CN107408437B

CN107408437B - 稀土类磁铁

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Publication number: CN107408437B
Application number: CN201680017645.3A
Authority: CN
Inventors: 大川和香子; 后藤将太; 藤川佳则
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2015-03-25
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2020-08-18
Anticipated expiration: 2036-03-25
Also published as: WO2016153057A1; JPWO2016153055A1; US10991493B2; JPWO2016153057A1; JP6810026B2; DE112016001362T5; JP6802149B2; WO2016153055A1; US20180114616A1; US10726980B2; JPWO2016153056A1; JP2020123735A; CN107430917B; CN107430918A; US20180108463A1; DE112016001395T5; JP6817189B2; CN107408437A; US20180082772A1; CN107430917A

Abstract

本发明提供一种在高温环境下也能够使用的抑制了高温退磁率的稀土类磁铁。以主相颗粒内含有具有Ga的浓度差的主相颗粒的方式构成稀土类烧结磁铁。即，本发明的稀土类烧结磁铁为一种含有具有R₂T₁₄B型晶体结构的晶体颗粒作为主相的稀土类磁铁，主相颗粒含有在颗粒内具有Ga浓度差的主相颗粒，通过在将具有上述浓度差的主相颗粒中的Ga的最高浓度设为αGa，并将最低浓度设为βGa的情况下，将αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)设为1.20以上，从而可以在主相内产生磁晶各向异性的分布，并且由此不易受到由热造成的影响，抑制高温退磁率。

Description

稀土类磁铁

技术领域

本发明涉及稀土类磁铁。

背景技术

R-T-B系烧结磁铁具有高的饱和磁通密度，因此对使用设备的小型化和高效率化有利，被用于硬盘驱动器的音圈发动机、各种产业用发动机或混合动力汽车的驱动发动机等。特别是R-T-B系烧结磁铁在混合动力汽车等中的使用中，由于磁铁被暴露于比较高的温度，所以抑制由热造成的高温退磁变得很重要。为了抑制该高温退磁，熟知预先将R-T-B系烧结磁铁的室温下的矫顽力充分提高的方法有效。

例如，作为提高Nd-Fe-B系烧结磁铁的室温下的矫顽力的方法，已知有用Dy、Tb等重稀土元素取代作为主相的Nd₂Fe₁₄B化合物的Nd的一部分的方法。例如在专利文献1中公开了通过用重稀土元素取代Nd的一部分，从而能够充分提高室温下的矫顽力的技术。

在专利文献2中公开了通过仅在主相壳部分中提高重稀土元素的浓度，从而能够以较少的重稀土元素量发挥高矫顽力，并且能够一定程度上抑制剩余磁通密度的降低的技术。

另外，指出了为了提高稀土类磁铁的矫顽力，抑制所产生的逆磁畴(reversemagnetic domain)的磁壁的移动也很重要。例如专利文献3中公开了在主相R₂T₁₄B的晶粒内形成非磁性相的微细的磁硬化性生成物，并由此进行磁壁的钉扎，提高矫顽力的技术。

专利文献4中公开了通过在主相颗粒内形成磁性质相对于主相的磁性质被调制了的部位从而妨碍磁壁的移动，并提高矫顽力的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭60-32306号公报

专利文献2：国际公开第2002/061769号小册子

专利文献3：日本特开平2-149650号公报

专利文献4：日本特开2009-242936号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

本发明是鉴于上述情况完成的发明，其目的在于通过控制稀土类磁铁的微细结构，更为具体而言是以主相颗粒内构成主相的元素中存在浓度分布、或者存在浓度梯度的方式来控制微细结构，从而提供兼备提高高温退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。

解决技术问题的手段

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，即使实际上暴露于高温环境下也不退磁、或者退磁率小这一点很重要。在如专利文献1和2那样使用重稀土元素的情况下，无法避免由稀土元素彼此、例如Nd与Dy的反铁磁性的结合所造成的剩余磁通密度的减少。另外，成为使用重稀土元素所造成的矫顽力的提高的主要原因是因为通过使用重稀土元素所带来的磁晶各向异性能提高。这里，磁晶各向异性能的温度变化通过使用重稀土元素而变大。由此，可以认为使用重稀土元素的稀土类磁铁即使在室温下矫顽力高的情况下，伴随使用环境的高温化，矫顽力也急剧减少。另外，Dy、Tb等重稀土元素受限于产出地、产出量。

根据公开了通过控制烧结磁铁的微细结构来提高矫顽力的技术的专利文献3和4，需要在主相颗粒内内包不少非磁性体或软磁性体，无法避免剩余磁通密度的减少。

本申请的发明人等对R-T-B系烧结磁铁的微细结构和磁特性的关系进行了专门探讨，结果发现通过控制具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒内的Ga浓度分布，能够提高室温下的矫顽力，并且能够提高高温退磁率，从而完成了本发明。

即，本发明是以R₂T₁₄B型晶体颗粒作为主相的稀土类磁铁，其特征在于，主相颗粒内存在Ga，并且包含具有下述Ga的浓度差的主相颗粒，即，在将主相颗粒的一个颗粒内的Ga的最高浓度设为αGa，并将最低浓度设为βGa的情况下，αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)为1.20以上。由此，稀土类磁铁的矫顽力提高，并且由热造成的退磁被抑制，能够抑制高温退磁率。

更优选上述浓度比率A为1.50以上。通过以上述主相颗粒内的浓度比率A为1.50以上的方式来构成，从而能够进一步抑制高温退磁率。

另外，优选上述主相颗粒内具有Ga的浓度差的主相颗粒中的显示Ga的最低浓度(βGa)的位置存在于从主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内。通过这样设定，能够进一步抑制高温退磁率，并且能够维持高的剩余磁通密度。

另外，优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而增加的Ga的浓度梯度，并且具有上述Ga的浓度梯度的区域的长度为100nm以上。通过这样设定，能够进一步抑制高温退磁率。

另外，优选上述主相颗粒的Ga的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部增加的梯度，上述Ga的浓度梯度的绝对值为0.05原子％/μm以上的区域的长度为100nm以上。通过设为这样的构成，能够进一步抑制高温退磁率。

发明的效果

根据本发明，能够提供高温退磁率小的稀土类磁铁，并且能够提供能够适用于高温环境下使用的发动机等的稀土类磁铁。

附图说明

图1是示意性地表示试样切出部位的例子的图。

图2是表示本发明的实施例中的Ga的浓度分布的图。

图3是表示本发明的比较例中的Ga的浓度分布的图。

图4A是表示本发明的主相颗粒端部的定义的图。

图4B是变更图4A的纵轴的标尺后的图。

符号说明

1 主相颗粒

2 晶界相

5 试样切出部位

11 外缘部的长度50nm的部分

12a，12b 主相颗粒端部

具体实施方式

以下，参照附图，说明本发明的优选实施方式。另外，本实施方式中所说的稀土类磁铁是指含有具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒和晶界相的烧结磁铁，R包含一种以上的稀土元素，T包含以Fe作为必需元素的一种以上的铁族元素，B为硼，进一步还包含添加了各种公知的添加元素的物质以及不可避免的杂质。另外，主相颗粒内含有Ga。

如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁铁包含：具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1和形成于具有相邻的R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒间的晶界相2。另外，具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1在晶体颗粒内具有Ga的浓度差。在上述具有Ga的浓度差的主相颗粒1中，Ga浓度相对高的部分和Ga浓度相对低的部分可以位于主相颗粒1的任何位置，优选Ga浓度相对高的部分位于晶体颗粒的内部，Ga浓度相对低的部分位于晶体颗粒的外缘部。此外，在本实施方式所涉及的晶体颗粒中，外缘部是指晶体颗粒中比较靠近晶界相2的部分，内部是指晶体颗粒中比外缘部靠内侧的部分。

另外，具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1可以含有C，优选在晶体颗粒内具有C的浓度差。在上述具有C的浓度差的主相颗粒1中，C浓度相对高的部分和C浓度相对低的部分可以位于主相颗粒1的任何位置，但优选C浓度相对高的部分位于晶体颗粒的内部，C浓度相对低的部分位于晶体颗粒的外缘部。

另外，优选具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1在晶体颗粒内具有B的浓度差。在具有上述B的浓度差的主相颗粒1中，B浓度相对高的部分和B浓度相对低的部分可以位于主相颗粒1的任何位置，但优选B浓度相对高的部分位于晶体颗粒的外缘部，B浓度相对低的部分位于晶体颗粒的内部。

在具有构成本实施方式所涉及的稀土类磁铁的R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1中，作为稀土类R可以是轻稀土元素(原子序数为63以下的稀土元素)、重稀土元素(原子序数为64以上的稀土元素)或者两者的组合中的任意一种，从材料成本的观点考虑，优选Nd、Pr或这两者的组合。其它的元素如上所述。关于Nd、Pr的优选组合范围在后面叙述。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁可以含有微量的添加元素。作为添加元素可以含有公知的物质。添加元素优选包含与作为具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒的构成元素的R元素具有共晶组成的添加元素。从该点考虑，优选含有Cu作为添加元素，也可以包含其它元素。在后面叙述作为添加元素含有Cu的情况下的Cu的优选添加量范围。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁中，还包含Al、Ga、Si、Ge、Sn等作为促进主相颗粒1在粉末冶金工序中的反应的M元素。关于M元素的优选的添加量范围在后面叙述。通过在稀土类磁铁中在上述Cu以外进一步添加这些M元素，可以促进主相颗粒1的外缘部与晶界相2的反应，并在主相颗粒1的外缘部的R、T元素和Ga中出现向晶界相2移动的元素，因此能够在主相颗粒1的外缘部相比主相颗粒1的内部相对降低Ga浓度，并且可以在主相颗粒1内形成磁性质被调制的部位。另外，上述M元素和Cu也可以包含于主相颗粒1内。

在本实施方式涉及的稀土类磁铁中，上述各元素相对于总质量的含量优选分别如下所述，但上述各元素的含量不限于以下的数值范围。

R：29.5～35.0质量％；

B：0.7～0.98质量％；

M：0.03～1.7质量％；

Cu：0.01～1.5质量％；以及

Fe：实质上的余量，以及，

占据余量的元素中的Fe以外的元素的合计含量：5.0质量％以下。

优选M中Ga的含量为0.03～1.5质量％。另外，通过将M中Ga的含量设为0.08～1.2质量％，成型体的强度提高。通过将M中Al的含量设为0.1～0.5质量％，成型体的强度提高。

进一步详细地说明本实施方式所涉及的稀土类磁铁中所含的R。进一步优选R的含量为31.5～35.0质量％。作为R，优选包含Nd和Pr中的任一者，更优选包含Nd和Pr的两者。R中的Nd和Pr的比例优选按Nd和Pr的合计为80～100原子％。如果R中的Nd和Pr的比例为80～100原子％，则可以得到更良好的剩余磁通密度和矫顽力。另外，在含有Nd和Pr两者的情况下，优选R中的Nd的比例和R中的Pr的比例分别为10质量％以上。

另外，在本实施方式涉及的稀土类磁铁中，作为R可以包含Dy、Tb等重稀土元素，但此时稀土类磁铁的总质量中的重稀土元素的含量优选为按重稀土元素的合计为10质量％以下，更优选为5质量％以下，更加优选为2质量％以下。在本实施方式涉及的稀土类磁铁中，即使这样减少重稀土元素的含量，通过在主相颗粒1内形成Ga浓度差，也能够得到良好的高矫顽力，并能够抑制高温退磁率。

在此，对于本实施方式所涉及的稀土类磁铁的高温退磁率的评价进行说明。作为评价用试样形状没有特别限定，不过如一般常用的那样，做成磁导(Permeance)系数为2的形状。首先测定室温(25℃)下的试样的磁通量，将其作为B0。磁通量例如可以通过磁通计等测定。然后将试样在140℃下高温暴露2小时，恢复至室温。一旦试样温度恢复至室温后，再次测定磁通量，将其作为B1。这样，高温退磁率D被评价为：

D＝100×(B1-B0)/B0 (％)。

在本实施方式所涉及的稀土类磁铁中，B的含量优选为0.7～0.98质量％，更优选为0.80～0.93质量％。通过这样将B的含量设为比R₂T₁₄B所表示的化学计量比少的特定的范围，从而与添加元素相互发挥作用，使粉末冶金工序中的主相颗粒表面的反应变得容易。另外，考虑通过使B的含量少于化学计量比，从而在主相颗粒1中产生B的缺陷。认为虽然后述的C等元素进入该B的缺陷中，但是并不是C等元素会进入全部的B的缺陷中，也有缺陷直接残留的情况。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁进一步包含微量的添加元素。作为添加元素可以使用公知的物质。添加元素优选为与作为具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1的构成元素的R元素在相图上具有共晶点的元素。从该点考虑，作为添加元素优选Cu，也可以是其它元素。在作为添加元素添加Cu的情况下，作为Cu元素的添加量，优选为整体的0.01～1.5质量％，更优选为0.05～0.5质量％。通过将添加量设在该范围，可以使Cu局部存在于晶界相2。

进一步，还可以添加Zr和/或Nb作为添加元素。Zr的含量和Nb的含量的合计优选为0.05～0.6质量％，更优选为0.1～0.2质量％。通过添加Zr和/或Nb具有抑制晶粒生长的效果。

另一方面，关于作为主相颗粒1的构成元素的T元素和Cu，例如可以认为Fe和Cu的相图成为偏晶型，考虑该组合难以形成共晶点。在此，优选添加R-T-M三元系会形成共晶点的M元素。作为这样的M元素，可以列举例如Al、Ga、Si、Ge、Sn等。作为M元素的含量，优选为0.03～1.7质量％，更优选为0.1～1.7质量％，更加优选为0.7～1.0质量％。通过将M元素的添加量设在该范围，从而能够促进粉末冶金工序中主相颗粒表面的反应，主相颗粒1的外缘部的R、T元素和Ga中出现向晶界相2移动的元素，并在主相颗粒1的外缘部能够降低Ga浓度。另外，上述M元素也可以包含于主相颗粒1内。

本实施方式涉及的稀土类磁铁中，作为R₂T₁₄B中的T所示的元素，以Fe为必需元素，并且除了Fe还可以进一步包含其它的铁族元素。作为该铁族元素优选为Co。在此情况下，Co的含量优选为超过0质量％且为3.0质量％以下。通过在稀土类磁铁中含有Co，不仅居里温度提高(变高)，而且耐腐蚀性也提高。Co的含量可以为0.3～2.5质量％。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁的烧结体中的晶界相2包含R-T-M元素。通过添加作为主相颗粒1的构成元素的稀土元素R、铁族元素T以及与上述R、T一起形成三元系共晶点的M元素，从而就能够在主相颗粒1内产生Ga的浓度差。可以认为产生Ga的浓度差的理由是因为通过M元素的添加可以促进主相颗粒1的外缘部与晶界相2的反应，在主相颗粒1的外缘部的R、T元素和Ga中出现向晶界相2移动的元素，并且在主相颗粒1的外缘部Ga浓度会变低的缘故。另外，在该反应中不会在主相颗粒1内新形成非磁性体或软磁性体，不会伴随由非磁性体或软磁性体造成的剩余磁通密度的降低。

作为与构成上述主相颗粒1的R元素、T元素一起促进反应的M元素，可以使用Al、Ga、Si、Ge、Sn等。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁的微细结构例如可以通过三维原子探针显微镜进行三维原子探针测定来评价。此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁的微细结构的测定方法不限于三维原子探针测定。三维原子探针测定是可以以原子级来评价分析三维的元素分布的测定方法。三维原子探针测定中，一般施加电压脉冲来产生电场蒸发，但也可以使用激光脉冲来代替电压脉冲。将评价了上述高温退磁率的试样切出一部分制成针状形状，进行三维原子探针测定。在针状试样取样之前，预先获得主相颗粒的研磨截面的电子显微镜图像。倍率以能够在观察对象的研磨截面中观察到100个左右的主相颗粒的方式来适当确定即可。选择比所获得的电子显微镜图像中的主相颗粒的平均粒径大的颗粒，如图1所示，以包括主相颗粒1的中央附近的方式获取针状试样。针状试样的长度方向既可以与取向轴平行，也可以与取向轴正交，或者还可以与取向轴呈任意的角度。三维原子探针测定是从主相颗粒端部附近向主相颗粒内部连续进行至少500nm。将由测定得到的三维构筑图像在从颗粒端部向颗粒内部的直线上分割为单位体积(例如50nm×50nm×50nm的立方体)，在各个分割区域中算出平均Ga原子浓度、平均C原子浓度和平均B原子浓度。可以通过相对于分割区域的中心点与主相颗粒端部的距离，将分割区域的平均Ga原子浓度、平均C原子浓度和平均B原子浓度曲线化，从而能够评价Ga原子浓度的分布、C原子浓度的分布和B原子浓度的分布。此外，在本说明书中，仅采集主相颗粒1的R₂T₁₄B型化合物相的数据，对主相颗粒1所含的异相部分不进行评价。

另外，在本实施方式中，主相颗粒端部(主相颗粒1与晶界相2的边界部)定义为Cu原子浓度成为该主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分中的Cu原子浓度的平均值的2倍的部分。

关于外缘部的长度50nm的部分和主相颗粒端部使用图4A和图4B进行进一步说明。图4A和图4B是表示主相颗粒1与晶界相2的边界部附近的Cu原子浓度的变化的曲线图。该曲线图的制作中的Cu原子浓度的测定方法没有特别限制。例如能够与上述Ga原子浓度的分布同样，以三维原子探针测定进行测定。在Cu原子浓度的测定中使用三维原子探针的情况下，优选将与从上述单位体积的主相颗粒端部朝向内部的方向相同的方向的一边的长度设为1～5nm。另外，优选将上述单位体积设为1000nm³以上(例如50nm×50nm×2nm的长方体)。在使用其它的测定方法的情况下，优选将Cu原子浓度的测定间隔设为1～5nm。

在本实施方式中，上述外缘部的长度50nm的部分11定义为作为在图4A和图4B所示的主相颗粒的外缘部的Cu原子浓度基本一定的部分，主相颗粒端部12a、12b定义为图4A和图4B所示的Cu原子浓度成为上述外缘部的长度50nm的部分11中Cu原子浓度的平均值的2倍的部分。此外，上述外缘部的长度50nm的部分11优选设定在不过度远离晶界相2的位置，更具体而言，以外缘部的长度50nm的部分11的端部11a与主相颗粒端部12b的距离在50nm以内的方式设定外缘部的长度50nm的部分。如图4A所示，在本实施方式中，Cu原子浓度在晶界相2变高，在主相颗粒1内变低。如图4B所示，针对Cu原子浓度基本一定的主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分11算出Cu原子浓度的平均值(图4B的C1)，将成为该平均浓度的2倍(图4B的C2)的部分设为主相颗粒端部12a、12b。即，C2＝C1×2。

虽然主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分11的位置不一定，不过由主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分11的位置的变化所带来的Cu原子浓度的平均值C1的变化在误差的范围内。而且，由主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分11的位置的变化所带来的主相颗粒端部12a、12b的位置的变化也在误差的范围内。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁中，在将主相颗粒的一个颗粒内的Ga的最高浓度设为αGa，并将最低浓度设为βGa时，包含αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)为1.20以上的主相颗粒。通过这样构成，可以在主相颗粒内产生磁晶各向异性的分布，并能够提供兼备提高高温下的退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，更加优选为90％以上。在为90％以上的情况下，可以进一步改善高温退磁率。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选在将主相颗粒的一个颗粒内的Ga的最高浓度设为αGa，并将最低浓度设为βGa时，包含αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)为1.50以上的主相颗粒。通过包含A为所希望的值的主相颗粒，能够提供兼备提高高温退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，更加优选为70％以上。通过设为70％以上，能够进一步改善高温退磁率和矫顽力。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选包含显示上述βGa的位置位于从上述主相颗粒的端部向颗粒内部去的100nm以内的主相颗粒10％以上，更优选包含50％以上，更加优选设为70％以上。由此，在主相颗粒的外缘部形成相对于主相颗粒的内部的磁特性被调制了的部位，能够在主相颗粒的外缘部和内部产生各向异性磁场的间隙。这是因为不伴随例如Nd和Dy的反铁磁性的结合，所以不伴随由此带来的剩余磁通密度的降低。因此，通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为70％以上，能够进一步改善高温退磁率和矫顽力。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而增加的Ga的浓度梯度，且含有具有上述Ga的浓度梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒10％以上，更优选包含50％以上。通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

进一步，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而增加的Ga的浓度梯度，且含有10％以上上述Ga的浓度梯度的绝对值为0.05原子％/μm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒，更优选含有50％以上。通过设为这样的构成，可以在主相颗粒内的外缘部中形成磁晶各向异性的变化急剧的区域。因此，通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

另外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选在将主相颗粒的一个颗粒内的C的最高浓度设为αC，最低浓度设为βC时，包含αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)为1.50以上的主相颗粒。通过这样构成，容易在主相颗粒内产生磁晶各向异性的分布，提供兼备容易提高高温退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A1具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，进一步优选为90％以上。在为90％以上的情况下，能够进一步改善高温退磁率。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选在将主相颗粒的一个颗粒内的C的最高浓度设为αC，最低浓度设为βC时，包含αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)成为2.00以上的主相颗粒。通过包含A1在所希望的值的主相颗粒，从而能够提供兼备提高高温退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A1具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，更加优选为70％以上。通过设为70％以上，能够进一步改善高温退磁率和矫顽力。

进一步，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选包含10％以上显示上述βC的位置存在于从上述主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内的主相颗粒，更优选包含50％以上，更加优选设为70％以上。由此，在主相颗粒的外缘部形成相对于主相颗粒的内部的磁特性被调制的部位，能够在主相颗粒的外缘部和内部产生各向异性磁场的间隙。这是因为不伴随例如Nd和Dy的反铁磁性的结合，所以不伴随由此带来的剩余磁通密度的降低。因此，通过包含该主相颗粒，可以提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为70％以上，能够进一步改善高温退磁率和矫顽力。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而增加的C的浓度梯度，且含有10％以上的具有上述C的浓度梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒，更优选含有50％以上。通过包含该主相颗粒，可以提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，可以进一步改善高温退磁率。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而增加的C的浓度梯度，且含有10％以上的上述C的浓度梯度的绝对值为0.00010原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒，更优选含有50％以上。通过设为这样的构成，能够在主相颗粒内的外缘部中形成磁晶各向异性的变化急剧的区域。因此，通过包含该主相颗粒，可以提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，可以进一步改善高温退磁率。

另外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选在将主相颗粒的一个颗粒内的B的最高浓度设为αB，并将最低浓度设为βB时，包含αB与βB的浓度比率A2(A2＝αB/βB)为1.05以上的主相颗粒。通过这样构成，容易在主相颗粒内产生磁晶各向异性的分布，提供兼备容易提高高温退磁率抑制，和室温下的高的矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A2具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，更加优选为90％以上。在为90％以上的情况下，能够进一步改善高温退磁率。

进一步，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选在将主相颗粒的一个颗粒内的B的最高浓度设为αB，并将最低浓度设为βB时，包含αB与βB的浓度比率A2(A2＝αB/βB)为1.08以上的主相颗粒。通过包含A2为所希望的值的主相颗粒，可以提供兼备提高高温退磁率抑制和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A2具有所希望的值的主相颗粒相对于全部主相颗粒的比例为10％以上，更优选为50％以上，更加优选为70％以上。通过设为70％以上，能够进一步改善高温退磁率和矫顽力。

进一步，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选包含10％以上的显示上述αB的位置存在于从上述主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内的主相颗粒，更优选包含50％以上，更加优选为70％以上。由此，在主相颗粒的外缘部形成相对于主相颗粒的内部的磁特性被调制了的部位，能够在主相颗粒的外缘部和内部产生各向异性磁场的间隙。这是由于不伴随例如Nd和Dy的反铁磁性的结合，所以不伴随由此带来的剩余磁通密度的降低。因此，通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为70％以上，可以进一步改善高温退磁率和矫顽力。

进一步，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而减少的B的浓度梯度，且含有10％以上的具有上述B的浓度梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒，更优选含有50％以上。通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

此外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部朝向上述主相颗粒的内部而减少的B的浓度梯度，且含有10％以上的上述B的浓度梯度的绝对值为0.0005原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒，更优选含有50％以上。通过设为这样的构成，能够在主相颗粒内的外缘部中形成磁晶各向异性的变化急剧的区域。因此，通过包含该主相颗粒，能够提供兼备进一步的高温退磁率抑制和室温下的进一步的矫顽力提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁也可以含有C作为其它元素。C的含量优选为0.05～0.3质量％。如果C的含量小于该范围，则有时矫顽力不充分，如果大于该范围，则有时磁化为剩余磁通密度的90％时的磁场的值(Hk)相对于矫顽力(HcJ)的比率，即所谓的矩形比(Hk/HcJ)会不充分。为了使矫顽力和矩形比更良好，优选C的含量为0.1～0.25质量％。另外，也可以用C取代具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1的B的一部分等，也可以在主相颗粒1内含有C。

本实施方式所涉及的稀土类磁铁也可以含有O作为其它的元素。优选O的含量为0.03～0.4质量％。当O的含量小于该范围时，有时烧结磁铁的耐腐蚀性会不充分，当大于该范围时，有时烧结磁铁中无法充分形成液相，并且矫顽力降低。为了使耐腐蚀性和矫顽力更加良好，更优选O的含量为0.05～0.3质量％，更加优选为0.05～0.25质量％。另外，O也可以包含于主相颗粒内。

另外，本实施方式所涉及的稀土类磁铁中，优选N的含量为0.15质量％以下。如果N的含量大于该范围，则矫顽力存在容易变得不充分的倾向。另外，N也能够包含在主相颗粒1内。

另外，本实施方式的烧结磁铁优选在各元素的含量为上述范围，并且在将C、O和N的原子数分别设为[C]、[O]和[N]时，满足[O]/([C]+[N])＜0.85的关系。通过这样构成，能够将高温退磁率的绝对值抑制得较小。另外，本实施方式的烧结磁铁中，优选C和M元素的原子数满足如下关系。即，优选在将C和M元素的原子数分别设为[C]和[M]时，满足1.20＜[M]/[C]＜2.00的关系。通过这样构成，能够兼顾高的剩余磁通密度和高温退磁率的抑制。

另外，晶体颗粒的粒径优选为1～8μm，更优选为2～6μm。如果在上限以上，则存在矫顽力HcJ降低的倾向。如果为下限以下，则存在剩余磁通密度Br降低的倾向。此外，晶体颗粒的粒径设为截面中的当量圆直径的平均。

接下来说明本实施方式所涉及的稀土类磁铁的制造方法的一例。本实施方式所涉及的稀土类磁铁可以利用通常的粉末冶金法制造，该粉末冶金法具有制备原料合金的调制工序；将上述原料合金粉碎得到原料微粉末的粉碎工序；将上述原料微粉末成型而制作成型体的成型工序；将上述成型体烧结得到烧结体的烧结工序；以及对上述烧结体实施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稀土类磁铁中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等，使用它们进行薄带连铸法等。能够由此调制原料合金。作为原料金属等，例如可以列举稀土类金属、稀土类合金、纯铁、硼铁合金、碳、或这些的合金。使用这些的原料金属等，调制能够得到具有所希望的组成的稀土类磁铁的原料合金。

作为调制方法的一例说明薄带连铸法。薄带连铸法是将熔融金属浇入中间包(Tundish)，从中间包进一步使熔化上述原料金属等得到的熔融金属在内部被水冷的旋转的铜辊上流动，从而使其冷却凝固的方法，但凝固时的冷却速度可以通过调节熔融金属的温度、供给量、冷却辊的转速而控制在所希望的范围内。上述凝固时的冷却速度优选根据要制作的稀土类磁铁的组成等的条件适当设定，例如可以以500～11000℃/秒、优选以1000～11000℃/秒进行。认为通过这样控制上述凝固时的冷却速度，可以在即使要得到的原料合金中所含的B的含量比R₂T₁₄B所表示的化学计量比少的情况下，也能够准稳定地维持四方晶R₂T₁₄B型晶体结构，并且在后述的热处理工序等中，能够在主相颗粒内产生Ga、C和B的浓度差。上述凝固时的冷却速度具体而言是通过将用浸渍热电偶测定中间包中的熔融金属温度得到的温度与用放射温度计测定辊旋转了60度的位置的合金温度得到的值之差除以辊旋转60度的时间来计算。

原料合金所含的碳量优选为100ppm以上。在该情况下，容易将外缘部中的Ga量、C量和B量调整在优选的范围内。

作为调整原料合金中的碳量的方法，有例如通过使用含有碳的原料金属等进行调整的方法。特别是通过改变Fe原料的种类来调整碳量的方法容易。为了增加碳量可以使用碳钢、铸铁等，为了减少碳量可以使用电解铁等。

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的2个阶段进行，但也可以设为仅为微粉碎工序的1个阶段。

粗粉碎工序可以使用例如捣碎机、颚式破碎机、布朗磨等，在惰性气体气氛中进行。也可以进行在吸附氢后进行粉碎的氢破碎。在粗粉碎工序中，进行粉碎直到原料合金成为粒径为数百μm至数mm左右的粗粉末。

微粉碎工序是将粗粉碎工序中得到的粗粉末(在省略粗粉碎工序的情况下为原料合金)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也可以考虑烧结后的晶粒的生长程度来设定。微粉碎例如可以使用气流粉碎机进行。

在微粉碎之前可以加入粉碎助剂。通过加入粉碎助剂，会改善粉碎性，并使成型工序中的磁场取向变得容易。而且能够改变烧结时的碳量，能够调整在烧结磁铁的主相颗粒的外缘部中的镓组成、碳组成和硼组成。

由于上述理由，粉碎助剂优选为具有润滑性的有机物。特别优选为了满足上述的[O]/([C]+[N])＜0.85的关系而含有氮的有机物。具体而言优选硬脂酸、油酸、月桂酸等的长链烃酸的金属盐、或上述长链烃酸的酰胺。

从控制外缘部的组成的观点出发，粉碎助剂的添加量优选相对于原料合金100质量％为0.05～0.15质量％。另外，通过将粉碎助剂相对于原料合金中所含的碳的质量比率设为5～15，从而能够调整烧结磁铁的主相颗粒的外缘部和内部中的镓组成、碳组成和硼组成。

成型工序是将原料微粉末在磁场中成型制作成型体的工序。具体而言，在将原料微粉末填充配置在电磁铁中的模具内后，通过一边电磁铁施加磁场使原料微粉末的结晶轴取向，并一边通过对原料微粉末加压来进行成型，从而制作成型体。该磁场中的成型例如可以在1000～1600kA/m的磁场中以30～300MPa左右的压力进行。

烧结工序是烧结成型体得到烧结体的工序。在上述磁场中成型后，可以在真空或惰性气体气氛中烧结成型体，得到烧结体。烧结条件可以根据成型体的组成、原料微粉末的粉碎方法、粒度等条件适当设定。例如，可以在950℃～1250℃下进行1～10小时左右，优选在1000℃～1100℃下进行1～10小时左右。另外，通过调整升温过程，也可以调整烧结时的碳量。为了使碳残留到烧结时则优选将从室温到300℃的升温速度设为1℃/分钟以上。更优选为4℃/分钟以上。另外，也可以烧结工序中进行使主相颗粒内产生Ga的浓度差、C的浓度差和B的浓度差的处理，也可以在后面叙述的热处理工序等中进行。

热处理工序是对烧结体进行时效处理的工序。通过经过该工序，可以在主相颗粒内产生Ga的浓度差、C的浓度差和B的浓度差。然而，主相颗粒内的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项条件和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，一边设定热处理温度和时间。热处理可以在500℃～900℃的温度范围进行，但也可以如进行800℃附近的热处理后进行550℃附近的热处理那样分2阶段进行。虽然微细组织也随着热处理的降温过程中的冷却速度而变动，但冷却速度优选设为50℃/分钟以上，特别优选设为100℃/分钟以上，优选设为250℃/分钟以下，特别优选设为200℃/分钟以下。通过对原料合金组成、调整工序中的凝固时的冷却速度、上述烧结条件和热处理条件进行各种设定，可以对主相颗粒内的Ga浓度分布、C浓度分布和B浓度分布进行各种控制。

在本实施方式中，例示了通过热处理条件等对主相颗粒内的Ga浓度分布、C浓度分布和B浓度分布进行控制的方法，但本发明的稀土类磁铁也可以不限定于由该方法得到的产物。通过添加组成要因的控制、调整工序中的凝固条件的控制、烧结条件的控制，从而能够得到即使是与本实施方式中例示的热处理条件等不同的条件下也发挥同样的效果的稀土类磁铁。

通过以上的方法，可以得到本实施方式所涉及的稀土类磁铁，但本发明所涉及的稀土类磁铁的制造方法不限于上述的方法，可以适当变更。另外，本实施方式涉及的稀土类磁铁的用途没有限制。例如，可以适合用于硬盘驱动器的音圈发动机、工业机械用发动机、家电用发动机。进而还可以适合用于汽车用部件，特别地还适合用于EV用部件、HEV用部件和FCV用部件。

实施例

接下来，基于具体的实施例对本发明进行更加详细的说明，但本发明不限于以下的实施例。

首先，准备烧结磁铁的原料金属，使用这些利用薄带连铸法，以得到下述表1所示的作为本发明的实施例的试样No.1～试样No.22以及作为比较例的试样No.23～试样No.28的烧结磁铁的组成的方式，分别制作了原料合金。原料合金的制作以薄带连铸法进行，对于熔融金属的凝固时的冷却速度，试样No.1～试样No.14和试样No.19～试样No.26设为2500℃/秒。试样No.15中将凝固时的冷却速度设为11000℃/秒。试样No.16中将凝固时的冷却速度设为6500℃/秒。试样No.17中将凝固时的冷却速度设为900℃/秒。试样No.18中凝固时的冷却速度设为500℃/秒。试样No.27中将凝固时的冷却速度设为200℃/秒。试样No.28中将凝固时的冷却速度设为16000℃/秒。此外，关于表1所示的各元素的含量，对于T、R、Cu和M通过荧光X射线分析测定，对于B通过ICP发光光谱分析测定。另外，对于O通过惰性气体熔化-非分散型红外线吸收法来测定，对于C通过氧气流中燃烧-红外线吸收法来测定，对于N通过惰性气体熔化-热传导率法测定。另外，关于烧结体中的组成比[O]/([C]+[N])和[M]/[C]，从通过这些方法得到的含量求出各元素的原子数来计算。

然后，使所得到的原料合金吸附氢后，进行在Ar气氛下以600℃进行1小时的脱氢的氢粉碎处理。然后，将所得到的粉碎物在Ar气氛下冷却到室温。

在所得到的粉碎物中添加粉碎助剂混合后，使用气流粉碎机进行微粉碎，得到平均粒径为3～4μm的原料粉末。

将所得到的原料粉末在低氧气氛(氧浓度100ppm以下的气氛)下，以取向磁场1200kA/m、成型压力120MPa的条件进行成型，得到成型体。

然后，将成型体在真空中以烧结温度1010～1050℃烧结4小时后，骤冷得到了烧结体。对于所得到的烧结体，在Ar气氛下进行900℃和500℃的2阶段的热处理。对于第一阶段的900℃下的热处理(时效1)，在全部试样中将保持时间固定为1小时，将第一阶段的热处理后的冷却速度设为50℃/分钟，从900℃冷却到200℃，然后缓慢冷却至室温。对于第二阶段的500℃的热处理(时效2)，改变保持时间和热处理的降温过程中的500℃到200℃的冷却速度而进行冷却，然后，缓慢冷却至室温，由此准备主相颗粒内的Ga浓度分布、C浓度分布和B浓度分布不同的多个试样。但是，试样No.24的热处理仅为时效1，不进行时效2的热处理。

对于以上那样得到的各试样(试样No.1～试样No.28)测定磁特性。具体而言使用B-H示踪器，分别测定剩余磁通密度(Br)和矫顽力(HcJ)。然后测定高温退磁率。将这些结果汇总表示于表1中。接下来对测定了磁特性的试样No.1～试样No.28，通过三维原子探针显微镜评价了主相颗粒内的Ga浓度分布、C浓度分布和B浓度分布。评价是对各个试样在10个部位以上，切出三维原子探针测定用的针状试样来实施。在作为三维原子探针测定用试样切出针状试样之前，取得各个试样的研磨截面的电子显微镜图像。此时，设定电子显微镜图像中能够观察到约100个主相颗粒的视场。此外，该视场的大小约为40μm×50μm。选择粒径比取得的电子显微镜图像中的主相颗粒的平均粒径大的主相颗粒。然后，对于所选择的主相颗粒，如图1所示，以包含主相颗粒的中央附近的方式设定试样切出部位5，切出针状试样来取样。利用三维原子探针显微镜的测定从主相颗粒端部附近朝向颗粒内部500nm以上连续进行。即、各针状试样的长度设为500nm以上。

首先，确定主相颗粒端部。使用由利用三维原子探针显微镜的测定所得到的三维构筑图像，以2nm间隔测定主相颗粒1与晶界相2的边界部附近的Cu原子浓度的变化(以50nm×50nm×2nm的长方体为单位体积进行分割测定)，由此制作曲线图，从该曲线图确定主相颗粒端部。

然后，在从主相颗粒端部朝向颗粒内部的直线上分割50nm×50nm×50nm的立方体作为单位体积，在各个分割区域算出平均Ga原子浓度、平均C原子浓度和平均B原子浓度。相对于分割区域的中心点与主相颗粒端部的距离，将分割区域的平均Ga原子浓度、平均C原子浓度和平均B原子浓度进行曲线化，由此评价了Ga原子浓度、C原子浓度和B原子浓度的分布。

此外，在切出用于三维原子探针显微镜测定的针状试样时，注意不要包括主相颗粒内的异相部分，并且在从三维构筑图像分割为单位体积时，仅采用主相颗粒的R₂T₁₄B型化合物相的数据。

评价主相颗粒内的Ga浓度。在本说明书中将用三维原子探针显微镜测定检测出在主相颗粒内0.01原子％以上的Ga遍及100nm以上的情况作为在主相颗粒内包含Ga。

评价主相颗粒内的C浓度。在本说明书中将用三维原子探针显微镜测定检测出在主相颗粒内0.05原子％以上的C遍及100nm以上的情况作为在主相颗粒内包含C。

对于Ga浓度分布，针对如下所述的项目进行了评价。首先，算出Ga的最高浓度(αGa)与最低浓度(βGa)的浓度比率A(A＝αGa/βGa)，评价是否A≥1.20，进而评价是否A≥1.50。接下来，评价显示Ga的最低浓度(βGa)的位置是否存在于从主相颗粒端部朝向颗粒内部100nm以内的位置。接下来，评价是否具有Ga浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且具有增加梯度的区域的长度为100nm以上。最后评价是否具有Ga浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且增加梯度的绝对值为0.05原子％/μm以上的区域的长度为100nm以上。

对于C浓度分布，针对如下所述的项目进行了评价。首先，算出C的最高浓度(αC)与最低浓度(βC)的浓度比率A1(A1＝αC/βC)，评价是否A1≥1.50，进而评价是否A1≥2.00。接下来，评价显示C的最低浓度(βC)的位置是否存在于从主相颗粒端部朝向颗粒内部100nm以内的位置。评价是否具有C浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且具有增加梯度的区域的长度为100nm以上。最后，评价是否具有C浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且增加梯度的绝对值为0.00010原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上。

B浓度分布中对于如下所述的项目进行了评价。首先，算出B的最高浓度(αB)与最低浓度(βB)的浓度比率A2(A2＝αB/βB)，评价是否A2≥1.05，进而评价是否为A2≥1.08。接下来，评价显示B的最高浓度(αB)的位置是否存在于从主相颗粒端部朝向颗粒内部100nm以内的位置。接着，评价是否具有B浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部减少的梯度并且具有减少梯度的区域的长度为100nm以上。最后评价是否具有B浓度从主相颗粒的端部朝向颗粒内部减少的梯度并且减少梯度的绝对值为0.0005原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上。

将本发明的作为实施例的试样No.1～试样No.22和作为比较例的试样No.23～试样No.28的元素浓度评价结果也汇总示于表1和表2中。对于表1和表2的Ga浓度分布评价结果、C浓度分布评价结果、B浓度分布评价结果、Ga浓度评价结果和C浓度评价结果，对各个试样进行10个部位的测定评价，对于各个评价项目，用该部位数/测定部位数表示相当于测定部位的频度。

另外，将第二阶段的热处理(时效2)的冷却速度示于表1中。此外，将烧结体所含的C、O、N和M元素的原子数分别设为[C]、[O]、[N]和[M]时，算出各试样的[O]/([C]+[N])和[M]/[C]的值，示于表3中。通过控制从粉碎工序到热处理工序的气氛，特别是通过粉碎工序中的气氛所含的氧的量和氮的量的增减调整，将稀土类磁铁所含的氧的量和氮的量调整到表1的范围内。另外，通过在粉碎工序中添加的粉碎助剂的量的增减调整将稀土类磁铁中所含的碳的量调整到表1的范围内。

[表3]

由表1和表2可知，在将具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒的一个颗粒内的Ga的最高浓度设为αGa，并将最低浓度设为βGa时，在本发明的作为实施例的试样No.1～试样No.22中，含有具有αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)为1.20以上的Ga的浓度差的主相颗粒，但作为比较例的试样No.23～试样No.28中，没有观察到具有浓度比率A为1.20以上的Ga的浓度差的主相颗粒。在试样No.1～试样No.22的试样组中，能够将高温退磁率的绝对值控制在3.5％以下，成为也能适合在高温环境下的使用的稀土类磁铁。进而，从试样No.1～试样No.19的结果可知，通过包含具有αGa与βGa的浓度比率A(A＝αGa/βGa)为1.50以上的Ga的浓度差的主相颗粒，从而能够将高温退磁率的绝对值控制在2.5％以下。

进一步，通过表1和表2可知，包含具有浓度比率A为1.20以上的Ga的浓度差并且显示Ga的最低浓度(βGa)的位置存在于从主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内的主相颗粒的试样No.1～试样No.18中，高温退磁率的绝对值被控制在1.5％以下。可以考虑这是因为在主相颗粒的外缘部(Ga浓度低的部分)，磁特性相对于主相颗粒的内部(Ga浓度高的部分)被调制了的部位从上述主相颗粒的内部(Ga浓度高的部分)连续形成，其结果，以包围颗粒的方式形成各向异性磁场的间隙，并能够实现高温退磁率的大幅抑制的缘故。

另外，在包含主相颗粒的Ga的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且具有上述增加的梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.17中，可以将高温退磁率的绝对值控制在1.3％以下。此外，在包含主相颗粒的Ga的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且Ga的浓度梯度的绝对值为0.05原子％/μm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.16中，高温退磁率的绝对值被控制在1.0％以下。可以认为通过在主相颗粒表面附近形成具有这样急剧且具有宽度的磁特性被调制了的部位，能够抑制主相颗粒表面附近的磁壁的生成和运动，并且能够实现高温退磁率的控制。

另外，由表1和表2可知，在将具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒的一个颗粒内的C的最高浓度设为αC，并将最低浓度设为βC时，在本发明的作为实施例的试样No.1～试样No.22中，含有具有αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)为1.50以上的C的浓度差的主相颗粒。在试样No.1～试样No.22的试样组中，能够将高温退磁率的绝对值控制在3.5％以下，成为也能够适合在高温环境下的使用的稀土类磁铁。进而，从试样No.1～试样No.19的结果可知，在包含具有αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)为2.00以上的C的浓度差的主相颗粒的情况下，能够将高温退磁率的绝对值控制在2.5％以下。

进而，通过表1和表2可知，包含具有浓度比率A1为1.50以上的C的浓度差并且显示C的最低浓度(βC)的位置存在于从主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内的主相颗粒的试样No.1～试样No.18中，高温退磁率的绝对值被控制在1.5％以下。

另外，在包含主相颗粒的C的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且具有上述增加的梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.17中，能够将高温退磁率的绝对值控制在1.3％以下。此外，在包含主相颗粒的C的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而增加的梯度并且C的浓度梯度的绝对值为0.00010原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.16中，高温退磁率的绝对值被控制在1.0％以下。

另外，通过表1和表2可知，在将具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒的一个颗粒内的B的最高浓度设为αB并将最低浓度设为βB时，本发明的作为实施例的试样No.1～试样No.22中，包含具有αB与βB的浓度比率A2(A2＝αB/βB)为1.05以上的B的浓度差的主相颗粒。在试样No.1～试样No.22的试样组中，可以将高温退磁率的绝对值控制在3.5％以下，成为也能够适合在高温环境下的使用的稀土类磁铁。进而，由试样No.1～试样No.19的结果可知，在包含具有αB与βB的浓度比率A2(A2＝αB/βB)为1.08以上的B的浓度差的主相颗粒的情况下，高温退磁率的绝对值被控制在2.5％以下。

进而，通过表1和表2可知，在包含具有浓度比率A2为1.05以上的B的浓度差并且显示B的最高浓度(αB)的位置存在于从主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内的主相颗粒的试样No.1～试样No.18中，高温退磁率的绝对值被控制在1.5％以下。

另外，在包含主相颗粒的B的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而减少的梯度并且具有上述减少的梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.17中，能够将高温退磁率的绝对值控制在1.3％以下。此外，在包含主相颗粒的B的浓度分布具有从主相颗粒的端部朝向颗粒内部而减少的梯度并且B的浓度梯度的绝对值为0.0005原子％/nm以上的区域的长度为100nm以上的主相颗粒的试样No.1～试样No.16中，高温退磁率的绝对值被控制在1.0％以下。

接下来，对本实施例所涉及的稀土类磁铁中的主相颗粒内的Ga浓度分布进行更详细地说明。图2表示用三维原子探针显微镜以线状测定试样No.2中所形成的主相颗粒的从颗粒端部朝向颗粒内部所得到的Ga的浓度分布的测定例。在图2和图3中，相对于分割区域的中心点与主相颗粒端部的距离，将分割区域的平均Ga原子浓度曲线化。由这些利用三维原子探针显微镜得到的元素分析的结果可知，在试样No.2中，包含浓度比率A为1.69的大于1.50的值的主相颗粒。另外可知，测定范围内显示Ga的最低浓度(βGa)的位置存在于从主相颗粒的端部朝向颗粒内部100nm以内，并且具有从主相颗粒的端部向颗粒内部而增加的浓度梯度，且具有100nm以上的Ga的浓度梯度的绝对值为0.05原子％/μm以上的区域。

图3表示用三维原子探针显微镜以线状测定根据现有技术的作为比较例的试样No.23中所形成的主相颗粒的从颗粒端部朝向颗粒内部的Ga的浓度分布的测定例。从这些利用三维原子探针显微镜的元素分析的结果可知，在试样No.23中，浓度比率A为1.06的比1.20小的值，没有形成本发明的微细结构。作为比较例的试样No.24～试样No.28也为同样的Ga的浓度分布，但可以认为由此不能抑制高温退磁率。

另外，如表3所示，在作为本发明的实施例的试样No.1～试样No.22的试样中，在主相颗粒内含有具有Ga的浓度差的颗粒，并且烧结磁铁所含的O、C和N的原子数满足如下的特定的关系。即，在将O、C和N的原子数分别设为[O]和[C]、[N]时，满足[O]/([C]+[N])＜0.85的关系。这样，通过[O]/([C]+[N])＜0.85，能够使矫顽力(HcJ)有效地提高，并且能够有效抑制高温退磁率。

此外，由表3可知，在试样No.2～试样No.3、试样No.5～试样No.21的试样中，烧结磁铁所含的C和M的原子数满足如下的特定的关系。即，在将C和M的原子数分别设为[C]和[M]时，满足1.20＜[M]/[C]＜2.00的关系。这样，通过1.20＜[M]/[C]＜2.00，能够兼顾高的剩余磁通密度(Br)和高温退磁率的抑制。

接下来，将主成分的组成设为25wt％Nd-7Pr-1.5Dy-0.93B-0.20Al-2Co-0.2Cu-0.17Ga-0.08O-0.08C-0.005N，并将原料合金所含的碳量设为100ppm，制作了试样No.32。进而，使原料合金所含的碳量变化，制作了试样No.30、31、33、34。将结果示于表4中。

由表4可知，原料合金所含的碳量为100ppm以上的情况下，Ga的浓度比率A和Ga的浓度梯度容易处在优选的范围内。

然后，除了使烧结工序中的从室温至300℃的升温速度变化这一点以外，其它与试样No.32同样制作了试样No.41～44。将结果示于表5中。

由表5可知，在从室温至300℃的升温速度为1℃/分钟以上的情况下，Ga的浓度比率A处在优选的范围内，在从室温至300℃的升温速度为2℃/分钟以上的情况下，Ga的浓度比率A和Ga的浓度梯度容易处在优选的范围内。此外可知，更加优选从室温至300℃的升温速度为4℃/分钟以上。

接着，除了使作为粉碎助剂添加的油酸酰胺的量变化这一点以外，其它与试样No.32同样制作试样No.51～54。将结果表示在表6中。

由表6可知，在油酸酰胺的量为0.05～0.15质量％的情况下，外缘部的组成被合适地控制，Ga的浓度比率容易在优选的范围内。

接下来，除了使时效2结束后的冷却速度变化这一点以外，其它与试样No.11同样制作了试样No.61～63。将结果示于表7中。

由表7可知，通过将时效2结束后的冷却速度设在50℃/分钟以上且250℃/分钟以下，从而Ga的浓度比率容易在优选的范围内。

此外，除了使试样No.2的烧结磁铁组成变化这一点以外，其它与试样No.2同样制作了试样No.71～79。将结果示于表8和表9中。

[表8]

[表9]

以上，基于实施方式说明了本发明。本领域技术人员应理解，实施方式为例示，可以在本发明的权利要求范围内进行各种变形和变更，另外可以理解这样的变形例和变更也在本发明的权利要求范围内。因此，本说明书中的记述和附图不是限定性的内容，而应当被作为例证。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供即使在高温环境下也能够使用的稀土类磁铁。