CN107134335A - R‑t‑b系永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种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，所述主相颗粒的平均粒径为0.8μm以上且2.8μm以下，除了R、T、B以外，至少含有C及Zr，B的含量为0.75质量％以上且0.88质量％以下，Zr的含量为0.65质量％以上且5.00质量％以下，满足下述(1)式：5.0≦[B]+[C]‑[Zr]≦5.6(1)，在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[Zr]是以原子％表示的Zr含量。

Description

R-T-B系永久磁铁
技术领域
本发明涉及以稀土元素(R)、将Fe或者Fe及Co作为必须的至少一种以上的铁族元素(T)、以及硼(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各种电动机、或家电产品等。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使用Nd或Pr等轻稀土元素的稀土元素R的一部分。一直以来，趋势于难以不使用重稀土元素而要制造具有能够用于电动机等中的程度的矫顽力的磁铁。
然而，Dy或Tb与Nd或Pr相比资源稀少，而且更昂贵。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了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，也在积极地进行不使用Dy或Tb而提高R-T-B系永久磁铁的矫顽力的研究开发。其中，报告了在相比通常的R-T-B系永久磁铁的组成减少了B含量的组成中矫顽力提高。
例如，在专利文献1中报告了通过相比通常的R-T-B系合金降低B浓度，并且含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上的金属元素M，使R2T17相生成，充分地确保以该R2T17相为原料生成的富过渡金属相(R6T13M)的体积率，由此抑制了Dy的含量，并且可以得到矫顽力高的R-T-B系稀土类烧结磁铁。
在专利文献2中报告了通过将R量、B量、Ga量设定为特定的范围的组成，从而形成厚的二颗粒晶界，不使用Dy而可以得到具有高的Br和高的HcJ的R-T-B烧结磁铁。
但是，通过这些技术，不使用Dy、Tb而得到的R-T-B系永久磁铁的矫顽力作为用于在高温环境下使用的电动机的磁铁尚不充分。
另一方面，通常已知通过将R-T-B系永久磁铁中的主相颗粒微细化，可以提高矫顽力。例如，在专利文献3中公开有通过将R-T-B系烧结磁铁中的主相的结晶粒径以圆当量直径计设定为8μm以下，并且将4μm以下的结晶颗粒所占的面积率设定为主相整体的80％以上，由此提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力的技术。但是，在这样使主相颗粒微细化后的R-T-B系永久磁铁中，在不使用Dy、Tb的组成中也不能得到对于高温环境下的使用充分的矫顽力。另外，在专利文献3中，为了不引起异常晶粒生长地烧结D50为3μm以下的粒度的微粉末，将烧结温度设定为1000℃以下的低温。因此，需要长时间的烧结，也存在生产性降低的问题。
另外，作为抑制烧结时的异常晶粒生长的方法，已知有添加规定量的Zr的方法。例如，在专利文献4中示出，通过在氧量非常低且含有R、Co、B、Cu、Al及Ga的组成中添加0.03wt％～0.25wt％的Zr，可以抑制烧结时的异常晶粒生长，实现良好的磁特性和宽的烧结温度范围。但是，记载于专利文献4的实施例中的微粉碎粉末的平均粒径为4μm，在进一步降低微粉碎粉末的粒度的情况下，存在不能充分地抑制烧结时的异常晶粒生长的课题。
专利文献1：日本特开2013-216965号公报
专利文献2：国际公开第2014/157448号公报
专利文献3：国际公开第2009/122709号公报
专利文献4：日本特开2006-295140号公报
发明内容
本发明者们考虑在将上述的必要条件组合，并且减少了B的含量的组成中，如果能够将R-T-B系永久磁铁的主相颗粒微细化，则能够期待矫顽力的进一步提高，并对此进行了研究。但是，可知仅将这些技术简单地组合时，存在以下的课题。
为了将R-T-B系永久磁铁中的结晶颗粒微细化，需要减小作为原料使用的微粉碎粉末的粒度。但是，如果减小微粉碎粉末的粒度，则如上所述有容易发生烧结时的异常晶粒生长的趋势。由于发生异常晶粒生长，会引起矩形比的降低、进一步矫顽力的大幅降低。因此，为了抑制异常晶粒生长，需要使烧结温度为低温。但是，可知，在减小了B浓度的组成中，如果使烧结温度成为低温，则在永久磁铁中容易残留软磁性的Fe颗粒，不能得到充分的矫顽力、矩形比。因此，如果以减小了B浓度的组成降低微粉碎粉末的粒度，则在烧结温度低的条件下因Fe颗粒的残留而不能得到充分的矫顽力。在烧结温度高的条件下，因异常晶粒生长而不能得到充分的矫顽力。在任意条件下都不能得到具有充分的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
另外，作为用于使用粒度细的微粉碎粉末不引起异常晶粒生长地进行烧结的方法之一，考虑大幅增加已知有抑制异常晶粒生长效果的元素即Zr的添加量。但是，如果仅单纯地增加Zr添加量，则虽然能够抑制烧结时的异常晶粒生长，但矫顽力会大幅降低，存在不能得到具有充分的矫顽力的R-T-B系永久磁铁的课题。
本发明是鉴于如上所述的实际情况而成的，其目的在于提供一种即使减少重稀土元素的使用量，也能够得到高的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
用于解决课题的技术手段
为了解决上述的课题，达成目的，本发明者们以以下所示的方针进行了探讨。
(1)在减少了B的含量的组成、具体而言B的含量为0.75质量％以上且0.88质量％以下的组成中，以通过将R-T-B系永久磁铁的主相颗粒微细化至成为2.8μm以下的粒径来提高矫顽力为目标。
(2)为了使主相颗粒的平均粒径成为2.8μm以下，降低微粉碎粉末的粒度。通过相比现有的使Zr的含量增量，并且设定为0.65质量％以上，抑制烧结时的异常晶粒生长。
在该方针中，伴随将Zr的含量增量的矫顽力降低成为课题。因此，在减少了B的含量的组成中，对于防止在Zr的含量多的情况下引起的矫顽力降低的对策进行了深入研究。其结果发现，在该组成中，根据R-T-B系永久磁铁中所含的碳量，矫顽力的值敏感地变化，仅在某一特定的组成平衡时，可以得到高的矫顽力，至此完成本发明。
本发明的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，
所述主相颗粒的平均粒径为0.8μm以上且2.8μm以下，
除了R、T、B以外，至少含有C及Zr，
B的含量为0.75质量％以上且0.88质量％以下，
Zr的含量为0.65质量％以上且5.00质量％以下，
满足下述(1)式，
5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6(1)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[Zr]是以原子％表示的Zr含量。
根据上述本发明的R-T-B系永久磁铁，减少了B的含量的组成产生的矫顽力的提高与主相颗粒的微细化产生的矫顽力的提高相互结合，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，在B的含量少且Zr的含量多的特定的组成区域中，对于因R-T-B系永久磁铁中所含的碳量而矫顽力的值敏感地变化，仅在某一特定的组成平衡时得到高的矫顽力的理由，本发明者们推测如下。
(1)在以B量比化学计量比组成少的组成的原料为起始原料的情况下，用于形成构成主相颗粒的R2T14B型化合物的B量不足，因此，为了补充该B不足量，存在于永久磁铁中的杂质即C固溶于主相颗粒的R2T14B型化合物的B位点，形成由R2T14BxC(1-x)的组成式表示的R2T14B型化合物。
(2)在制作永久磁铁时，在实施了500℃附近的时效处理时，晶界相变化成液相，但在该工序中，主相颗粒的最表面部也部分熔解成为液相。在时效处理结束，液相因冷却而再次变化成固相时，在形成固相的晶界相的同时，在主相颗粒表面再次析出R2T14B型化合物。通过时效处理而熔解的主相颗粒最表面的化合物是组成式R2T14BxC(1-x)所表示的化合物，但在该500℃附近的温度区域难以发生C向R2T14B型化合物的固溶，液相因冷却而再次变化成固相时组成式R2T14B所表示的化合物向主相颗粒最表面析出。即，时效处理中熔解的主相颗粒最表面部的R2T14BxC(1-x)中所含的R2T14C的量在主相颗粒中的比例减小，而在晶界相中的比例增加。通过这样的机理，通过500℃附近的时效处理形成厚的二颗粒晶界。通过形成了厚的二颗粒晶界，主相颗粒彼此被磁分离，发现高的矫顽力。
(3)在B量少的组成中，在将Zr量增量的情况下，由于Zr是碳化物的生成自由能非常低的元素，所以与C结合，有形成ZrC化合物的趋势。因此，如果将Zr量增量，则有C量不足的趋势，正因为C量不足的量，代替主相的R2T14B型化合物而容易产生如R2T17型化合物那样的软磁性化合物。这样，如果软磁性化合物的量增加，则有矫顽力急剧降低的趋势，因此，在[B]+[C]-[Zr]的值成为小于5.0的值的组成中，不能得到充分的矫顽力。
(4)在B量少且Zr量多的组成中将C量增量，且[B]+[C]-[Zr]的值成为5.0以上且5.6以下的组成范围时，根据上述(1)、(2)所记载的机理，发现高的矫顽力。
(5)在使C量进一步增量，成为[B]+[C]-[Zr]的值超过5.6的组成的情况下，相对于主相颗粒中的B不足，存在大幅过剩的量的C，晶界相中所含的C的量增加。在500℃附近的时效处理中晶界相变化成液相时，因为可以溶解于液相中的C量有上限，所以晶界相的C增加的量造成了主相颗粒最表面部的R2T14BxC(1-x)型化合物不能溶解。因此，通过时效处理不能形成厚的二颗粒晶界，主相颗粒彼此的磁分离减弱，矫顽力降低。
进而，本发明中，也可以满足下述(2)式。
5.2≦[B]+[C]-[Zr]≦5.4(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，[Zr]是以原子％表示的Zr含量。
通过为这样的范围的组成，从而有容易得到进一步更高的矫顽力的趋势。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，R的含量也可以为25质量％以上且36质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，Co的含量为0.3质量％以上且4.0质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，C的含量也可以为0.1质量％以上且0.3质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁也可以进一步含有Ga，且Ga的含量为0.2质量％以上且1.5质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁也可以进一步含有Cu，且Cu的含量为0.05质量％以上且1.5质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁也可以进一步含有Al，且Al的含量为0.03质量％以上且0.6质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁也可以进一步含有O，且O的含量为0.05质量％以上且0.5质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁也可以进一步含有N，且N的含量为0.01质量％以上且0.2质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，重稀土元素的含量也可以为1质量％以下(包含0质量％)。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，B的含量也可以为0.78质量％以上且0.84质量％以下。
本发明所涉及的R-T-B系永久磁铁中，Zr的含量也可以为0.65质量％以上且2.50质量％以下。
发明效果
根据本发明，可以提供一种即使减少重稀土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。
符号的说明
4…主相颗粒
6…晶界
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来说明本发明。
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具有由R2T14B型的四方晶构成的晶体结构的R2T14B型化合物构成。
R表示稀土元素的至少一种。稀土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。稀土元素分为轻稀土类及重稀土类，重稀土元素是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土元素是除此以外的稀土元素。
在本实施方式中，T表示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Fe的一部分用Co置换。在将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系烧结磁铁的截面中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得粒径，将(主相颗粒的粒径的合计值)/(主相颗粒的个数)所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为2.8μm以下。通过将主相颗粒的平均粒径设定为2.8μm以下，可以得到高的矫顽力。进一步，主相颗粒的平均粒径也可以为2.0μm以下的范围。通过设定为这样的范围，容易得到进一步更高的矫顽力。另外，对于主相颗粒的平均粒径没有特别的下限，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系烧结磁铁的晶界至少具有R的浓度比构成主相颗粒的R2T14B型化合物高的富R相。除了富R相以外，也可以含有硼(B)的浓度高的富B相、R氧化物相、R碳化物相、Zr化合物相等。
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25质量％以上且36质量％以下，也可以为29.5质量％以上且35质量％以下。通过R的含量为25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，通过R的含量为36质量％以下，从而R-T-B系烧结磁铁中所含的R2T14B型化合物的比例容易增加，容易提高剩余磁通密度。进而，从提高矫顽力的观点出发，R的含量也可以为31质量％以上且34质量％以下。R的含量也可以为31.00质量％以上且33.00质量％以下。另外，本实施方式中，从成本降低及避免资源风险这一点出发，作为R所含的重稀土元素的量也可以为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0.75质量％以上且0.88质量％以下。通过B的含量这样处于比R2T14B型化合物的化学计量比组成大幅低的范围，从而如上所述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。进而，B的含量也可以为0.78质量％以上且0.84质量％以下。通过在这样的范围，矫顽力容易更进一步提高。
如上所述，T表示Fe或者包含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％以上且4.0质量％以下，也可以为0.5质量％以上且1.5质量％以下。如果Co的含量为4.0质量％以下，则有剩余磁通密度变高的趋势。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，则有耐腐蚀性提高的趋势。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上的余量。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁含有0.65质量％以上的Zr。通过这样含有大量的Zr，从而即使在将微粉碎粉末的粒度变细的情况下，也能够充分抑制烧结时的晶粒生长。Zr的含量也可以为0.90质量％以上。通过设定为这样的范围，能够不产生异常晶粒生长而扩展可以得到充分的矫顽力的烧结温度的范围。另外，通过根据Zr含量调整B及C的含量，能够得到高的矫顽力，因此，从得到矫顽力的观点出发，Zr含量也可以多。例如，认为可以将Zr的含量增多至5.00质量％。但是，从防止剩余磁通密度的降低的观点出发，Zr的含量可以为2.50质量％以下，也可以为2.00质量％以下。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，也可以含有Ga。Ga的含量可以为0.2质量％以上且1.5质量％以下，也可以为0.4质量％以上且1.0质量％以下。通过含有Ga，在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。如果Ga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，如果Ga的含量为0.2质量％以上，则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Cu。Cu的含量可以为0.05质量％以上且1.5质量％以下，也可以为0.10质量％以上且0.6质量％以下。通过含有Cu，得到的磁铁能够高矫顽力化、高耐腐蚀性化、改善温度特性。通过Cu的含量为1.5质量％以下，有剩余磁通密度提高的趋势。另外，如果Cu的含量为0.05质量％以上，则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，得到的磁铁能够高矫顽力化、高耐腐蚀性化、改善温度特性。Al的含量可以为0.03质量％以上且0.6质量％以下，也可以为0.10质量％以上且0.4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Ti、V、Cr、Mn、Ni、Nb、Mo、Hf、Ta、W、Si、Bi、Sn等。上述以外的添加元素的含量在将R-T-B系烧结磁铁整体设定为100质量％时，也可以合计为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％以下的程度的氧(O)。从耐腐蚀性的观点出发，氧量可以为0.05质量％以上，从磁特性的观点出发，氧量也可以为0.2质量％以下。也可以为0.09质量％以上且0.17质量％以下。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁含有一定量的碳(C)。本实施方式中，通过按照B及Zr的含量调整C的含量，可以得到高的矫顽力。因此，C含量的优选的范围虽然也根据其它组成而变化，但也可以为0.1质量％以上且0.3质量％以下的范围。通过R-T-B系烧结磁铁含有0.1质量％以上的碳，即使是B含量低的组成，也能够防止R2T17型化合物等软磁性化合物的形成，容易得到高的矫顽力。另外，如果碳量为0.3质量％以下，则容易形成厚的二颗粒晶界，有矫顽力提高的趋势。C的含量也可以为0.15质量％以上且0.30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，氮量也可以为0.01质量％以上且0.2质量％以下。也可以为0.04质量％以上且0.07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及Zr的含量满足如下的特定的关系。即，在将B、C及Zr的以原子％表示的含量分别设定为[B]、[C]及[Zr]时，满足5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的关系。这样，通过为满足5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的关系的组成，可以以如上述的机理得到高的矫顽力。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]-[Zr]≦5.4的关系的组成。通过为满足这样的关系的组成，可以得到进一步更高的矫顽力。
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)等目前众所周知的方法进行测定。另外，氧量例如通过惰性气体熔融-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熔融-热导法进行测定。
上述B、C及Zr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，求出各元素的含量的质量％计的分析值(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％计的分析值(X1)分别除以各元素的原子量所得到的值(X3)。
(3)对于分析出的全部元素，求出以百分率表示各元素的(X3)的值相对于将上述(X3)的值合计所得到的值的比例，将其设定为各元素的以原子％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地限定，例如可以制成长方体、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如上所述的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个例子进行说明。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。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的工序。
(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)将粉碎后的原料粉末成型的成型工序(步骤S13)；
(d)将成型体烧结，得到R-T-B系烧结磁铁的烧结工序(步骤S14)；
(e)对R-T-B系烧结磁铁进行时效处理的时效处理工序(步骤S15)；
(f)将R-T-B系烧结磁铁冷却的冷却工序(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))。在合金准备工序(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气等惰性气体气氛中熔融之后，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单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合金混合来制作原料粉末的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、进一步这些的合金或化合物等。铸造原料金属的铸造方法例如是铸块铸造法、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℃以上且1500℃以下的温度保持1小时以上来进行。由此，R-T-B系烧结磁铁用合金熔融而被均质化。
[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)有粉碎至粒径成为数百μm～数mm左右的粗粉碎工序(步骤S12-1)、和微粉碎至粒径成为数μm左右的微粉碎工序(步骤S12-2)。
(粗粉碎工序：步骤S12-1)
将原料合金粗粉碎至各粒径成为数百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)除了如上所述使用氢吸附粉碎以外，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来进行。
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。通过进一步将粗粉碎后的粉末微粉碎，从而可以得到具有平均粒径为0.1μm以上且2.8μm以下的颗粒的微粉碎粉末，也可以得到具有平均粒径为0.5μm以上且2.0μm以下的颗粒的微粉碎粉末。通过将微粉碎粉末的平均粒径设定为这样的范围，可以使烧结后的主相颗粒的平均粒径成为2.8μm以下。
微粉碎可以通过一边适当调整粉碎时间等条件，一边使用气流磨、珠磨机等微粉碎机对粗粉碎后的粉末进行进一步的粉碎来实施。气流磨是由狭小的喷嘴来释放高压的惰性气体(例如，N2气)产生高速的气流，由该高速的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，在要使用气流磨得到小的粒径的微粉碎粉末的情况下，粉碎后的粉末表面非常活化，因此，容易发生粉碎后的粉末彼此的再凝聚或向容器壁的附着，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聚或向容器壁的附着，由此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，也能够得到在成型中使用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而变化，但以质量％计也可以为0.1％～1％左右。
作为如气流磨那样的干式粉碎以外的方法，有湿式粉碎法。作为湿式粉碎法，例如可以使用利用小直径的珠子使之高速搅拌的珠磨机。另外，也可以进行在利用气流磨干式粉碎后，进一步利用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而成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]
在真空或者惰性气体气氛中将在磁场中成型并成型为目标形状而得到的成型体烧结，得到R-T-B系烧结磁铁(烧结工序(步骤S14))。对成型体，例如通过进行在真空中或者在惰性气体的存在下以900℃以上且1200℃以下加热1小时以上且72小时以下的处理来进行烧结。由此，微粉碎粉末发生液相烧结，得到主相的体积比率发生了提高的R-T-B系烧结磁铁(R-T-B系磁铁的烧结体)。为了将主相颗粒的平均粒径设定为2.8μm以下，需要根据组成、粉碎方法、粒度和粒度分布的差异等各条件来调整烧结温度、烧结时间。
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，通过在低于烧结时的温度的条件下保持所得到的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进行真空中或惰性气体的存在下以400℃以上且900℃以下加热10分钟以上且10小时以下的处理来进行。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系烧结磁铁中，进行时效处理的温度也可以设定为400℃～600℃的范围。在该温度范围中，通过根据组成、粒度和粒度分布的差异等各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，冷却速度也可以设定为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、化学处理等表面处理。由此，也可以进一步提高耐腐蚀性。
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涉及通过热加工制造的R-T-B系永久磁铁。对于第二实施方式，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”的部分适当换用另一措词。
＜通过热加工的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)将原料金属熔融，将得到的金属熔液急冷得到薄带的熔融急冷工序；
(b)粉碎薄带而得到薄片状的原料粉末的粉碎工序；
(c)将粉碎后的原料粉末冷成型的冷成型工序；
(d)将冷成型体预加热的预加热工序；
(e)将预加热后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)熔融急冷工序是将原料金属熔融，将得到的金属熔液急冷从而得到薄带的工序。将原料金属熔融的方法没有特别地限制。只要可以得到成分均匀且具有能够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。
接着，将金属熔液急冷得到薄带。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以通过控制旋转辊的圆周速度及金属熔液的滴下量来进行调整。圆周速度通常为10～30m/秒。
(b)粉碎工序是粉碎通过(a)熔融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，可以得到由约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之后进行加压来进行。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当选择。
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)预加热工序是将通过(c)冷成型工序得到的冷成型体预加热的工序。预加热温度没有特别限制，通常为500℃以上且850℃以下。通过将预加热的条件最优化，可以在(e)热成型工序中得到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。
通过将预加热温度设定为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。预加热温度可以设定为600℃以上，也可以设定为700℃以上。另一方面，通过将预加热温度设定为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。预加热温度可以设定为800℃以下，也可以设定为780℃以下。
预加热时间只要是冷成型体达到规定的温度的时间即可。通过适当控制预加热时间，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。预加热时间也可以根据成型体的尺寸或预加热温度等适当选择。通常，成型体的尺寸越大，则优选的预加热时间越长。另外，预加热温度越低，则优选的预加热时间越长。预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，也可以设定为惰性气氛或还原气氛。
(e)热成型工序是将通过(d)预加热工序得到的预加热后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”是所谓的热压法。如果使用热压法在热条件下对冷成型体进行加压，则残留于冷成型体中的气孔消失，可以使之致密化。
使用热压法进行热成型的方法没有特别地限制。例如，有将冷成型体预加热，将预加热后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或所要求的特性选择最佳的条件。通常，通过将热压温度设定为750℃以上，可以使晶界相充分液状化。而且，成型体的致密化变得充分，在成型体上不易产生裂纹。另一方面，通过将热压温度设定为850℃以下，容易防止晶粒的粗大化。其结果，可以使磁特性提高。
热压时的压力没有特别地限制。压力越高，则可以得到密度越高的热成型体。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。热压压力根据合金粉末的组成及粒径等适当选择。
热压时间也没有特别地限制。热压时间越长，则得到密度越高的热成型体。但是，如果热压时间必要以上地延长，则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当选择。
热压时的气氛没有特别地限制，但从防止磁性材料的氧化及磁特性的降低的观点出发，也可以设定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得到磁铁材料的工序。热塑性加工工序的方法没有特别地限制，但从生产性的观点出发，特别优选为利用热挤出加工的方法。
加工温度没有特别地限制，通常，通过将加工温度设定为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，在成型体上不易产生裂纹。另一方面，通过将加工温度设定为850℃以下，容易防止晶粒的粗大化。其结果，可以提高磁特性。通过在热塑性加工工序之后根据需要实施后加工，可以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℃以上且700℃以下进行10分以上且10小时以下的加热的处理来进行。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定为400℃～600℃的范围。通过在该温度范围中根据组成、粒度和粒度分布的差异等各条件适当调整时效处理温度、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。
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系永久磁铁的机理进行说明。
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后的晶界相包围的状态。而且，结晶颗粒成为能够旋转的状态。但是，在该阶段，易磁化轴的方向、即磁化的方向为零乱的状态(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，得到具有所希望的形状的磁铁材料。此时，结晶颗粒向加压方向压缩而塑性变形，并且易磁化轴向加压方向取向。因此，可以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，可以在本发明的范围内进行各种改变。
实施例
以下，通过实施例来更详细地说明本发明，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。以原料合金的组成成为25.00Nd-7.00Pr-0.50Co-0.50Ga-0.20Al-0.20Cu-1.10Zr-0.79B-余量Fe(数字表示质量％)的方式配合原料，将这些原料熔融之后，通过薄片连铸法进行铸造，得到薄片状的原料合金。
接着，对这些原料合金进行了分别使之在室温下吸附氢之后，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0.15质量％之后，使用气流磨进行微粉碎。在微粉碎时，通过调节气流磨的分级条件，以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为2.0μm的方式调节微粉碎粉末的粒径。
为了调节最终的R-T-B系磁铁的碳量，对得到的微粉碎粉末添加石墨粉末并混合。以碳量阶段性增加的方式在0～0.17质量％的范围内调整石墨粉末的添加量，准备用于实验例1～7的微粉碎粉末。
将混合有石墨粉末的微粉碎粉末充填于配置在电磁铁中的模型内，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850℃下1小时、及500℃下1小时(均在Ar气氛下)的2阶段的时效处理，得到实验例1～7的各R-T-B系烧结磁铁。
表1中表示对实验例1～7的R-T-B系烧结磁铁进行了组成分析的结果。对于表1所示的各元素的含量，Nd、Pr、Dy、Tb、Fe、Co、Ga、Al、Cu及Zr通过荧光X射线分析进行测定，B通过ICP发光分析进行测定，O通过惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定，C通过氧气流中燃烧-红外吸收法进行测定，N通过惰性气体熔融-热导法进行测定。另外，关于[B]+[C]-[Zr]，通过将利用这些方法得到的质量％计的各元素的含量变换成原子％计的含量的值而算出。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元素的总含量。
对于实验例1～7中得到的R-T-B系烧结磁铁，评价主相颗粒的平均粒径。主相颗粒的平均粒径在对试样的截面进行研磨后，利用扫描型电子显微镜进行观察，导入到图像分析软件中求出粒径分布。表1中一并表示主相颗粒的平均粒径的值。
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。
根据组成分析及主相颗粒的平均粒径的评价的结果判断，实验例2～6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、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，确认了因为实验例2～6的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例1、7的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，所以在5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的范围可以得到高的矫顽力。进而，还确认了其中满足5.2≦[B]+[C]-[Zr]≦5.4的实验例3～6的矫顽力为更高的值。
(实验例8～13)
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，与实验例1同样地对各组成进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用气流磨的微粉碎。
对利用气流磨微粉碎后的粉末进一步使用珠磨机进行微粉碎，制作微粉碎粉末。利用珠磨机的粉碎使用直径0.8mm的氧化锆珠，溶剂使用正链烷烃进行规定时间。通过调节粉碎的转速及粉碎时间，调节微粉碎粉末的粒径以使R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为1.3μm左右。
将得到的微粉碎粉末以维持浆料的状态充填于配置在电磁铁中的模型内，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150℃进行了2小时的脱溶剂处理后，连续地在真空中升温至1040℃，这样保持12小时进行烧结后，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850℃下1小时、及470℃下1小时(均在Ar气氛下)的2阶段的时效处理，得到实验例8～13的各R-T-B系烧结磁铁。
对于实验例8～13的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1～7同样地进行组成分析，将其结果、及评价了主相颗粒的平均粒径的结果一并示于表2中。在Zr含量为0.50质量％的实验例8的R-T-B系烧结磁铁中，在烧结磁铁中确认有异常晶粒生长至100μm左右的大小的主相颗粒。另外，在Zr含量为0.65质量％的实验例9的R-T-B系烧结磁中，局部确认有晶粒生长至10μm左右的大小的主相颗粒，与实验例10～13的R-T-B系烧结磁铁相比，发现有平均粒径的值稍微增大的趋势。
将测定实验例8～13中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性得到的结果一并示于表2中。实验例9～12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、13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。
确认因为实验例9～12的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例8、13的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，所以在5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的范围可以得到高的矫顽力。进而，还确认了其中满足5.2≦[B]+[C]-[Zr]≦5.4的实验例10、11的矫顽力成为更高的值。
(实验例14～20)
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，且以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为1.0μm左右的方式调整珠磨机的粉碎条件，除此之外，与实验例8～13同样地制作了实验例14～20的R-T-B系烧结磁铁。
将与实验例8～13同样地评价了实验例14～20的R-T-B系烧结磁铁的组成、主相颗粒的平均粒径、及磁特性的结果一并示于表3中。实验例15～19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14、20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。
确认到因为实验例15～19的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力比实验例14、20的R-T-B系烧结磁铁的矫顽力高，所以在5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的范围可以得到高的矫顽力。进而，确认到其中满足5.2≦[B]+[C]-[Zr]≦5.4的实验例17、18的矫顽力成为更高的值。
(实验例21～24)
进行了相对于主相颗粒的平均粒径确认矫顽力变化的实验。与实验例8～13同样地，在进行了原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用气流磨的微粉碎之后，使用珠磨机进行微粉碎，制作微粉碎粉末。改变珠磨机的粉碎条件，制作粒径不同的微粉碎粉末，由此制作了主相颗粒的平均粒径不同的实验例22～24的R-T-B系烧结磁铁。进而，也制作了仅通过气流磨进行微粉碎而不进行通过珠磨机的微粉碎的标准(实验例21)。实验例21～24是以同等组成下的比较为目标的标准，但因为根据用珠磨机粉碎的微粉碎粉末的粒径而最终在R-T-B系烧结磁铁中含有的碳量发生变化，所以关于实验例23、24，以成为[B]+[C]-[Zr]＝5.3的方式增加原料配合中的Zr量进行调整。此外，本实验中，即使改变珠磨机的粉碎条件，也不能使微粉碎粉末的粒径减小到一定以上，因此，不能制作主相颗粒的平均粒径低于0.8μm的R-T-B系烧结磁铁。
将与实验例8～13同样地评价了实验例21～24的R-T-B系烧结磁铁的组成、主相颗粒的平均粒径、及磁特性的结果示于表4中。实验例22～24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。
确认到在以成为[B]+[C]-[Zr]＝5.3的组成条件进行了比较的情况下，主相颗粒的平均粒径为2.8μm以下的实验例22～24的R-T-B系烧结磁铁与主相颗粒的平均粒径为3.6μm的实验例21相比，得到了更高的矫顽力。
(实验例25～30)
以得到表5所示的组成的R-T-B系烧结磁铁的方式配合原料，且以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径为1.5μm左右的方式调整珠磨机的粉碎条件，除此之外，与实验例8～13同样地制作了实验例25～30的R-T-B系烧结磁铁。
将与实验例8～13同样地评价了实验例25～30的R-T-B系烧结磁铁的组成、主相颗粒的平均粒径、及磁特性的结果一并示于表5中。实验例26、29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25、27、28、30的各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。
如本实验例，确认了在含有微量的Dy、Tb的组成中，在5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的范围内也能够得到高的矫顽力。
(实验例31～36)
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，并调整珠磨机的粉碎条件，除此之外，与实验例8～13同样地制作了实验例31～36的R-T-B系烧结磁铁。在实验例31～33中，以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为0.8μm左右的方式调整珠磨机的粉碎条件，在实验例34～36中，以R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒的平均粒径成为1.0μm左右的方式调整珠磨机的粉碎条件。
将与实验例8～13同样地评价了实验例31～36的R-T-B系烧结磁铁的组成、主相颗粒的平均粒径、及磁特性的结果一并示于表6中。实验例32、35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31、33、34、36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。
本实验例中，也确认了在5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6的范围可以得到高的矫顽力。

Claims (13)

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
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，
所述主相颗粒的平均粒径为0.8μm以上且2.8μm以下，
除了R、T、B以外，至少含有C及Zr，
B的含量为0.75质量％以上且0.88质量％以下，
Zr的含量为0.65质量％以上且5.00质量％以下，
满足下述(1)式，
5.0≦[B]+[C]-[Zr]≦5.6 (1)
在此，[B]是以原子％表示的B含量，[C]是以原子％表示的C含量，[Zr]是以原子％表示的Zr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(2)式，
5.2≦[B]+[C]-[Zr]≦5.4 (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，[Zr]是以原子％表示的Zr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25质量％以上且36质量％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
Co的含量为0.3质量％以上且4.0质量％以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
C的含量为0.1质量％以上且0.3质量％以下。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有Ga，
Ga的含量为0.2质量％以上且1.5质量％以下。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有Cu，
Cu的含量为0.05质量％以上且1.5质量％以下。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有Al，
Al的含量为0.03质量％以上且0.6质量％以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有O，
O的含量为0.05质量％以上且0.5质量％以下。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
还含有N，
N的含量为0.01质量％以上且0.2质量％以下。
11.根据权利要求1～10中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
重稀土元素的含量为1质量％以下且包含0质量％。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
B的含量为0.78质量％以上且0.84质量％以下。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
Zr的含量为0.65质量％以上且2.50质量％以下。
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