CN107430917B

CN107430917B - 稀土类磁铁

Info

Publication number: CN107430917B
Application number: CN201680017739.0A
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; CN107408437B; JP2020123735A; CN107430918A; US20180108463A1; DE112016001395T5; JP6817189B2; CN107408437A; US20180082772A1; CN107430917A

Abstract

本发明提供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。本发明以主相颗粒内含有具有C的浓度差的主相颗粒的方式构成稀土类烧结磁铁。具体而言，本发明是含有具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒为主相的稀土类磁铁，其中，主相颗粒含有颗粒内具有C浓度差的主相颗粒，将具有上述浓度差的主相颗粒中的C的最高浓度设为αC，将最低浓度设为βC的情况下，通过αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)设为1.50以上，使主相内产生磁晶各向异性的分布，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·高效率化有利，用于硬盘驱动器的音圈马达、各种产业用马达或混合动力汽车的驱动马达等。特别是R－T－B系烧结磁铁在混合动力汽车等中的适用中，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，已知有将作为主相的Nd₂Fe₁₄B化合物的Nd的一部分用Dy、Tb等重稀土元素置换的方法。例如在专利文献1中公开了通过将Nd的一部分用重稀土元素置换，充分提高室温下的矫顽力的技术。

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

另外，在稀土类磁铁的矫顽力的提高上，被指出抑制产生的逆磁畴的畴壁的移动也很重要。例如专利文献3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，由此进行畴壁的钉扎，使矫顽力提高的技术。

专利文献4中公开了通过在主相颗粒内形成磁性相对于主相的磁性被调制的部位而妨碍畴壁的移动、使矫顽力提高的技术。

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

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述情况作出的，其目的在于通过控制稀土类磁铁的微细结构、更详细而言以主相颗粒内构成主相的元素存在浓度分布、或者存在浓度梯度的方式控制微细结构，从而提供兼备使高温退磁率抑制提高和室温下的高的矫顽力的稀土类磁铁。

用于解决课题的方法

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的反强磁性的结合造成的剩余磁通密度的减少。另外，成为使用重稀土元素造成的矫顽力提高的主要原因是通过使用重稀土元素而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等重稀土元素产出地、产出量受限。

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、软磁性体，无法避免剩余磁通密度的减少。

本申请的发明人对R－T－B系烧结磁铁的微细结构和磁气特性的关系深入研究的结果，发现通过控制具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒内的C浓度分布，能够提高室温下的矫顽力，能够使高温退磁率提高，从而完成了本发明。

即，本发明是以R₂T₁₄B型结晶颗粒为主相的稀土类磁铁，其特征在于，其含有如下的主相颗粒，在主相颗粒内存在C，在将主相颗粒的一个颗粒内的C的最高浓度设为αC，将最低浓度设为βC的情况下，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。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A1为2.00以上即可。通过构成为上述主相颗粒内的浓度比率A1为2.00以上，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C的浓度差的主相颗粒中的显示C的最低浓度(βC)的位置存在于从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的100nm以内的区域。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向上述主相颗粒的内部增加的C的浓度梯度，且具有上述C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C的浓度分布具有从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部增加的梯度，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。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，能够提供能够适用于高温环境下使用的马达等的稀土类磁铁。

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C的浓度分布的图。

图3是表示本发明的比较例中的C的浓度分布的图。

图4A是表示本发明中的主相颗粒端部的定义的图。

图4B是将图4A的纵轴的比例尺寸变更后的图。

具体实施方式

以下，参照附图，说明本发明的优选实施方式。此外，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为必须元素的一种以上的铁族元素，B为硼，还可以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，在主相颗粒内含有C。

如图1所示，本实施方式涉及的R－T－B系烧结磁铁包含：具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1和具有相邻的R₂T₁₄B型晶体结构的形成在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在结晶颗粒内具有C的浓度差。在具有上述C的浓度差的主相颗粒1中，C浓度相对高的部分和C浓度相对低的部分在主相颗粒1的任何位置都可以，但优选C浓度相对高的部分位于结晶颗粒的内部，浓度相对低部分位于结晶颗粒的外缘部。此外，在本实施方式涉及的结晶颗粒中，外缘部是指结晶颗粒中与晶界相2比较接近的部分，内部是指结晶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优选在结晶颗粒内具有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浓度相对低的部分在主相颗粒1的任何位置都可以，但优选B浓度相对高的部分位于结晶颗粒的外缘部，B浓度相对低的部分位于结晶颗粒的内部。

在构成本实施方式涉及的稀土类磁铁的具有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63以下的稀土元素)、重稀土元素(原子序数64以上的稀土元素)或者两者的组合中任意一种，从材料成本的观点考虑，优选Nd、Pr或这两者的组合。其他的元素如上所述。关于Nd、Pr的优选组合的范围在后面叙述。

本实施方式涉及的稀土类磁铁可以含有微量的添加元素。能够含有作为添加元素公知的物质。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，作为添加元素优选含有Cu，但也可以包含其他元素。作为添加元素含有Cu时的Cu的优选添加量范围在后面叙述。

本实施方式涉及的稀土类磁铁，作为促进主相颗粒1在粉末冶金工序中的反应的M元素，还包含Al、Ga、Si、Ge、Sn等。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除了上述Cu以外还添加这些M元素，可以促进主相颗粒1的外缘部与晶界相2的反应，出现主相颗粒1的外缘部的R、T元素中移动到晶界相2的元素，因此能够在主相颗粒1的外缘部将B浓度比主相颗粒1的内部相对提高，通过置换了R₂T₁₄B型结晶的B的一部分的C移动到晶界相2，能够使主相颗粒1的外缘部的C浓度比主相颗粒内部相对降低，在主相颗粒1内形成磁性被调制的部位。另外，上述M元素和Cu也可以包含在主相颗粒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％、和、

Fe：实质上剩余部分、和、

占据剩余部分的元素中的Fe以外的元素的合计含量：5.0质量％以下。

关于本实施方式涉及的稀土类磁铁所含的R，进一步详细地说明。更优选R的含量为31.5～35.0质量％。作为R，优选包含Nd和Pr中的任意一方，更优选包含Nd和Pr的双方。R中的Nd和Pr的比例优选按Nd和Pr的合计为80～100原子％。R中的Nd和Pr的比例为80～100原子％时，可以得到更加良好的剩余磁通密度和矫顽力。另外，在含有Nd和Pr的双方的情况下，R中的Nd的比例和R中的Pr的比例优选分别为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C浓度差，也能够得到良好的高的矫顽力，能够抑制高温退磁率。

这里，对于本实施方式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，但如一般常用的那样，设为磁导(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。磁通量例如能够通过磁通计等测定。接着将试样在140℃下高温暴露2小时，返回室温。试样温度返回室温后，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所示的化学计量比少的特定的范围，则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，在主相颗粒1产生B的缺陷。认为虽然后面叙述的C等元素进入该B的缺陷中，但是并不是C等元素进入全部的B的缺陷中，也有缺陷直接残留的情况。

本实施方式涉及的稀土类磁铁还包含微量的添加元素。作为添加元素能够使用公知的物质。添加元素优选与作为具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1的构成元素的R元素在状态图上具有共晶点的元素。从该点考虑，作为添加元素优选Cu，但也可以是其他元素。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，能够使Cu局部存在于晶界相2。

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的状态图为偏晶型，考虑该组合难以形成共晶点。因此，优选添加R－T－M三元系形成共晶点的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，能够促进粉末冶金工序中主相颗粒表面的反应，出现主相颗粒1的外缘部的R、T元素中移动到晶界相2的元素，能够提高主相颗粒1的外缘部的B浓度，通过将R₂T₁₄B型磁铁的B的一部分置换的C移动到晶界相2，能够使主相颗粒1的外缘部的C浓度比主相颗粒内部相对降低。另外，上述M元素也可以包含在主相颗粒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为必要元素，除了加入Fe，还可以包含其他的铁族元素。作为该铁族元素优选为Co。此时，Co的含量优选超过0质量％且3.0质量％以下。通过稀土类磁铁含有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，能够在主相颗粒1内产生C的浓度差。可以考虑产生C的浓度差的理由是因为通过M元素的添加来促进主相颗粒1的外缘部与晶界相2的反应，出现主相颗粒1的外缘部的R、T元素中移动到晶界相2的元素，在主相颗粒1的外缘部上B浓度提高，将R₂T₁₄B型结晶的B的一部分取代的C移动到晶界相2，在主相颗粒1的外缘部上C浓度降低的缘故。另外，通过该反应不会在主相颗粒1内新形成非磁性体或软磁性体，不伴随出现由非磁性体或软磁性体造成的剩余磁通密度的降低。

另外，本实施方式涉及的稀土类磁铁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以及添加与上述R、T一起形成三元系共晶点的M元素，能够在主相颗粒1内产生B的浓度差。可以考虑产生B的浓度差的理由是因为通过M元素的添加来促进主相颗粒1的外缘部与晶界相2的反应，出现主相颗粒1的外缘部的R、T元素中移动到晶界相2的元素，在主相颗粒1的外缘部，B浓度提高的缘故。另外，通过该反应不会在主相颗粒1内新形成非磁性体或软磁性体，不伴随出现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，能够使用Al、Ga、Si、Ge、Sn等。

本实施方式涉及的稀土类磁铁的微细结构例如能够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能够以原子级来评价解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。倍率以在观察对象的研磨截面中能够观察100个左右的主相颗粒的方式适当确定即可。选择比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。三维原子探针测定从主相颗粒端部附近向主相颗粒内部至少连续进行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C原子浓度曲线化，由此能够评价C原子浓度的分布。另外，将分割区域的平均B原子浓度曲线化，由此能够评价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)定义为其Cu原子浓度为该主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分的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B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向内部的方向相同的方向的一边的长度设为1～5nm。另外，上述单位体积优选设为1000nm³以上(例如50nm×50nm×2nm的长方体)。在使用其他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被定义为在图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被定义为图4A和图4B所示的Cu原子浓度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高，在主相颗粒1内低。如图4B所示，关于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的位置不固定，但由主相颗粒1的外缘部的长度50nm的部分11的位置的变化带来的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。

本实施方式涉及的稀土类磁铁包含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，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，在主相颗粒内产生磁晶各向异性的分布，能够提供兼备使高温退磁率抑制提高和室温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，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选包含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，αC与βC的浓度比率A1(A1＝αC/βC)为2.00以上的主相颗粒。通过包含A1为所希望的值的主相颗粒，能够提供兼备使高温退磁率抑制提高和室温下的高矫顽力的稀土类磁铁。另外，优选A1为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，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选包含显示上述αB的位置位于从上述主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的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能隙。这是因为不伴随例如Nd和Dy的反强磁性的结合，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，能够提供兼备高温退磁率进一步的抑制和室温下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，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部向上述主相颗粒的内部增加的C的浓度梯度，且含有具有上述C的浓度梯度的区域的长度为100nm以上的主相颗粒10％以上，更优选含有50％以上。通过包含该主相颗粒，能够提供兼备高温退磁率的进一步抑制和室温下的矫顽力进一步提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

此外，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部向上述主相颗粒的内部增加的C的浓度梯度，且含有上述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10％以上，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，能够提供兼备高温退磁率的进一步抑制和室温下的矫顽力进一步提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

另外，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选包含在将主相颗粒的一个颗粒内的B的最高浓度设为αB、最低浓度设为βB时，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，在主相颗粒内产生磁晶各向异性的分布，能够提供兼备使高温退磁率抑制提高和室温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，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选包含在将主相颗粒的一个颗粒内的B的最高浓度设为αB、最低浓度设为βB时，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，能够提供兼备使高温退磁率抑制提高和室温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。

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

此外，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选具有从上述主相颗粒的端部向上述主相颗粒的内部减少的B的浓度梯度，且含有上述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10％以上，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，能够提供兼备高温退磁率的进一步抑制和室温下的矫顽力进一步提高的稀土类磁铁。通过设为50％以上，能够进一步改善高温退磁率。

本实施方式涉及的稀土类磁铁也可以作为其他元素含有C。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、所谓的矩形比(Hk/HcJ)为不充分。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，也能够将具有R₂T₁₄B型晶体结构的主相颗粒1的B的一部分用C置换等，也能够在主相颗粒1内含有C。

本实施方式涉及的稀土类磁铁也可以作为其他的元素含有O。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，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也能够包含在主相颗粒内。

另外，本实施方式涉及的稀土类磁铁优选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在各元素的含量为上述范围并且将C、O和N的原子数分别设为[C]、[O]和[N]时，优选满足[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优选C和M元素的原子数满足如下关系。即，在将C和M元素的原子数分别设为[C]和[M]时，优选满足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，结晶颗粒的粒径优选为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，结晶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涉及的稀土类磁铁的制造方法的一例。本实施方式涉及的稀土类磁铁能够利用通常的粉末冶金法制造，该粉末冶金法包括制备原料合金的制备工序；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形而制作成形体的成形工序；将上述成形体烧结得到烧结体的烧结工序；和对上述烧结体实施时效处理的热处理工序。

制备工序是制备具有本实施方式涉及的稀土类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等，使用它们进行薄带连铸法等。能够由此制备原料合金。作为原料金属等，可以列举例如稀土类金属、稀土类合金、纯铁、硼铁合金、碳、或这些的合金。使用这些原料金属等，制备可以得到具有所希望的组成的稀土类磁铁的原料合金。

作为调整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)，从中间包进一步在内部被水冷的旋转的铜辊上，使上述原料金属等熔化得到的熔融金属流动，使其冷却凝固的方法，但凝固时的冷却速度能够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。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，例如以500～11000℃/秒、优选以1000～11000℃/秒进行即可。通过这样控制上述凝固时的冷却速度，可以认为即使在要得到的原料合金中所含的B的含量比R₂T₁₄B所示的化学计量比少的情况下，也能够准稳定地维持正方晶R₂T₁₄B型晶体结构，R₂T₁₄B型主相颗粒的B的一部分容易被C置换，在后述的热处理工序等中，能够在主相颗粒内产生C的浓度差和B的浓度差。上述凝固时的冷却速度如下计算：具体而言，将由浸渍热电偶测定中间包中的熔融金属温度得到的温度与由放射温度计测定辊旋转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。

粉碎工序是将制备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。

粗粉碎工序能够使用例如捣碎机、颚式压碎机、布朗磨等，在不活泼气体气氛中进行。也能够进行在吸留氢后进行粉碎的氢吸留粉碎。在粗粉碎工序中，进行粉碎直到原料合金成为粒径未数百μm到数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，制备平均粒径为数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。微粉碎例如能够使用喷射磨进行。

在微粉碎之前能够加入粉碎助剂。通过加入粉碎助剂，改善粉碎性，使成形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碳组成和硼组成。

由于上述理由，粉碎助剂优选具有润滑性的有机物。特别是由于满足上述的[O]/([C]+[N])＜0.85的关系，优选含有氮的有机物。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所含的碳的质量比率设为5～15，能够调整烧结磁铁的主相颗粒的外缘部和内部中的碳组成和硼组成。

成形工序是将原料微粉末在磁场中成形制作成形体的工序。具体而言，将原料微粉末填充配置在电磁铁中的模具内后，通过电磁铁施加磁场使原料微粉末的结晶轴取向，一边通过对原料微粉末加压进行成形来制作成形体。该磁场中的成形例如可以在1000～1600kA/m的磁场中以30～300MPa左右的压力进行。

烧结工序是烧结成形体得到烧结体的工序。在上述磁场中成形后，能够在真空或不活泼气体气氛中烧结成形体，得到烧结体。烧结条件根据成形体的组成、原料微粉末的粉碎方法、粒度等的条件适当设定即可。例如，可以在950℃～1250℃进行1～10小时左右，优选在1000℃～1100℃进行1～10小时左右。另外，通过调整升温过程，也能够调整烧结时的碳量。在为了到烧结时残留碳的方面希望将从室温到300℃的升温速度设为1℃/分钟以上。更优选为4℃/分钟以上。另外，在主相颗粒内产生C的浓度差和B的浓度差的处理可以在烧结工序中进行，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，能够在主相颗粒内产生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，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即可。热处理以500℃～900℃的温度范围进行即可，但也可以如进行800℃附近的热处理后进行在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，能够对主相颗粒内的C浓度分布和B浓度分布进行各种控制。

在本实施方式中，例示了通过对主相颗粒内的C浓度分布和B浓度分布通过热处理条件等进行控制的方法，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，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涉及的稀土类磁铁，但本发明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，不限于本实施方式涉及的稀土类磁铁的用途。例如，适合用于硬盘驱动器的音圈马达、工业机械用马达、家电用马达。进而还可以适合用于汽车用部件、特别也适合用于EV用部件、HEV用部件和FCV用部件。

实施例

接下来，根据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到试样No.23以及作为比较例的试样No.24到试样No.29的烧结磁铁的组成的方式，分别制作原料合金。原料合金的制作以薄带连铸法进行，熔融金属的凝固时的冷却速度，从试样No.1到试样No.15以及从试样No.20到试样No.27设为2500℃/秒。试样No.16中将凝固时的冷却速度设为11000℃/秒。试样No.17中将凝固时的冷却速度设为6500℃/秒。试样No.18中将凝固时的冷却速度设为900℃/秒。试样No.19中将凝固时的冷却速度设为500℃/秒。试样No.28中将凝固时的冷却速度设为200℃/秒。试样No.29中将凝固时的冷却速度设为16000℃/秒。此外，表1所示的各元素的含量关于T、R、Cu和M通过荧光X射线分析测定，关于B通过ICP发光分光分析测定。另外，关于O通过惰性气体熔化－非分散型红外线吸收法测定，关于C通过氧气流中燃烧－红外线吸收法测定，关于N通过惰性气体熔化－热导法测定。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留氢后，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，使用喷射磨进行微粉碎，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、成形压力120MPa的条件进行成形，得到成形体。

然后，将成形体在真空中以烧结温度1010～1050℃烧结4小时后，骤冷得到烧结体。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。关于第一阶段的900℃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。关于第二阶段的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℃的冷却速度进行冷却，然后，缓慢冷却至室温，由此准备主相颗粒内的C浓度分布和B浓度分布不同的多个试样。只是，试样No.25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至试样No.29)测定磁气特性。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在表1中。接着对于测定了磁气特性的试样No.1至试样No.29，通过三维原子探针显微镜评价主相颗粒内的C浓度分布和B浓度分布。评价对于各个试样在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，设定为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。选自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。而且，对于选择的主相颗粒，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向主相颗粒内部的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，在从主相颗粒端部向主相颗粒内部的直线上以50nm×50nm×50nm的立方体作为单位体积进行分割，在各个分割区域算出平均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C原子浓度和平均B原子浓度进行曲线化，由此评价C原子浓度的分布和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。

C浓度分布对于如下所述的项目进行评价。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。接着，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向主相颗粒内部的100nm以内的位置。然后，评价是否具有C浓度从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的增加梯度，且具有增加梯度的区域的长度是否为100nm以上。最后，评价是否具有C浓度从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部增加梯度、且增加梯度的绝对值为0.00010原子％/nm以上的区域的长度是否为100nm以上。

B浓度分布对于如下所述的项目进行评价。首先，算出B的最高浓度(αB)与最低浓度(βB)的浓度比率A(A2＝αB/βB)，评价是否为A2≥1.05，进而评价是否为A2≥1.08。接着，评价显示B的最高浓度(αB)的位置是否位于从主相颗粒端部向主相颗粒内部的100nm以内的位置。接着，评价B浓度是否具有从主相颗粒的端部向主相颗粒内部的减少梯度，且具有减少梯度的区域的长度是否为100nm以上。最后评价B浓度是否具有从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的减少梯度，且减少梯度的绝对值为0.0005原子％/nm以上的区域的长度是否为100nm以上。

本发明的实施例的试样No.1至试样No.23和比较例的试样No.24至试样No.29的元素浓度评价结果也汇总表示在表1和表2中。关于表1和表2的B浓度分布评价结果和C浓度评价结果，对于各个试样进行10个部位的测定评价，对于各个评价项目，将相当于测定部位的频度用该部位数/测定部位数表示。

另外，将第二阶段的热处理(时效2)的冷却速度表示在表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，表示在表3中。稀土类磁铁所含的氧的量和氮的量，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，调整到表1的范围。另外，稀土类磁铁所含的碳的量通过在粉碎工序中添加的粉碎助剂的量的增减调整来调整到表1的范围。

[表1]

[表3]

由表1和表2可知，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、将最低浓度设为βC时，在本发明的实施例的试样No.1至试样No.23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，但比较例的试样No.24至试样No.29中，没有观察到具有浓度比率A为1.50以上的C的浓度差的主相颗粒。在试样No.1至试样No.23的试样组中，能够将高温退磁率的绝对值控制在3.5％以下，成为即使在高温环境下的使用也能够适合的稀土类磁铁。进而，从试样No.1至试样No.20的结果可知，通过包含具有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，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，在包含具有浓度比率A1为1.50以上的C的浓度差、且显示C的最低浓度(βC)的位置位于从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的100nm以内的主相颗粒的试样No.1至试样No.19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(C浓度低的部分)，磁性相对于主相颗粒的内部(C浓度高的部分)被调制的部位从上述主相颗粒的内部(C浓度高的部分)连续形成，其结果，各向异性磁场的能隙以包围颗粒的方式形成，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C的浓度分布具有从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部增加的梯度、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至试样No.18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向主相颗粒的内部增加的梯度、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至试样No.17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性被调制的部位，能够抑制主相颗粒表面附近的畴壁的生成和运动，能够实现高温退磁率的控制。

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、最低浓度设为βB时，本发明的实施例的试样No.1至试样No.23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至试样No.23的试样组中，能够将高温退磁率的绝对值控制在3.5％以下，成为即使在高温环境下使用也适合的稀土类磁铁。进而，由试样No.1至试样No.20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、且显示B的最高浓度(αB)的位置位于从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的100nm以内的主相颗粒的试样No.1至试样No.19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向主相颗粒的内部减少的梯度、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至试样No.18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向主相颗粒的内部减少的梯度、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至试样No.17中，高温退磁率的绝对值被控制在1.0％以下。

接着，对本实施例涉及的稀土类磁铁中的主相颗粒内的C浓度分布进行更详细地说明。图2表示试样No.2中所形成的主相颗粒的从颗粒端部向主相颗粒内部用三维原子探针显微镜以线状测定得到的C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C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A1为2.46的大于2.00的值的主相颗粒。另外可知，测定范围内显示C的最低浓度(βC)的位置存在于从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部的100nm以内，具有从主相颗粒的端部向主相颗粒的内部增加的浓度梯度，且具有100nm以上的C的浓度梯度的绝对值为0.00010原子％/nm以上的区域。

图3表示通过现有技术的作为比较例的试样No.24中所形成的主相颗粒的从颗粒端部向颗粒内部用三维原子探针显微镜以线状测定得到的C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.24中，浓度比率A1为1.04的比1.50小的值，没有形成本发明的微细结构。作为比较例的试样No.25至试样No.29也为同样的C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到试样No.23的试样中，在主相颗粒内含有具有C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，在试样No.2到试样No.3、试样No.5到试样No.7、和试样No.9到试样No.22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，将原料合金所含的碳量设为100ppm，制作试样No.32。进而，使原料合金所含的碳量变化，制作试样No.30、31、33、34。将结果表示在表4中。

由表4可知，原料合金所含的碳量为100ppm以上的情况下，C的浓度比率A1和C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℃的升温速度变化的点以外，与试样No.32同样制作试样No.41～44。将结果表示在表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，C的浓度比率A1和B的浓度比率A2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，C的浓度比率A1和C的浓度梯度容易处在优选的范围内。此外可知，从室温至300℃的升温速度为4℃/分钟以上时更加优选。

接着，在使作为粉碎助剂添加的油酸酰胺的量变化的点以外，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，C的浓度比率A1容易在优选的范围内。

接着，除了使时效2结束后的冷却速度变化的点以外，与试样No.11同样制作试样No.61～63。将结果表示在表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、250℃/分钟以下，C的浓度比率A1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的点以外，与试样No.2同样制作试样No.71～80。将结果表示在表8和表9中。

[表8]

[表9]

以上，基于实施方式说明了本发明。实施方式为例示，在本发明的权利要求范围内能够进行各种变形和变更，另外本领域技术人员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，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。

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