构，以B以外的元素的组成比来确定主相颗粒的组成。
由上述的方法定量化的主相颗粒的组成可以通过调整烧结体样品整体的组成来控制。将由电感耦合高频等离子体光谱分析(ICP光谱分析：Inductively Coupled Plasma Spectrometry)所求得的烧结体样品整体的组成与由EDS装置求得的主相颗粒的组成相比较后的结果显示烧结体样品整体的组成中稀土类量多的倾向。这是由于为了通过烧结引起致密化和晶界形成，烧结体样品需要含有多于作为化学计量比组成的R2T14B的稀土类。然而，对于作为R而被包含的稀土元素的比例，烧结体样品整体的组成与主相颗粒的组成大致相同。即，通过烧结体样品整体的组成的调节，可以控制主相颗粒R2T14B中作为R而被包含的稀土元素的比例。
令占据四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y为Y4f，并令占据4g晶位的Y即Y4g时，存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0。本发明的特征在于，通过根据Nd2Fe14B的各向异性和垂直方向的离子各向异性，通过仅将占据4f晶位的Nd置换成Y而得到比Nd2Fe14B显示更高单轴各向异性的永久磁铁，其中，占据4f晶位的Nd会由于与Nd2Fe14B的各向异性垂直方向上的离子各向异性导致晶体整体的单轴各向异性的损失，而Y具有不表现各向异性的球形电子云。由于Nd2Fe14B晶体中4f晶位与4g晶位等量存在，因此如果所有4f晶位由Y置换，则Y4f/(Y4f+Y4g)＝1.0，成为本发明中最优的形态。然而，现实中没必要将所有的4f晶位都用Y置换，在0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0的范围内能够得到表现足够实用的磁特性的磁铁。
占据上述的四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y即Y4f与占据4g晶位的Y即Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)可以通过扫描透射电子显微镜所得到的高角度环形暗场像(HAADF：High-Angle AnnularDark-Field)来决定。
将烧结体垂直于易磁化轴即成型时的磁场施加方向进行切断，并且由聚焦离子束(FIB：Focused Ion Beam)装置加工成厚度为100nm的薄片状后，在扫描透射电子显微镜(STEM：Scanning TransmissionElectron Microscope)中调节到能够从[110]方向观察Nd2Fe14B型的晶体结构的位置，得到HAADF像。图1中例示由主相颗粒的组成为Nd2Fe14B的烧结体所得到的从[110]方向观察的(a)HAADF像和(b)晶体结构模型。
上述的HAADF像中，强度与原子序号的大致二次方成比例，因此可以容易判断B(原子序号：5)、Fe(原子序号：26)、Y(原子序号：39)、不含Y的稀土元素(原子序号：57以上)。特别地，在从[110]方向观察Nd2Fe14B型的晶体结构的情况下，可以将4f晶位与4g晶位不重叠而明确地分开。将由组成为(a)Nd2Fe14B的烧结体、以及组成为(b)(Y0.5Nd0.5)2Fe14B的烧结体的HAADF像所得到的强度的谱线轮廓在图2中例示。再有，谱线轮廓沿着图1(a)的HAADF像所示的矩形区域取得。
在图2(a)所示的Nd2Fe14B晶体的从[110]方向观察的HAADF像中，4f晶位与4g晶位的强度均很高且为同等程度的强度，因而可以判断4f晶位和4g晶位两者都被原子序号大的Nd所占据。
在图2(b)所示的(Y0.5Nd0.5)2Fe14B晶体的从[110]方向观察的HAADF像中，4f晶位的强度低且4g晶位的强度高。即，可以判断原子序号小的Y占据4f晶位，原子序号大的Nd占据4g晶位。
实施例
以下，基于实施例和比较例来进一步具体地说明本发明的内容，但本发明完全不限定于以下的实施例。
以主相颗粒的组成成为(Nd1-x(Y1-zCez)x)2Fe14B(x＝0.0～0.7，z＝0.0～1.0)的方式称量规定量的Nd金属、Y金属、Ce金属、电解铁、硼铁，用薄带连铸法制作薄板状的R-T-B合金。通过将该合金在氢气流中搅拌同时进行热处理来制成粗粉末后，添加油酸酰胺作为润滑剂，并使用气流粉碎机在非氧化气氛中制成微粉末(平均粒径为3μm)。将所得到的微粉末填充于模具(开口尺寸：20mm×18mm)中，在和加压方向呈直角方向上施加磁场(2T)同时用2.0ton/cm2的压力进行单轴加压成型。将所得到的成型体升温至最佳烧结温度并保持4小时后，在以400℃至800℃为中心的±50℃的温度区域中令降温速度为100℃/秒～10-2℃/秒，并在除此以外的温度区域中令降温速度为10-1℃/秒，冷却至室温附近而得到烧结体。将用B-H描绘器(B-H tracer)测定了烧结体的磁特性的结果、以及测定了烧结体的密度的结果示于表1中。
将烧结体垂直于易磁化轴即成型时的磁场施加方向进行切断，通过X射线衍射法确认了主要的生成相属于四方晶R2T14B结构。接下来，在用FIB装置将烧结体加工成厚度100nm的薄片状后，用STEM所配备的EDS装置分析主相颗粒的中央附近，并使用薄膜修正功能将主相颗粒的组成定量化。接着，将样品调整至从[110]方向能够观察四方晶R2T14B结构的位置，得到HAADF像。就HAADF像中的各边10nm方形的区域，以强度信息为基础对占据4f晶位和4g晶位的Y的数目进行计数，从而得到四方晶R2T14B结构中的占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)，将其示于表1中。
[实施例1～3、比较例1～3]
在令四方晶R2T14B结构的R为Nd，并且仅用Y置换后的组成(x＝0.0～0.7、z＝0.0)中，虽然随着Y相对于Nd的置换量x的增加而密度下降，得到密度降低·轻质化的效果。然而，x≥0.6时剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ显著降低。即，可知在仅用Y置换Nd的情况(z＝0.0)下，得到在0.0＜x≤0.5的范围内既具有实用的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ又比现有的Nd-Fe-B系磁铁更轻质并且通过用在永久磁铁同步旋转电机而表现高的应答性和控制性的优异的永久磁铁。另外，可知在上述范围内，占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.89～0.96，置换Nd的Y大多选择性地占据了4f晶位。
[比较例8～12]
在令四方晶R2T14B结构的R为Nd，且仅用Ce置换后的组成(x＝0.2～0.7，z＝1.0)中，随着Ce相对于Nd的置换量x的增加而剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ单调降低。另外，也没有发现随着Ce的置换x的增加的密度降低。即，可知在仅用Ce置换Nd的情况(z＝1.0)下所得到的永久磁铁不具有实用的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ，得不到比现有的Nd-Fe-B系磁铁更轻质的永久磁铁。
[实施例4～6、比较例4～5]
在令四方晶R2T14B结构的R为Nd，并用Y和Ce各一半置换后的组成(x＝0.2～0.7，z＝0.5)中，随着Y和Ce相对于Nd的置换量x的增加而密度降低，得到将Nd置换成Y和Ce的所引起的密度降低·轻质化的效果。另外，随着Y和Ce相对于Nd的置换量x的增加而剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ渐减，特别在x≥0.6时矫顽力HcJ急剧降低。即，可知在对Nd用Y和Ce各一半置换的组成(z＝0.5)中，在0.0＜x≤0.5的范围内，也能得到既具有与现有的Nd-Fe-B系磁铁同等的磁特性又轻质，且通过使用在永久磁铁同步旋转电机而表现高的应答性和控制性的优异的永久磁铁。另外，可知在上述范围内，占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.87～0.95，置换了Nd的Y大多选择性地占据4f晶位。
[实施例3、实施例6～8、比较例6～7、比较例10]
令四方晶R2T14B结构的R为Nd，且用Y或Ce或者两者置换Nd的一半后的组成(x＝0.5，z＝0.0～1.0)中，随着Ce相对于Y的相对量z的增加而密度渐增，在z≥0.6时变得与现有的Nd-Fe-B系磁铁同等。另外，剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ也在Ce相对于Y的相对量超过一半(z≥0.6)时显著降低。即，可知在0.0≤z≤0.5的范围内能够得到既具有与现有的Nd-Fe-B系磁铁同等的磁特性又轻质，并且通过用在永久磁铁同步旋转电机而表现高的应答性和控制性的优异的永久磁铁。另外，可知在上述范围中，占据4f晶位的Y4f与占有4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.87～0.89，置换了Nd的Y大多选择性地占据了4f晶位。
[实施例3、实施例11～12、比较例13～17]
令四方晶R2T14B结构的R为Nd，在仅用Y置换Nd的一半后的组成(x＝0.5，z＝0.0)中，使750℃～850℃(800±50℃)的温度区域的降温速度在1×100℃/秒～5×10-5℃/秒变化。在降温速度为1×10-4℃/秒～1×10-2℃/秒的情况下，得到与不置换Nd的Nd-Fe-B系磁铁(比较例1)同等优异的磁特性。然而，在降温速度大于10-2℃/秒的情况下，磁特性急剧降低，四方晶R2T14B结构中的占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)也降低。本发明人等认为，伴随着该降温速度的增大的磁特性的急剧下降起因于稀土元素向稳定晶位移动的时间不足。另外，在降温速度小于1×10-4℃/秒的情况下，虽然磁特性也稍微降低，但是四方晶R2T14B结构中的占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)大致被维持。本发明人等认为，伴随着该降温速度的减小的磁特性的降低不是由于Y的4f晶位占有率导致的，而是由于太小的降温速度导致R2T14B型永久磁铁表现矫顽力所必须的晶界结构消失。
[实施例3、比较例18～22]
令四方晶R2T14B结构的R为Nd，在仅用Y置换Nd的一半后的组成(x＝0.5，z＝0.0)中，使以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域在450℃～1050℃(500±50℃～1000±50℃)变化。在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域为750℃～850℃(800±50℃)的情况下，得到了与不置换Nd的Nd-Fe-B系磁铁(比较例1)同等优异的磁特性。然而，在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域为比750℃～850℃(800±50℃)更低温的情况下，磁特性下降，四方晶R2T14B结构中占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)也降低。本发明人等认为，伴随着控制该降温速度的温度区域的低温化的磁特性的下降起因于稀土元素向稳定晶位移动的能量不足。另外，在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域比750℃～850℃(800±50℃)更高温的情况下，磁特性降低，四方晶R2T14B结构中占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)也稍稍降低。本发明人等认为伴随着控制该降温速度的温度区域的高温化的磁特性的下降是由于能量过剩，因此稀土元素会向邻近晶位外移动。
[实施例6、比较例23～26]
在令四方晶R2T14B结构的R为Nd，并用Y和Ce置换Nd的一半后的组成(x＝0.5，z＝0.5)中，使以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域在350℃～850℃(400±50℃～800±50℃)变化。在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域为550℃～650℃(600±50℃)的情况下，得到了与不置换Nd的Nd-Fe-B系磁铁(比较例1)同等优异的磁特性。然而，在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域为比550℃～650℃(600±50℃)更低温的情况下，磁特性降低，四方晶R2T14B结构中的占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)也降低。另外，在以降温速度为1×10-2℃/秒的温度区域为比550℃～650℃(600±50℃)更高温的情况下也是磁特性降低，四方晶R2T14B结构中的占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)也降低。本发明人等认为仅用Y置换Nd的一半后的组成(实施例3、比较例18～22)中控制降温速度的最佳温度区域与用Y和Ce置换Nd的一半后的组成(实施例6、比较例23～26)中控制降温速度的最佳温度区域不同是因为用于稀土元素向稳定晶位移动的能量不同。
[实施例3、实施例9～10]
在令四方晶R2T14B结构的R为Nd的情况下，或者在令R为Nd和Dy、或者Nd和Tb的情况下，均可知在仅用Y置换R的一半后的组成(x＝0.5，z＝0.0)中，能够得到既具有与现有的Nd-Fe-B系磁铁同等的磁特性又轻质，并且通过用在永久磁铁同步旋转电机而表现高的应答性和控制性的优异的永久磁铁。另外，可知在上述组成中，占据4f晶位的Y4f与占据4g晶位的Y4g的存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.88～0.89，置换了R的Y大多选择性地占据了4f晶位。
[表1]
产业上的可利用性
如上所述，本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁对于广泛应用于民生、工业、输送设备的永久磁铁同步旋转电机的励磁有用。

Claims (2)

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
包含组成是(R1-x(Y1-zCez)x)2T14B的主相颗粒，在令所述主相颗粒中占据四方晶R2T14B结构中的4f晶位的Y为Y4f且令占据4g晶位的Y为Y4g时，存在比率Y4f/(Y4f+Y4g)为0.8≤Y4f/(Y4f+Y4g)≤1.0，
其中，R是由选自La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的1种以上所构成的稀土元素，T是以Fe或者Fe和Co为必要元素的1种以上的过渡金属元素，0.0＜x≤0.5，0.0≤z≤0.5。
2.一种旋转电机，其特征在于，
具备权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁。
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