CN105431915B - R-t-b系烧结磁铁以及电机 - Google Patents

R-t-b系烧结磁铁以及电机 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种即使相比现有技术大幅度地降低Dy、Tb等重稀土元素的使用量或者不使用的情况下也能抑制高温退磁率的R‑T‑B系烧结磁铁。本发明所涉及的R‑T‑B系烧结磁铁为具有R2T14B晶粒和R2T14B晶粒间的二颗粒晶界部的R‑T‑B系烧结磁铁，其特征在于存在R‑Co‑Cu‑M‑Fe相(M：选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部。

Description

R-T-B系烧结磁铁以及电机
技术领域
本发明涉及R-T-B系烧结磁铁，进一步具体而言涉及控制了R-T-B系烧结磁铁的微结构的R-T-B系烧结磁铁以及电机。
背景技术
由于以Nd-Fe-B系烧结磁铁为代表的R-T-B系烧结磁铁(R表示稀土元素，T表示以Fe为必需元素的一种以上的铁族元素，B表示硼)具有高的饱和磁感应强度，因此，对使用机器的小型化和高效化有利，可以利用于硬盘驱动器的音圈电机等。近年来，也适用于各种工业用电机或混合动力汽车的驱动电机等，并且从节能等的观点出发，希望在这些领域中进一步普及。可是，在R-T-B系烧结磁铁在混合动力汽车等中的应用中，由于磁铁暴露于比较高的温度下，因此，抑制由热造成的高温退磁变得重要。对于抑制该高温退磁，众所周知充分提高R-T-B系烧结磁铁的室温下的矫顽力(Hcj)是有效的方法。
例如，作为提高Nd-Fe-B系烧结磁铁室温下的矫顽力的方法，已知有用Dy、Tb等重稀土元素置换作为主相的Nd2Fe14B化合物的一部分Nd的方法。通过用重稀土元素置换一部分Nd，可以提高磁晶各向异性，其结果，可以充分提高Nd-Fe-B系烧结磁铁在室温下的矫顽力。除了通过重稀土元素的置换以外，添加Cu元素等对提高室温下的矫顽力也有效(专利文献1)。通过添加Cu元素，该Cu元素在制造工序中在晶界中形成例如Nd-Cu液相，由此晶界变得平滑，抑制反向磁畴的产生。
另一方面，在专利文献2和专利文献3中公开了控制作为R-T-B系烧结磁铁的微细结构的晶界相来提高矫顽力的技术。由这些专利文献中的附图可知，这里所说的晶界相是存在于由三个以上的主相结晶颗粒所围的晶界(即三叉晶界)中的晶界相。在专利文献2中公开了构成Dy浓度不同的二种三叉晶界相的技术。即，公开了不提高整体的Dy浓度，通过在三叉晶界形成一部分Dy浓度高的晶界相，从而能够对磁畴的反转具有高阻力。在专利文献3中公开了在三叉晶界形成稀土元素的合计原子浓度不同的第1、第2、第3的三种晶界相，使第3晶界相的稀土元素的原子浓度比其它二种晶界相中的浓度低，并且使第3晶界相的Fe元素的原子浓度比其它二种晶界相中的浓度高的技术。由此，在晶界中形成以高浓度含有Fe的第3晶界相，这可以带来提高矫顽力的效果。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-327255号公报
专利文献2：日本特开2012-15168号公报
专利文献3：日本特开2012-15169号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
在100℃～200℃这样的高温环境下使用R-T-B系烧结磁铁的情况下，室温下的矫顽力的值也是有效的指标之一，实际暴露于高温环境下也不退磁，或者退磁率小很重要。用Tb或Dy等重稀土元素置换作为主相的R2T14B化合物的一部分R的组成使矫顽力大幅度提高，对于高矫顽力化是简便的方法，但是由于Dy、Tb等重稀土元素受限于产地、产量，因此，有资源的问题。伴随着置换，也不能避免例如由于Nd和Dy的反铁磁耦合而造成的剩余磁感应强度(Br)的减少。上述Cu元素的添加等对矫顽力的提高虽然是有效的方法，但是为了扩大R-T-B系烧结磁铁的应用领域，希望进一步抑制高温退磁(由于暴露于高温环境下而造成的退磁)。
为了提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力，除了上述添加Cu的方法以外，众所周知控制作为微细结构的晶界很重要。晶界中有形成于邻接的二个主相结晶颗粒间的所谓的二颗粒晶界部、和上述的三个以上的主相结晶颗粒所围的所谓的三叉晶界。
对于提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力，切断作为主相的R2T14B结晶颗粒间的磁耦合很重要。如果能够使各主相结晶颗粒磁孤立，则即使在某个结晶颗粒中产生反向磁畴，也不会对邻接结晶颗粒产生影响，从而可以提高矫顽力。本申请发明者们认为为了对R-T-B系烧结磁铁赋予该邻接结晶颗粒间的磁切断效果，二颗粒晶界部的控制比上述三叉晶界的控制更重要，并对各种现有的R-T-B系烧结磁铁进行了研讨。其结果认识到，在现有的R-T-B系烧结磁铁的二颗粒晶界部中存在磁耦合的切断的程度尚不充分的技术问题。即，现有的形成于二个R2T14B主相结晶颗粒间的二颗粒晶界部薄至2～3nm，不产生充分的磁耦合的切断效果。认为极度地加厚二颗粒晶界部就可以得到充分的磁耦合切断效果，而为了加厚二颗粒晶界部需要增加原料合金组成的R比率。然而，虽然随着R比率提高矫顽力会提高，不过如果过量提高R比率，则烧结时主相结晶颗粒晶粒生长，矫顽力反而降低。因此，仅增加R量效果还是有限的。
本发明是鉴于上述情况完成的发明，目的在于提供一种通过控制R-T-B系烧结磁铁的微细结构的二颗粒晶界部，从而提高了高温退磁率抑制的R-T-B系烧结磁铁，以及具备该R-T-B系烧结磁铁的电机。
解决技术问题的手段
因此，本申请发明者们对能够格外地提高高温退磁率的抑制的二颗粒晶界部进行了专门研讨，结果完成了以下的发明。
本发明所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于具有R2T14B晶粒和R2T14B晶粒间的二颗粒晶界部，存在R-Co-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部。
另外，上述R-T-B系烧结磁铁优选具有R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部和R-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部，并且如果将R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用A表示，将R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用B表示，则A>B。
进一步优选，上述R-Co-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部的厚度为5～500nm。
在本发明所述的R-T-B系烧结磁铁中具有以下特征：通过使形成于R2T14B结晶颗粒间的二颗粒晶界部的宽度比现有观测的宽度更宽，并且用非磁性或磁性极弱的材料构成二颗粒晶界部，从而具有格外地提高切断R2T14B结晶颗粒间的磁耦合的效果。二颗粒晶界部是在相邻接的两个R2T14B结晶颗粒之间通过晶界相形成的部分。如上所述，不降低磁特性而通过增加原料合金组成的R量的比率来加厚二颗粒晶界部的宽度中存在界限，相对于此，上述R-Co-Cu-M-Fe相可以形成厚度为5～500nm的二颗粒晶界部。进一步，虽然上述R-Co-Cu-M-Fe相中含有Fe和Co，然而认为Fe和Co的量的合计为40原子％的显著低，磁化及其小。因此，能够有效地进行R2T14B结晶颗粒间的磁耦合的切断，因此能够改善矫顽力，并且抑制高温退磁。
另一方面，上述R-Cu-M-Fe相中实质上不含Co，含有65～90原子％的Fe，并且含有1％左右的Cu，从这一点来看组成上也与R-Co-Cu-M-Fe相大为不同，具有形成几nm程度的薄的二颗粒晶界部的性质。如果上述形成R-Co-Cu-M-Fe相的二颗粒晶界部增加，则有矫顽力改善且高温退磁抑制的倾向。但是，如果过量存在不仅没有进一步改善，反而会由于主相比率的降低导致剩余磁通密度Br的降低。因此，通过取得R-Co-Cu-M-Fe相的量和R-Cu-M-Fe相量的平衡，从而能够抑制剩余磁通密度的降低并且良好地抑制高温退磁。
本发明进一步提供具备上述本发明的R-T-B系烧结磁铁的电机。本发明的电机具备上述本发明的R-T-B系烧结磁铁，从而即便在高温的严苛条件下使用也难以引起R-T-B系烧结磁铁的高温退磁，因此，能够得到输出难以降低的可靠性高的电机。
发明的效果
通过本发明可以提供一种高温退磁率小的R-T-B系烧结磁铁，并且可以提供一种能够适用于在高温环境下使用的电机等的R-T-B系烧结磁铁。另外，根据本发明，通过具备这样的R-T-B系烧结磁铁，可以提供一种输出难以降低的可靠性高的电机。
附图说明
[图1]是示意性表示本发明所述的R-T-B系烧结磁铁的主相结晶颗粒、以及二颗粒晶界部的截面图。
[图2]是说明二颗粒晶界部的组成分析点以及宽度的测定方法的示意图。
[图3]是简要地表示电机的一个实施方式的构成的截面图。
具体实施方式
以下，一边参照附图一边说明本发明的优选实施方式。另外，本发明中所说的R-T-B系烧结磁铁是含有R2T14B主相结晶颗粒和二颗粒晶界部的烧结磁铁，并且R含有一种以上的稀土元素，T含有以Fe作为必需元素的一种以上的铁族元素，并且含有B，进一步包括还添加了各种公知的添加元素的烧结磁铁。
图1是示意性地表示本发明所涉及的实施方式的R-T-B系烧结磁铁的截面结构的图。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁至少包含R2T14B主相结晶颗粒1和形成于邻接的R2T14B主相结晶颗粒1之间的二颗粒晶界部2。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的特征在于，存在由R-Co-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部。另外，上述R-T-B系烧结磁铁具有R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部和R-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部，并且如果将R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用A表示，将R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用B表示，则优选A>B。进一步，上述R-Co-Cu-M-Fe相(M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种)形成的二颗粒晶界部的厚度优选为5～500nm。
图2是具体表示本实施方式中的测定二颗粒晶界部的宽度以及组成的方法的示意图。在邻接的R2T14B主相结晶颗粒1之间形成有二颗粒晶界部2和三叉晶界3。关注成为测定对象的二颗粒晶界部2，确定该二颗粒晶界部和与其相连的三叉晶界3的边界2a、2b。由于该边界2a、2b附近不是测定对象，因此可以不那么准确。将其之间4等分，引出3根等分线。将该3条等分线的位置作为二颗粒晶界部宽度的测定点，并得到3个测定值。关注任意选择的20处的二颗粒晶界部进行该测定，并测定共计60个测定点的厚度(宽度)。
另外，在上述20处的二颗粒晶界部，在二等分边界2a和2b的线上的二颗粒晶界部的宽度方向的中点2c进行组分分析。组成分析之后，进行相的分类并合计。存在于二颗粒晶界部的晶界相的组成的分类按照以下说明的各相的组成的特征进行。首先，R-Co-Cu-M-Fe相的组成的特征在于，R的合计为40～70原子％，Co为1～10原子％，Cu为5～50原子％，M含有1～15原子％，Fe含有1～40原子％。R-Cu-M-Fe相的组成的特征在于，R的合计为10～20原子％，Co小于0.5原子％，Cu小于1原子％，M含有1～10原子％，Fe含有65～90原子％。
在本实施方式中的二颗粒晶界部中，在上述R-Co-Cu-M-Fe相和上述R-Cu-M-Fe相之外，可能含有R6T13M相和R相。R6T13M相的特征在于R的合计为26～30原子％，Co小于2原子％，并且含有M 1～10原子％，余量含有Fe以及其它元素60～70原子％。R相的特征为R的合计为90原子％以上。
在上述构成元素以外，向R-T-B系烧结磁铁中有意添加的元素、或者不可避免的杂质等为少量，例如检测出小于数％的也可以按照上述的特征分类。尽管如此，不相当于这些中的任一种的也可以作为其它相处理。
构成本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的R2T14B主相结晶颗粒中，作为稀土元素R可以是轻稀土元素、重稀土元素或者两者的组合的任一种，从材料成本的观点出发，优选为Nd、Pr或者这两者的组合。作为铁族元素T，优选Fe或者Fe和Co的组合，不过不限定于这些。另外，B表示硼。在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，各元素相对于总质量的含量分别如下。另外，在本说明书中，质量％与重量％是相同的单位。
R：25～35质量％、
B：0.5～1.5质量％、
M：0.01～1.5质量％、
Cu：0.01～1.5质量％、
Co：0.3～3.0质量％、
Al：0.03～0.6质量％、
Fe：实质上为余量，以及
占余量的元素中的Fe以外的元素的合计含量：5质量％以下。
进一步优选为：
R：29.5～33.1质量％、
B：0.75～0.95质量％、
M：0.01～1.0质量％、
Cu：0.01～1.5质量％、
Co：0.3～3.0质量％、
Al：0.03～0.6质量％、
Fe：实质上是余量，以及，
占余量的元素中的Fe以外的元素的合计含量：5质量％以下。
如果在该组成范围内，则容易形成R-Co-Cu-M-Fe相。
以下，针对各元素的含量或原子比等条件进行更详细地说明。
本实施方式所述的R-T-B系烧结磁铁的R的含量为25～35质量％。作为R含有重稀土元素的情况下，包括重稀土元素在内的稀土元素的合计的含量成为该范围。重稀土元素是指稀土元素中原子序号大的元素，通常对应于从64Gd到71Lu的稀土元素。如果R的含量在该范围内，则有得到高剩余磁通密度以及矫顽力的倾向。如果R的含量比这个少，则难以形成作为主相的R2T14B相，容易形成具有软磁性的α-Fe相，其结果矫顽力降低。另一方面，如果R的含量比这个多，则R2T14B相的体积比率降低，剩余磁通密度降低。另外，在制造过程的烧结工序中，烧结开始温度极端降低并且晶粒容易生长。进一步优选R的含量的范围为29.5～33.1质量％。
作为R一定含有Nd和Pr的任一种，不过R中的Nd和Pr的比例以Nd和Pr的合计计为80～100原子％，进一步优选为95～100原子％。如果在这样的范围内，则能够得到更加良好的剩余磁通密度和矫顽力。如上所述，R-T-B系烧结磁铁中，作为R可以含有Dy、Tb、Ho等的重稀土元素，在这种情况下，R-T-B系烧结磁铁的全部质量中的重稀土元素的含量以重稀土元素的合计计为1.0质量％以下，进一步优选为0.5质量％以下，更加优选为0.1质量％以下。通过本实施方式的R-T-B系烧结磁铁，即便这样减少重稀土元素的含量，通过使其它元素的含量以及原子比满足特定的条件，可以得到良好的高矫顽力。
本实施方式中所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有B。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，更加优选为0.75质量％以上且0.95质量％以下。如果B的含量小于0.5质量％，则有矫顽力HcJ降低的倾向。另外，如果B的含量超过1.5质量％，则有剩余磁通密度Br降低的倾向。特别地，在B的含量为0.75质量％以上且0.95质量％以下的范围内时，容易形成R-Co-Cu-M-Fe相。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有Co。Co的含量优选为0.3质量％以上且3.0质量％以下。添加的Co存在于主相结晶颗粒、三叉晶界、二颗粒晶界部的任一者中，居里温度提高之外，晶界相的耐腐蚀性也提高。进一步，通过由R-Co-Cu-M-Fe相形成二晶界颗粒部，从而可以抑制高温退磁。Co可以在合金制作时添加，也可以使之通过后述的晶界扩散和Cu、M等一起或者单独地在烧结体内扩散而含有。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有Cu。作为Cu的添加量，优选为整体的0.01～1.5质量％，进一步优选为0.05～1.5质量％。通过使添加量在该范围，可以几乎使Cu仅不均匀地存在于三叉晶界以及二颗粒晶界部。不均匀地存在于三叉晶界以及二颗粒晶界部的Cu通过形成R-Co-Cu-M-Fe相，可以抑制高温退磁。Cu可以在合金制作时添加，也可以使之通过后述的晶界扩散而和Co、M等一起或者单独地在烧结体内扩散而含有。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁进一步含有M。M表示选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种，通过含有M，从而二颗粒晶界部的R-Co-Cu-M-Fe相容易形成。M的优选含量为0.01～1.5质量％。如果M的含量少于该范围，则高温退磁的抑制不充分，即便比该范围多，高温退磁并没有进一步改善，反而饱和磁化降低，从而剩余磁通密度不充分。为了进一步良好地得到高温退磁抑制以及剩余磁通密度，M的含量进一步优选为0.1～1.0质量％。M可以在合金制作时添加，也可以通过后述的晶界扩散使之与Co、Cu等一起或者单独地在烧结体内扩散而含有。M中特别优选Ga。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁优选含有Al。通过含有Al，可以改善得到的磁铁的高矫顽力、高耐腐蚀性化、温度特性。优选Al的含量为0.03质量％以上且0.6质量％以下，进一步优选为0.05质量％以上且0.25质量％以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁在上述各元素之外，含有Fe以及其它元素，Fe以及其它元素在R-T-B系烧结磁铁的总质量中，占除了合计上述各元素的含量的余量。但是，为了R-T-B系烧结磁铁充分起到作为磁铁的功能，在占余量的元素中，Fe以外的元素的合计含量相对于R-T-B系烧结磁铁的总质量优选为5质量％以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的C的含量为0.05～0.3质量％。如果C的含量少于该范围，则剩余磁通密度不充分，如果多于该范围，则磁化为剩余磁通密度的90％时的磁场的值(Hk)相对于矫顽力的比率、即，矩形比(Hk/矫顽力)不充分。为了更良好地得到矫顽力以及矩形比，C的含量优选为0.1～0.25质量％。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中的O的含量优选为0.05～0.25质量％。如果O的含量比该范围少，则R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性不充分，如果多于该范围，则R-T-B系烧结磁铁中液相不能充分形成，矫顽力降低。为了进一步良好地得到耐腐蚀性以及矫顽力，O的含量进一步优选为0.05～0.20质量％。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中，作为其它元素，例如可以含有Zr。在这种情况下，Zr的含量在R-T-B系烧结磁铁的全部质量中优选为0.01～1.5质量％以下。Zr可以抑制在R-T-B系烧结磁铁的制造过程中的晶粒的异常生长，通过使得到的烧结体(R-T-B系烧结磁铁)的组织均匀且微细，从而可以提高磁特性。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中，作为上述以外的构成元素，可以含有Mn、Ca、Ni、Cl、S、F等不可避免的杂质0.001～0.5质量％左右。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的N含量优选为0.15质量％以下。如果N的含量比该范围多，则有矫顽力不充分的倾向。
说明本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的制造方法的一个例子。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结可以通过通常的粉末冶金法制造，该粉末冶金法具有调制原料合金的调制工序、粉碎原料合金从而得到原料微粉末的粉碎工序、成型原料微粉末制作成型体的成型工序、烧结成型体以得到烧结体的烧结工序、以及对烧结体进行时效处理的热处理工序。
调制工序是调制具有本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁所含的各元素的原料合金的工序。首先，准备具有规定的元素的原料金属，使用它们进行薄带连铸法(stripcasting method)等。由此可以调制原料合金。作为原料金属，例如可以列举稀土类金属或稀土类合金、纯铁、纯钴、硼铁、或者这些的合金。使用这些原料金属，以得到具有所希望的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式调制原料合金。或者，也可以分别制作组成接近R2T14B的第1合金和主要增加了R或添加物量的第2合金的2种合金，在后述的微粉碎工序之前或者之后混合。另外，将组成和第2合金不同的增加了R或添加物量的合金作为第3合金，进一步将和第2合金、第3合金组成不同的增加了R或添加物量的合金作为第4合金，从而将其在后述的微粉碎工序之前或者之后与第1合金混合。为了在晶界中促进R-Co-Cu-M-Fe相的生成，例如将以原子％计，80％Nd-20％Co、70％Nd-30％Cu、80％Nd-20％Ga等的共晶合金作为第2、第3、第4合金与第1合金混合来使用。
粉碎工序是将调制工序中得到的原料合金粉碎得到原料微粉末的工序。该工序优选以粗粉碎工序和微粉碎工序这2阶段进行，也可以为1阶段。粗粉碎工序可以使用例如捣碎机、颚式破碎机、布朗粉碎机(Brown mill)等，可以在惰性气体气氛中进行。也可以进行使氢吸附后进行粉碎的氢粉碎。在粗粉碎工序中，将原料合金粉碎至粒径为数百μm至数mm左右。
微粉碎工序是将粗粉碎工序中得到的粗粉末微粉碎，调制平均粒径为数μm左右的原料微粉末。原料微粉末的平均粒径可以考虑烧结后的结晶颗粒的生长情况来设定。微粉碎可以使用例如气流粉碎机(jet mill)来进行。
成型工序是在磁场中将原料微粉末成型调制成型体的工序。具体来说，将原料微粉末填充于配置于电磁铁中的模具内之后，通过电磁铁施加磁场使原料微粉末的结晶轴取向，并且通过对原料微粉末进行加压来进行成型。该磁场中的成型可以在例如1000～1600kA/m的磁场中在30～300MPa左右的压力下进行。
烧结工序是将成型体烧成得到烧结体的工序。在磁场中成型之后，可以将成型体在真空或者惰性气体气氛中烧成，得到烧结体。烧成条件优选根据成型体的组成、原料微粉末的粉碎方法、粒度等条件来适当设定，例如可以在1000℃～1100℃下进行1～12小时左右。另外，在调制工序中使用了以原子％计为80％Nd-20％Co、70％Nd-30％Cu、80％Nd-20％Ga等的共晶合金作为第2合金、第3合金、第4合金的情况下，以从各共晶合金生成的液相彼此之间容易反应的方式在烧结工序中升温过程中，慢慢升温至具有各共晶合金的熔点的500～900℃的温度区域，从而促进R-Co-Cu-M-Fe相的生成。升温速度可以一边考虑组成和微细结构一边控制。
热处理工序是对烧结体进行时效处理的工序。经过该工序之后，确定形成于邻接的R2T14B主相结晶颗粒间的二颗粒晶界部的宽度及形成于二颗粒晶界部的晶界相的组成。然而，这些微细结构不是仅由该工序控制，而是兼顾上述烧结工序的各条件以及原料微粉末的状况来确定。因此，可以一边考虑热处理条件与烧结体的微细结构的关系，一边确定热处理温度和时间。热处理可以在500℃～900℃的温度范围内进行，也可以在800℃附近进行热处理后在550℃附近进行热处理这样分2阶段进行。通过分别设定原料合金组成和上述的烧结条件以及热处理条件，可以控制二颗粒晶界部的宽度。这里作为二颗粒晶界部的宽度的控制方法叙述了热处理工序的一个例子，不过根据如表1所记载的组成主要因素，也可以控制二颗粒晶界部的宽度。
在本发明中，可以通过晶界扩散法在制作了烧结体之后将形成R-Co-Cu-M-Fe相的R、Co、Cu、M、Fe的各元素导入烧结体内。通过使用晶界扩散法，可以使Co、Cu、M高浓度地分布于含有三叉晶界和二颗粒晶界部的晶界中，认为有利于R-Co-Cu-M-Fe相的形成。特别地，由于Co固溶于R2T14B主相颗粒，通过使用将晶界作为通道使元素扩散于烧结体内的晶界扩散法，从而抑制固溶于主相内，可以提高晶界中的Co、Cu、Ga的浓度。
晶界扩散法已知有将扩散元素做成蒸汽，或者将固体的扩散材料粉末附着于烧结体的表面从而进行热处理的方法，可以使用任一种方法。在使用蒸汽的方法中，需要适当调整蒸汽的浓度，在使用扩散粉末的情况下，需要适当调整扩散粉末的附着量。扩散热处理的条件优选在550℃～1000℃下进行1～24小时左右。在该温度区域中，三叉晶界或者二颗粒晶界部的晶界相成为液相从而渗出于烧结体表面。扩散元素通过渗出的液相，供给到烧结体内。
由于R、Fe在烧结体内富含，因此，可以仅使Co、Cu、M进行晶界扩散。Co、Cu、M都在富R侧具有共晶组成，熔点都比较低。熔融的扩散材料可以对从烧结体渗出的液相中高效地供给扩散元素。例如，R-Co、R-Cu、R-M的共晶合金熔点低，可以将它们用于扩散材料中。在此情况下，也可以使用R-Co、R-Cu、R-M的混合粉末进行扩散。晶界扩散热处理可以一次性扩散全部的必需元素，不过优选根据元素分成多次在不同的热处理中使之扩散。在导入中、以及导入后的热处理对于二颗粒晶界部的形成特别重要，不过如上所述，可以一边考虑热处理条件和烧结体的微细结构的关系，一边设定热处理温度以及时间。
通过以上的方法，可以得到本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁，不过R-T-B系烧结磁铁的制造方法不限定于上述方法，可以适当变更。
接下来，针对本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的高温退磁率的评价进行说明。作为评价用样品形状不特别限定，不过，在本实施方式中，作为例子，使用了10mm×10mm×4mm的长方体形状的R-T-B系烧结磁铁。R2T14B结晶颗粒的c轴的取向方向为垂直于10mm×10mm的宽面的方向。首先，在室温(25℃)下进行5T的脉冲磁化之后测定样品的剩余磁通，将其作为B0。剩余磁通例如可以通过磁通计等进行测定。接下来，将样品高温暴露于130℃下2小时，并恢复至室温。一旦样品温度恢复到室温，则再次测定剩余磁通，将其作为B1。这样，高温退磁率D被评价为：
D＝(B1-B0)/B0×100(％)。
在本实施方式中，进行使用了扫描透射型电子显微镜(STEM)的观察从而特定图2中的二颗粒晶界部的中点2c的位置，并且测定二颗粒晶界部的厚度。进一步，通过使用了附属于STEM的能量分散型X射线分光装置(STEM-EDS)的点分析，算出二颗粒晶界部的中点2c中的各元素的含有比例，作为存在于二颗粒晶界部的晶界相的组成。
这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁在用于电机等旋转机用的磁铁的情况下，因为难以引起高温退磁，因此可以制作难以降低输出的可靠性高的电机等的旋转机。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁例如能够适宜用作在转子表面安装有磁铁的表面磁铁型(Surface Permanent Magnet：SPM)电机、如内转子型的无刷电机那样的内部磁铁嵌入型(Interior Permanent Magnet：IPM)电机、PRM(永久磁铁磁阻电机，Permanentmagnet Reluctance Motor)等磁铁。具体来说，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁适宜用作硬盘驱动器的硬盘旋转驱动用主轴电机或音圈电机、电动车或混合动力轿车用电机、汽车的电动动力转向装置用电机、工作机械的伺服电机、手机的振动器用电机、印刷机用电机、发电机用电机等用途。
<电机>
接下来，对将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁用于电机的优选的实施方式进行说明。在此，针对将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁应用于SPM电机的一个例子进行说明。图3是简略地表示SPM电机的一个实施方式的构成的截面图。如图3所示，SPM电机10在壳体11内具有圆柱状的转子12、圆筒状的定子13、旋转轴14。旋转轴14贯通转子12的横截面的中心。
转子12具有由铁材料等构成的圆柱状的转子铁芯(Core)15、以规定间隔被设置于该转子铁芯15外周面的多个永久磁铁16、容纳永久磁铁16的多个磁铁插入槽17。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁被用于永久磁铁16。沿着转子12的圆周方向在各个磁铁插入槽17内以N极和S极交替排列的方式设置多个该永久磁铁16。由此，沿着圆周方向相邻的永久磁铁16沿着转子12的直径方向相互产生反方向的磁力线。
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以向着定子13的中心并且与转子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。永久磁铁16和定子铁芯18以相互相对的方式设置。
转子12与旋转轴14一起以能够旋转的方式被设置在定子13内的空间内。定子13通过电磁作用给转子12赋予扭矩，从而转子12在圆周方向上进行旋转。
SPM电机10使用本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁作为永久磁铁16。永久磁铁16因为具有高的磁特性，并且难以高温退磁，所以SPM电机10能够提高电机的扭矩特性等电机的性能，并且能够长期具有高输出功率，并且可靠性优异。
以下，基于具体的实施例来进一步具体地说明本发明，但是本发明并不限定于以下的实施例。
实施例
(烧结体的制作)
用二合金法进行实施例1～7、比较例1、2中使用的烧结体的制作。首先，以能得到具有表1和表2所示的磁铁组成I以及II的R-T-B系烧结磁铁的方式通过薄带连铸法(stripcasting method)准备原料合金。作为原料合金，准备制作主要形成磁铁的主相的第1合金A以及B以及主要形成晶界相的第2合金a和b共4种。另外，在表1和表2(后述的表3也相同)中，bal.表示将各合金的全部组成作为100质量％的情况下的余量，(T.RE)表示稀土类的合计质量％。
[表1]
[表2]
接着，分别在室温下使氢对合金进行吸附之后，在Ar气氛下在600℃下进行1小时的脱氢进行氢粉碎处理(粗粉碎)。
另外，在本实施方式中，在氧浓度小于50ppm的气氛中进行从该氢粉碎处理至烧结的各个工序(微粉碎以及成型)(以下的实施例和比较例中相同)。
接着，在氢粉碎后实行微粉碎之前，相对于各合金，在粗粉碎粉末中作为粉碎助剂添加硬脂酸锌0.1质量％，使用诺塔混合机(Nauta mixer)进行混合。之后，使用气流粉碎机进行微粉碎，制成平均粒径为4.0μm程度的原料微粉末。
之后，使用诺塔混合机将第1合金的原料微粉末和第2合金的原料微粉末以95:5的质量比例进行混合，并且调制了作为R-T-B系烧结磁铁的原料粉末的混合粉末。
将得到的混合粉末填充于配置于电磁铁中的金属模具内，在一边施加1200kA/m的磁场一边施加120MPa的压力的磁场中进行成型，并得到成型体。
之后，将得到的成型体在真空中以10℃/分钟升温，并且在1060℃保持4小时进行烧结之后，进行急冷，从而得到具有表1所示的磁铁组成I和磁铁组成II的烧结体(R-T-B系烧结磁铁)。之后，通过垂直加工机进行研磨加工，并做成10.1mm×10.1mm×4.2mm的长方体。做成R2T14B结晶颗粒的c轴的取向方向成为4.2mm的厚度的方向的方式。
(扩散材料粉末的制作)
制作用于通过晶界扩散法使用扩散材料粉末向烧结体内导入Co、Cu、M元素的扩散材料。以成为表3所示的1～8的扩散材料组成的方式称量单质金属并用氩熔解炉重复3次熔解·铸造从而制作合金。将得到的合金用高频感应加热进行熔解，并将熔浆通过辊急冷从而做成急冷薄带。将得到的急冷薄带在进行了Ar置换的手套箱中进行粗粉碎，并和不锈钢制的粉碎媒介一起加入到Ar置换了的密闭容器中。将粗粉碎粉在密闭容器内进行粉碎从而得到平均粒径为10～20μm的粉末。另外，将得到的扩散材料粉末在手套箱中回收，并以在空气中安全处理的方式进行慢氧化处理。向这样得到的扩散材料粉末中添加粘结剂树脂，并将醇作为溶剂制作扩散材料的涂料。混合比率在将扩散材料粉末的质量作为100的情况下，作为粘结剂树脂的丁缩醛微粉末为2，并将醇设为100。在Ar气氛中，将上述混合物加入到树脂制的圆筒形带盖容器中关闭盖子，置于球磨架台上并在120rpm下使之旋转24小时从而涂料化。
[表3]
(比较例1)
将磁铁组成II的烧结体加工品在900℃下进行18小时时效处理，接下来在540℃下进行2小时(都在Ar气氛下)时效处理。将其作为比较例1。
(比较例2)
在磁铁组成I的烧结体加工品(10.1mm×10.1mm×4.2mm)上涂布表3的扩散材料8。均匀涂布于10.1mm×10.1mm的两个宽面上，合计两面为5.5wt％。在Ar气氛中进行900℃的扩散热处理6小时，并用砂纸除去涂布面的扩散材料残渣。再次涂布同样量的扩散材料8同样在Ar气氛中900℃下进行6小时的扩散热处理，同样除去涂布面的扩散材料残渣。进一步，涂布等量的扩散材料8从而在900℃下进行6小时的扩散热处理。即，重复5.5wt％的扩散材料8的涂布和Ar中900℃下6小时的热处理3次。接下来在Ar气氛中在540℃下进行2小时时效处理。用砂纸除去涂布了扩散材料的面的扩散材料的残渣，并得到了R-T-B系烧结磁铁。
(实施例1～5)
在磁铁组成I的烧结体加工品(10.1mm×10.1mm×4.2mm)上涂布表3的3～7的扩散材料，均匀涂布于10.1mm×10.1mm的两个宽面上，合计两面为表3所示的量，在Ar气氛中进行900℃的扩散热处理6小时。热处理之后，用砂纸除去扩散材料涂布面的扩散材料残渣。接下来以两面合计为4.5wt％涂布扩散材料2并同样在Ar气氛中900℃下进行6小时的扩散热处理。热处理之后，用砂纸擦落涂布面的扩散材料残渣，并以两面合计为5.5wt％涂布扩散材料1并同样在Ar气氛中900℃下进行6小时的扩散热处理。接下来在Ar气氛中在540℃下进行2小时时效处理。用砂纸除去涂布了扩散材料的面的扩散材料的残渣，并得到了R-T-B系烧结磁铁。将在最初的扩散热处理中改变了扩散材料种类，使用了扩散材料3、4、5、6、7的情况分别作为实施例1、2、3、4、5。
(实施例6)
在磁铁组成I的烧结体加工品(10.1mm×10.1mm×4.2mm)上涂布表3的扩散材料3，均匀涂布于10.1mm×10.1mm的两个面上，合计两面为3.8wt％，在Ar气氛中进行800℃的扩散热处理10小时。热处理之后，用砂纸除去扩散材料涂布面的残渣，接下来涂布4.5wt％的扩散材料2，并同样在Ar气氛中800℃下进行10小时的热处理。热处理之后，用砂纸除去涂布面的扩散材料残渣，涂布5.5wt％的扩散材料1而同样在Ar气氛中800℃下进行10小时的热处理。接下来在Ar气氛中在540℃下进行2小时的时效处理。用砂纸除去涂布了扩散材料的面的扩散材料的残渣，并得到R-T-B系烧结磁铁。
(实施例7)
在磁铁组成I的烧结体加工品(10.1mm×10.1mm×4.2mm)上涂布表3的扩散材料1，均匀涂布于10.1mm×10.1mm的两个面上，合计两面为5.5wt％，在Ar气氛中进行800℃6小时的扩散热处理。热处理之后，用砂纸除去扩散材料涂布面的残渣，接下来涂布4.4wt％的扩散材料2，并同样在Ar气氛中900℃下进行6小时的热处理。热处理之后，用砂纸除去涂布面的扩散材料残渣，涂布5.4wt％的扩散材料3而同样在Ar气氛中900℃下进行10小时的热处理。接下来在Ar气氛中在540℃下进行2小时的时效处理。用砂纸除去涂布了扩散材料涂布面的扩散材料的残渣，并得到R-T-B系烧结磁铁。
所得到的比较例、实施例中都重复进行了扩散材料的涂布、热处理以及通过砂纸的表面加工，因此为了确保面的平滑度、平行度，将比较例1、2、实施例1～7一并进行磨削加工，并都做成10.0mm×10.0mm×4.0mm的长方体。
通过荧光X射线以及ICP进行组成分析，将结果示于表4中。比较例1、2、实施例1、6、7成为大致相同的组成。另外，实施例1～5中含有的M(Ga、Si、Sn、Ge、Bi)的种类和量不同，不过其它组成相同。
在使用了晶界扩散法的样品中确认了Co、Cu、M的增量，但是以涂布成分的原子比计占7成以上的Nd的增加分量却很少。认为其原因在于，烧结体内所含的包括三叉晶界和二颗粒晶界部在内的晶界的Nd浓度高，在烧结体内部扩散所必需的浓度梯度无法充分得到。即，由此可知本发明通过R量的增加没有改善特性。
用上述的方法用TEM-EDS进行了各样品的晶界上的点2c中的组成分析并测定了二颗粒晶界部的厚度。通过如上所述用组成分析值将存在于二颗粒晶界部的晶界相进行分类的结果和剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj以及高温退磁率一起示于表5中。在比较例1和2中，不存在R-Co-Cu-M-Fe相，R-Cu-M-Fe相的数目变多。另一方面，在实施例1～5中存在R-Co-Cu-M-Fe相，并且R-Co-Cu-M-Fe相的数目(A)和R-Cu-M-Fe相的数目(B)的关系成为A>B。对于R6Fe13M相的数目(C)和R相的数目(D)，在比较例和实施例中没有发现显著的不同。Hcj以及高温退磁率在存在R-Co-Cu-M-Fe相的实施例1～5中发现了大的改善，进一步Br的降低也被抑制。
在实施例6中，使用了和实施例1同样组合的扩散材料，不过根据热处理时间的不同，R-Co-Cu-M-Fe相的数目(A)和R-Cu-M-Fe相的数目(B)变化了。在实施例6中，如果和实施例1～5比较，则A为同等以上，B成为0。在磁特性方面，Hcj以及高温退磁率基本不变，而Br降低了。
在实施例7中，使用了和实施例1相同组合的扩散材料，不过根据使用顺序不同，R-Co-Cu-M-Fe相的数目(A)和R-Cu-M-Fe相的数目(B)变化了。在实施例1～5中，A>B，而在实施例7中，A<B。如果和比较例相比特性改善了，不过如果和实施例1～5相比，Br高，但是Hcj以及高温退磁率变差。
[表5]
将二颗粒晶界部的厚度的测定结果示于表6中。R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部在5～500nm的范围内明显厚。另一方面，R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部薄至2～15nm，认为可以抑制主相体积比率的降低。R6T13M相或R相也形成厚的二颗粒晶界部，但是从表5可知该数目少。由此可以认为，通过R-Co-Cu-M-Fe相形成二颗粒晶界部有助于改善高温退磁率。
[表6]
将在实施例1中确认的R-Co-Cu-M-Fe相的组成示于表7中。Fe的含量都为35.7原子％以下，非常少，认为与现有已知的晶界相相比磁化显著低。另外，Cu的浓度非常高。在实施例1中M为Ga，即便在使用了其它M元素的实施例2～7中，R-Co-Cu-M-Fe相的组成也相同，并且可以按上述的分类方法分类。
[表7]
通过不同于实施例8～11的工序尝试高温退磁率的改善。制作了用于制作表8～11的磁铁组成III～VI的烧结体的原料合金。实施例8、9、10、11的组成分别为磁铁组成III、IV、V、VI。表8～11的各第1合金通过薄带连铸法(strip casting method)制作。另一方面，第2、3、4合金的组成和扩散材料1、2、3的组成相同，模仿上述扩散材料的制作方法将辊急冷薄带粉碎至40μm以下。在此不进行慢氧化处理而添加硬脂酸锌0.1wt％之后，用气流粉碎机进一步粉碎至平均粒径为4μm。之后，使用诺塔混合机将第1～4合金的原料微粉末调制表中的比例的混合粉末。将得到的混合粉末填充于配置在电磁铁中的金属模具内，一边施加1200kA/m的磁场一边在施加120MPa的压力的磁场中进行成型，并得到了成型体。将得到的成型体在真空中烧结。此时，将烧结温度模式的升温部中的500～900℃的温度区域以0.5℃/分钟进行升温，并将其以外的温度区域以10℃/分钟升温至1060℃。在1060℃下保持4小时进行烧结之后，并进行急冷。之后，在900℃下进行18小时时效处理，接下来在540℃下进行2小时(都是在Ar气氛下)的时效处理。对得到的R-T-B系烧结磁铁进行磨削加工，并做成10.0mm×10.0mm×4.0mm的长方体。R2T14B结晶颗粒的c轴的取向方向成为4.0mm的厚度方向。
[表8]
[表9]
[表10]
[表11]
比较例3～6是制作了和实施例8～11相同磁铁组成III～VI的烧结体。作为这些的比较例的原料合金，使用了通过薄带连铸法(strip casting method)制作的第1合金和第2合金。比较例3、4、5、6的组成按各顺序为磁铁组成III、IV、V、VI。将用于制造比较例3～6的各磁铁组成的烧结体的合金组成示于表12～15中。比较例3～6的制造工序和比较例1同样。对得到的R-T-B系烧结磁铁进行磨削加工，做成了10.0mm×10.0mm×4.0mm的长方体。R2T14B结晶颗粒的c轴的取向方向成为4.0mm的厚度方向。
[表12]
[表13]
[表14]
[表15]
对于实施例8～11、比较例3～6，通过TEM-EDS分析各样品的二颗粒晶界部的点2c中的组成，并测定了二颗粒晶界部的厚度。将用组成分析值分类存在于二颗粒晶界部的晶界相的结果与剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj以及高温退磁率一起示于表16中。在各比较例中，没有发现R-Co-Cu-M-Fe相，相对于此，在各实施例中形成了R-Co-Cu-M-Fe相。在实施例和比较例中如果在相同磁铁组成之间比较，在实施例中，高温退磁率改善。R-Co-Cu-M-Fe相的生成过程并不清楚，不过第2合金在625℃有液相生成温度，第3合金在520℃有液相生成温度，第4合金在651℃有液相生成温度，因此，在烧结模式的升温过程中通过以0.5℃/分钟慢慢升温至500℃～900℃的温度区域，从而第2、第3、第4合金的各液相容易互相反应，能够促进R-Co-Cu-M-Fe相的生成。
[表16]
将二颗粒晶界部的厚度的测定结果示于表17中。和实施例1～7同样确认了R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的厚度为8～444nm。
[表17]
另外，将实施例8～11中确认的R-Co-Cu-M-Fe相的组成各样品分别3点示于表18中。都确认了Fe的含量为27.4原子％以下，非常少，并且Cu的浓度非常高，和上述表7的结果同样。
[表18]
由以上可知，实施例的R-T-B系烧结磁铁中，存在R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部。R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的厚度为5～500nm。在实施例中矫顽力改善，高温退磁率被改善。另外，同时存在的R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部薄，不会降低主相体积比率，因此有抑制剩余磁通密度的降低的效果。通过存在R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部，并且取得与R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的量的平衡，从而能够兼顾良好的高温退磁率和高的剩余磁通密度。
以上基于实施方式说明本发明。实施的方式为示例，本领域人员应该理解，可以在本发明的权利要求范围内进行各种变形或者改变，而且这样的变形例以及变更也在本发明的权利要求范围内。因此，本说明书中的记述以及附图不应该看作是限定性的而应该看作是例证性的。
产业上的利用可能性
通过本发明，可以提供一种即使在高温环境下也能够使用的R-T-B系烧结磁铁。
符号说明
1 主相结晶颗粒
2 二颗粒晶界部
2a、2b 晶界
2c 二颗粒晶界部的中点
3 三叉晶界
100 R-T-B系烧结磁铁
10 SPM电机
11 机罩
12 转子
13 定子
14 旋转轴
15 转子铁芯(铁芯)
16 永久磁铁
17 磁铁插入插口
18 定子铁芯
19 节流阀
20 线圈

Claims (11)

1.一种R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁具有R2T14B晶粒和R2T14B晶粒间的二颗粒晶界部，
并且，所述R-T-B系烧结磁铁具有R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部和R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部，其中R含有一种以上的稀土元素，T含有以Fe作为必需元素的一种以上的铁族元素，M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种，
将R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用A表示，将R-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的数目用B表示，则A>B。
2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-Co-Cu-M-Fe相形成的二颗粒晶界部的厚度为5～500nm，其中，M为选自Ga、Si、Sn、Ge、Bi中的至少1种。
3.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-Co-Cu-M-Fe相的组成为：R的合计为40～70原子％，Co为1～10原子％，Cu为5～50原子％，M含有1～15原子％，Fe含有1～40原子％。
4.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-Cu-M-Fe相的组成为：R的合计为10～20原子％，Co小于0.5原子％，Cu小于1原子％，M含有1～10原子％，Fe为余量。
5.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁含有Co、Cu、M、Al、Fe以及其它元素，各元素相对于总质量的含量分别如下：
R：29.5～33.1质量％、
B：0.75～0.95质量％、
M：0.01～1.0质量％、
Cu：0.01～1.5质量％、
Co：0.3～3.0质量％、
Al：0.03～0.6质量％、
Fe：实质上是余量，以及，
占余量的元素中的Fe以外的元素的合计含量：5质量％以下。
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R-T-B系烧结磁铁中的C的含量为0.1～0.25质量％。
7.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁中的O的含量为0.05～0.20质量％。
8.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁进一步含有Zr，Zr的含量为0.01～1.5质量％。
9.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁中的N的含量为0.15质量％以下。
10.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁铁的全部质量中的重稀土元素的含量以重稀土元素的合计计为0.1质量％以下。
11.一种电机，其中，
使用了权利要求1～10中任一项所述的R-T-B系烧结磁铁。
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