CN108695033A - R－t－b系烧结磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种含有由R2T14B结晶构成的主相颗粒的R－T－B系烧结磁铁。R为1种以上的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素，B为硼。R－T－B系烧结磁铁具有磁铁表层部和比磁铁表层部位于内侧的磁铁中央部。具有磁极面的磁铁表层部的主相颗粒的结晶取向度比磁铁中央部的主相颗粒的结晶取向度低。

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
如专利文献1所示，已知R-T-B系烧结磁铁具有优异的磁特性。目前，希望磁特性得到进一步的改善。
作为提高R-T-B系烧结磁铁的磁特性，特别是提高矫顽力的方法，已知在制作原料合金阶段包含重稀土元素作为R的方法(一合金法)。另外，还有将不含重稀土元素的主相系合金和含有重稀土元素的晶粒边界相系合金粉碎后混合并进行烧结的方法(二合金法)。另外，如专利文献2所述，还有在制作R-T-B系烧结磁铁后，通过使重稀土元素附着于表面进行加热，从而使重稀土元素通过晶粒边界进行扩散的方法(晶粒边界扩散法)。
上述的一合金法中，由于重稀土元素存在于主相颗粒中，所以最大能量产物有时降低。二合金法中，能够减少主相颗粒中的重稀土元素，能够抑制最大能量产物的降低。在晶粒边界扩散法中，能够在主相颗粒中仅对极接近于晶粒边界的区域提高重稀土元素的浓度，能够降低主相颗粒内部的重稀土元素的浓度。即，能够得到一般的核壳结构的主相颗粒。一般的核壳结构是指，核部的重稀土元素的浓度比包覆核部的壳部的重稀土元素的浓度低的结构。由此，与二合金法相比，能够提高矫顽力，能够抑制最大能量产物的降低。另外，能够抑制高价的重稀土元素的使用量。
另外，专利文献3中公开的是，为了与现有的R-T-B系烧结磁铁相比而进一步提高矫顽力，包含核部的重稀土元素的浓度比壳部的重稀土元素的浓度高的主相颗粒的技术。
专利文献1：日本特开昭59-46008号公报
专利文献2：国际公开第2006/043348号
专利文献3：日本特开2016-154219号公报
发明内容
但是，目前，要求进一步提高矫顽力并且进一步降低成本。
本发明的目的在于，获得提高了磁特性且成本低的R-T-B系烧结磁铁。
<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系烧结磁铁，其特征在于，其含有由R2T14B结晶构成的主相颗粒，
R为1种以上的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素，B为硼，
所述R-T-B系烧结磁铁具有磁铁表层部和比所述磁铁表层部位于内侧的磁铁中央部，
具有磁极面的磁铁表层部的所述主相颗粒的结晶取向度比磁铁中央部的所述主相颗粒的结晶取向度低。
本发明的R-T-B系烧结磁铁由于具有上述的特征，从而能够得到提高了残留磁通密度及矫顽力且成本低的R-T-B系烧结磁铁。
本发明的R-T-B系烧结磁铁中，也可以是：
所述R为以重稀土元素RH为必需元素的1种以上的稀土元素，
所述磁铁表层部中所含的所述主相颗粒的一部分为反核壳主相颗粒，
所述反核壳主相颗粒具有核部及壳部，
在将所述核部的总RH浓度(at％)设为CRC，并且将所述壳部的总RH浓度(at％)设为CRS的情况下，
CRC/CRS＞1.0。
本发明的R-T-B系烧结磁铁中，也可以是：
在所述核部含有低RH结晶相，
所述低RH结晶相为由所述R2T14B结晶构成，并且所述RH的浓度相对于所述主相颗粒整体中的所述RH的浓度相对偏低的相。
本发明的R-T-B系烧结磁铁中，也可以是，在所述核部还含有非磁性富R相。
附图说明
图1是本发明一实施方式的R-T-B系烧结磁铁的具有磁极面的磁铁表层部附近的与磁极面垂直的剖面的示意图。
图2是本发明一实施方式的不均匀的反核壳主相颗粒的示意图。
符号说明
1...R-T-B系烧结磁铁
1a...(具有磁极面的)磁铁表层部
1b...磁铁中央部
11...主相颗粒
11a...低结晶取向主相颗粒
11b...高结晶取向主相颗粒
12...晶粒边界
110...不均匀的反核壳主相颗粒
110a...核部
110b...壳部
210...低RH结晶相
230...非磁性富R相
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1包含由R2T14B结晶构成的主相颗粒。R是1种以上的稀土元素，T是以Fe或Fe及Co为必需元素的一种以上的过渡金属元素，B是硼。作为R，优选含有重稀土元素RH。还可以含有Zr。此外，作为R含有的稀土元素是指属于长周期型周期表的IIIB族的Sc、Y和镧系元素。另外，重稀土元素RH是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu。
对于R的含量没有特别限制，也可以是25质量％以上且35质量％以下，优选为28质量％以上且33质量％以下。如果R的含量为25质量％以上，则容易充分地进行R-T-B系烧结磁铁1的成为主相颗粒的R2T14B结晶的生成，抑制拥有软磁性的α-Fe等析出，容易抑制磁特性降低。如果R的含量是35质量％以下，则具有提高R-T-B系烧结磁铁1的残留磁通密度Br的趋势。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的B的含量也可以是0.5质量％以上且1.5质量％以下，优选为0.8质量％以上且1.2质量％以下，更优选为0.8质量％以上且1.0质量％以下。通过使B的含量为0.5质量％以上，具有提高矫顽力Hcj的趋势。另外，通过使B的含量为1.5质量％以下，具有提高残留磁通密度Br的趋势。
T可以是单独的Fe，也可以是Fe的一部分被Co替代。本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的Fe的含量是，在R-T-B系烧结磁铁中除了不可避的杂质和O、C及N的情况的实际的余部。优选Co的含量为0质量％以上且4质量％以下，更优选为0.1质量％以上且2质量％以下，进一步优选为0.3质量％以上且1.5质量％以下。作为除了Fe或Fe及Co以外的过渡金属元素没有特别限定，例如，可举出Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，也可以将作为T所包含的过渡金属元素的一部分替换为例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等元素。
在R-T-B系烧结磁铁1含有选自Al及Cu的一种或两种的情况下，优选选自Al、Cu的一种或两种的含量分别为0.02质量％以上且0.60质量％以下。通过分别含有选自Al及Cu的一种或两种0.02质量％以上且0.60质量％以下，具有R-T-B系烧结磁铁1的矫顽力及耐湿性得到提高，且温度特性得到改善的趋势。优选Al的含量是0.03质量％以上且0.40质量％以下，更优选0.05质量％以上且0.25质量％以下。另外，优选Cu的含量为大于0质量％且0.30质量％以下，更优选大于0质量％且0.20质量％以下，进一步优选为0.03质量％以上且0.15质量％以下。
R-T-B系烧结磁铁1还可以含有Zr。Zr的含量也可以是大于0质量％且0.25质量％以下。通过在上述的范围内含有Zr，在烧结磁铁的制造过程中，主要在烧结工序中能够抑制主相颗粒的异常成长。因此，所得的烧结体(R-T-B系烧结磁铁1)的组织成为均匀且微细的形态，具有提高所得的烧结体的磁特性的趋势。为了更好地获得上述的效果，Zr的含量也可以是0.03质量％以上且0.25质量％以下。
另外，优选R-T-B系烧结磁铁1中的C的含量为0.05质量％以上且0.30质量％以下。通过将C的含量设定为0.05质量％以上，具有提高矫顽力的趋势。通过将C的含量设定为0.30质量％以下，具有充分提高矩形比(Hk/Hcj)的趋势。Hk是指磁滞回线(4πI-H曲线)的第2象限的磁化变为残留磁通密度(Br)的90％时的磁场强度。矩形比是表示外部磁场的作用或温度上升引起的退磁的程度的参数。在矩形比小的情况下，外部磁场的作用或温度上升引起的退磁增大。另外，磁化需要的磁场强度增大。为了更好地获得矫顽力及矩形比，优选将C的含量设定为0.10质量％以上且0.25质量％以下。
另外，优选R-T-B系烧结磁铁1中的O的含量是0.03质量％以上且0.40质量％以下。通过将O的含量设定为0.03质量％以上，具有提高耐腐蚀性的趋势。通过将O的含量设定为0.40质量％以下，烧结时容易充分地形成液相，具有提高矫顽力的趋势。为了使耐腐蚀性及矫顽力变得更好，也可以将O的含量设定为0.05质量％以上且0.30质量％以下，也可以设定为0.05质量％以上且0.25质量％以下。
另外，优选R-T-B系烧结磁铁1中的N的含量是0质量％以上且0.15质量％以下。通过将N的含量设定为0.15质量％以下，具有充分提高矫顽力的趋势。
R-T-B系烧结磁铁1中也可以包含Mn、Ca、Ni、Cl、S、F等不可避的杂质0.001质量％以上且0.5质量％以下程度。
R-T-B系烧结磁铁中的氧含量、碳含量、氮含量的测定方法可以使用一直以来一般公知的方法。氧含量例如通过惰性气体熔解-非分散型红外线吸收法测定，碳含量例如通过氧气气流中燃烧-红外线吸收法测定，氮含量例如通过惰性气体熔解-热导率法测定。
对于由R2T14B结晶构成的主相颗粒的粒径没有特别限制，但通常是1μm以上且10μm以下。
对于R的种类没有特别限制，但优选含有Nd、Pr。另外，对于重稀土元素RH的种类也没有特别限制，但优选包含Dy及Tb的任一方或双方。
如图1所示，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1中，磁铁表层部1a的主相颗粒11(低结晶取向主相颗粒11a)的结晶取向的方向(图1中的箭头的方向)与磁铁中央部1b的主相颗粒11(高结晶取向主相颗粒11b)不同，前者未被固定。即，就本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1而言，磁铁表层部1a的上述主相颗粒11的结晶取向度比磁铁中央部1b的上述主相颗粒11的结晶取向度低。
在此，认为：结晶取向度越低，矫顽力越高，磁化越低。其原因认为如下。
首先，将R-T-B系烧结磁铁的磁化方向设为0°，将与之相对的由R2T14B结晶构成的主相颗粒11的c轴方向的角度设为θ(°)。另外，将主相颗粒11的饱和磁化设为Js。在来自外部的磁场从0°的方向发生作用的情况下，主相颗粒11的磁场方向的饱和磁化的成分为Js×cosθ。在此，认为：结晶取向度越低，θ越大，Js×cosθ越小。因此，即使该主相颗粒11发生磁化反转，对与该主相颗粒11相邻的主相颗粒11的磁化反転带来的影响也会减小。也就是说，认为：由于结晶取向度降低，从而矫顽力得到提高，磁化(残留磁通密度)得到降低。
在此，本发明者们发现：R-T-B系烧结磁铁整体的矫顽力对接近该R-T-B系烧结磁铁的磁铁表面的部分的矫顽力带来大的影响。另一方面，本发明者们发现：R-T-B系烧结磁铁整体的磁化(残留磁通密度)仅对接近磁铁表面的部分的磁化(残留磁通密度)没有大影响。进一步，本发明者们发现：R-T-B系烧结磁铁整体的矫顽力对存在于该R-T-B系烧结磁铁的表面中的、与相对于磁化容易轴垂直的磁铁表面(磁极面)接近的部分的矫顽力带来大的影响。另外，所谓“磁极面”是指，磁铁产生的主要的磁力线所通过的磁铁表面。
就本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1而言，因为具有磁极面的磁铁表层部1a的主相颗粒11的结晶取向度降低，从而磁铁表层部1a的矫顽力得到了提高。而且，就本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1而言，因为磁铁表层部1a的主相颗粒11(低结晶取向主相颗粒11a)的结晶取向度比磁铁中央部1b的主相颗粒11(高结晶取向主相颗粒11b)的结晶取向度低，从而能够获得高的磁特性。此外，在本实施方式中，磁铁表层部是指从磁铁表面向着磁铁内部距离5μm以上且150μm以下的区域。磁铁中央部是指比磁铁表层部位于内侧的部分。此外，在本技术领域中，有时将相对于成形时施加磁场的方向垂直的面称作C面。另外，在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1中，C面和磁极面是一致的，但是C面和磁极面未必是一致的。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1也可以是包含于磁铁表层部1a的主相颗粒11的一部分为反核壳主相颗粒。反核壳主相颗粒具有核部和壳部。另外，壳部包覆着核部。核部和壳部都由上述R2T14B结晶构成，但是组成互不相同。具体而言，核部和壳部的RH浓度不同。此外，可以通过使用SEM以倍率1000倍以上且10000倍以下进行观察来确认各主相颗粒11是否为具有核壳构造的颗粒。
具体而言，对切断本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1而得到的剖面进行镜面抛光之后，用SEM拍摄反射电子图像。基于反射电子图像中产生的组成对比来判断各主相颗粒是核壳主相颗粒还是反核壳主相颗粒。一般而言，观察对象的平均原子序号越大，组成对比越明亮(白)。另外，重稀土元素RH的原子序号比R-T-B系烧结磁铁1中含有的其他元素的原子序号大。所以，重稀土元素RH的浓度相对高的区域的平均原子序号比重稀土元素RH的浓度相对低的区域高。并且，在反射电子图像中，主相颗粒内部的RH浓度高的区域比RH浓度低的区域明亮(白)。如上所述，根据主相颗粒内部的明亮部的位置来判断各主相颗粒是核壳主相颗粒还是反核壳主相颗粒。
在此，反核壳主相颗粒是由上述R2T14B结晶构成的主相颗粒，在将核部的总RH浓度(at％)设为CRC、将壳部的总RH浓度(at％)设为CRS的情况下，满足CRC/CRS＞1.0的主相颗粒。
即，与一般公知的核壳主相颗粒相反，反核壳主相颗粒是核部的总RH浓度比壳部的总RH浓度高的主相颗粒。
对于CRC及CRS的测定部位没有特别限制。例如可以设为如下。
首先，利用透射型电子显微镜(TEM)观察要测定浓度的反核壳主相颗粒，确定长度最大的直径。接着，确定该直径和晶粒边界的两个交点。然后，测定以该两个交点的中点为中心的20nm×20nm的区域的总RH浓度，将其设为核部的总RH浓度CRC。
接着，选择该两个交点中的一个交点。而且，测定以从该交点起沿着上述长度成为最大的直径向反核壳主相颗粒侧侵入20nm的点作为中心的20nm×20nm的区域的总RH浓度，将其设为壳部的总RH的浓度CRS。
另外，就反核壳主相颗粒的核部的相对于总R浓度的总RH浓度没有特别限制，但大致以原子比计为30％以上且80％以下程度。就反核壳主相颗粒的壳部的相对于总R浓度的总RH浓度没有特别限制，大致以原子比计为10％以上且30％以下程度。
此外，对于反核壳主相颗粒而言，虽然壳部覆盖核部的整个表面，但没有必要使核部的整个表面被壳部覆盖，只要覆盖核部的表面的60％以上即可。核部及壳部的区分能够通过SEM进行。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1通过含有反核壳主相颗粒，即使是在降低重稀土元素RH的使用量的情况下，也成为具有高的残留磁通密度及矫顽力的永久磁铁。通过含有反核壳主相颗粒而得到上述效果的机理，认为是如下所示的机理。
反核壳主相颗粒通过含有相较于壳部更多的RH，在核部，各向异性磁场变高。因此，认为：在反核壳主相颗粒的核部和壳部的界面，各向异性磁场发生变化。认为：通过上述反核壳主相颗粒内的各向异性磁场的变化，钉扎力得到增加。因此，认为：包含反核壳主相颗粒的R-T-B系烧结磁铁1的矫顽力得到了提高。
另外，在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1中，就反核壳主相颗粒相对于全部主相颗粒的存在比率而言，优选磁铁表层部1a处的该存在比率高于磁铁中央部1b。
反核壳主相颗粒在核部含有更多的重稀土元素RH。因此，反核壳主相颗粒自身的残留磁通密度及饱和磁化低。反核壳主相颗粒因为饱和磁化低，所以即使某个反核壳主相颗粒发生了磁化反转，对于与该反核壳主相颗粒相邻的主相颗粒的磁化反转带来的影响也小。即，由于反核壳主相颗粒主要存在于R-T-B系烧结磁铁1的磁铁表层部1a，从而抑制了从磁铁表面产生的反磁区的传递。因此，由于反核壳主相颗粒更多地存在于磁铁表层部1a，从而R-T-B系烧结磁铁1的矫顽力得到了进一步的提高。
在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1中所含的反核壳主相颗粒中，优选为CRC/CRS＞1.5，更优选为CRC/CRS＞3.0。在反核壳主相颗粒中，相对于壳部在核部存在的重稀土元素RH越多，上述的效果越大，矫顽力得到进一步提高，所以更优选。
如图2所示，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁也可以包含具有核部110a及壳部110b且在内部含有低RH结晶相210的不均匀的反核壳主相颗粒110。如图2所示，低RH结晶相210也可以在一个不均匀的反核壳主相颗粒110中存在多个。另外，对于一个低RH结晶相210的大小没有特别限制，但优选为相对于不均匀的反核壳主相颗粒110以截面积比计为5％以上且30％以下。
此外，可以使用SEM及TEM来确认在主相颗粒的内部是否含有低RH结晶相210。
低RH结晶相210是指，与存在于该低RH结晶相210的周围的主相相比，重稀土元素RH的浓度低的R2T14B结晶相。更具体而言，在将低RH结晶相210中的总RH浓度(at％)/总RL浓度(at％)设为L1，将存在于低RH结晶相的周围的主相中的总RH浓度(at％)/总RL浓度(at％)设为N1的情况下，指N1-L1≥0.5的R2T14B结晶相。
此外，可以通过SEM、SEM-EDS、TEM及TEM-EDS来确认低RH结晶相210的存在。具体而言，可以通过SEM目视确认在主相颗粒的内部存在某种异相，可以通过TEM来确认该异相为R2T14B结晶相，可以通过TEM-EDS来确定该异相的N1-L1。
进一步，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1中，就主相颗粒11中所占的不均匀的反核壳主相颗粒110的含有比率而言，优选磁铁表层部1a处的该含有比率高于磁铁中央部1b。
具体而言，在将磁铁表层部1a中的包含低RH结晶相210的主相颗粒的存在比例设为rs(％)，将磁铁中央部1b中的含有上述低RH结晶相的主相颗粒的存在比例设为rc(％)的情况下，优选为rs-rc≥20％。
就本实施方式的R-T-B系烧结磁铁而言，通过具有不均匀的反核壳主相颗粒110(特别是在磁铁表层部1a具有多个不均匀的反核壳主相颗粒110)，残留磁通密度及矫顽力得到了提高。
发明人认为：不均匀的反核壳主相颗粒110通过具有低RH结晶相210，在该不均匀的反核壳主相颗粒110内急剧地产生各向异性磁场的变化。通过该急剧的各向异性磁场的变化，钉扎力得到增加。发明人认为：其结果，矫顽力得到了提高。进一步，通过这种不均匀的反核壳主相颗粒110在磁铁表层部1a存在多个，抑制自磁铁表面产生的反磁区的传递。因此，能够以少的重稀土元素RH的使用量来提高R-T-B系烧结磁铁1的矫顽力。进一步，因为能够降低重稀土元素RH的使用量，所以也能够提高残留磁通密度。另外，通过使多个低RH结晶相210存在于一个不均匀的反核壳主相颗粒110内，来自哪一个方向的磁壁的移动也都能够被抑制。进一步，由于低RH结晶相210与周围的主相同样是R2T14B系结晶相，从而能够实现结晶的匹配。因此，抑制了应变的产生，增大了矫顽力的提高效果。
优选低RH结晶相210实质上不含重稀土元素RH。“实质上不含”是指低RH结晶相210中的RH/R的原子数比为0.03以下。
在低RH结晶相210实质上不含重稀土类RH的情况下，通过含有上述的低RH结晶相的得到的效果进一步得到增大。
另外，如图2所示，不均匀的反核壳主相颗粒110优选在其内部还含有非磁性富R相230。另外，多个非磁性富R相230也可以存在于一个不均匀的反核壳主相颗粒110内。另外，对于一个非磁性富R相230的大小没有特别限制，但优选相对于不均匀的反核壳主相颗粒110以截面积比计为5％以上且15％以下。
具体而言，非磁性富R相230是指R的含量为70原子％以上且100原子％以下的富R相。另外，非磁性富R相230不是R2T14B系结晶相。
另外，可以通过SEM、SEM-EDS、TEM及TEM-EDS来确认在主相颗粒中存在非磁性富R相230。具体而言，可以通过SEM图像目视确认在主相颗粒的内部存在某种异相，可以通过TEM-EDS来确定该异相中的R的含量。
通过在不均匀的反核壳主相颗粒110内部含有非磁性富R相230，能够在粒子内部产生多处大的各向异性磁场的间隙。因此，能够抑制来自任意方向的磁壁的运动的传递，从而能够提高R-T-B系烧结磁铁的矫顽力。
另外，在本实施方式的R-T-B系烧结磁铁1含有不均匀的反核壳主相颗粒110(其中含有低RH结晶相210及非磁性富R相230)的情况下，优选与磁铁中央部1b相比在磁铁表层部1a含有更多的不均匀的反核壳主相颗粒110。具体而言，在将磁铁表层部1a中的含有低RH结晶相210及非磁性富R相230的主相颗粒的存在比例设为rsh(％)，将磁铁中央部中的含有低RH结晶相210及非磁性富R相230的主相颗粒的存在比例设为rch(％)的情况下，优选为rsh-rch≥20％。
进一步，如图2所示，在不均匀的反核壳主相颗粒110中，优选在核部110a含有低RH结晶相210及非磁性富R相230。在核部110a含有低RH结晶相210及非磁性富R相230的情况下，提高矫顽力的效果更大。
<R-T-B系烧结磁铁的制造方法>
接着，说明本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造方法。
此外，以下说明的是通过粉末冶金法制作，并使重稀土元素进行了晶粒边界扩散的R-T-B系烧结磁铁的例子，但是，对于本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造方法没有特别限定，也可以使用其它的方法。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造方法具有：使原料粉末成形而得到成形体的成形工序；对上述成形体进行烧结而得到烧结体的烧结工序；在比烧结温度低的温度以一定时间保持上述烧结体的时效工序。
以下，对R-T-B系烧结磁铁的制造方法进行详细说明，对于没有特别说明的事项，使用公知的方法即可。
[原料粉末的准备工序]
可以通过公知的方法制作原料粉末。本实施方式中，通过使用主要由R2T14B相构成的一种类的原料合金的一合金法制造R-T-B系烧结磁铁，但也可以通过使用二种类的原料合金的二合金法制造。在此，将原料合金的组成控制为成为最终得到的R-T-B系烧结磁铁的组成。
首先，准备与本实施方式的原料合金的组成对应的原料金属，由该原料金属制作与本实施方式对应的原料合金。对于原料合金的制作方法没有特别限制。例如，能够利用薄带连铸法制作原料合金。
制作原料合金后，对制作的原料合金进行粉碎(粉碎工序)。粉碎工序可以分两阶段实施，也可以以一阶段实施。对于粉碎的方法没有特别限定。例如，通过使用各种粉碎机的方法来实施。例如，以粗粉碎工序及微粉碎工序这两阶段来实施粉碎工序，粗粉碎工序例如可以通过氢粉碎处理来进行。具体而言，对于原料合金，在室温下使其吸藏氢后，可以在氩气气氛下，在400℃以上且650℃以下，进行0.5小时以上且2小时以下的脱氢。另外，微粉碎工序可以通过在对粗粉碎后的粉末添加例如油酸酰胺、硬脂酸锌等之后，使用例如喷磨机、湿式磨碎机(attritor)等进行。对于所得的微粉碎粉末(原料粉末)的粒径没有特别限制。例如，可以以成为粒径(D50)为1μm以上且10μm以下的微粉碎粉末(原料粉末)的方式进行微粉碎。
[成形工序]
成形工序中，将通过粉碎工序得到的微粉碎粉末(原料粉末)成形为规定的形状。对于成形方法没有特别限定。在本实施方式中，将微粉碎粉末(原料粉末)填充在模具内，在磁场中进行加压。
成形时的加压优选在30MPa以上且300MPa以下进行。施加的磁场优选为950kA/m以上且1600kA/m以下。对于将微粉碎粉末(原料粉末)成形而得的成形体的形状没有特别限定，例如能够形成长方体、平板状、柱状等，可以成形为与所希望的R-T-B系烧结磁铁的形状对应的任意的形状。
[烧结工序]
烧结工序是对成形体在真空或惰性气体气氛中进行烧结，获得烧结体的工序。就烧结温度而言，需要根据组成、粉碎方法、粒度和粒度分布上的差异等各种条件来进行调整。对于成形体而言，通过例如在真空中或惰性气体存在下、1000℃以上且1200℃以下加热1小时以上且10小时以下的加热处理来进行烧结。由此，得到高密度的烧结体(烧结磁铁)。
[时效处理工序]
时效处理工序通过对烧结工序后的烧结体(烧结磁铁)在比烧结温度低的温度下加热来进行。对于时效处理的温度及时间没有特别限制，例如可以在450℃以上且900℃以下进行0.2小时以上且3小时以下。此外，也可以省略该时效处理工序。
另外，时效处理工序可以以一阶段进行，也可以以两阶段进行。在以两阶段进行的情况下，例如也可以将第一阶段设为在700℃以上且900℃以下加热0.2小时以上且3小时以下，也可以将第二阶段设为在450℃以上且700℃以下加热0.2小时以上且3小时以下。另外，可以连续进行第一阶段和第二阶段，或者，也可以在第一阶段后冷却一次至室温附近后，再加热以进行第二阶段。
[结晶取向度降低工序]
对于本实施方式中的降低主相颗粒的结晶取向度的方法没有特别限制。例如，能够经由以下所示的分解工序、晶粒边界扩散工序及再结合工序来降低结晶取向度。
[分解工序]
分解工序是指将主要存在于磁铁表层部的由R2T14B结晶构成的主相颗粒进行分解而使其微细化的工序。就分解工序的条件而言，只要能够使主要存在于磁铁表层部的由R2T14B结晶构成的主相颗粒分解且使其微细化，就没有特别限制。
例如，通过在包含H2气体、CO气体或N2气体的惰性气氛中，在600℃以上且900℃以下程度加热5分钟以上且60分钟以下程度，使H2、CO或N2吸藏在主要存在于磁铁表层部的主相颗粒中并使其歧化且微细化。
通过控制H2气体、CO气体或N2气体的浓度、加热温度和/或加热时间，能够控制主相颗粒微细化的区域的厚度，从而能够控制最终得到的低结晶取向层的厚度。
另外，通过在包含氧化性气体的氧化性气氛中，在300℃以上且500℃以下程度加热20分钟以上且60分钟以下程度，也能够使存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。
[扩散处理工序]
本实施方式中，接着分解工序，还具有使重稀土元素扩散的扩散处理工序。扩散处理可以通过使包含稀土元素的化合物(以下，有时简称为“稀土类化合物”)等附着于进行过上述分解工序的烧结体的表面后进行热处理来实施。对于使包含稀土元素的化合物附着的方法没有特定限制，例如，可以通过涂布包含稀土元素的浆料来使其附着。扩散的稀土元素的种类是任意的，优选是重稀土元素。在扩散重稀土元素的情况下，通过控制浆料的涂布量和包含于浆料中的重稀土元素的浓度，能够控制上述的CRC/CRS。
但是，对于使上述稀土元素附着的方法没有特别限制。有利用例如蒸镀、溅射、电镀、喷涂、刷涂、喷射器、喷嘴、丝网印刷、刮刀印刷、片材施工法等的方法。
在涂布浆料的情况下，优选稀土类化合物为颗粒形状。另外，优选平均粒径为100nm以上且50μm以下，更优选为1μm以上且10μm以下。
作为用于浆料的溶剂，优选不使稀土类化合物溶解而使其均匀分散的溶剂。例如，可举出醇、醛、酮等，其中优选乙醇。
对于浆料中的稀土类化合物的含量没有特别限制。例如，可以为50重量％以上且90重量％以下。在浆料中根据需要还可以含有除稀土类化合物以外的成分。例如，可举出用于防止稀土类化合物颗粒的凝集的分散剂等。
通过对进行了上述分解工序的烧结体进行上述的扩散处理工序，稀土元素不仅扩散于烧结体整体的晶粒边界，还会扩散于主要存在于磁铁表层部的微细化了的颗粒的内部。
对于扩散处理工序的条件没有特别限制，优选在650℃以上且1000℃以下进行1小时以上且24小时以下。通过设定为上述的范围内的温度及时间，容易使渗入微细化了的颗粒中的稀土元素的比例增多。另外，在进行扩散处理工序时，包含于上述的H2气体、CO气体、N2气体或氧化性气体的各成分得到释放。
[再结合工序]
通过在扩散处理工序后经过再结合工序，微细化了的颗粒发生再结合，从而生成R2T14B结晶。但是，即使再结合，结晶取向度也不会恢复到分解前的值，结晶取向度降低。再结合工序例如通过以50℃/分钟以上且500℃/分钟以下的速度进行骤冷而进行。对于冷却速度没有特别限制，但是，冷却速度过快则具有成为含有很多非晶质的微结晶的倾向，冷却速度过慢则具有反核壳主相颗粒110的核部110a和壳部110b的边界不清晰的倾向。
如上可知，作为本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造方法，重要的是至少依次进行如下工序：将磁铁表层部的主相颗粒分解并微细化的分解工序、向微细化了的颗粒中扩散稀土元素的晶粒边界扩散工序、以及使微细化了的颗粒再结合的再结合工序。由此，在R-T-B系烧结磁铁的磁铁表层部，能够使结晶取向度降低。上述的分解工序、晶粒边界扩散工序、及再结合工序的方法及条件仅仅是例示。分解工序只要是将磁铁表层部的主相颗粒分解并微细化的工序即可。晶粒边界扩散工序只要是使稀土元素扩散到微细化了的颗粒中即可。再结合工序只要是使微细化了的颗粒再结合即可。此外，也可以通过经由上述的分解工序、晶粒边界扩散工序及再结合工序而在磁铁表层部生成反核壳颗粒。
[再时效处理工序]
再时效处理工序通过在比扩散处理工序的最高温度低的温度下对再结合工序后的烧结磁铁加热来进行。对于再时效处理的温度及时间没有特别限制，例如，可以在450℃以上且800℃以下进行0.2小时以上且3小时以下。
对于通过以上的工序得到的R-T-B系烧结磁铁也可以实施电镀或树脂包覆或氧化处理、转化处理(conversion treatment)等表面处理。由此，能够进一步提高耐腐蚀性。
进一步，能够使用将本实施方式的R-T-B系烧结磁铁切断、分割而得的磁铁。
具体而言，本实施方式的R-T-B系烧结磁铁适合用于电动机、压缩机、磁传感器、扬声器等用途。
另外，可以单独使用本实施方式的R-T-B系烧结磁铁，也可以根据需要使两个以上的R-T-B系烧结磁铁结合而使用。对于结合方法没有特别限制。例如，存在机械地结合的方法或用树脂模塑结合的方法。
通过使两个以上的R-T-B系烧结磁铁结合，能够容易地制造大的R-T-B系烧结磁铁。使两个以上的R-T-B系烧结磁铁结合的磁铁优选用于要求特别大的R-T-B系烧结磁铁的用途、例如IPM电机、风力发电机、大型电机等。
【实施例】
接着，基于具体的实施方式进一步详细地说明本发明，但是本发明不限于以下的实施例。
(烧结磁铁制作工序)
作为原料金属，准备Nd、电解铁、低碳硼铁合金。进一步，以纯金属或和Fe的合金的形式准备Al、Cu、Co、Zr。
对于上述原料金属，通过薄带连铸法制作烧结体用合金(原料合金)以使烧结磁铁的组成成为后述的表1中所示的合金A的组成。表1中所示的各元素的含量(重量％)是将Nd、B、Al、Cu、Co、Zr及Fe的合计含量设为100重量％时的值。另外，上述原料合金的合金厚度为0.2mm以上且0.6mm以下。
接着，对于上述原料合金，通过使氢气在室温下流通1小时的方式来使其吸藏氢。接着，将气氛切换为氩气，在450℃下进行1小时脱氢处理，对原料合金进行氢粉碎。另外，冷却后使用筛子得到400μm以下的粒度的粉末。
接着，对于氢粉碎后的原料合金的粉末添加以重量比计为0.1％的油酸酰胺作为粉碎助剂并进行混合。
接着，使用碰撞板式的喷射式粉碎装置，在氮气流中进行微粉碎，分别形成平均粒径为4μm程度的微粉(原料粉末)。此外，上述平均粒径是通过激光衍射式的粒度分布计测得的平均粒径D50。
此外，在表1中没有记载的元素中有时检测出H、Si、Ca、La、Ce、Cr等。Si主要从硼铁原料及合金溶解时的坩埚混入。Ca、La、Ce从稀土类的原料混入。另外，Cr有可能从电解铁混入。
在磁场中使得到的微粉成形而制作成形体。此时的施加磁场是1200kA/m的静磁场。另外，成形时施加的压力为120MPa。此外，使磁场施加方向和加压方向正交。测定该时刻的成形体的密度的结果，全部成形体的密度在4.10Mg/m3以上且4.25Mg/m3以下的范围内。
接着，对上述成形体进行烧结，得到了烧结磁铁。烧结条件是在1060℃下保持4小时。烧结气氛为真空。此时，烧结密度在7.50Mg/m3以上且7.55Mg/m3以下的范围内。之后，在氩气气氛、大气压中，在第一时效温度T1＝900℃下进行1小时的第一时效处理，进一步，在第二时效温度T2＝500℃下进行1小时的第二时效处理。
通过荧光X射线分析对所得的烧结磁铁的组成进行了评价。通过ICP对B的含量进行了评价。确认到各个试样中的烧结磁铁的组成如表2所示。而且，对所得的烧结磁铁进行以下述各实施例1～14及比较例1～4中所示的处理。
(实施例1)
将通过上述工序获得的烧结磁铁加工成宽度为20mm、长度为20mm、取向方向的厚度为5mm的长方体后，在氢气为5体积％、氩气为95体积％的气氛气体中，在750℃下保持10分钟，使主要存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。烧结磁铁的磁极面(C面)为20mm×20mm的面。
接着，通过以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量的比成为0.5重量％的方式对烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着。涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在950℃下实施5小时的热处理，使Tb发生晶粒边界扩散。从而，使Tb扩散至微细化了的颗粒的内部。
在上述热处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷，使微细化了的颗粒再结合。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(实施例2)
将通过上述工序获得的烧结磁铁在CO为8体积％，氩气为92体积％的气氛气体中，在700℃下保持10分钟，使主要存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。
接着，通过以Tb相对于烧结磁铁的重量的重量比成为0.5重量％的方式对烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着。涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在950℃下实施5小时的热处理。从而，使Tb扩散至微细化了的颗粒的内部。
在上述热处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷，使微细化了的颗粒再结合。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(实施例3)
将通过上述工序获得的烧结磁铁在N2为8体积％，氩气为92体积％的气氛气体中，在650℃下保持30分钟，使主要存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。
接着，通过以Tb相对于烧结磁铁的重量的重量比成为0.5重量％的方式对烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散在乙醇中的浆料，从而使Tb附着。涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在950℃下实施5小时的热处理。从而，使Tb扩散至微细化了的颗粒的内部。
在上述热处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷，使微细化了的颗粒再结合。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(实施例4)
将通过上述工序获得的烧结磁铁在包含将水蒸气分压调整为200hPa的气体的氧化性气氛中、以400℃保持30分钟，使主要存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。
接着，通过以Tb相对于烧结磁铁的重量的重量比成为0.5重量％的方式对烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着。涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在950℃下实施5小时的热处理。从而，使Tb扩散至微细化了的颗粒的内部。
在上述热处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷，使微细化了的颗粒再结合。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(实施例5)
除了将TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)替换为以Tb∶Nd＝80∶20(原子数比)的方式使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)及NdH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)混合的颗粒这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Tb及Nd附着。
(实施例6)
除了将TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)替换为以Tb：Nd＝70：30(原子数比)的方式使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)及NdH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)混合的颗粒这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Tb及Nd附着。
(实施例7)
除了将在氢气为5体积％、氩气为95体积％的气氛气体中的保持时间设为20分钟这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。
(实施例8)
除了将在氢气为5体积％、氩气为95体积％的气氛气体中的保持时间设为30分钟这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。
(实施例9)
除了将热处理后的冷却速度设为50℃/分钟这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。
(实施例10)
除了将热处理后的冷却速度设为500℃/分钟这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。
(实施例11)
将通过上述工序得到的烧结磁铁在H2气体气氛中以750℃保持10分钟，将主要存在于磁铁表层部的主相颗粒歧化且微细化。
接着，通过以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式对烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着。涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在820℃下实施5小时的热处理。从而，使Tb扩散至微细化了的颗粒的内部。
在上述热处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷，使微细化了的颗粒再结合。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(实施例12)
除了将TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)替换为NdH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以涂布的Nd的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Nd附着。
(实施例13)
除了仅在烧结磁铁的两磁极面(C面)涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料从而使Tb附着这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Tb附着。
(实施例14)
除了将TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)替换为以Tb∶Nd＝50∶50(原子数比)的方式使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)及NdH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)混合的颗粒这一点以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Tb及Nd附着。
(比较例1)
通过以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式对通过上述的烧结磁铁制作工序得到的烧结磁铁的全部表面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着。
涂布上述浆料后，一边在大气压下使氩气流通一边在770℃下实施5小时的扩散处理，接着，在950℃下实施5小时的热处理，使Tb发生晶粒边界扩散。而且，在上述扩散处理后以冷却速度200℃/分钟进行骤冷。
之后，在氩气气氛、大气压中，在500℃下进行1小时的再时效处理。
对于上述再时效后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(比较例2)
在烧结磁铁制作工序中，以成为表1所示的组成的方式制作烧结体用合金(原料合金)B及C。对表1所示的原料合金B及原料合金C进行氢粉碎后，以重量比计成为9∶1的方式混合。之后，按照与实施例1同样的方式进行微粉碎、成形、烧结及时效处理，获得具有表2所示的组成的烧结磁铁。此外，确认到该烧结磁铁的组成与上述扩散处理后的实施例1～4、7～11、13及比较例1、4的烧结磁铁的组成相同。
对于上述时效处理后的烧结磁铁，通过BH示踪器进行磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价。
(比较例3)
除了使存在于烧结磁铁的表层部的主相颗粒不发生歧化及不发生微细化这一点以外，按照与实施例12同样的方式实施。
(比较例4)
在烧结磁铁的除了两磁极面(C面)以外的四个面涂布使TbH2颗粒(平均粒径D50＝5μm)分散于乙醇中的浆料，从而使Tb附着，除此以外，按照与实施例1同样的方式实施。此外，以Tb的重量相对于烧结磁铁的重量成为0.5重量％的方式使Tb附着。
表3中分别记载了是否进行了如下各个处理：将实施例1～11及14、比较例1、2的各R-T-B系烧结磁铁的表层部上存在的主相颗粒分解的分解处理、晶粒边界扩散处理、以及在晶粒边界扩散后的骤冷处理。在进行了各处理的情况下标注○，在没有进行各处理的情况下标注×。进一步，关于各个实施例及比较例还分别记载了：是否使RH附着于烧结磁铁的两磁极面(C面)、及是否使RH附着于烧结磁铁的除了两磁极面(C面)以外的四个面。在使RH附着于各个面的情况下标注○，在没有使RH附着于各个面的情况下标注×。
进一步，对于实施例1～11及14、比较例1、2的R-T-B系烧结磁铁，通过BH示踪器进行了磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj、及矩形比Hk/Hcj)的评价，将其结果示于表3中。此外，就残留磁通密度Br而言，1380mT以上为良好，1400mT以上为更良好。就矫顽力Hcj而言，1790kA/m以上为良好，1830kA/m以上为更良好。就矩形比Hk/Hcj而言，0.95以上的情况为良好。
另外，对于各实施例及比较例的R-T-B系烧结磁铁，通过以下的方法测定结晶取向度。
首先，对各实施例及比较例的R-T-B系烧结磁铁的磁极面进行镜面抛光。之后对进行了镜面抛光后的面进行X射线衍射测定，以得到的衍射峰为基础通过Lotgering法算出取向度。在Lotgering法中，基于(001)反射的成分的X射线衍射强度I(001)和(hk0)反射的成分的X射线衍射强度I(hk0)，通过下面的算式1所示的计算式能够算出结晶取向度fc。
算式1：
此外，在通过Lotgering法计算取向度的情况下，在分子侧，仅对衍射峰中的取向方向、即(001)反射的成分进行累计。对于衍射峰中的只要从取向方向稍微偏离的成分，都将其判断为从取向方向垂直的方向、即(hk0)反射的成分，即，在上述算式1所示的式中，将其排除在分子侧之外，将其累计在分母侧。因此，与实际的取向度相比，算出的取向度成为相当小的值。为了算出与实际相符的取向度，优选对衍射峰进行矢量修正，但在本实施例中未实施矢量修正。
通过上述的方法算出磁极面的结晶取向度。进一步，通过以下的方法测定低结晶取向度层的厚度。
从磁极面起每隔10μm进行抛光，对每隔10μm的进行了镜面抛光后的面进行X射线衍射测定，通过Lotgering法算出结晶取向度。将结晶取向度相对于磁铁中央部的结晶取向度降低2％以上的部分的厚度设为低结晶取向度层的厚度。此外，“磁铁中央部的结晶取向度”是指每隔10μm算出的结晶取向度中结晶取向度最高时的结晶取向度。另外，在磁极面的结晶取向度相对于磁铁中央部的结晶取向度未降低2％以上的的情况下，不存在低结晶取向度层。
进一步，测定具有磁极面的磁铁表层部中的、从磁极面朝向磁铁内部距离20μm的部分处的反核壳主相颗粒的存在比例。磁铁表层部的反核壳主相颗粒的存在比例的测定，是通过使用SEM以及TEM-EDS对具有磁极面的磁铁表层部中的、从磁极面朝向磁铁内部距离20μm的部分处的主相颗粒中随机选择的10个主相颗粒进行。另外，测定了磁铁中央部的反核壳主相颗粒的存在比例。磁铁中央部的反核壳主相颗粒的存在比例的测定，是通过使用SEM以及TEM-EDS对从位于磁铁中央部的主相颗粒中随机选择的10个主相颗粒进行。结果示于表4中。
进一步，对于存在于具有磁极面的磁铁表层部的反核壳主相颗粒，使用TEM-EDS测定核部的总RH的浓度CRC及壳部的总RH的浓度CRS。而且，使用TEM-EDS算出各反核壳主相颗粒中的满足CRC/CRS＞1.5的条件的颗粒的比例以及满足CRC/CRS＞3.0的条件的颗粒的比例。将结果示于表4中。
在实施例1～11及14的反核壳主相颗粒中，核部的总RH浓度以及壳部的总RH浓度的测定部位如下。
首先，通过透射型电子显微镜(TEM)观察要测定浓度的反核壳主相颗粒，确定长度为最大的直径。接着，确定该直径和晶粒边界的两个交点。而且，测定以该两个交点的中点为中心的20nm×20nm的区域的总RH浓度，将其设为核部的总RH浓度CRC。
接着，选择该两个交点中的一个交点。而且，测定以从该交点沿着上述长度为最大的直径向反核壳主相颗粒侧侵入20nm的点作为中心的20nm×20nm的区域的总RH浓度，将其设为壳部的总RH浓度CRS。
另外，使用SEM、SEM-EDS、TEM及TEM-EDS测定实施例1～11及14、比较例1、2的具有磁极面的磁铁表层部的含有低RH结晶相的颗粒的存在比例rs(％)、及磁铁中央部的含有低RH结晶相的颗粒的存在比例rc(％)。具体而言，对于具有磁极面的磁铁表层部及磁铁中央部分别选择10个主相颗粒，测定10个中的几个颗粒中含有低RH结晶相。结果示于表4中。
进一步，对于实施例1～11及14、比较例1、2，使用SEM-EDS、TEM及TEM-EDS测定具有磁极面的磁铁表层部的含有低RH结晶相及非磁性富R相的颗粒的存在比例(rsh)(％)、及磁铁中央部的含有低RH结晶相及非磁性富R相的颗粒的存在比例(rch)(％)。结果示于表4中。
根据表1～表4可知，对于经过了烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序、通过晶粒边界扩散而向微细化了的颗粒中渗透RH的工序、及通过骤冷使渗入了RH的颗粒再结合的工序的实施例1～11、14的R-T-B系烧结磁铁而言，它们的具有磁极面(C面)的磁铁表层部的主相颗粒的结晶取向度比磁铁中央部的主相颗粒的结晶取向度低。而且，残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj成为优选的结果。
进一步，对于低结晶取向度层的厚度为10μm以上且70μm以下的实施例1～7、9～11、14而言，其残留磁通密度Br成为更优选的结果。进一步，对于存在反核壳主相颗粒且反核壳主相颗粒中的CRC/CRS＞1.5的反核壳主相颗粒的比例为90％以上的实施例1～5、7及8而言，其矫顽力Hcj成为更优选的结果。
进一步，对于rs-rc≥20％的实施例1～11、14而言，得到了优选的残留磁通密度Br及矫顽力Hcj。另外，对于rsh-rch≥60％的实施例1～5、7而言，得到了更优选的残留磁通密度Br及矫顽力Hcj。
与之相对，没有经过烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序、通过晶粒边界扩散而向微细化了的颗粒中渗透RH的工序、及通过骤冷使渗入了RH的颗粒再结合的工序的比较例中，磁铁表层部的结晶取向度未降低。其结果，残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及/或矩形比Hk/Hcj成为比实施例1～11、14差的结果。
比较例1中，没有进行在烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序，因此，即使经过晶粒边界扩散及骤冷，RH也未渗入到主相颗粒中，结晶取向度没有降低。在比较例2中，通过二合金法制作了烧结磁铁，其结果是，磁铁表层部的主相颗粒的结晶取向度和磁铁中央部的主相颗粒的结晶取向度相同。其结果，残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj成为比实施例1～11、14差的结果。
另外，对实施例12和比较例3进行比较的结果示于表5中，对实施例13和比较例4进行比较的结果示于表6中。
表5中，对于实施例12及比较例3分别记载了是否进行了下面的各个处理：将存在于R-T-B系烧结磁铁的表层部的主相颗粒分解的分解处理、晶粒边界扩散处理、晶粒边界扩散后的骤冷处理。在进行了各处理的情况下标注○，在没有进行各处理的情况下标注×。进一步，通过BH示踪器进行了磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)评价，将其结果示于表5中。此外，在没有使RH进行晶粒边界扩散的实施例12及比较例3的比较中，矫顽力为1250kA/m以上，是良好的。
表6中，对于实施例13及比较例4分别记载了是否进行了下面的各个处理：将存在于R-T-B系烧结磁铁的表层部的主相颗粒分解的分解处理、晶粒边界扩散处理、晶粒边界扩散后的骤冷处理。在进行了各处理的情况下标注○，在没有进行各处理的情况下标注×。进一步，对于各实施例及比较例还记载了如下情况：是否使RH附着于烧结磁铁的两磁极面(C面)、以及是否使RH附着于烧结磁铁的除了两磁极面(C面)之外的四个面。在使RH附着于各面的情况下标注○，在没有使RH附着于各面的情况下标注×。进一步，通过BH示踪器进行了磁特性(残留磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj)的评价，将其结果示于表6中。
根据表5可知，对于经过了烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序、通过晶粒边界扩散而向微细化了的颗粒中渗透Nd的工序、及通过骤冷使渗入了Nd的颗粒再结合的工序的实施例12而言，与没有进行在烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序的比较例3相比，实施例12的矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj得到了提高。进一步，实施例12的磁铁表面的结晶取向度是降低的，与之相对，比较例3的磁铁表面的结晶取向度没有降低。也就是说，即使没有使重稀土元素进行晶粒边界扩散，通过进行烧结后分解并微细化磁铁表层部的主相颗粒的工序、通过晶粒边界扩散而向微细化了的颗粒中渗透Nd的工序、及通过骤冷使渗入了Nd的颗粒再结合的工序，也能够降低磁铁表面的结晶取向度，并提高矫顽力Hcj及矩形比Hk/Hcj。
根据表6可知，与仅在除了两磁极面以外的四个面附着Tb的比较例4相比，对于仅在两磁极面附着Tb的实施例13而言，实施例13的矫顽力Hcj得到了大幅提高。也就是说，通过使RH进入到磁极面(C面)来使具有磁极面的磁铁表层部的主相颗粒的结晶取向度降低，由此，能够提高矫顽力Hcj。此外，与实施例1相比，发现实施例13的矫顽力得到了更进一步的提高，发明人认为其理由如下：与实施例1相比，实施例13中的磁极面的Tb附着量多，增大了具有磁极面的磁铁表层部的主相颗粒的结晶取向度降低的程度。

Claims (4)

1.一种R－T－B系烧结磁铁，其特征在于，
其含有由R2T14B结晶构成的主相颗粒，
R为1种以上的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素，B为硼，
所述R－T－B系烧结磁铁具有磁铁表层部和比所述磁铁表层部位于内侧的磁铁中央部，
具有磁极面的磁铁表层部的所述主相颗粒的结晶取向度比磁铁中央部的所述主相颗粒的结晶取向度低。
2.根据权利要求1所述的R－T－B系烧结磁铁，其中，
所述R为以重稀土元素RH为必需元素的1种以上的稀土元素，
所述磁铁表层部中所含的所述主相颗粒的一部分为反核壳主相颗粒，
所述反核壳主相颗粒具有核部及壳部，
在将所述核部的总RH浓度设为CRC，并且将所述壳部的总RH浓度设为CRS的情况下，
CRC/CRS＞1.0，
其中，所述总RH浓度的单位是at％。
3.根据权利要求2所述的R－T－B系烧结磁铁，其中，
在所述核部含有低RH结晶相，
所述低RH结晶相为由所述R2T14B结晶构成，并且所述RH的浓度相对于所述主相颗粒整体中的所述RH的浓度相对偏低的相。
4.根据权利要求3所述的R－T－B系烧结磁铁，其中，
在所述核部还含有非磁性富R相。
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