CN107130183B - R-t-b系永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种R‑T‑B系永久磁铁，其中，所述R‑T‑B系永久磁铁具有由R2T14B型化合物构成的主相颗粒，R为稀土元素，T为必须有Fe或必须有Fe和Co的铁族元素，B为硼，除R、T、B以外，至少含有C、Ga及M，M为选自Zr、Ti、Nb中的至少一种，B的含量为0.71质量％以上0.88质量％以下，C的含量为0.15质量％以上0.34质量％以下，Ga的含量为0.40质量％以上1.40质量％以下，M的含量为0.25质量％以上2.50质量％以下，并且满足下述(1)式及(2)式：0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30(1)，5.0≦[B]+[C]‑[M]≦5.6(2)，在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[M]是以原子％表示的M含量。

Description

R-T-B系永久磁铁
技术领域
本发明涉及以稀土类元素(R)、Fe、或Fe及Co作为必须的至少一种以上的铁族元素(T)及硼(B)作为主成分的R-T-B系永久磁铁。
背景技术
R-T-B系永久磁铁具有优异的磁特性，因此被用于硬盘驱动器的音圈电动机(VCM)、搭载于混合动力汽车上的电动机等的各种电动机、或家电产品等上。在电动机等中使用R-T-B系永久磁铁的情况下，为了适应高温下的使用环境，要求耐热性优异，而且具有高的矫顽力。
作为提高R-T-B系永久磁铁的矫顽力(HcJ)的方法，一直进行的是为了提高R2T14B相的磁晶各向异性而用Dy或Tb等重稀土元素来置换主要适用Nd或Pr等的轻稀土元素的稀土元素R的一部分。至今为止，不使用重稀土元素要制造具有能够用于电动机等中的程度的矫顽力的磁铁倾向于困难。
然而，Dy或Tb比Nd或Pr资源稀少，而且昂贵。在近些年来，Dy或Tb由于大量使用它们的高矫顽力型的R-T-B系永久磁铁的急速的需求的扩大从而供给不稳定严重。因此寻求即便是极力减少了Dy或Tb的使用的组成也能得到为应用于电动机等中所必需的矫顽力。
在这样的状况中，近年来，不使用Dy或Tb而用于提高R-T-B系永久磁铁的矫顽力的研究开发也在积极地进行。其中，在相较于通常的R-T-B系永久磁铁的组成减少了B含量的组成中，报告了矫顽力提高。
例如，专利文献1中报告有，通过含有B含量比通常的R-T-B系合金低，并且含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上的金属元素M，生成R2T17相，通过充分确保以该R2T17相为原料生成的富过渡金属相(R6T13M)的体积率，由此抑制Dy的含量，并且得到矫顽力高的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
专利文献2中报告有，使B的含量比通常的R-T-B系烧结磁铁低，并且将R、B、Al、Cu、Co、Ga、C、O的含量设定为规定的范围，进而，B相对于Nd及Pr之比、及Ga及C相对于B的原子比分别满足特定的关系，由此得到具有高的剩余磁通密度及矫顽力的R-T-B系烧结磁铁。
专利文献3中报告有，通过将R量、B量、Ga量设为特定的范围的组成，由此形成厚的二颗粒晶界，不使用Dy而得到具有高的Br和高的HcJ的R-T-B烧结磁铁。
专利文献1：日本特开2013-216965号公报
专利文献2：国际公开第2013/191276号小册子
专利文献3：国际公开第2014/157448号小册子
发明内容
如上所述，虽然已知有在减少了B含量的组成中提高R-T-B系永久磁铁的矫顽力的方法，但减少Dy、Tb的含量而得到的R-T-B系永久磁铁的矫顽力作为用于混合动力汽车的驱动用电动机等、在高温环境下使用的电动机的磁铁，尚有不充分的趋势。
本发明是鉴于上述情况而创立的，其目的在于，提供一种即使减少重稀土类元素的使用量，在高温环境下也能够得到高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
用于解决课题的技术方案
为了实现上述目的，本发明提供一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，所述R-T-B系永久磁铁具有由R2T14B型化合物构成的主相颗粒，
R为稀土元素，T为必须有Fe或必须有Fe和Co的铁族元素，B为硼，
除R、T、B以外，至少含有C、Ga及M，M为选自Zr、Ti、Nb中的至少一种，
B的含量为0.71质量％以上0.88质量％以下，
C的含量为0.15质量％以上0.34质量％以下，
Ga的含量为0.40质量％以上1.40质量％以下，
M的含量为0.25质量％以上2.50质量％以下，
并且满足下述(1)式及(2)式：
0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30(1)
5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6(2)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[M]是以原子％表示的M含量。
根据上述本发明的R-T-B系永久磁铁，在降低了Dy、Tb的含量的组成中，也能够得到高的矫顽力。这样，对于在B的含量少且含有一定量的C、Ga、及M的组成中，仅在所述特定的组成平衡时得到高的矫顽力的理由，本发明人推测如下。
(1)在以B量比化学计量比组成少的组成中添加了一定量的C的原料作为初始原料的情况下，用于形成构成主相颗粒的R2T14B型化合物的B量不足，因此，C固溶于主相颗粒的R2T14B型化合物的B位点，形成由R2T14BxC(1-x)这样的组成式表示的R2T14B型化合物。另外，认为添加的Ga和元素M的至少一部分也固溶于R2T14B型化合物。
(2)在制作永久磁铁时，在实施了500℃左右的时效处理时，晶界相向液相变化，但在该工序中，主相颗粒的最表面部也熔解一部分而成为液相。在现有的R-T-B系永久磁铁的情况下，因时效处理而熔解的主相颗粒最表面部的R2T14B型化合物因冷却而液相再次变化成固相时再次作为R2T14B型化合物析出于主相颗粒表面。因此，R-T-B系永久磁铁中的主相颗粒的体积比例不会产生大的变化。
(3)但是，本发明的R-T-B系永久磁铁含有一定量的M。M因为碳化物的标准生成自由能比稀土类元素R低，所以与C结合，容易生成碳化物。因此，认为通过时效处理而从主相颗粒最表面开始熔解的组成式R2T14BxC(1-x)表示的化合物中所含的元素中，C与M结合，生成M的碳化物。
(4)这样，当从主相颗粒最表面熔解的元素中的C被消耗时，即使在冷却后再次生成R2T14B型化合物，T也会剩余C被消耗的量。通常，认为在T剩余的组成中，生成软磁性的R2T17化合物，对磁特性带来差影响。但是，本发明的R-T-B系永久磁铁含有一定量的Ga，因此，可以生成以R6T13Ga为代表的R-T-Ga化合物。
(5)即，在本发明的R-T-B系永久磁铁中，在时效处理中熔解的主相颗粒最表面部的R2T14BxC(1-x)中所含的元素中，R2T14C的量因M的碳化物、及R-T-Ga化合物的生成而消耗。而且，由组成式R2T14B表示的化合物在冷却时向主相颗粒最表面再析出。即，按照时效处理中熔解的主相颗粒最表面部的R2T14BxC(1-x)中所含的元素中的R2T14C的量，主相颗粒的比例减小，晶界相的比例增加。
(6)通过这样的机制，认为在本发明的R-T-B系永久磁铁中，通过500℃左右的时效处理，在主相颗粒彼此之间形成厚的二颗粒晶界。认为如果形成厚的二颗粒晶界，则主相颗粒彼此容易被磁分断，一个主相颗粒的磁化反转难以向相邻的主相颗粒传播，由此，发挥高的矫顽力。
(7)因此，通过500℃左右的时效处理，在主相颗粒间可靠地形成充分厚度的二颗粒晶界，得到高的矫顽力，因此，需要(1)在作为主相的R2T14B型化合物中固溶充分量的C、(2)存在用于可以消耗时效处理时熔解的主相最表面的R2T14BxC(1-x)的C的适宜量的M。因此，认为仅在(1)[C]/([B]+[C])、(2)[B]+[C]-[M]这两个参数适宜的平衡时，发挥高的矫顽力。
进而，本发明中，也可以满足下述(3)式：
5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4(3)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[M]是以原子％表示的M含量。
由于为这种范围的组成，从而容易充分厚地形成主相颗粒间的二颗粒晶界，有容易得到更加高的矫顽力的趋势。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，R的含量为29质量％以上37质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，还含有Cu，且Cu的含量为0.05质量％以上1.5质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，还含有Al，且Al的含量为0.03质量％以上0.6质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，Co的含量为0.3质量％以上4.0质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，具有所述由R2T14B型化合物构成的主相颗粒及晶界，所述晶界具有含有R、T、Ga的R-T-Ga相、及M的碳化物相。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，B的含量为0.71质量％以上0.85质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，C的含量为0.15质量％以上0.30质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，Ga的含量为0.70质量％以上1.40质量％以下。
本发明的R-T-B系永久磁铁中，也可以是，M的含量为0.65质量％以上2.50质量％以下。
发明效果
根据本发明，可以提供即使减少重稀土类元素的使用量也能够得到高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
附图说明
图1是表示本发明的一个实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的截面结构的示意图。
图2是表示制造本发明的一个实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的方法的一例的流程图。
图3是用扫描型电子显微镜观察实验例3的R-T-B系烧结磁铁截面的反射线电子像。
符号说明
4 主相颗粒
6 晶界
7 富R相
8 R-T-Ga相
9 ZrC相
100 R-T-B系烧结磁铁
具体实施方式
以下，基于附图所示的实施方式说明本发明。
第一实施方式
本发明的第一实施方式涉及作为R-T-B系永久磁铁的一种的R-T-B系烧结磁铁。
＜R-T-B系烧结磁铁＞
对本发明的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁进行说明。如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁100具有由R2T14B型化合物构成的主相颗粒4和存在于主相颗粒4之间的晶界6。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中所含的主相颗粒由R2T14B型化合物构成，其中，所述R2T14B型化合物具有由R2T14B型的四方晶构成的晶体结构。
R表示稀土类元素的至少一种。稀土类元素是指属于长周期型周期表的第三族的Sc、Y和镧系元素。在镧系元素中，例如包括La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等。稀土类元素分为轻稀土类元素及重稀土类元素，重稀土类元素是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土类元素是其以外的稀土类元素。
本实施方式中，T表示包含Fe、或者包含Fe及Co的一种以上的铁族元素。T可以单独为Fe，也可以是Fe的一部分用Co置换。在Fe的一部分置换为Co的情况下，可以不降低磁特性而提高温度特性。
本实施方式所涉及的R2T14B型化合物中，B可以将B的一部分置换为碳(C)。由此，具有在进行时效处理时容易形成厚的二颗粒晶界，容易提高矫顽力的效果。
构成本实施方式所涉及的主相颗粒4的R2T14B型化合物也可以含有各种公知的添加元素。具体而言，也可以含有Ti、V、Cu、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Al、Ga、Si、Bi、Sn等元素中的至少一种元素。
本实施方式中，通过使用图像处理等方法分析R-T-B系烧结磁铁的截面，求出主相颗粒的平均粒径。具体而言，在通过图像分析求出了R-T-B系烧结磁铁的截面上的各主相颗粒的截面积后，将具有该截面积的圆的直径(圆当量直径)定义为该截面中的该主相颗粒的粒径。进一步，对在该截面上存在于成为分析对象的视野的全部主相颗粒求粒径，将(主相颗粒的粒径的合计值)/(主相颗粒的个数)表示的算术平均值定义为该R-T-B系烧结磁铁中的主相颗粒的平均粒径。此外，在各向异性磁铁的情况下，将与R-T-B系烧结磁铁的易磁化轴平行的截面用于分析。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中所含的主相颗粒的平均粒径可以为5μm以下，也可以为3μm以下。通过主相颗粒的平均粒径为这样的范围，有得到高的矫顽力的趋势。另外，主相颗粒的平均粒径没有特别下限，但从容易良好地维持R-T-B系烧结磁铁的磁化性的观点出发，主相颗粒的平均粒径也可以为0.8μm以上。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的晶界也可以具有含有R、T、Ga的R-T-Ga相、及M的碳化物相。通过时效处理形成这样的相的条件时，有形成厚的二颗粒晶界的趋势，有发挥高的矫顽力的趋势。进而，R-T-Ga相也可以含有具有La6Co11Ga3型的晶体结构的R6T13Ga。R6T13Ga是磁化低的化合物，因此，即使存在于二颗粒晶界，也能够将主相颗粒彼此充分地磁分断。另外，作为M的碳化物相中所含的化合物，可举出ZrC、TiC、NbC。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的晶界还具有R的浓度比R-T-Ga相高的富R相。另外，除富R相以外，还可以含有硼(B)的浓度高的富B相、R氧化物相、R碳化物相等。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中的R的含量可以为29质量％以上37质量％以下，也可以为29.5质量％以上35质量％以下。通过R的含量为29质量％以上，容易充分地进行成为R-T-B系烧结磁铁的主相的R2T14B型化合物的生成。因此，具有软磁性的α-Fe等难以析出，磁特性容易提高。另外，如果R的含量为37质量％以下，则R-T-B系烧结磁铁中所含的R2T14B型化合物的比例增加，因此，有剩余磁通密度提高的趋势。进而，从提高矫顽力的观点出发，R的含量也可以为30质量％以上34质量％以下。此外，就上述的R的含量而言，将小数点第1位或小数点第2位四舍五入。另外，本实施方式中，从降低成本及规避资源风险的观点出发，作为R含有的重稀土类元素的量也可以为1.0质量％以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中的B的含量为0.71质量％以上0.88质量％以下。本实施方式中，B的含量为这样，由此存在于相较于R2T14B型化合物的化学计量比组成大幅低的范围内，这是用于在时效处理时形成厚的二颗粒晶界，得到高的矫顽力的必要条件。另外，B的含量也可以为0.71质量％以上0.85质量％以下。
T如上述表示含有Fe、或含有Fe及Co的一种以上的铁族元素。在作为T含有Co的情况下，Co的含量可以为0.3质量％以上4.0质量％以下，也可以为0.5质量％以上1.5质量％以下。如果Co的含量为4质量％以下，则有剩余磁通密度提高的趋势。另外，有容易降低本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的成本的趋势。另外，如果Co的含量为0.3质量％以上，则有耐蚀性提高的趋势。另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中的Fe的含量为R-T-B系烧结磁铁的构成要素中的实质性的余量。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁以0.15质量％以上0.34质量％以下的范围含有碳(C)。如上所述，在相较于R2T14B型化合物的化学计量比组成大幅降低的B含量的情况下，通过以这样的范围含有C，C固溶于主相颗粒的R2T14B型化合物的B位点，形成由R2T14BxC(1-x)这种组成式表示的R2T14B型化合物。由此，在进行时效处理时容易形成厚的二颗粒晶界，容易得到高的矫顽力。因此，在C的含量低于0.15质量％的情况下，有难以形成厚的二颗粒晶界，矫顽力降低的趋势。另外，如果C的含量超过0.34质量％，则有生成不能固溶于主相颗粒中的剩余的C的趋势，有矫顽力容易降低的趋势。另外，C的含量也可以为0.15质量％以上0.30质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁含有0.40质量％以上的Ga。通过以这样的范围含有Ga，如上述在时效处理时形成R-T-Ga相，由此容易形成厚的二颗粒晶界，容易得到高的矫顽力。另外，Ga的含量也可以为1.40质量％以下。如果Ga的含量为1.40质量％以下，则有剩余磁通密度提高的趋势。另外，Ga的含量也可以为0.70质量％以上1.40质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁含有0.25质量％以上的M(M为选自Zr、Ti、Nb中的至少一种)。M与稀土类元素R相比，碳化物的标准生成自由能低，因此，有比R容易与C结合的趋势。因此，通过与时效处理时从主相颗粒最表面开始熔解的R2T14BxC(1-x)中所含的C形成碳化物，具有容易形成厚的二颗粒晶界，容易提高矫顽力的作用。M的最佳含量根据B及C的含量而变化，但从防止剩余磁通密度的降低的观点出发，M的含量也可以为2.50质量％以下的范围。M的含量也可以为0.25质量％以上2.50质量％以下。进而，M也具有抑制烧结时的异常晶粒生长的效果。烧结时的异常晶粒生长在微粉碎粉末的粉碎粒径小时特别容易产生，因此，在要得到主相颗粒的平均粒径为3μm以下的R-T-B系烧结磁铁的情况下，M的含量也可以为0.65质量％以上。另外，从抑制烧结时的异常晶粒生长的观点出发，M也可以为Zr。M的含量也可以为0.65质量％以上2.50质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有Cu。Cu的含量可以为0.05质量％以上1.5质量％以下，也可以为0.10质量％以上1.0质量％以下。通过含有Cu，可以改善得到的磁铁的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性。如果Cu的含量为1.5质量％以下，则有剩余磁通密度提高的趋势。另外，Cu的含量为0.05质量％以上时，有矫顽力提高的趋势。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有Al。通过含有Al，可以改善得到的磁铁的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性。Al的含量可以为0.03质量％以上0.6质量％以下，也可以为0.10质量％以上0.40质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有上述以外的添加元素。具体而言，可举出V、Cr、Mn、Ni、Mo、Hf、Ta、W、Si、Bi、Sn等。该添加元素的含量在将R-T-B系烧结磁铁整体设为100质量％时，也可以为合计2.0质量％以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有0.5质量％以下左右的氧(O)。从耐蚀性的观点出发，氧量也可以为0.05质量％以上。从磁特性的观点出发，氧量也可以为0.20质量％以下。也可以为0.05质量％以上0.15质量％以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有一定量的氮(N)。一定量根据其它参数等变化并适量决定，但从磁特性的观点出发，氮量可以为0.01质量％以上0.2质量％以下。也可以为0.04质量％以上0.08质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，各元素的含量为上述的范围，并且，B、C的含量满足如下特定的关系。即，在将B、C的以原子％表示的含量分别设为[B]及[C]时，满足0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.3的关系。在B的含量如上述那样在大幅低于R2T14B型化合物的化学计量比组成的范围的情况下，按照B含量在这样的范围含有C，由此，能够提高烧结后的主相颗粒中所含的R2T14BxC(1-x)中的C的比例。由此，通过上述的机制，在时效处理时能够形成厚的二颗粒晶界，能够得到高的矫顽力。在[C]/([B]+[C])的值低于0.14的情况下，难以形成厚的二颗粒晶界，矫顽力降低。另外，[C]/([B]+[C])的值超过0.30时，C不能置换R2T14B型化合物的B位点，矫顽力容易降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，B、C及M的含量还满足下述这种特定的关系。即，在将B、C及M的以原子％表示的含量分别设为[B]、[C]及[M]时，满足5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6的关系。这样，通过为满足成为5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6的关系的组成，如上所述，在时效处理时熔解的主相最表面的R2T14BxC(1-x)的C和M以适宜的平衡进行反应，可以形成碳化物，可以形成厚的二颗粒晶界。由此，认为得到高的矫顽力。在[B]+[C]-[M]超过5.6的情况下，相对于从主相最表面开始熔解的R2T14BxC(1-x)中所含的C，M不足，因此，不能充分形成厚的二颗粒晶界，矫顽力降低。另外，在[B]+[C]-[M]低于5.0的情况下，M过多，由此，容易析出软磁性的R2T17相等异相，矫顽力降低。
进而，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁也可以为满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4这种关系的组成。通过为满足这种关系的组成，得到更加高的矫顽力。
R-T-B系烧结磁铁中的各元素的含量可以通过荧光X射线分析法(XRF)、电感耦合等离子体发光分析法(ICP-AES)等通常众所周知的方法进行测定。另外，氧量例如通过惰性气体融解-非分散型红外线吸收法进行测定，碳量例如通过氧气流中燃烧-红外线吸收法进行测定，氮量例如通过惰性气体融解-热传导度法进行测定。
上述B、C及M的以原子％表示的含量在本实施例中通过以下的顺序求出。
(1)首先，通过上述的分析方法分析R-T-B系烧结磁铁中所含的各元素的含量，求各元素的含量的质量％下的分析值(X1)。作为分析对象的元素为在R-T-B系烧结磁铁中含有0.05质量％以上的元素、及氧、碳、氮。
(2)求出各元素的含量的质量％下的分析值(X1)除以各元素的原子量分别所得的值(X3)。
(3)对于分析出的全部元素，求以百分率表示各元素的(X3)的值相对于将上述(X3)的值合计所得的值的比例的值，将其设为由各元素的原子％表示的含量(X2)。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁通常加工成任意的形状使用。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的形状没有特别限定，例如可以设为长方体、六面体、平板状、四棱柱等柱状、R-T-B系烧结磁铁的截面形状为C型的圆筒状等任意的形状。作为四棱柱，例如也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，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁中，包括加工后将该磁铁磁化的磁铁产品、和没有将该磁铁磁化的磁铁产品这两者。
＜R-T-B系烧结磁铁的制造方法＞
使用附图对制造具有上述那种结构的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的方法的一例进行说明。图2是表示制造本发明实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的方法的一例的流程图。如图2所示，制造本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的方法具有以下工序。
(a)准备原料合金的合金准备工序(步骤S11)
(b)粉碎原料合金的粉碎工序(步骤S12)
(c)将经粉碎的原料粉末成型的成型工序(步骤S13)
(d)烧结成型体，得到R-T-B系烧结磁铁的烧结工序(步骤S14)
(e)时效处理R-T-B系烧结磁铁的时效处理工序(步骤S15)
(f)冷却R-T-B系烧结磁铁的冷却工序(步骤S16)
[合金准备工序：步骤S11]
准备本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的原料合金(合金准备工序(步骤S11))。合金准备工序(步骤S11)中，将与本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁的组成对应的原料金属在真空或Ar气体等惰性气体气氛中熔融后，使用其进行铸造，由此制作具有所希望的组成的原料合金。此外，本实施方式中，对使用单独的合金作为原料合金的1合金法的情况进行说明，也可以使用将第一合金和第二合金这两种的合金混合而制作原料粉末的2合金法。
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、以及它们的合金或化合物等。铸造原料金属的铸造方法例如可以是铸块铸造法、薄片连铸法、书型铸模法、离心铸造法等。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时，在真空或惰性气体气氛下、以700℃以上1500℃以下的温度保持1小时以上进行。由此，R-T-B系烧结磁铁用合金融解而被均质化。
本实施方式中，将最终在R-T-B系烧结磁铁中含有的碳中的至少一部分在合金准备工序中与原料金属一同熔解，进行铸造，由此，也可以制作含有碳的R-T-B系烧结磁铁用合金。这样，通过从合金阶段开始添加碳，容易形成由R2T14BxC(1-x)之类的组成式表示的含有R2T14B型化合物的主相颗粒，在时效处理时容易形成厚的二颗粒晶界。作为用于铸造的碳源，只要使用含有碳的物质即可。可以使用石墨、炭黑等碳含量高的物质。
[粉碎工序：步骤S12]
在制作了原料合金后，将原料合金粉碎(粉碎工序(步骤S12))。粉碎工序(步骤S12)有粉碎成粒径成为数百μm～数mm左右的粗粉碎工序(步骤S12-1)、和微粉碎成粒径成为数μm左右的微粉碎工序(步骤S12-2)。
(粗粉碎工序：步骤S12-1)
将原料合金各自粗粉碎成粒径成为数百μm～数mm左右(粗粉碎工序(步骤S12-1))。由此，得到原料合金的粗粉碎粉末。粗粉碎可以通过在使原料合金吸附氢之后基于不同相间的氢吸附量的差异使氢放出并进行脱氢从而发生自崩解性粉碎(氢吸附粉碎)来进行。
此外，粗粉碎工序(步骤S12-1)除了如上述的使用氢吸蔵粉碎以外，也可以在惰性气体气氛中使用捣磨机、颚式破碎机、布朗粉碎机等粗粉碎机进行。
另外，为了得到高的磁特性，从粉碎工序(步骤S12)到烧结工序(步骤S15)的各个工序的气氛也可以为低氧浓度。氧浓度可以通过各制造工序中的气氛的控制等来进行调节。如果各制造工序的氧浓度高，则原料合金的粉末中的稀土元素发生氧化，R-T-B系烧结磁铁的氧量增大，会导致R-T-B系烧结磁铁的矫顽力降低。因此，例如，也可以将各工序的氧的浓度设定为100ppm以下。
(微粉碎工序：步骤S12-2)
在将原料合金粗粉碎之后，将得到的原料合金的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒径成为数μm左右(微粉碎工序(步骤S12-2))。由此，得到原料合金的微粉碎粉末。通过进一步将经过粗粉碎的粉末微粉碎，可以得到具有平均粒径为0.1μm以上4.0μm以下的颗粒的微粉碎粉末。平均粒径也可以为0.5μm以上3.0μm以下。通过将微粉碎粉末的平均粒径设为这样的范围，容易减小烧结后的主相颗粒的平均粒径，有容易得到高的矫顽力的趋势。
微粉碎可以通过一边适当调整粉碎时间等条件，一边使用喷磨机、珠磨机等微粉碎机对经粗粉碎的粉末进行进一步的粉碎来实施。喷磨机是由狭小的喷嘴来释放高压的惰性气体(例如，N2气体)产生高速气流，由该高速气流来加速原料合金的粗粉碎粉末并使原料合金的粗粉碎粉末彼此发生碰撞或者使其与靶材或容器壁发生碰撞来进行粉碎的干式粉碎法。
特别是，在要使用喷磨机得到细的粒径的微粉碎粉末的情况下，被粉碎的粉末表面非常活性，因此，容易引起粉碎的粉末彼此的再凝集、向容器壁的附着，有收率降低的趋势。因此，在将原料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来防止粉末彼此的再凝集、向容器壁的附着，可以以高的收率得到微粉碎粉末。另外，通过这样添加粉碎助剂，也能够得到在用于成型时容易取向的微粉碎粉末。粉碎助剂的添加量根据微粉碎粉末的粒径或添加的粉碎助剂的种类变化，但以质量％计也可以为0.01％～1％左右。
作为喷磨机那种干式粉碎法以外的方法，有湿式粉碎法。作为湿式粉碎法，例如可以使用利用小径的珠进行高速搅拌的珠磨机。另外，也可以进行在通过喷磨机干式粉碎后，进一步通过珠磨机进行湿式粉碎的多段粉碎。
[成型工序：步骤S13]
将原料合金微粉碎之后，将微粉碎粉末成型为目标的形状(成型工序(步骤S13))。在成型工序(步骤S13)中，通过将微粉碎粉末充填于配置在电磁铁中的模型内并进行加压，从而将微粉碎粉末成型为任意的形状。此时，一边施加磁场一边进行，通过施加磁场从而使微粉碎粉末产生规定的取向，以使结晶轴取向的状态在磁场中成型。由此可以得到成型体。得到的成型体因为向特定方向取向，所以能够得到具有更强磁性的各向异性的R-T-B系烧结磁铁。
成型时的加压也可以在30MPa～300MPa下进行。施加的磁场也可以为950kA/m～1600kA/m。施加的磁场不限定于静磁场，也可以为脉冲状磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
此外，作为成型方法，除了如上所述将微粉碎粉末直接成型的干式成型以外，也可以应用对使微粉碎粉末分散于油等溶剂中的浆料进行成型的湿式成型。
对微粉碎粉末进行成型而得到的成型体的形状没有特别地限定，例如可以为长方体、平板状、柱状、环状等根据所希望的R-T-B系烧结磁铁的形状制成任意的形状。
[烧结工序：步骤S14]
在磁场中成型，在真空或者惰性气体气氛中烧结成型为目标形状而得到的成型体，得到R-T-B系烧结磁铁(烧结工序(步骤S14))。对成型体例如通过在真空中或者在惰性气体的存在下进行以900℃以上1200℃以下加热1小时以上72小时以下的处理来烧结。由此，微粉碎粉末发生液相烧结，得到主相的体积比率提高了的R-T-B系烧结磁铁(R-T-B系磁铁的烧结体)。
在烧结了成型体之后，从提高生产效率的观点出发，也可以对烧结体进行急冷。
[时效处理工序：步骤S15]
在烧结了成型体之后，对R-T-B系烧结磁铁进行时效处理(时效处理工序(步骤S15))。烧结后，通过以低于烧结时的温度保持所得到的R-T-B系烧结磁铁等来对R-T-B系烧结磁铁实施时效处理。时效处理例如可以通过在真空或惰性气体的存在下以400℃以上900℃以下加热10分钟以上10小时以下的处理而进行。时效处理根据需要也可以改变温度进行多次处理。通过这样的时效处理，可以提高R-T-B系烧结磁铁的磁特性。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的时效处理中，也可以包含以450℃以上550℃以下保持10分钟以上10小时以下的处理。在该范围中，通过根据组成、粒度和粒度分布的差异等诸条件适宜调整时效处理温度、时效处理时间，可以形成厚的二颗粒晶界，由此可以得到高的矫顽力。
[冷却工序：步骤S16]
在对R-T-B系烧结磁铁实施过时效处理之后，在Ar气气氛中对R-T-B系烧结磁铁进行急冷(冷却工序(步骤S16))。由此，能够得到本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁。为了形成厚的二颗粒晶界，得到高的矫顽力，冷却速度也可以设为30℃/min以上。
通过以上的工序得到的R-T-B系烧结磁铁根据需要也可以加工成所希望的形状。加工方法例如可以举出切断、研磨等形状加工、滚筒研磨等倒角加工等。
也可以具有对加工后的R-T-B系烧结磁铁的晶界进一步使重稀土元素扩散的工序。晶界扩散可以通过在用涂布或蒸镀等使包含重稀土元素的化合物附着于R-T-B系烧结磁铁的表面之后进行热处理，或者在包含重稀土元素的蒸气的气氛中对R-T-B系烧结磁铁进行热处理来实施。由此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力。
得到的R-T-B系烧结磁铁也可以实施镀层或树脂覆膜或氧化处理、化学合成处理等表面处理。由此，也可以进一步提高耐蚀性。
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)旋转机、如内转子型的无刷电动机那样的内部磁铁嵌入型(Interior Permanent Magnet：IPM)旋转机、PRM(永久磁铁磁阻电动机，Permanent magnet Reluctance Motor)等的磁铁。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动机或音圈电动机、电动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、工作机械的伺服电动机、手机的振动器用电动机、印刷机用电动机、发电机用电动机等用途。
第二实施方式
本发明第二实施方式是涉及通过热加工制造的R-T-B系永久磁铁。第二实施方式在以下没有记载的方面与第一实施方式相同。另外，第一实施方式中记载为“烧结”的部分适宜重读。
＜基于热加工的R-T-B系永久磁铁的制造方法＞
制造本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁的方法具有以下的工序。
(a)将原料金属熔解，将得到的金属熔液急冷而得到薄带的熔解急冷工序
(b)粉碎薄带而得到薄片状的原料粉末的粉碎工序
(c)将粉碎的原料粉末冷成型的冷成型工序
(d)预备加热冷成型体的预备加热工序
(e)将预备加热的冷成型体热成型的热成型工序
(f)使热成型体塑性变形为规定的形状的热塑性加工工序。
(g)对R-T-B系永久磁铁进行时效处理的时效处理工序
(a)熔解急冷工序是熔解原料金属，将得到的金属熔液急冷而得到薄带的工序。熔解原料金属的方法没有特别限制。只要得到成分均匀且具有可进行急冷凝固的程度的流动性的金属熔液即可。金属熔液的温度没有特别限制，也可以为1000℃以上。
其次，将金属熔液急冷而得到薄带。具体而言，在旋转辊上滴下金属熔液，由此得到薄带。金属熔液的冷却速度可通过控制旋转辊的圆周速度及金属熔液的滴下量而进行调整。圆周速度通常为10～30m/秒。
(b)粉碎工序是粉碎通过(a)熔解急冷工序得到的薄带的工序。粉碎方法没有特别限制。通过粉碎，得到由约20nm的微晶粒构成的薄片状的合金粉末。
(c)冷成型工序是将通过(b)粉碎工序得到的薄片状的原料粉末冷成型的工序。冷成型通过在室温下将原料粉末充填到模型中后进行加压而进行。加压时的压力没有特别限制。压力越高，得到密度越高的冷成型体。但是，如果压力成为某一值以上，则密度饱和。因此，即使进行必要以上的加压也没有效果。成型压力根据合金粉末的组成及粒径等适宜选择。
加压时间也没有特别限制。加压时间越长，得到密度越高的冷成型体。但是，如果加压时间成为某一值以上，则密度饱和。通常密度在1～5秒饱和。
(d)预备加热工序是预备加热通过(c)冷成型工序得到的冷成型体的工序。预备加热温度没有特别限制，通常为500℃以上、850℃以下。通过将预备加热的条件最优化，可以得到在(e)热成型工序中晶体组织均匀且微细的成型体。进而，在(f)热塑性加工工序中可以提高磁取向度。
通过将预备加热温度设为500℃以上，在热成型工序中可以将晶界相充分液状化。而且，在热成型时成型体上不易产生裂纹。预备加热温度可以设为600℃以上，也可以设为700℃以上。另一方面，通过将预备加热温度设为850℃以下，容易防止晶粒的粗大化。进而，容易防止磁性材料的氧化。预备加热温度可以设为800℃以下，也可以设为780℃以下。
预备加热时间只要是冷成型体达到规定的温度的时间即可。通过适宜控制预备加热时间，在热成型工序中可以将晶界相充分液状化。而且，在热成型时成型体上不易产生裂纹。进而，容易防止晶粒的粗大化。预备加热时间也可以根据成型体的尺寸或预备加热温度等适宜选择。通常，成型体的尺寸越大，优选的预备加热时间越长。另外，预备加热温度越低，优选的预备加热时间越长。预备加热时的气氛没有特别限制，但从防止磁性材料的氧化及磁特性的降低的观点出发，也可以设为惰性气氛或还原气氛。
(e)热成型工序是将通过(d)预备加热工序得到的预备加热了的冷成型体在热条件下进行加压的工序。通过热成型工序，可以使磁铁材料致密化。
“热成型”是指所谓的热压法。在使用热压法在热条件下对冷成型体进行加压时，残存于冷成型体的气孔消失，可以致密化。
使用热压法进行热成型的方法没有特别限制。例如，有预备加热冷成型体，将预备加热了的冷成型体插入被加热到规定的温度的模型内，对冷成型体施加规定时间的规定的压力的方法。以下，记载通过上述的方法进行热成型的情况。
热压条件根据成分组成及要求的特性选择最佳的条件。通常，通过将热压温度设为750℃以上，可以使晶界相充分液状化。而且，成型体的致密化充分，成型体上不易产生裂纹。另一方面，通过将热压温度设为850℃以下，容易防止晶粒的粗大化。其结果，可以提高磁特性。
热压时的压力没有特别限制。压力越高，得到密度越高的热成型体。但是，当压力成为一定值以上时，密度饱和。因此，即使进行必要以上的加压也没有效果。热压压力根据合金粉末的组成及粒径等适宜选择。
热压时间也没有特别限制。热压时间越长，得到密度越高的热成型体。但是，当热压时间延长必要以上时，可能导致晶粒的粗大化。热压时间根据合金粉末的组成及粒径等适宜选择。
热压时的气氛没有特别限制，但从防止磁性材料的氧化及磁特性的降低的观点出发，也可以设为惰性气氛或还原气氛。
(f)热塑性加工工序是使通过(e)热成型工序得到的热成型体塑性变形为规定的形状而得到磁铁材料的工序。热塑性加工工序的方法没有特别限制，但从生产率的观点出发，特别优选热挤出加工的方法。
加工温度没有特别限制，通常，通过将加工温度设为750℃以上，可以将晶界相充分液状化。而且，成型体的致密化充分，成型体上不易产生裂纹。另一方面，通过将加工温度设为850℃以下，容易防止晶粒的粗大化。其结果，可以提高磁特性。在热塑性加工工序之后根据需要实施后加工，由此得到具有所希望的成分组成及形状的R-T-B系永久磁铁。
(g)时效处理工序是对通过(f)热塑性加工工序而得到的R-T-B系永久磁铁进行时效处理的工序。在热塑性加工后，将得到的R-T-B系永久磁铁以比热塑性加工时低的温度保持等，由此对R-T-B系永久磁铁实施时效处理。时效处理例如可以通过进行在真空中或惰性气体的存在下以400℃以上700℃以下进行10分钟以上10小时以下加热的处理而进行。时效处理根据需要也可以改变温度进行多次处理。通过这样的时效处理，可以提高R-T-B系烧结磁铁的磁特性。本实施方式的R-T-B系永久磁铁中，进行时效处理的温度也可以设为400℃～600℃的范围。在该温度范围内根据组成、粒度和粒度分布的差异等诸条件适宜调整时效处理温度、时效处理时间，由此可以形成厚的二颗粒晶界，由此可以得到高的矫顽力。
以下，对通过热成型工序及热塑性加工工序得到具有磁各向异性的R-T-B系永久磁铁的机制进行说明。
热成型体的内部由结晶颗粒及晶界相构成。热成型时，如果成型体的温度成为高温，则晶界相开始液状化。而且，如果加热温度成为更高温，则结晶颗粒成为被液状化的晶界相包围的状态。而且，结晶颗粒成为可旋转的状态。但是，在该阶段，易磁化轴的朝向、即磁化的方向为分散的状态(各向同性状态)。即，通常，热成型体不具有磁各向异性。
其次，如果对得到的热成型体实施热塑性加工，则热成型体塑性变形，得到具有所希望形状的磁铁材料。此时，结晶颗粒被在加压方向上压缩而塑性变形，同时，易磁化轴在加压方向上取向。因此，得到具有磁各向异性的R-T-B系永久磁铁。
此外，本发明不限于上述的实施方式，在本发明的范围内可以进行各种改变。
[实施例]
以下，通过实施例更详细说明发明，但本发明不限于这些实施例。
(实验例1～7)
首先，准备原料合金。以得到表1所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，将这些原料熔解后，通过薄片连铸法进行铸造，得到薄片状的原料合金。原料中的碳量使用石墨进行调整，通过考虑微粉碎时的从粉碎助剂混入的碳量，从装料组成减去预期由粉碎助剂的增加的量，以最终的R-T-B系烧结磁铁的组成成为表1所示的组成的方式制作原料合金。
接着，对这些原料合金进行了分别使之在室温下吸附氢后，在Ar气氛下分别进行400℃、1小时的脱氢的氢粉碎处理(粗粉碎)。
此外，本实施例中，从该氢粉碎处理至烧结的各工序(微粉碎及成型)在低于50ppm的氧浓度的惰性气体气氛下进行(以下的实验例中相同)。
接着，在进行了氢粉碎处理的粗粉碎粉末中添加作为粉碎助剂的油酸酰胺0.07质量％后，使用喷磨机进行微粉碎。在微粉碎时，通过调节喷磨机的分级条件，以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为3μm的方式调节微粉碎粉末的粒径。
将得到的微粉碎粉末充填于配置在电磁铁中的金属模型内，进行一边施加1200kA/m的磁场一边施加120MPa的压力的磁场中成型，得到成型体。
之后，烧结得到的成型体。在真空中以1050℃保持12小时进行了烧结后，进行急冷，得到烧结体(R-T-B系烧结磁铁)。然后，对得到的烧结体实施500℃下为1小时(均在Ar气氛下)的时效处理，得到实验例1～7的各R-T-B系烧结磁铁。
表1表示对实验例1～7的R-T-B系烧结磁铁进行了组成分析的结果。就表1所示的各元素的含量而言，Nd、Pr、Dy、Tb、Fe、Co、Ga、Al、Cu、Zr、Ti、Nb通过荧光X射线分析测定，B通过ICP发光分析测定，O通过惰性气体融解-非分散型红外线吸收法测定，C通过氧气流中燃烧-红外吸收法测定，N通过惰性气体融解-热传导度法测定。另外，关于[B]+[C]-[M]及、[C]/([B]+[C])，通过将利用这些方法得到的质量％下的各元素的含量变换成原子％下的含量的值而算出。此外，表中的T.RE是Nd、Pr、Dy及Tb的含量的合计的值，表示R-T-B系烧结磁铁中的稀土类元素的总含量。
使用B-H示踪仪测定实验例1～7中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性。作为磁特性，测定剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。表1中一并表示结果。
根据组成分析的结果判断，实验例3～6的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此，相当于实施例，实验例1、2、7的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，因此，相当于比较例。如表1所示，因为实验例3～6的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力相较于实验例1、2、7的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，所以在满足0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6这两者的情况下，可以说得到高的矫顽力。
通过聚焦离子束(FIB)加工实验例3的R-T-B系烧结磁铁的截面，并使用扫描型电子显微镜(SEM)进行烧结体组织的观察。图3表示反射电子像。可知在主相颗粒4之间形成厚的二颗粒晶界。进而，使用电子束微分析仪(EPMA)分析存在于晶界的元素，结果确认到，在晶界中，除图3中以白色看到的富R相7之外，还存在以灰色看到的R-T-Ga相8、及以四边形状析出的ZrC相9。
(实验例8～14)
以得到表2所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例8～14的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，与实验例1～7相同，将进行了组成分析的结果一并示于表2。
将测定了实验例8～14中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表2。实验例9～13的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此相当于实施例，实验例8、14的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。实验例9～13的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力与实验例8、14的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力相比高，所以在满足0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6这两者的情况下，可以说得到高的矫顽力。进而还确认到，其中，满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4的实验例10、11的矫顽力为更高的值。
另外，确认了实验例8～14的各R-T-B系烧结磁铁的破裂面，在Zr含量低于0.65质量％的实验例8～10的R-T-B系烧结磁铁中，因烧结时的异常晶粒生长而四处可见膨大化至粒径10μm左右以上的主相颗粒，特别是，在Zr量最少的实验例8的R-T-B系烧结磁铁中，确认到大量这样膨大化的主相颗粒。
(实验例15～21)
以得到表3所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例15～21的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样进行了组成分析的结果一并示于表3。
将测定了实验例15～21中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表3。实验例16～20的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，所以相当于实施例，实验例15、21的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，因此相当于比较例。实验例16～20的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例15、21的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，因此，在满足0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6这两者的情况下，可以说得到高的矫顽力。进而还确认到，其中，满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4的实验例17～19的矫顽力为更高的值。
(实验例22～28)
以得到表4所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例22～28的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样地进行了组成分析的结果一并示于表4。
将测定了实验例22～28中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表4。实验例23～27的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此相当于实施例，实验例22、28的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。实验例23～27的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例22、28的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，因此，在满足0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6这两者的情况下，可以说得到高的矫顽力。进而还确认到，其中，满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4的实验例25、26的矫顽力为更高的值。
(实验例29～34)
以得到表5所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式改变Ga量并配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例29～34的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样地进行了组成分析的结果一并示于表5。
将测定了实验例29～34中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表5。实验例30～34的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此相当于实施例，实验例29的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。Ga量为0.40质量％以上的实验例30～34的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例29的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，因此，确认到在Ga量0.40质量％以上时得到高的矫顽力。另外，Ga量超过1.40质量％的实验例34发挥剩余磁通密度的值降低的趋势。
(实验例35～41)
作为M，变更为Zr，并使用Ti，以得到表6所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例35～41的各R-T-B系烧结磁铁。另外，得到作为M含有Zr及Ti的实验例38a的R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样地进行了组成分析的结果一并示于表6。
将测定了实验例35～41中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表6。实验例36～40的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此相当于实施例，实验例35、41的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。实验例36～40的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例35、41的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，因此，确认到，在作为M使用了Ti的情况下，在0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6的范围也能够得到高的矫顽力。进而还确认到，其中，满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4的实验例38、39的矫顽力为更高的值。
另外，根据实验例38a，即使在作为M使用Ti及Zr的情况下，也能够与仅使用Ti作为M的其它实验例相同地得到高的矫顽力。
(实验例42～48)
作为M，变更为Zr，并使用Nb，以得到表7所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例42～48的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样地进行了组成分析的结果一并示于表7。
将测定了实验例42～48中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性的结果一并示于表7。实验例43～47的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，因此相当于实施例，实验例42、48的R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。实验例43～47的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例例42、48的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，因此，确认到，在作为M使用了Nb的情况下，在0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6的范围也能够得到高的矫顽力。进而还确认到，其中，满足5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4的实验例45、46的矫顽力为更高的值。
(实验例49～54)
以得到表8所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，除此之外，与实验例1～7同样地得到实验例49～54的各R-T-B系烧结磁铁。对于得到的各R-T-B系烧结磁铁，将与实验例1～7同样地进行了组成分析的结果一并示于表8。
将与实验例1～7同样地评价了实验例49～54的磁特性的结果一并示于表8。实验例50、53的R-T-B系烧结磁铁满足本发明的条件，所以相当于实施例，实验例49、51、52、54的各R-T-B系烧结磁铁不满足本发明的条件，所以相当于比较例。如本实验例确认到，在Dy、Tb含有微量的组成中，在0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30、且5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6的范围也能够得到高的矫顽力。

Claims (11)

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系永久磁铁具有由R2T14B型化合物构成的主相颗粒，R为稀土元素，T为必须有Fe或必须有Fe和Co的铁族元素，B为硼，
除R、T、B以外，至少含有C、Ga及M，M为选自Zr、Ti、Nb中的至少一种，
B的含量为0.71质量％以上0.88质量％以下，
C的含量为0.15质量％以上0.34质量％以下，
Ga的含量为0.40质量％以上1.40质量％以下，
M的含量为0.25质量％以上2.50质量％以下，
并且满足下述(1)式及(2)式：
0.14≦[C]/([B]+[C])≦0.30 (1)
5.0≦[B]+[C]-[M]≦5.6 (2)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[M]是以原子％表示的M含量。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
满足下述(3)式：
5.2≦[B]+[C]-[M]≦5.4 (3)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[M]是以原子％表示的M含量。
3.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
R的含量为29质量％以上37质量％以下。
4.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有Cu，且Cu的含量为0.05质量％以上1.5质量％以下。
5.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有Al，且Al的含量为0.03质量％以上0.6质量％以下。
6.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
Co的含量为0.3质量％以上4.0质量％以下。
7.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
具有所述由R2T14B型化合物构成的主相颗粒及晶界，所述晶界具有含有R、T、Ga的R-T-Ga相、及M的碳化物相。
8.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
B的含量为0.71质量％以上0.85质量％以下。
9.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
C的含量为0.15质量％以上0.30质量％以下。
10.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
Ga的含量为0.70质量％以上1.40质量％以下。
11.根据权利要求1或2所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
M的含量为0.65质量％以上2.50质量％以下。
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