CN105190792A - R-t-b系烧结磁体 - Google Patents

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Abstract

一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，具有R2T14B晶粒的R-T-B系烧结磁体，在由邻接的2个以上的所述R2T14B晶粒形成的晶界中，具有R、Co、Cu、N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部。

Description

R-T-B系烧结磁体
技术领域
本发明涉及以稀土元素(R)、以Fe或者Fe和Co作为必需的至少1种以上的过渡金属元素(T)和硼(B)为主成分的R-T-B系烧结磁体。
背景技术
R-T-B(R为1种以上的稀土元素，T为Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素)系烧结磁体虽然具有优异的磁特性，但是由于含有容易被氧化的稀土元素作为主成分因此有耐蚀性低的倾向。
因此，为了提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性，一般多在磁体素体的表面上实施树脂涂布或电镀等表面处理来使用。另一方面，通过改变磁体素体的添加元素或内部结构，从而也进行使磁体素体本身的耐蚀性提高的搭配。使磁石素体本身的耐蚀性提高的做法在提高表面处理后的产品的可靠性方面是极其重要的，另外，由此通过比树脂涂布或电镀更为简易的表面处理的适用成为可能，从而也有能够降低产品成本这样的优点。
以往，例如在专利文献1中提出了如下技术方案：通过将永久磁体合金中的碳含量减少至0.04质量％以下，从而将非磁性富R相中的稀土元素与碳的金属间化合物R-C抑制到1.0质量％以下，并提高磁体的耐蚀性。另外，在专利文献2中提出了如下技术：通过令富R相中的Co浓度为5质量％～12质量％来改善耐蚀性。
然而，在以往所使用的R-T-B系烧结磁体中，使用环境中的水蒸气等的水会氧化R-T-B系烧结磁体中的R而产生氢并且晶界中的富R相吸收该氢，导致富R相的腐蚀进行，R-T-B系烧结磁体的磁特性降低。
另外，如专利文献1中所提出的方案那样，为了将磁体合金中的碳含量减少至0.04质量％以下，需要大幅度地减少在磁场中成型时为了使磁场取向性提高而添加的润滑剂的添加量。因此，成型体中的磁粉的取向度降低，烧结后的剩余磁通密度Br降低，得不到具有充分的磁特性的磁体。
另外，如专利文献2中提出的方案那样，为了增加富R相中的Co浓度，需要增加原料组成的Co添加量。但是，由于Co以置换Fe的形式也进入到主相即R2T14B相，因此无法增加仅富R相的Co浓度，并且需要添加超出富R相所需要的Co。因此，增加昂贵的Co的使用量而使产品成本上升，并且由于主相中的Fe过多由Co置换而会使磁特性降低。
现有专利文献
专利文献
专利文献1：日本特开平4-330702号公报
专利文献2：日本特开平4-6806号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明有鉴于这样的现状技术问题而完成，其目的在于提供具有优异的耐蚀性并且兼有良好磁特性的R-T-B系烧结磁体。
解决技术问题的技术手段
为了达到上述目的，本发明人就R-T-B系烧结磁体的腐蚀的机理进行了悉心研究。其结果发现，首先通过由使用环境下的水蒸气等的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应而产生的氢(H2)被R-T-B系烧结磁体中的存在于晶界的富R相吸附，从而加速富R相向氢氧化物变化。再者，发现构成R-T-B系烧结磁体的主相的晶粒(主相颗粒)由于伴随于氢向富R相的吸附以及富R相的向氢氧化物的变化的R-T-B系烧结磁体体积膨胀而从R-T-B系烧结磁体脱落，R的腐蚀加速向R-T-B系烧结磁体的内部行进。
因此，本发明人等就抑制晶界的氢吸附的方法进行悉心研究，发现通过在由R-T-B系烧结磁体内的邻接的2个以上的R2T14B晶粒形成的晶界(特别是由邻接的3个以上的R2T14B晶粒形成的多晶晶界部)中形成稀土类(R)、钴(Co)、铜(Cu)和氮(N)的浓度哪一个均高于R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部，从而能够抑制向晶界的氢吸附，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
即，本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：具有R2T14B晶粒，并且在由邻接的2个以上的所述R2T14B晶粒形成的晶界中，具有R、Co、Cu、N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部。
R-Co-Cu-N浓缩部是指存在于晶界中的R、Co、Cu、N的浓度均高于R2T14B晶粒内的区域，存在于由邻接的2个以上的晶粒形成的晶界中。
在本发明中，通过将存在于晶界相的富R部分置换成R-Co-Cu-N浓缩部，从而能够有效地抑制由腐蚀反应产生的氢向晶界的吸附并且能够抑制R的腐蚀向内部行进，能够大幅度提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性并且能够具有良好的磁特性。再有，富R部分(富R相)是指，R多于R2T14B晶粒，但是关于Co、Cu、N当中的至少N，作为只含有与R2T14B晶粒同等程度以下的R析出相来定义。
另外，在本发明中，优选地，在所述晶界中还具有R、O和C的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-O-C浓缩部。
R-O-C浓缩部是指存在于晶界中的R、O和C的浓度均高于R2T14B晶粒内的区域，存在于由邻接的2个以上的晶粒形成的晶界中。由此，能够进一步抑制R的腐蚀向内部行进，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，在本发明中，优选地，在所述晶界中所述R-Co-Cu-N浓缩部形成在所述R-O-C浓缩部的周围。由此，具有优异的耐蚀性并且能够进一步提高磁特性。
另外，在本发明中，也可以在所述晶界中还具有R、O、C和N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-O-C-N浓缩部。
R-O-C-N浓缩部是指存在于晶界中的R、O、C和N的浓度均高于R2T14B晶粒内的区域，存在于由邻接的2个以上的晶粒形成的晶界中。由此，能够进一步抑制R的腐蚀向内部行进，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，在本发明中，优选地，在所述晶界中所述R-Co-Cu-N浓缩部形成在所述R-O-C-N浓缩部的周围。由此，具有优异的耐蚀性并且能够进一步提高磁特性。
发明的效果
根据本发明，能够得到具有优异的耐蚀性并且兼有良好磁特性的R-T-B系烧结磁体。
附图说明
图1A是示意性地表示本发明的第1实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R2T14B晶粒形成的晶界附近的反射电子像的图。
图2B是示意性地表示本发明的第2实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R2T14B晶粒形成的晶界附近的反射电子像的图。
图2是表示制造本发明的第1实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的一个例子的流程图。
图3是简略地表示电动机的一个实施方式的结构的截面图。
图4A是示意性地表示在用EPMA分析本发明的一个实施例所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R2T14B晶粒形成的晶界附近时的各元素的特性X射线强度的图表。
图4B是示意性地表示在用EPMA分析本发明的另一个实施例所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R2T14B晶粒形成的晶界附近时的各元素特性X射线强度的图表。
符号的说明:
2颗粒(主相)
4两颗粒界面
6三相点
8浓缩部
10SPM电动机
11壳体
12转子
13定子
14旋转轴
15转子铁芯(铁芯)
16永久磁体
17磁体插入狭缝
18定子铁芯
19节流阀
20线圈
具体实施方式
以下，基于附图所示的实施方式来说明本发明。
[第1实施方式]
<R-T-B系烧结磁体>
就本发明的实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的实施方式进行说明。如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体具有由R2T14B晶粒构成的颗粒(主相)2，在由邻接的2个以上的颗粒形成的晶界中，具有R、Co、Cu、N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部。
晶界是指包含由2个R2T14B晶粒形成的两颗粒界面4、以及由邻接的3个以上的R2T14B晶粒形成的三相点6(多晶晶界部)的界面。另外，R-Co-Cu-N浓缩部是指存在于由邻接的2个以上的晶粒形成的晶界中且R、Co、Cu、N的各个浓度均高于R2T14B晶粒内的区域。如果在R-Co-Cu-N浓缩部中R、Co、Cu、N是作为主成分被包含，则还可以包含这些以外的成分。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是使用R-T-B系合金来形成的烧结体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体具有：包含晶粒的组成由R2T14B(R表示稀土元素的至少1种，T表示Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素，B表示B或者B和C)这样的组成式表示的R2T14B化合物的主相、以及包含比R2T14B化合物更多R的晶界。
R表示稀土元素的至少1种。稀土元素是指属于长周期型周期表第3族的Sc、Y和镧系元素。在镧系元素中包含有例如La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等。稀土元素分类为轻稀土类和重稀土类，重稀土元素(以下称为RH)是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土元素(以下称为RL)是其以外的稀土元素。在本实施方式中，出于制造成本和磁特性的观点，R优选包含RL(至少包含Nd、Pr中的任意一者或两者的稀土元素)。此外，出于使磁特性提高的观点，更优选包含RL(至少包含Nd、Pr任意一者或两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb任意一者或两者的稀土元素)两者。
在本实施方式中，T表示Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。T可以单独为Fe，也可以Fe的一部分由Co置换。在将Fe的一部分置换成Co的情况下，能够不使磁特性降低地提高温度特性。
作为Fe或者Fe和Co以外的过渡金属元素，可以列举Ti、V、Cu、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，T除了过渡金属元素以外还可以包含例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等元素当中的至少1种元素。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，B可以将B的一部分置换成碳(C)。在此情况下，除了磁体的制造变得容易以外，还能够谋求制造成本的降低。另外，C的置换量为实质上不影响到磁特性的量。
另外，除此以外可以不可避免地混入O、C、Ca等。这些可以分别以0.5质量％左右以下的量来含有。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相为R2T14B晶粒，R2T14B晶粒具有由R2T14B型的正方晶构成的结晶结构。另外，R2T14B晶粒的平均粒径通常为1μm～30μm左右。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的晶界包含R多于R-Co-Cu-N浓缩部或R2T14B晶粒的富R相等。在晶界，除了富R相以外还可以含有硼(B)原子的调配比例高的富B相。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的R的含量为25质量％以上且35质量％以下，优选为28质量％以上且33质量％以下。在R的含量不到25质量％的情况下，R-T-B系烧结磁体的成为主相的R2T14B化合物的生成不充分。因此，存在具有软磁性的α-Fe等析出且磁特性降低的可能性。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的B的含量为0.5质量％以上且1.5质量％以下，优选为0.7质量％以上且1.2质量％以下，更优选B的量为0.7质量％以上且1.0质量％以下。如果B的含量不到0.5质量％，则会有矫顽力HcJ降低的倾向。另外，如果B的含量超过1.5质量％，则会有剩余磁通密度Br降低的倾向。
如上所述，T表示Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的Fe的含量为R-T-B系烧结磁体的构成要素中的实质上的余量，Fe的一部分也可以由Co置换。Co的含量优选为0.3质量％以上且4.0质量％以下的范围，更优选为1.0质量％以上且2.5质量％以下。如果Co的含量超过4质量％，则会有剩余磁通密度降低的倾向。另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体会有变得昂贵的倾向。另外，如果Co的含量不到0.3质量％，则有难以形成R-Co-Cu-N浓缩部且耐蚀性降低的倾向。作为Fe或者Fe和Co以外的过渡金属元素，可以列举Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，T除了过渡金属元素以外还可以进一步包含例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等元素的至少1种元素。
在本实施方式的R-T-B系烧结磁体中，包含Cu，Cu的含量优选为0.01～1.5质量％，更优选为0.05～1.0质量％。通过含有Cu，从而所得到的磁体的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性的改善变得可能。如果Cu的含量超过1.5质量％，则会有剩余磁通密度降低的倾向。另外，如果Cu的含量不到0.01质量％，则有难以形成R-Co-Cu-N浓缩部且耐蚀性降低的倾向。
在本实施方式的R-T-B系烧结磁体中优选含有Al。通过含有Al，从而所得到的磁体的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性的改善变得可能。Al的含量优选为0.03质量％以上且0.4质量％以下，更优选为0.05质量％以上且0.25质量％以下。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，也可以含有一定量的氧(O)。一定量是指根据其他参数等变化并决定适当的量，但是氧量出于耐蚀性的观点优选为500ppm以上，出于磁特性的观点优选为2000ppm以下。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，也可以含有碳(C)，该碳量根据其他参数等变化并决定适当的量，但是如果碳量增加，则磁特性会降低。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的氮(N)量优选为100～2000ppm，更优选为200～1000ppm，特别优选为300～800ppm。R-T-B系烧结磁体中的氮(N)的添加方法并没有特别限定，例如也可以如后述那样在规定浓度的氮气氛围气体下由第2合金的热处理导入。或者，也可以通过使用包含氮的助剂等作为第2合金的粉碎助剂，并另外使用包含氮的物质作为第2合金的处理剂，从而将氮导入到R-T-B系烧结磁体中的晶界。
R-T-B系烧结磁体中的氧量、碳量、氮量的测定方法可以使用一直以来公知的方法。氧量可以通过例如惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法来测定，碳量可以根据例如氧气流中燃烧-红外线吸收法来测定，氮量可以根据例如惰性气体熔融-热导法来测定。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，晶界的R-Co-Cu-N浓缩部中的N的原子数相对于R、Fe、Co、Cu、N的原子数之和优选为7～15％。通过存在以这样的比率包含N的R-Co-Cu-N浓缩部，从而能够有效地抑制由于水与R-T-B系烧结磁体中的R所引起的腐蚀反应而产生的氢被吸附到内部的富R相，能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀向内部行进，并且本实施方式所涉及的R-T-B烧结磁体能够具有良好的磁特性。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶界中具有R、Co、Cu、N的浓度均高于R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部。再有，R-Co-Cu-N浓缩部如以上所述主要由R、Co、Cu、N构成，但是也可以包含除这些以外的成分。
在实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，在晶界中形成有R-Co-Cu-N浓缩部。在不形成R-Co-Cu-N浓缩部的R-T-B系烧结磁体中，不能充分抑制由起因于使用环境中的水蒸气等所产生的水的腐蚀反应而产生的氢的向晶界的吸附，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐蚀性会降低。
在本实施方式中，通过在晶界中形成有R-Co-Cu-N浓缩部，从而能够有效地抑制由使用环境中的水蒸气等产生的水侵入到R-T-B系烧结磁体内而与R-T-B系烧结磁体中的R反应而产生的氢被整个晶界吸附，能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀行进到内部，并且能够有良好的磁特性。
即，在本实施方式中，能够更有效地抑制由侵入到R-T-B系烧结磁体内的水与R-T-B系烧结磁体中的R所发生的腐蚀反应产生的氢被晶界吸附。因此，能够进一步抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀行进到内部，因而能够进一步提高本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐蚀性，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
R-T-B系烧结磁体的腐蚀的行进通过由使用环境下的水蒸气等所产生的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应而产生的氢被存在于R-T-B系烧结磁体中的晶界的富R相吸附，从而R-T-B系烧结磁体的腐蚀会加速行进到R-T-B系烧结磁体的内部。
即，R-T-B系烧结磁体的腐蚀被认为按以下所述的过程行进。首先，由于存在于晶界的富R相容易被氧化，因此存在于晶界的富R相的R被由使用环境下的水蒸气等产生的水氧化而R被腐蚀，并变为氢氧化物，在该过程中产生氢。
2R+6H2O→2R(OH)3+3H2(I)
接着，该产生的氢被没有被腐蚀的富R相吸附。
2R+xH2→2RHx(II)
然后，通过氢吸附从而富R相更容易被腐蚀并且由氢被吸附的富R相与水所发生的腐蚀反应，从而产生被富R相吸附的量以上的氢。
2RHx+6H2O→2R(OH)3+(3+x)H2(III)
由上述(I)～(III)的连锁反应而使得R-T-B系烧结磁体的腐蚀行进到R-T-B系烧结磁体的内部，并且富R相变化为R氢氧化物、R氢化物。应力由伴随于该变化的体积膨胀而被蓄积，以至于构成R-T-B系烧结磁体的主相的晶粒(主相颗粒)发生脱落。然后，由于主相的晶粒的脱落而出现R-T-B系烧结磁体的新形成的面，且R-T-B系烧结磁体的腐蚀进一步行进到R-T-B系烧结磁体的内部。
因此，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶界特别是在三相点具有R-Co-Cu-N浓缩部。由于该浓缩部难以吸附氢，因此能够防止由腐蚀反应所产生的氢被吸附到内部的富R相，并且能够抑制由于上述过程引起的腐蚀向内部行进。另外，由于R-Co-Cu-N浓缩部与富R相相比较难以被氧化，因此由腐蚀引起的氢的产生本身也能够被抑制。因此，根据本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性。另外，在本实施方式中，在图1A所示的两颗粒界面4，也可以残留体现矫顽力HcJ所必要的富R相。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体如后述那样除了主要形成主相的R-T-B系原料合金(第1合金)以外还可以添加主要形成晶界相的第2合金，并且能够通过抑制制造过程中的氛围气体中的氮浓度等制造条件来进行制造。或者，也可以根据需要添加成为氮源的原料。再有，在本实施方式中已经就混合第1合金和第2合金的两合金来制作原料粉末的两合金法的情况进行了说明，但是不分第1合金和第2合金而使用单独的合金的一合金法也是可以的。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的形成在晶界的R-Co-Cu-N浓缩部被认为通过以下所述生成。即，认为存在于第2合金中的R、Co、Cu和氮在粗粉碎工序和/或烧结工序等中形成化合物并且以R-Co-Cu-N浓缩部这样的形式析出于晶界。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体通常被加工成任意的形状来使用。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的形状没有特别限定，例如可以是长方体、六面体、平板状、四棱柱等柱状，R-T-B系烧结磁体的截面形状可以是C型圆筒状等任意形状。作为四棱柱例如可以是底面为长方形的四棱柱、底面为正方形的四棱柱。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，包括加工该磁体并着磁的磁体产品、以及不对该磁体着磁的磁体产品两者。
<R-T-B系烧结磁体的制造方法>
使用附图并就制造具有如上所述那样结构的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的一个例子进行说明。图2是表示制作本发明的实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的一个例子的流程图。如图2所示，制造本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法具有以下工序。
(a)准备第1合金和第2合金的合金准备工序(步骤S11)
(b)粉碎第1合金和第2合金的粉碎工序(步骤S12)
(c)混合第1合金粉末和第2合金粉末的混合工序(步骤S13)
(d)将混合后的混合粉末成型的成型工序(步骤S14)
(e)烧结成型体，并得到R-T-B系烧结磁体的烧结工序(步骤S15)
(f)对R-T-B系烧结磁体进行时效处理的时效处理工序(步骤S16)
(g)冷却R-T-B系烧结磁体的冷却工序(步骤S17)
(h)加工R-T-B系烧结磁体的加工工序(步骤S18)
(i)使重稀土元素扩散到R-T-B系烧结磁体的晶界中的晶界扩散工序(步骤S19)
(j)对R-T-B系烧结磁体进行表面处理的表面处理工序(步骤S20)
[合金准备工序：步骤S11]
准备本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的主要形成主相的第1合金和主要形成晶界相的第2合金(合金准备工序(步骤S11))。在合金准备工序(步骤S11)中，在真空或者Ar气等惰性气体的惰性气体氛围中熔解对应于本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体组成的原料金属后，使用其进行铸造，由此制作出具有所期望的组成的第1合金和第2合金。再有，在本实施方式中，就混合第1合金和第2合金来制作原料粉末的两合金法的情况进行了说明，但也可以是不分第1合金和第2合金而使用单独的合金的一合金法。
作为原料金属，例如可以使用稀土金属或稀土合金、纯铁、硼铁(ferroboron)、还有它们的合金或化合物等。铸造原料金属的铸造方法例如有锭铸造法、薄片连铸法(stripcastingmethod)、叠箱铸型法(bookmoldingmethod)、离心铸造法等。所得到的原料合金在有凝固偏析的情况下根据需要进行均质化处理。在进行原料合金的均质化处理的时候，在真空或者惰性气体氛围之下，在700℃以上1500℃以下的温度下保持1小时以上来进行。由此，R-T-B系烧结磁体用合金被熔解而均质化。
[粉碎工序：步骤S12]
在制作了第1合金和第2合金之后，粉碎第1合金和第2合金(粉碎工序(步骤S12))。在粉碎工序(步骤S12)中，在制作了第1合金和第2合金之后，分别粉碎这些第1合金和第2合金而制成粉末。再有，也可以一起粉碎第1合金和第2合金。
粉碎工序(步骤S12)有粉碎至粒径为数百μm～数mm左右的粗粉碎工序(步骤S12-1)、以及微粉碎至粒径为数μm左右的微粉碎工序(步骤S12-2)。
(粗粉碎工序：步骤S12-1)
将第1合金和第2合金分别粗粉碎至粒径为数百μm～数mm左右(粗粉碎工序(步骤S12-1))。由此，得到第1合金和第2合金的粗粉碎粉末。粗粉碎可以通过在使氢被第1合金和第2合金吸附之后基于不同相之间的氢吸附量的差异使氢放出并进行脱氢，从而产生自崩溃式的粉碎(氢吸附粉碎)来进行。
对于R-Co-Cu-N浓缩部的形成所需要的氮的添加量可以通过在第2合金的氢吸附粉碎中调节脱氢处理时的氛围气体的氮气浓度来控制。最适当的氮气浓度可以根据原料合金的组成等变化，但是优选为150ppm以上，更优选为200ppm以上，特别优选为300ppm以上。再有，在第1合金的氢吸附粉碎中，氮气浓度优选为小于150ppm，更优选为100ppm以下，特别优选为50ppm以下。
再有，粗粉碎工序(步骤S12-1)，除了上述那样使用氢吸附粉碎以外，也可以在惰性气体氛围中使用捣磨机(stampmill)、颚式破碎机(jawcrusher)、布朗粉碎机(Braunmill)等粗粉碎机来进行。
另外，为了得到高磁特性，从粉碎工序(步骤S12)到烧结工序(步骤S15)的各个工序的氛围气体优选为低氧浓度。氧浓度由各个制造工序中的氛围气体的控制等来调节。如果各个制造工序的氧浓度高，则第1合金和第2合金的粉末中的稀土元素会氧化而生成R氧化物，在烧结中不会被还原且照原样地以R氧化物的形式析出于晶界，所得到的R-T-B系烧结磁体的Br降低。因此，例如优选令各个工序的氧的浓度为100ppm以下。
(微粉碎工序：步骤S12-2)
在对第1合金和第2合金实施粗粉碎之后，将所得到的第1合金和第2合金的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒径为数μm的左右(微粉碎工序(步骤S12-2))。由此，得到第1合金和第2合金的微粉碎粉末。通过将粗粉碎后的粉末进一步微粉碎，从而能够得到具有优选1μm以上且10μm以下、更优选3μm以上且5μm以下的颗粒的微粉碎粉末。
再有，在本实施方式中，以分别粉碎第1合金和第2合金来得到微粉碎粉末，但是也可以以在微粉末工序(步骤S12-2)中将第1合金和第2合金的粗粉碎粉末混合后来得到微粉碎粉末。
微粉碎可以通过一边适当调整粉碎时间等条件，一边使用气流研磨机、球磨机、振动研磨机、湿式磨矿机等微粉碎机并进行粗粉碎后的粉末的进一步粉碎来实施。气流研磨机是从狭小的喷嘴释放高压惰性气体(例如，N2气)并产生高速气流，通过该高速气流来加速第1合金和第2合金的粗粉碎粉末并使第1合金和第2合金的粗粉碎粉末彼此的碰撞或者与靶材(target)或容器壁的碰撞产生来进行粉碎的方法。
在对第1合金和第2合金的粗粉碎粉末进行微粉碎时，通过添加硬脂酸锌、油酸酰胺等粉碎助剂，从而能够得到在成型时取向性高的微粉碎粉末。
[混合工序：步骤S13]
在对第1合金和第2合金微粉碎后，在低氧氛围气体下混合各个微粉碎粉末(混合工序(步骤S13))。由此，得到混合粉末。低氧氛围气体作为例如N2气、Ar气氛围气体等惰性气体氛围气体而形成。第1合金粉末和第2合金粉末的调配比率优选以质量比为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比为90比10以上且97比3以下。
另外，在粉碎工序(步骤S12)中，将第1合金和第2合金一起进行粉碎的情况下的调配比率也与分别粉碎第1合金和第2合金的情况同样地，第1合金粉末和第2合金粉末的调配比率优选以质量比为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比为90比10以上且97比3以下。
在本实施方式中，第1合金和第2合金优选合金组成互相不同。例如与第1合金相比，第2合金含有更多Cu、Co。
第2合金所包含的Co的质量％优选为1％～80％，更优选为3％～60％。第1合金可以含有也可以不含有Co，但是在第1合金中包含Co的情况下，第1合金所包含的Co的质量％优选为1％以下。第2合金所包含的Cu的质量％优选为0.2％～20％，更优选为0.5％～10％。第1合金可以含有也可以不含有Cu，但是在第1合金中包含Cu的情况下，第1合金所包含的Cu的质量％优选为0.2％以下。
[成型工序：步骤S14]
在混合第1合金粉末和第2合金粉末之后，将混合粉末成型为目的形状(成型工序(步骤S14))。在成型工序(步骤S14)中，通过将第1合金粉末和第2合金粉末的混合粉末充填于被电磁铁包裹的模具内并进行加压，从而将混合粉末成型为任意的形状。此时，一边施加磁场一边进行成型，在通过施加磁场使原料粉末产生规定的取向且使晶轴取向的状态下在磁场中成型。由此而得到成型体。所得到的成型体取向于特定方向，因而能够得到磁性更强的具有各向异性的R-T-B系烧结磁体。
成型时的加压优选在30MPa～300MPa下进行。所施加磁场优选为950kA/m～1600kA/m。所施加的磁场并不限定于静磁场，也可以为脉冲磁场。另外，也可以兼用静磁场和脉冲磁场。
再有，作为成型方法，除了上述那样照原样地对混合粉末进行成型的干式成型以外，也可以适用使原料粉末分散于油等溶剂中的浆料进行成型的湿式成型。
对混合粉末进行成型而得到的成型体的形状并没有特别限定，例如长方体、平板状、柱状、环状等，可以根据所期望的R-T-B系烧结磁体的形状而制成任意的形状。
[烧结工序：步骤S15]
在磁场中成型，并将成型为目的形状而得到的成型体在真空或者惰性气体氛围中烧结，得到R-T-B系烧结磁体(烧结工序(步骤S15))。烧结温度需要根据组成、粉碎方法、粒度和粒度分布的不同等各项条件来调整，但是通过对成型体进行例如在真空中或者在惰性气体的存在下，以1000℃以上且1200℃以下加热1小时以上且10小时以下的热处理来进行烧成。由此，混合粉末产生液相烧结，并得到主相的体积比率提高的R-T-B系烧结磁体(R-T-B系磁体的烧结体)。在将成型体烧结后，出于使生产效率提高的观点，优选将烧结体进行急冷。
[时效处理工序：步骤S16]
在将成型体烧结后，对R-T-B系烧结磁体进行时效处理(时效处理工序(步骤S16))。烧成后，通过在低于烧成时的温度下保持所得到的R-T-B系烧结磁体的方法等，对R-T-B系烧结磁体实施时效处理。时效处理根据实施例如在700℃以上且900℃以下的温度下加热1小时到3小时并进一步在500℃至700℃的温度下加热1小时到3小时的2阶段加热、或者在600℃附近的温度下加热1小时到3小时的1阶段加热等时效处理的次数来调整适当的处理条件。通过这样的时效处理，从而能够使R-T-B系烧结磁体的磁特性提高。另外，时效处理工序(步骤S16)也可以在加工工序(步骤S18)或晶界扩散工序(步骤S19)之后进行。
[冷却工序：步骤S17]
在对R-T-B系烧结磁体实施时效处理之后，在Ar气体氛围中对R-T-B系烧结磁体进行急冷(冷却工序(步骤S17))。由此，能够得到本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体。冷却速度没有特别限定，优选为30℃/min以上。
[加工工序：步骤S18]
所得到的R-T-B系烧结磁体可以根据需要加工成所期望的形状(加工工序：步骤S18)。加工方法例如可以列举切断、研削等形状加工或滚筒研磨等倒角加工等。
[晶界扩散工序：步骤S19]
对加工后的R-T-B系烧结磁体的晶界，还可以具有进一步使重稀土元素扩散的工序(晶界扩散工序：步骤S19)。晶界扩散可以通过在用涂布或蒸镀等使含有重稀土元素的化合物附着于R-T-B系烧结磁体的表面之后进行热处理或者在含有重稀土元素蒸气的氛围气体中对R-T-B系烧结磁体进行热处理来实施。由此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力。
[表面处理工序：步骤S20]
由以上的工序得到的R-T-B系烧结磁体也可以实施镀层处理或树脂覆膜处理或氧化处理、化成处理等表面处理(表面处理工序(步骤S20))。由此，能够进一步提高耐蚀性。
再有，在本实施方式中，进行加工工序(步骤S18)、晶界扩散工序(步骤S19)、表面处理工序(步骤S20)，但是并不一定需要进行这些各个工序。
如此，制造本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，并结束处理。另外，通过进行着磁从而得到磁体产品。
通过以上所述得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体由于在晶界中具有R-Co-Cu-N浓缩部，因此具有优异的耐蚀性并且具有良好的磁特性。
在这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体用于电动机等旋转机用的磁体的情况下，由于耐蚀性高，因此能够长期使用，能够得到可靠性高的R-T-B系烧结磁体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体例如可以作为在转子表面安装磁体的表面磁体型(SurfacePermanentMagnet：SPM)电动机、如内转子型的无刷电动机那样的内部磁体嵌入型(InteriorPermanentMagnet：IPM)电动机、PRM(PermanentmagnetReluctanceMotor：永久磁体磁阻电动机)等磁体而适当地使用。具体而言，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体可以作为硬盘驱动器的硬盘旋转驱动用主轴电动机或音圈电动机、电动汽车或混合动力汽车用电动机、汽车的电动动力转向装置用电动机、工作设备的伺服电动机、移动电话的振动器用电动机、印刷机用电动机、发电机用电动机等用途而适当地使用。
<电动机>
接着，就将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体使用于电动机的优选的实施方式进行说明。在此，就将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体适用于SPM电动机的一个例子进行说明。图3是简略地表示SPM电动机的一个实施方式的结构的截面图，如图3所示，SPM电动机10在壳体11内具有圆柱状的转子12、圆筒状的定子13、以及旋转轴14。旋转轴14贯通转子12的横截面的中心。
转子12具有由铁材等构成的圆柱状的转子铁芯(铁芯)15、以规定间隔设置在该转子贴芯15外周面的多个永久磁体16、以及容纳永久磁体16的多个磁体插入狭缝17。对于永久磁体16，使用本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体。该永久磁体16以沿着转子12的圆周方向在各个磁体插入狭缝17内交替并排N极和S极的方式设置多个。由此，沿着圆周方向邻接的永久磁体16沿着转子12的直径方向产生互相相反方向的磁力线。
定子13在其筒壁(周壁)的内部的周方向上具有沿着转子12的外周面以规定间隔设置的多个定子铁芯18和节流阀19。该多个定子铁芯18以朝着定子13的中心并与转子12相对的方式设置。另外，在各个节流阀19内卷绕安装有线圈20。永久磁体16与定子铁芯18以相互相对的方式设置。
转子12与旋转轴14一起可旋转地设置在定子13内的空间内。定子13通过电磁作用将转矩赋给转子12，从而转子12在圆周方向上旋转。
SPM电动机10使用本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体作为永久磁体16。由于永久磁体16具有耐蚀性并且具有高的磁特性，因此SPM电动机10能够提高电动机的转矩特性等电动机的性能，能够长期具有高输出，在可靠性上优异。
[第2实施方式]
就本发明的第2实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的实施方式进行说明。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体与第1实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体相比较在以下几方面不同，部分省略共同部分的说明。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是具有R2T14B晶粒的R-T-B系烧结磁体，如图1B所示，具有由R2T14B晶粒构成的颗粒(主相)2，在由邻接的2个以上的颗粒2形成的晶界中具有亚浓缩部8。在亚浓缩部8中，R、O、C的浓度均高于颗粒2内。或者，在亚浓缩部8中，R、O、C和N的浓度均高于颗粒2内。
在本实施方式中，在晶界内的特别是在三相点6，在位于亚浓缩部8周围的晶界还具有R、Co、Cu、N的浓度均高于颗粒2内的R-Co-Cu-N浓缩部。亚浓缩部8主要形成在三相点6。R-Co-Cu-N浓缩部除了三相点6以外还可以形成在两颗粒界面4。再有，在两颗粒界面4，也可以残留矫顽力HcJ的表现所需要的富R相。
在本实施方式中，R-Co-Cu-N浓缩部存在于晶界区域与颗粒2的边界附近的晶界区域内即亚浓缩部8的周围。在没有亚浓缩部8的晶界区域中，R-Co-Cu-N浓缩部也可以存在于晶界区域的中央附近。
如果在亚浓缩部8中的R-O-C浓缩部，R、O、C作为主成分被包含，则还可以含有这些以外的成分。另外，如果在亚浓缩部8中的R-O-C-N浓缩部，R、O、C、N作为主成分被包含，则还可以含有这些以外的成分。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，需要包含一定量的氧(O)。一定量按其他参数等变化并作适当决定，但是氧量出于耐蚀性的观点优选为500ppm以上，出于磁特性的观点优选为2000ppm以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的碳(C)量根据其他参数等变化并作适当决定，如果碳量增加，则磁特性会降低，如果碳量少，则不形成R-O-C浓缩部(或者R-O-C-N浓缩部/下同)。因此，碳量优选为400ppm以上且3000ppm以下，更优选为400ppm以上且2500ppm以下，特别优选为400ppm以上且2000ppm以下。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，晶界的R-O-C浓缩部优选以R-O-C浓缩部中的相对于R原子的O原子的比率(O/R)满足下述式(1)的方式包含。即，(O/R)优选比化学计量比组成的R氧化物(R2O3、RO2、RO等)小。再有，在本说明书中，O原子相对于R原子的比率记为(O/R)。通过在晶界中存在(O/R)为规定范围内的R-O-C浓缩部，从而能够有效地抑制由水与R-T-B系烧结磁体中的R所致的腐蚀反应而产生的氢被吸附到内部的富R相，能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀向内部行进，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0<(O/R)<1……(1)
另外，(O/R)更优选满足下述式(2)。如果(O/R)小于0.41，则会有无法充分抑制由水与R-T-B系烧结磁体中的R所致的腐蚀反应而产生的氢向晶界吸附，并且R-T-B系烧结磁体的耐蚀性降低的倾向。另外，如果(O/R)大于0.70，则会有与主相颗粒的一致性变差并且矫顽力HcJ发生劣化的倾向。
0.41≤(O/R)≤0.70……(2)
(O/R)更优选满足下述式(3)。通过将(O/R)控制在下述式(3)的范围内，从而能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的耐蚀性。
0.50≤(O/R)≤0.70……(3)
另外，R-O-C浓缩部优选具有立方晶系的结晶结构。通过具有立方晶系的结晶结构，从而能够进一步抑制氢被晶界吸附，并且能够提高本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐蚀性。
作为R-O-C-N浓缩部所包含的R，优选包含RL(至少包含Nd、Pr任意一者或者两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb任意一者或者两者的稀土元素)。通过在R-O-C浓缩部中包含RL和RH两者，从而具有优异的耐蚀性并且能够进一步使磁特性提高。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够通过对R-T-B系原料合金添加规定量的与R-T-B系原料合金不同的成为氧源和碳源的原料，并且控制制造过程中的氛围气体中的氧浓度、氮浓度等制造条件来制造。
作为R-O-C浓缩部的氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为R-O-C浓缩部的碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包含石墨、碳黑等碳的粉末，或者由热分解而产生碳的有机化合物。另外，作为氧源也可以使用使表面部分氧化的金属颗粒，作为碳源也可以使用如铸铁等那样包含碳化物的金属颗粒。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的在晶界中形成的R-O-C浓缩部被认为通过以下那样生成。即，添加的氧源中所包含的M的氧化物其氧化物的标准生成自由能高于稀土元素R。因此，在R-T-B系原料合金中添加氧源和碳源并进行烧结，在制作烧结体时，M的氧化物被在烧结中所产生的富R的液相还原，并生成M单质和O。另外，在添加M’(碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素)作为碳源的碳化物时也同样地生成M’单质和C。认为一方面这些M、M’进入到R2T14B结晶或者富R相，另一方面O、C与富R相的一部分发生反应而作为R-O-C-N浓缩部析出于晶界特别是多晶晶界部。
在现有的R-T-B系烧结磁体中，也会由于在大气中进行成型时的原料粉的氧化等而包含O作为不可避免的杂质。但是，此时所包含的O由于原料粉中的稀土元素R发生氧化而成为R氧化物的形态，因此被认为在烧结过程中不被还原，且照原样地以R氧化物的形式析出于晶界。
另一方面，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在其制造的工序中，通过原料合金的粉碎、成型、烧结各个工序而控制到非常低的氧浓度(例如，100ppm以下左右)的氛围气体下进行，由此抑制R氧化物的形成。因此，可以认为，通过烧结工序的M氧化物的还原而产生的O与作为碳源添加的C一起以R-O-C浓缩部这样的形式析出于晶界。即，在现有的方法中，在晶界中R氧化物析出，但是在本实施方式的方法中抑制了晶界的R氧化物的形成，并且能够析出规定量的R-O-C浓缩部。
另外，可以认为，作为在晶界中所包含的物质，除了R-O-C浓缩部以外还存在有R浓度和C浓度高于R2T14B晶粒的R-C浓缩部、R浓和O浓度高于R2T14B晶粒的R-O浓缩部(包括R氧化物)等。另外，除了这些以外还存在有R浓度高于R2T14B晶粒的富R相。富R相为了表现矫顽力HcJ而需要有一定量，但优选R-C浓缩部和R-O浓缩部少。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是在晶界形成有R-O-C浓缩部和R-Co-Cu-N浓缩部的磁体，能够抑制氢被晶界吸附，并且能够抑制R的腐蚀行进到内部。因此，根据本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，能够具有优异的耐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法除了以下所示以外与第1实施方式相同。即，在本实施方式中，在混合粉末中添加到与原料合金不同的氧源和碳源。通过在混合粉末中添加规定量的与原料合金不同的氧源和碳源，从而能够在由所得到的R-T-B系烧结磁体的邻接的2个以上的R2T14B晶粒形成的晶界形成作为目的的R-O-C浓缩部。
作为氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为M，具体而言例如可以列举Al、Fe、Co、Zr等，但是并不限定于这些。另外，也可以使用使表面部分氧化后的金属颗粒。
作为碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包括石墨、碳黑等碳的粉末，或者由热分解而产生碳的有机化合物等。作为M’，具体而言例如可以列举Si、Fe等，但并不限定于此。另外，也可以如铸铁等那样使用包含碳化物的粉末。
氧源和碳源的添加方法并没有特别限定，但优选在混合微粉碎粉末时进行添加或者对微粉碎前的粗粉碎粉末进行添加。
再有，本发明并不限定于上述的实施方式，可以在本发明的范围内进行各种各样的改变。
实施例
以下，通过实施例来进一步更详细说明本发明，但是本发明并不限定于这些实施例。
(实施例1)
首先，以得到具有表1所示的磁体组成I的烧结磁体的方式由薄片连铸法来准备原料合金。由表1所示的组成来分别制作并准备主要形成磁体的主相的第1合金A、以及主要形成晶界的第2合金a两种作为原料合金。再有，在表1(后述的表2和表5～8也相同)中(bal.)表示令各合金的整体组成为100质量％的情况下的余量，(T.RE)表示稀土元素的总质量％。
[表1]
表1
接着，在对这些原料合金在室温下分别使氢被吸附之后，分别第1合金在Ar氛围气体下，第2合金在包含300ppm氮气的Ar氛围气体下，在600℃下进行1小时脱氢的氢粉碎处理(粗粉碎)。特别是通过在包含氮气的Ar氛围气体下对晶界相合金进行氢粉碎处理，从而使第2合金与氮发生反应。
再有，在本实施例中，在氧浓度不到50ppm的Ar氛围气体下进行从该氢粉碎处理至烧结为止的各个工序(微粉碎和成型)(以下的实施例和比较例中相同)。
接着，对各个合金，在氢粉碎后进行微粉碎之前在粗粉碎粉末中添加0.1质量％的硬脂酸锌作为粉碎助剂，并使用诺塔混合机(Nautamixer)进行混合。其后，使用气流粉碎机来进行微粉碎，并制成平均粒径为4.0μm左右的微粉碎粉末。
其后，使用诺塔混合机，并将第1合金的微粉碎粉末与第2合金的微粉碎粉末按95∶5的重量比例混合，调制R-T-B系烧结磁体的原料粉末即混合粉末。
将所得到的混合粉末填充于配置在电磁体中的模具内，在一边施加1200kA/m的磁场一边施加120MPa的压力的加压磁场中进行成型，得到成型体。
其后，将所得到的成型体在真空中在1060℃下保持4小时并进行烧成后，进行急冷，并得到具有表1所示的磁体组成I的烧结体(R-T-B系烧结磁体)。然后，将所得到的烧结体实施在850℃下1小时以及在540℃下2小时(均在Ar氛围气体下)的2阶段的时效处理，从而得到实施例1的R-T-B系烧结磁体。
(实施例2)
除了以得到具有表2所示的磁体组成II的烧结磁体的方式使用表2所示的组成的第2合金b作为原料合金以外，与实施例1同样地得到实施例2的R-T-B系烧结磁体。
[表2]
表2
(实施例3)
除了在调整R-T-B系烧结磁体的原料粉末即混合粉末时按95∶5的比例调配第1合金与第2合金，并进一步添加0.2％的氧化铝颗粒和0.02％的碳黑颗粒加以混合以外，与实施例1同样地得到实施例3的R-T-B系烧结磁体。
(比较例1)
除了将第2合金在氮气浓度为100ppm以下的Ar氛围气体下进行氢粉碎处理以外，与实施例1同样地得到比较例1的R-T-B系烧结磁体。
<评价>
[组成分析]
就由实施例1～3和比较例1得到的R-T-B系烧结磁体，通过荧光X射线分析法和感应耦合等离子体质量分析法(ICP-MS法)进行组成分析。其结果，能够确认，任一种R-T-B系烧结磁体均与采购的组成(表1和表2分别所示的组成)相一致。
[组织评价]
就由实施例1～3和比较例1得到的R-T-B系烧结磁体，用离子铣削来磨削截面的表面，在除去最外表面的氧化等影响之后，对R-T-B系烧结磁体的截面用EPMA(电子探针显微分析仪：ElectronProbeMicroAnalyzer)观察元素分布并进行分析。具体而言，就50μm见方的区域，进行Nd、Co、Cu和N各个元素的图谱分析(mappinganalysis)，并观察Nd、Co、Cu和N各个元素比主相晶粒浓地分布的部分。
其结果，能够确认，在实施例1～3的R-T-B系烧结磁体中，在晶界存在Nd、Co、Cu和N各个元素的浓度比主相晶粒内浓地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。但是，在比较例1的R-T-B系烧结磁体的晶界，无法确认R-Co-Cu-N浓缩部。
此外，就在晶界观察到R-Co-Cu-N浓缩部的实施例1～3的R-T-B系烧结磁体，分别再就R-Co-Cu-N浓缩部(5点)和主相的晶粒内(1点)进行EPMA的定量分析。将结果表示于表3中。
再有，表中的组成比是指令Nd、Fe、Co、Cu、N的总原子数为100时的各元素的比例。
[表3]
表3
如表3所示，能够确认，在EPMA的定量分析中，在实施例1～3的R-T-B系烧结磁体的晶界中也存在Nd、Fe、Co、Cu、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。
另外，图4A和图4B表示在分别用EPMA分析实施例1和实施例3中的晶界附近时的各元素的特性X射线强度分布。在图4A和图4B中，横轴表示晶界附近的各个测定位置，图4A的横轴是对应于沿着图1A的测定点α1～α7的测定位置。另外，图4B的横轴是对应于沿着图1B的测定点β1～β7的测定位置。在这图4A和图4B中，纵轴表示各个元素的特性X射线强度。在此所示的特性X射线强度的值与在前述定量分析中所测定到的各个元素的浓度不同，并且还包含测定时的背景等，因而并不一定是正确表示各个元素浓度的指标，但是将各个元素的测定位置之间的浓度大小相对比较是可能的。另外，图4A和图4B是汇总各个测定位置上的各个元素的特性X射线强度而记载的图，并不表示各个元素之间的组成比。
如图4A所示，在实施例1中确认，在晶界相中存在Nd、Co、Cu、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。再有，如图4A所示，在主相晶粒内与晶界相的边界，Fe的浓度变化大，在晶界相Fe的浓度低。
另外，如图4B所示，在实施例3中确认，在晶界相中存在Nd、C、O、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-O-C浓缩部或者R-O-C-N浓缩部)，并且在位于其周围的晶界相内，在与主相晶粒的界面附近存在Nd、Co、Cu、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。再有，如图4B所示，在主相晶粒内与晶界相的边界，Fe的浓度变化大，在晶界相Fe的浓度低。
[磁特性]
使用B-H示踪仪来测定由实施例1～3和比较例1得到的R-T-B系烧结磁体的磁特性。作为磁特性，测定剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。将结果表示于表4中。
[耐蚀性]
将由实施例1～3和比较例1得到的R-T-B系烧结磁体加工成13mm×8mm×2mm的板状。将该板状磁体在120℃、2个大气压、相对湿度为100％的饱和水蒸气氛围中放置200小时，评价由于腐蚀而引起的重量减少量。将结果表示于表4中。
[表4]
表4
如表4所示，确认实施例1～3的R-T-B系磁体具有与比较例1的R-T-B系烧结磁体同等的磁特性，并且与比较例1的磁体相比较均是耐蚀性有大幅度提高。
(实施例4)
除了以得到具有表5所示的磁体组成III的烧结磁体的方式使用表5所示的组成的第1合金C和第2合金c作为原料合金以外，与实施例1同样地得到实施例4的R-T-B系烧结磁体。
[表5]
表5
(实施例5)
除了以得到具有表6所示的磁体组成IV的烧结磁体的方式使用表6所示的组成的第1合金D和第2合金d作为原料合金以外，与实施例1同样地得到实施例5的R-T-B系烧结磁体。
[表6]
表6
(实施例6)
除了以得到具有表7所示的磁体组成V的烧结磁体的方式使用表7所示的组成的第1合金E和第2合金e作为原料合金以外，与实施例1同样地得到实施例6的R-T-B系烧结磁体。
[表7]
表7
(实施例7)
除了以得到具有表8所示的磁体组成VI的烧结磁体的方式使用表8所示的组成的第1合金F和第2合金f作为原料合金以外，与实施例1同样地制得实施例7的R-T-B系烧结磁体。
[表8]
表8
(比较例2)
除了将第2合金c在氮气浓度为100ppm以下的Ar氛围气体下进行氢粉碎处理以外，与实施例4同样地得到比较例2的R-T-B系烧结磁体。
(比较例3)
除了将第2合金d在氮气浓度为100ppm以下的Ar氛围气体下进行氢粉碎处理以外，与实施例5同样地得到比较例3的R-T-B系烧结磁体。
(比较例4)
除了将第2合金e在氮气浓度为100ppm以下的Ar氛围气体下进行氢粉碎处理以外，与实施例6同样地得到比较例4的R-T-B系烧结磁体。
(比较例5)
除了将第2合金f在氮气浓度为100ppm以下的Ar氛围气体下进行氢粉碎处理以外，与实施例7同样地得到比较例5的R-T-B系烧结磁体。
<评价>
[组成分析]
就由实施例4～7和比较例2～5得到的R-T-B系烧结磁体，通过荧光X射线分析法和感应耦合等离子体质量分析法(ICP-MS法)进行组成分析。其结果，能够确认为任一种R-T-B系烧结磁体均与采购的组成(表5～表8分别所示的组成)相一致。
[组织评价]
就由实施例4～7和比较例2～5得到的R-T-B系烧结磁体，用离子铣削来磨削截面的表面，在除去最外表面的氧化等影响之后，将R-T-B系烧结磁体的截面用EPMA(电子探针显微分析仪：ElectronProbeMicroAnalyzer)观察元素分布，并进行分析。具体而言，就50μm见方的区域进行Nd、Co、Cu和N各个元素的图谱分析(mappinganalysis)，并观察Nd、Co、Cu以及N各个元素比主相晶粒浓地分布的部分。
其结果，确认在实施例4～7的R-T-B系烧结磁体中，在晶界存在Nd、Co、Cu、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。但是，在比较例2～5的R-T-B系烧结磁体的晶界，无法确认R-Co-Cu-N浓缩部。
此外，就在晶界中观察到R-Co-Cu-N浓缩部的实施例4～7的R-T-B系烧结磁体，分别再就R-Co-Cu-N浓缩部(5点)和主相的粒内(1点)使用EPMA的定量分析。将结果表示于表9中。
此外，表中的组成比是指令Nd、Pr、Dy、Tb、Fe、Co、Cu、N的总原子数为100时的各元素的比例。
[表9]
表9
如图9所示，确认在EPMA的定量分析中，在实施例4～7的R-T-B系烧结磁体的晶界也存在R(Nd+Pr+Dy+Tb的总计)、Co、Cu、N各个元素的浓度比主相晶粒内高地分布的部分(R-Co-Cu-N浓缩部)。
[磁特性]
使用B-H示踪仪来测定由实施例4～7和比较例2～5得到的R-T-B系烧结磁体的磁特性。作为磁特性，测定剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。将结果表示于表10中。
[耐蚀性]
将由实施例4～7和比较例2～5得到的R-T-B系烧结磁体加工成13mm×8mm×2mm的板状。将该板状磁体在120℃、2个大气压、相对湿度为100％的饱和水蒸气氛围中放置200小时，评价由于腐蚀而引起的重量减少量。将结果表示于表10中。
[表10]
表10
如表10所示，确认实施例4～7的R-T-B系磁体具有与比较例2～5的R-T-B系烧结磁体同等的磁特性，并且与比较例2～5的磁体相比较均是耐蚀性有大幅度提高。

Claims (5)

1.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
是具有R2T14B晶粒的R-T-B系烧结磁体，
在由邻接的2个以上的所述R2T14B晶粒形成的晶界中，具有R、Co、Cu、N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-Co-Cu-N浓缩部。
2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
在所述晶界中，还具有R、O和C的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-O-C浓缩部。
3.如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
在所述晶界中，所述R-Co-Cu-N浓缩部形成在所述R-O-C浓缩部的周围。
4.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
在所述晶界中，还具有R、O、C和N的浓度均高于所述R2T14B晶粒内的R-O-C-N浓缩部。
5.如权利要求4所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
在所述晶界中，所述R-Co-Cu-N浓缩部形成在所述R-O-C-N浓缩部的周围。
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