CN107039135B - R-t-b系烧结磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种R‑T‑B系烧结磁铁，R表示稀土元素，T表示除稀土元素以外的金属元素，B表示硼，或表示硼及碳。R‑T‑B系烧结磁铁其特征在于，作为T，至少含有Fe、Cu、Mn、Al、Co、Ga、Zr。将R‑T‑B系烧结磁铁的总质量设为100质量％，R的含量为28.0～31.5质量％，Cu的含量为0.04～0.50质量％，Mn的含量为0.02～0.10质量％，Al的含量为0.15～0.30质量％，Co的含量为0.50～3.0质量％，Ga的含量为0.08～0.30质量％，Zr的含量为0.10～0.25质量％，B的含量为0.85～1.0质量％。

Description

R-T-B系烧结磁铁
技术领域
本发明涉及R-T-B系烧结磁铁。
背景技术
具有R-T-B系组成的稀土类烧结磁铁是具有优异的磁特性的磁铁，以该磁特性的进一步提高作为目标，进行了大量的研究。作为表示磁特性的指标，一般使用剩余磁通密度(剩余磁化)Br及矫顽力HcJ。可以说这些值高的磁铁具有优异的磁特性。
例如，专利文献1中记载有具有良好的磁特性的Nd-Fe-B系稀土类烧结磁铁。
另外，专利文献2中记载有一种稀土类烧结磁铁，在使磁铁体浸渍于使含有各种稀土元素的微粉末分散于水或有机溶剂的浆体中后，加热使其晶界扩散。
专利文献1：日本专利特开2006-210893号公报
专利文献2：国际公开第06/43348号小册子
发明内容
本发明目的在于，提供一种R-T-B系烧结磁铁，其剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ高，耐腐蚀性和制造稳定性也优异，进一步，使重稀土元素晶界扩散时的剩余磁通密度Br的降低幅度小，矫顽力HcJ的增加幅度大。
用于解决技术问题的手段
为了实现上述目的，本发明提供一种R-T-B系烧结磁铁，其特征在于，R表示稀土元素，T表示除稀土元素以外的金属元素，B表示硼或硼及碳，
作为所述T至少含有Fe、Cu、Mn、Al、Co、Ga、Zr，
将所述R-T-B系烧结磁铁的总质量设为100质量％，
所述R的含量为28.0～31.5质量％，
所述Cu的含量为0.04～0.50质量％，
所述Mn的含量为0.02～0.10质量％，
所述Al的含量为0.15～0.30质量％，
所述Co的含量为0.50～3.0质量％，
所述Ga的含量为0.08～0.30质量％，
所述Zr的含量为0.10～0.25质量％，
所述B的含量为0.85～1.0质量％。
本发明的R-T-B系烧结磁铁通过具有上述特征，从而可以提高剩余磁通密度以及矫顽力，并且可以得到高的耐腐蚀性及制造稳定性。另外，可以进一步提高使重稀土元素晶界扩散时的效果。具体而言，与现有产品相比，可以减小使重稀土元素扩散导致的剩余磁通密度Br的降低幅度，并且与现有产品相比可以增大矫顽力HcJ的增加幅度。
本发明的R-T-B系烧结磁铁中，作为所述R含有的重稀土元素可以实质上仅为Dy。
本发明的R-T-B系烧结磁铁中，作为所述R也可以实质上不含重稀土元素。
本发明的R-T-B系烧结磁铁优选Ga/Al为0.60以上且1.30以下。
重稀土元素在上述R-T-B系烧结磁铁的晶界扩散的R-T-B系烧结磁铁也是本发明的R-T-B系烧结磁铁。
附图说明
图1是实验例1中的Br-HcJ图；
图2是实验例1中的Br-HcJ图；
图3是表示实验例1中的晶界扩散前后的磁特性的变化的图表；
图4是表示实验例3中的矫顽力HcJ和第二时效处理温度的关系的图；
图5是表示实验例4中的剩余磁通密度Br的变化幅度和扩散温度的关系的图；
图6是表示实验例4的矫顽力HcJ的变化幅度和扩散温度的关系的图。
具体实施方式
以下，基于附图所示的实施方式说明本发明。
＜R-T-B系烧结磁铁＞
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁具有由R2T14B晶体构成的颗粒及晶界。而且，通过以特定的范围的含量含有多种特定的元素，可以提高剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ、耐腐蚀性以及制造稳定性。另外，可以减小后述的晶界扩散中的剩余磁通密度Br的降低幅度，并增大矫顽力HcJ的增加幅度。即，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁是不论有无晶界扩散工序都具有优异的磁特性的R-T-B系烧结磁铁。另外，从提高矫顽力HcJ的观点来看，优选通过上述晶界扩散被扩散的元素为重稀土元素。
R表示稀土元素。稀土元素包括属于长周期型周期表的IIIB族的Sc、Y和镧系元素。镧系元素包含例如La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等。另外，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，作为R优选含有Nd、Pr或Dy。
在将R-T-B系烧结磁铁整体设为100质量％时，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的R的含量为28.0质量％以上且31.5质量％以下。在R的含量小于28.0质量％的情况下，矫顽力HcJ降低。在R的含量超过31.5质量％的情况下，剩余磁通密度Br降低。另外，R的含量优选为29.0质量％以上且31.0质量％以下。
进一步，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中作为R含有的重稀土元素也可以实质上仅为Dy。通过作为R含有的重稀土元素实质上仅为Dy，从而在使重稀土元素(特别是Tb)晶界扩散的情况下，可以有效地提高磁特性。此外，上述的“作为R含有的重稀土元素实质上仅为Dy”是指在将重稀土元素整体设为100质量％的情况下，Dy的含量为98质量％以上。
进一步，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁作为R实质上也可以不含重稀土元素。通过作为R实质上不含重稀土元素，从而可以以低成本获得剩余磁通密度Br高的R-T-B系烧结磁铁。进一步，在使重稀土元素(特别是Tb)晶界扩散的情况下，可以最有效地提高磁特性。此外，上述的“作为R实质上不含重稀土元素”是指在将R整体设为100质量％的情况下重稀土元素的含量为1.5质量％以下。
T表示除稀土元素以外的金属元素等元素。本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，作为T至少含有Fe、Co、Cu、Al、Mn、Ga及Zr。另外，例如，还可以进一步含有Ti、V、Cr、Ni、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Si、P、Bi、Sn等金属元素等元素中1种以上的元素作为T。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的Fe的含量是R-T-B系烧结磁铁的构成要素中的实质的余量。
Co的含量为0.50质量％以上且3.0质量％以下。通过含有Co而耐腐蚀性提高。Co的含量小于0.50质量％时，最终得到的R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性恶化。Co的含量超过3.0质量％时，耐腐蚀性改善的效果最大，并且为高成本。另外，Co的含量优选为1.0质量％以上且2.5质量％以下。
Cu的含量为0.04质量％以上且0.50质量％以下。Cu的含量小于0.04质量％时，矫顽力HcJ降低，重稀土类扩散后(应用所谓晶界扩散法后)的矫顽力的提高幅度ΔHcJ也不充分。Cu的含量超过0.50质量％时，矫顽力HcJ提高的效果饱和，并且剩余磁通密度Br降低。另外，Cu的含量优选为0.10质量％以上且0.50质量％以下。另外，矫顽力的提高幅度ΔHcJ是指晶界扩散工序后的矫顽力HcJ与晶界扩散工序前的矫顽力HcJ之差。
Al的含量为0.15质量％以上且0.40质量％以下。Al的含量小于0.15质量％时，矫顽力HcJ降低，重稀土元素类扩散后的矫顽力的提高幅度ΔHcJ也不充分。进一步，磁特性(特别是矫顽力HcJ)相对于后述的时效温度的变化的变化增大，量产时的特性的偏差增大。即，制造稳定性降低。Al的含量超过0.40质量％时，剩余磁通密度Br降低。另外，剩余磁通密度Br的提高幅度ΔBr增大，并且矫顽力的温度变化率增加。另外，Al的含量优选为0.18质量％以上且0.30质量％以下。另外，剩余磁通密度的提高幅度ΔBr是指晶界扩散工序后的剩余磁通密度Br与晶界扩散工序前的剩余磁通密度Br之差。
在此，针对ΔBr进行详细说明。通常，剩余磁通密度Br因重稀土类扩散而降低。即，将剩余磁通密度Br的提高幅度设为ΔBr时，ΔBr为负的值。如上述，如果Al的含量超过0.40质量％，ΔBr增大。ΔBr增大是指磁特性变差。
Mn的含量为0.02质量％以上且0.10质量％以下。Mn的含量小于0.02质量％时，剩余磁通密度Br降低，并且重稀土元素扩散后的矫顽力的提高幅度ΔHcJ不充分。Mn的含量超过0.10质量％时，矫顽力HcJ降低，并且重稀土元素扩散后的矫顽力的提高幅度ΔHcJ不充分。另外，Mn的含量优选为0.02质量％以上且0.06质量％以下。
Ga的含量为0.08质量％以上且0.30质量％以下。通过含有0.08质量％以上的Ga，矫顽力充分提高。Ga的含量小于0.08质量％时，通过含有Ga产生的矫顽力HcJ提高的效果小。超过0.30质量％时，时效处理时易产生异相，剩余磁通密度Br降低。另外，Ga的含量优选0.10质量％以上且0.25质量％以下。
Zr的含量为0.10质量％以上且0.25质量％以下。通过含有Zr而抑制烧结时的异常晶粒成长，并且改善矩形比Hk/HcJ及低磁场下的磁化率。Zr的含量小于0.10质量％时，通过含有Zr带来的烧结时的异常晶粒成长抑制效果小，矩形比Hk/HcJ及低磁场下的磁化率也差。超过0.25质量％时，烧结时的异常晶粒成长抑制效果饱和，并且剩余磁通密度Br降低。另外，Zr的含量优选为0.13质量％以上且0.22质量％以下。另外，Hk是第2象限的热退磁曲线与剩余磁通密度Br的90％线的交点上的磁场值点。
另外，优选Ga/Al为0.60以上且1.30以下。通过Ga/Al为0.60以上且1.30以下，矫顽力HcJ提高，并且重稀土类扩散后的矫顽力HcJ的提高幅度也增大。进一步，磁特性(特别是矫顽力HcJ)相对于后述的时效温度的变化的变化减小，量产时的特性差异减小。即，制造稳定性增大。
本实施方式的“R-T-B系烧结磁铁”的“B”表示硼(B)或硼(B)及碳(C)。即，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中可以将硼(B)的一部分置换为碳(C)。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的B的含量为0.85质量％以上且1.0质量％以下。B小于0.85质量％时，难以实现高矩形比。即，难以提高矩形比Hk/HcJ。B为1.0质量％以上时，剩余磁通密度Br降低。另外，B的含量优选为0.90质量％以上且1.0质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的碳(C)的优选含量根据其它参数等而变化，但大约为0.05～0.15质量％的范围。
另外，在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，氮(N)量优选为100～1000ppm，进一步优选为200～800ppm，特别优选为300～600ppm。
此外，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中所包含的各种成分的测定法可以使用一直以来一般公知的方法。对于各种金属元素量，例如，可以通过荧光X射线分析及电感耦合等离子体发光光谱分析(ICP分析)等测定。氧量可以通过例如惰性气体融解-非分散型红外吸收法测定。碳量可以通过例如氧气流中燃烧-红外线吸收法测定。氮量通过例如惰性气体融解-热导法测定。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的形状没有特别限定。例如，可列举长方体等形状。
以下，针对R-T-B系烧结磁铁的制造方法进行详细说明，对于没有特别提到的事项，使用公知的方法即可。
[原料粉末的准备工序]
原料粉末可以通过公知的方法制作。本实施方式中对于使用单一合金的1合金法的情况进行说明，但也可以是混合组成不同的第一合金和第二合金等2种以上的合金来制作原料粉末的所谓2合金法。
首先，准备主要形成R-T-B系烧结磁铁的主相的合金(合金准备工序)。在合金准备工序中，通过公知的方法熔融与本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的组成对应的原料金属后，通过铸造，制作具有希望的组成的合金。
作为原料金属，例如可以使用稀土类金属或稀土类合金、纯铁、硼铁，还可以使用它们的合金或化合物等。铸造原料金属的铸造方法没有特别地限定。为了得到磁特性高的R-T-B系烧结磁铁，优选薄带连铸法。所得的原料合金根据需要，也可以利用已知的方法进行均质化处理。
制作上述合金后，进行粉碎(粉碎工序)。此外，为了抑制氧化，从粉碎工序至烧结工序的各工序的气氛优选为低氧浓度。这样，可以得到高的磁特性。例如，优选将各工序的氧的浓度设定为200ppm以下。
以下，作为上述粉碎工序，以下记述在以2阶段实施粉碎至粒径为数百μm～数mm左右的粗粉碎工序、和微粉碎至粒径为数μm左右的微粉碎工序的情况，但也可以以仅微粉碎工序的1阶段实施。
粗粉碎工序中，粗粉碎至粒径为数百μm～数mm左右。由此，得到粗粉碎粉末。粗粉碎的方法没有特别限定，可以通过进行氢吸附粉碎的方法或使用粗粉碎机的方法等公知的方法进行。
接着，将所得的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒径为数μm左右(微粉碎工序)。由此得到微粉碎粉末。上述微粉碎粉末的平均粒径优选为1μm以上且10μm以下，更优选为2μm以上且6μm以下，进一步优选为3μm以上且5μm以下。
微粉碎的方法没有特别限定。例如，可以通过使用各种微粉碎机的方法来实施。
将上述粗粉碎粉末进行微粉碎时，可以通过添加月桂酸酰胺、油酸酰胺等各种粉碎助剂，得到成型时取向性高的微粉碎粉末。
[成型工序]
在成型工序中，将上述微粉碎粉末成型为目标的形状。成型工序没有特别限定，但在本实施方式中将上述微粉碎粉末充填于模具内，在磁场中加压。由此得到的成型体的主相晶体在特定方向上取向，因此得到剩余磁通密度更高的R-T-B系烧结磁铁。
成型时的压力可以设为20MPa～300MPa。施加的磁场可以设为950kA/m～1600kA/m。施加的磁场不限于静磁场，还可以设为脉冲状磁场。另外，还可以并用静磁场和脉冲状磁场。
此外，作为成型方法，除如上述直接将微粉碎粉末成型的干式成型外，还可以应用将微粉碎粉末分散在油等溶剂中的浆体成型的湿式成型。
将微粉碎粉末成型而得到的成型体的形状可以做成任意的形状。另外，在该时刻的成型体的密度优选为4.0～4.3Mg/m3。
[烧结工序]
烧结工序是将成型体在真空或惰性气体气氛中进行烧结而得到烧结体的工序。烧结温度需要根据组成、粉碎方法、粒度、粒度分布等诸条件来进行调整，不过相对于成型体，通过例如在真空中或惰性气体存在下，在1000℃以上且1200℃以下，进行1小时以上且20小时以下加热的处理来烧结。由此，得到高密度的烧结体。在本实施方式中，得到最低7.48Mg/m3以上，优选7.50Mg/m3以上的密度的烧结体。
[时效处理工序]
时效处理工序是在比烧结温度更低的温度下对烧结体进行热处理的工序。是否进行时效处理没有特别限制，时效处理的次数也没有特别限制，根据希望的磁特性适当实施。另外，后述的晶界扩散工序也可以兼作时效处理工序。最优选在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中进行2次时效处理。以下，对进行2次时效处理的实施方式进行说明。
将第一次时效工序作为第一时效工序，将第二次时效工序作为第二时效工序，将第一时效工序的时效温度设为T1，将第二时效工序的时效温度设为T2。
第一时效工序中的温度T1及时效时间没有特别限制。优选在700℃以上且900℃以下为1～10小时。
第二时效工序的温度T2及时效时间没有特别限制。优选在450℃以上且700℃以下的温度下为1～10小时。
通过这种时效处理，可以提高最终得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性，特别是提高矫顽力HcJ。
另外，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造稳定性可以根据相对于时效温度的变化的磁特性之差来确认。例如，如果相对于时效温度的变化的磁特性之差大，则磁特性因一点点的时效温度的变化而变化。因此，在时效工序中容许的时效温度的范围变窄，制造稳定性降低。相反，如果磁特性相对于时效温度的变化的变化量小，则即使时效温度变化，磁特性也难以变化。因此，在时效工序中容许的时效温度的范围增大，制造稳定性提高。
这样得到的本实施方式的R-T-B系烧结磁铁具有希望的特性。具体而言，剩余磁通密度及矫顽力高，耐腐蚀性和制造稳定性也优异。进一步，在实施后述的晶界扩散工序的情况下，使重稀土元素晶界扩散时的剩余磁通密度的降低幅度小，矫顽力的提高幅度大。即，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁是适于晶界扩散的磁铁。
另外，通过以上的方法得到的本实施方式的R-T-B系烧结磁铁通过磁化，成为R-T-B系烧结磁铁制品。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁优选用于电动机、发电机等用途。
此外，本发明不限定于上述的实施方式，在本发明的范围内可以有各种改变。
以下，针对使重稀土元素在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中晶界扩散的方法进行说明。
[加工工序(晶界扩散前)]
根据需要，也可以具有将本实施方式的R-T-B系烧结磁铁加工成希望的形状的工序。加工方法可以列举例如切割、研削等形状加工或圆筒研磨等的倒角加工等。
[晶界扩散工序]
以下，针对使重稀土元素相对于本实施方式的R-T-B系烧结磁铁晶界扩散的方法进行说明。
晶界扩散可以通过下述方法实施，即，在根据需要实施了前处理的烧结体的表面上，通过涂布或蒸镀等使含有重稀土元素的化合物或合金等附着于其上，然后，通过进行热处理来实施。通过重稀土元素的晶界扩散，可以进一步提高最终得到的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力HcJ。
此外，上述前处理的内容没有特别限制。例如，可列举在利用公知的方法实施蚀刻后进行清洗、干燥的前处理。
作为上述重稀土元素，优选Dy或Tb，更优选Tb。
在以下说明的本实施方式中，制作含有上述重稀土元素的涂料，并在上述烧结体的表面涂布上述涂料。
上述涂料的方式没有特别限制。作为含有上述重稀土元素的化合物或合金使用什么，或作为溶剂或分散剂使用什么都没有特别限制。另外，溶剂或分散剂的种类也没有特别限制。另外，涂料的浓度也没有特别限制。
本实施方式的晶界扩散工序中的扩散处理温度优选为800～950℃。扩散处理时间优选为1～50小时。
另外，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造稳定性可以根据磁特性相对于晶界扩散工序的扩散处理温度的变化的变化量的大小来确认。例如，如果磁特性相对于扩散处理温度的变化的变化量大，则磁特性因一点点的扩散处理温度的变化而变化。因此，在晶界扩散工序中容许的扩散处理温度的范围变窄，制造稳定性变低。相反，如果磁特性相对于扩散处理温度的变化的变化量小，则即使扩散处理温度变化，磁特性也难以变化。因此，在晶界扩散工序中容许的扩散处理温度的范围变大，制造稳定性提高。
另外，也可以在扩散处理后再实施热处理。该情况下的热处理温度优选为450～600℃。热处理时间优选为1～10小时。
[加工工序(晶界扩散后)]
优选在晶界扩散工序之后，为了去除残存于主面的表面的上述涂料而进行研磨。
另外，在晶界扩散后加工工序中实施的加工的种类没有特别限制。例如，也可以在上述晶界扩散后进行切割、研削等形状加工或圆筒研磨等倒角加工等。
此外，在本实施方式中，进行了晶界扩散前及晶界扩散后的加工工序，但这些工序不一定要进行。另外，在最终得到晶界扩散后的R-T-B系烧结磁铁的情况下，晶界扩散工序也可以兼作时效工序。对于晶界扩散工序兼作时效工序的情况下的加热温度没有特别地限定。特别优选在晶界扩散工序中优选的温度且在时效工序也优选的温度下实施。
实施例
以下，基于更详细的实施例说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。
(实验例1)
(稀土类烧结磁铁基材(稀土类烧结磁铁体)的制作)
作为原料，准备了Nd、Pr(纯度99.5％以上)、Dy-Fe合金、电解铁、低碳硼铁合金。再以纯金属或与Fe的合金的形式准备Al、Ga、Cu、Co、Mn、Zr。
对于上述原料，通过薄带连铸法以最终得到的磁铁组成为表1、表2所示的各组成的方式制作了烧结体用合金(原料合金)。在此，如果比较上述原料合金的组成和最终得到的磁铁组成，最终得到的磁铁组成中的R的量比上述原料合金的组成中的R的量降低约0.3％。此时，在R中也看到仅存在量特别多的Nd的量约降低0.3％。另外，上述原料合金的合金厚度为0.2～0.4mm。
接着，相对于上述原料合金，在室温下1小时内使氢气流动而吸附氢。接着，将气氛更换为Ar气，在600℃下进行脱氢处理1小时，将原料合金进行了氢粉碎。另外，冷却后使用筛子得到425μm以下的粒度的粉末。另外，从氢粉碎至后述的烧结工序通常为小于氧浓度200ppm的低氧气氛。
接下来，对于氢粉碎后的原料合金的粉末，添加、混合以质量比计为0.1％的油酸酰胺作为粉碎助剂。
然后，使用碰撞板式的喷射磨装置，在氮气流中进行微粉碎，得到平均粒径为3.9～4.2μm的微粉。另外，上述平均粒径是利用激光衍射式的粒度分布计测定的平均粒径D50。
所得的微粉的组成使用荧光X射线来评价。仅B(硼)用ICP评价。各试样的微粉的组成确认如表1、表2。上述微粉的组成和最终得到的磁铁组成实质上一致。
此外，在表1、表2未提到的元素中，除O、N、C外有时会检测出H、Si、Ca、La、Ce、Cr等。Si主要从硼铁原料及合金熔融时的坩埚混入。Ca、La、Ce从稀土类的原料混入。另外，Cr有可能从电解铁混入。
将所得的微粉在磁场中成型来制作成型体。这时的施加磁场是1200kA/m的静磁场。另外，成型时的外加压力为98MPa。此外，使磁场施加方向和加压方向垂直。测定该时刻的成型体的密度，全部的成型体的密度为4.10～4.25Mg/m3的范围内。
接下来，烧结上述成型体，得到了稀土类烧结磁铁基材(以下，也简称为基材)。烧结条件根据组成等而最佳条件会不同，但在1040～1100℃的范围内保持了4小时。烧结气氛为真空中。此时烧结密度处于7.51～7.55Mg/m3的范围。之后，在Ar气氛、大气压中在第一时效温度T1＝850℃下进行1小时的第一时效处理，再在第二时效温度T2＝520℃下进行1小时的第二时效处理。
之后，将上述基材通过垂直仪加工成14mm×10mm×11mm，通过BH示踪器进行磁特性的评价。此外，测定前通过4000kA/m的脉冲磁场进行磁化。将结果记在表1、表2。
综合评价了剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ。具体而言，将表1、表2中记载的全部实施例及比较例绘制成Br-HcJ图(纵轴为Br、横轴为HcJ的图表)。越是在Br-HcJ图中处于右上侧的样品，Br及HcJ越良好。根据表1、表2制作的Br-HcJ图为图1，放大图1的样品的多个部位的Br-HcJ图是图2。表1、表2中，将Br及HcJ良好的样品表示为○，将不良的样品表示为×。此外，图1、图2中明确了在全部的实施例中Br及HcJ为良好，因此Br及HcJ良好，没有记载ΔBr、ΔHcJ、耐腐蚀性或矩形比不良的比较例(比较例1、3a、6、9)。
本实施例中，将矩形比为97％以上的视为良好。表1中仅实施例2及从实施例2开始使Zr变化的实施例24a、24～27及比较例8、9记载了矩形比。这是因为除Zr量以外，对矩形比的影响小，Zr量与实施例2同量的其它的试样的矩形比为与实施例2同等程度良好。
另外，对各试样进行了耐腐蚀性试验。耐腐蚀性试验通过饱和蒸气压下的PCT试验(加压蒸煮试验：Pressure Cooker Test)来实施。具体而言，将R-T-B系烧结磁铁在2个大气压、100％RH的环境下在1000小时内测定了试验前后的质量变化。质量变化为3mg/cm2以下的情况下，判断为耐腐蚀性良好。将结果记在表1、表2中。耐腐蚀性良好的试样表示为○，耐腐蚀性不良的试样表示为×。
(Tb扩散)
进一步，将在上述的工序中得到的烧结体加工成在容易磁化轴方向上厚度为4.2mm。而且，在将硝酸设为相对于乙醇100质量％为3质量％的硝酸和乙醇的混合溶液中浸渍3分钟后，进行2次在乙醇中浸渍1分钟的处理，作为烧结体的蚀刻处理。接着，对于蚀刻处理后的基材的全面以Tb相对于磁铁的质量的质量比为0.6质量％的方式涂布在乙醇中分散了TbH2颗粒(平均粒径D50＝10.0μm)的浆体。
涂布上述浆体后，在大气压下一边使Ar流动一边在930℃下实施18小时的扩散处理，接着在520℃下实施4小时的热处理。
将上述热处理后的基材的表面的每个面去除0.1mm后，利用BH示踪器进行磁特性的评价。由于上述基材的厚度薄，因此重叠3片上述基材来进行评价。然后，算出自扩散前开始的变化幅度。将结果记在表1、表2。此外，实验例1中将Tb扩散带来的剩余磁通密度的降低幅度即ΔBr的绝对值为10mT以下的情况设定为良好。Tb扩散产生的矫顽力的变化幅度ΔHcJ以ΔHcJ≥600kA/m为良好。
根据表1、表2、图1、图2，全部的实施例中，Tb扩散前的剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ及耐腐蚀性良好。另外，全部实施例中，矩形比也良好。另外，全部的实施例中，Tb扩散带来的剩余磁通密度Br的降低幅度小，矫顽力HcJ的增加幅度大。与之相对，全部的比较例中，Tb扩散前的Br及HcJ、Tb扩散前的矩形比、Tb扩散带来的剩余磁通密度Br的降低幅度、Tb扩散带来的矫顽力HcJ的增加幅度、耐腐蚀性的任一种以上不良。
例如，比较实施例2和比较例4的图表是图3。图3是从Tb扩散前的磁特性向Tb扩散后的磁特性引出箭头的图表。根据图表明确，实施例2与比较例4相比，Tb扩散前的磁特性好，Tb扩散后的剩余磁通密度Br的降低幅度小，矫顽力HcJ的增加幅度大。
(实验例2)
改变扩散条件而进行了扩散试验。为了实验例2，作为实施例的烧结体制作了基材A，作为比较例的烧结体制作了基材a、b。将各基材的组成表记于表3。各基材的制作方法与实验例1一样。
根据表3，基材A及基材a的Tb扩散前的剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ及耐腐蚀性良好。与之相对，基材b的Tb扩散前的剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ不良。
另外，相对于基材A、a、b以Tb相对于磁铁的质量的质量比为0.3质量％的方式涂布含有TbH2颗粒的浆体，改变扩散条件而实施Tb扩散，测定剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ的变化的结果为表4。另外，以Tb相对于磁铁的质量的质量比为0.6质量％的方式涂布含有TbH2颗粒的浆体，改变扩散条件而实施Tb扩散的结果为表5。
【表4】
TbH2涂布量0.3质量％
【表5】
TbH2涂布量0.6质量％
根据表4、表5，即使改变浆体的涂布量、扩散时间及扩散温度，使用了基材A的实施例与使用了基材a、基材b的比较例相比，Tb扩散带来的剩余磁通密度Br的降低幅度也小，矫顽力HcJ的增加幅度也大。
(实验例3)
对于实施例2及比较例1，改变第二时效温度T2进行了基材的特性评价。将结果记在表6、图4。
【表6】
实施例2 比较例1
第二时效温度T2(℃) HcJ(kA/m) HcJ(kA/m)
470 1240 1161
500 1255 1200
520 1242 1176
560 1228 1121
根据表6、图4，Al等组成在本发明的范围内的实施例2与Al的含量过少的比较例1相比，特性相对于第二时效温度T2的变化的变化(HcJ变化)小。
(实验例4)
使对实施例2及比较例1的R-T-B系烧结磁铁进行晶界扩散时的扩散温度变化，评价晶界扩散前后的剩余磁通密度Br及矫顽力HcJ的变化幅度(ΔBr、ΔHcJ)。将结果记在表7、图5、图6。
【表7】
根据表7、图5、图6可知，Al等组成在本发明的范围内的实施例2与Al的含量过少的比较例1相比，ΔBr、ΔHcJ的变化相对于扩散温度的变化小。

Claims (8)

1.一种R-T-B系烧结磁铁，其中，
R表示稀土元素，T表示除稀土元素以外的金属元素，B表示硼或硼及碳，
作为所述T，至少含有Fe、Cu、Mn、Al、Co、Ga、Zr，
将所述R-T-B系烧结磁铁的总质量设为100质量％，
所述R的含量为28.0～31.5质量％，
所述Cu的含量为0.20～0.50质量％，
所述Mn的含量为0.02～0.10质量％，
所述Al的含量为0.15～0.30质量％，
所述Co的含量为0.50～3.0质量％，
所述Ga的含量为0.08～0.30质量％，
所述Zr的含量为0.10～0.25质量％，
所述B的含量为0.85～1.0质量％。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
作为所述R含有的重稀土元素实质上仅为Dy。
3.根据权利要求1所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
作为所述R实质上不含重稀土元素。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
Ga/Al以质量比计为0.60以上且1.30以下。
5.一种R-T-B系烧结磁铁，其中，
使重稀土元素在权利要求1～4中任一项所述的R-T-B系烧结磁铁的晶界中扩散。
6.根据权利要求1～3中任一项所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
所述Al的含量为0.18～0.30质量％。
7.根据权利要求4所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
所述Al的含量为0.18～0.30质量％。
8.根据权利要求5所述的R-T-B系烧结磁铁，其中，
所述Al的含量为0.18～0.30质量％。
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