CN108695036A - R-t-b系永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供矫顽力及磁化磁场低且即使在磁化磁场低的状态下也具有高的剩余磁通密度且小曲线平坦性高的R‑T‑B系永久磁铁。R‑T‑B系永久磁铁具有：主相，其由具有R2T14B型四方晶结构的化合物构成；晶界相，其存在于主相间，R为选自包含钪及钇的稀土元素的1种以上，T为包含铁的1种以上的过渡金属元素或包含铁及钴的2种以上的过渡金属元素，晶界相包含R浓度、B浓度及C浓度比主相内的R浓度、B浓度及C浓度高且T浓度比主相内的T浓度低的R‑T‑B‑C系化合物。

Description

R-T-B系永久磁铁
技术领域
本发明涉及R-T-B系永久磁铁。特别是涉及适用于构成可变磁力马达的可变磁通磁铁的永久磁铁。
背景技术
作为民用、产业、输送设备的动力装置，使用能够通过变换器(inverter)控制进行节能化且高效率的永久磁铁同步马达。但是，永久磁铁的磁通为一定的永久磁铁同步马达的感应电压与旋转速度成比例地变高，因此，宽的旋转速度下的驱动变得困难。因此，为了在中·高速区域及轻负载时，感应电压不会成为电源电压以上，通过转子电流所产生的退磁场使永久磁铁的磁通相抵而减少交链磁通的、弱励磁控制这样的方法被应用于永久磁铁同步马达。但是，存在如下问题：为了持续施加退磁场，总是持续流通无助于马达输出的转子电流，因此，作为结果，降低马达的效率。
为了解决这种问题，例如，专利文献1中记载有一种可变磁力马达，其组合有通过从外部作用磁场而磁化可逆地变化的低矫顽力的Sm-Co系永久磁铁(可变磁通磁铁)和使磁场作用于可变磁通磁铁的固定磁通磁铁。可变磁力马达中，通过在中·高速区域及轻负载时减小可变磁通磁铁的磁化，从而能够抑制现有那样的弱励磁所引起的马达的效率降低。
但是，专利文献1所记载的Sm-Co系永久磁铁存在作为其主要的原料的Co的价格高且为高成本这样的问题。另外，作为可变磁通磁铁的Sm-Co系永久磁铁的饱和磁化即使最大也为12.5kG左右，达不到作为固定磁通磁铁的钕磁铁的饱和磁化。因此，存在产生固定磁通磁铁与可变磁通磁铁的磁力的差且可变磁力马达的输出及效率降低这样的问题。
因此，作为可变磁通磁铁用的永久磁铁，考虑应用R-T-B系永久磁铁。
专利文献2中记载有一种R-T-B系永久磁铁，剩余磁通密度Br为11kG以上，矫顽力HcJ为5kOe以下，为了将剩余磁通密度Br设为0所需要的外部磁场为1.10HcJ以下。记载了该R-T-B系永久磁铁具备包含稀土元素R、过渡金属元素T及硼B的晶粒，在晶粒内的Cu的含有率相对于晶粒内的所有元素为0.5～0.6原子％。
专利文献3中记载有组成为(Ce1-x-yR1xR2y)aFebCocBdMeXfCgAh的永久磁铁。R1为选自Nd、Pr、Sm、La的至少1种，R2为选自Tb、Dy、R1中未选择的元素的至少1种。另外，M为Ti等的元素，X为Ga等的元素，A为选自F及O的至少1种。记载了该永久磁铁能够改变磁化状态，且为低矫顽力。
专利文献4中记载有一种R-Fe-B系磁铁。该R-Fe-B系磁铁中，结合有平均结晶粒径为0.01μm以上2μm以下且具有Nd2T14B型结晶相的集合组织的粉末颗粒，在位于该粉末颗粒间的区域存在富稀土相，该富稀土相的个数密度为1.6×104个/mm2以上。但是，该R-Fe-B系磁铁以得到高矫顽力为目的，不具有能够适用于可变磁通磁铁的磁特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-34522号公报
专利文献2：国际公开第2012/090765号
专利文献3：日本特开2010-74084号公报
专利文献4：日本特开2012-99852号公报
发明内容
专利文献2所记载的R-T-B系永久磁铁具有比现有的可变磁力马达用Sm-Co系永久磁铁高的剩余磁通密度，期待可变磁力马达的高输出化及高效率化。但是，专利文献2所记载的R-T-B系永久磁铁仅记载了饱和磁化状态下的磁特性。
在此，饱和磁化状态是指通过饱和磁场施加使试样磁化的状态。专利文献2所记载的R-T-B系永久磁铁为了实现饱和磁化状态的剩余磁通密度，需要相对于矫顽力至少高3倍以上的磁化磁场Hmag。因此，专利文献2所记载的R-T-B系永久磁铁尽管为低矫顽力，但该R-T-B系永久磁铁的磁化切换所需要的磁化磁场Hmag变大。存在如下问题：当磁化磁场Hmag变大时，超过由马达的定子线圈能够施加的磁场的上限。
另外，本发明人等发现了，为了扩大可变磁力马达的高效率运转范围，需要在磁化切换所涉及的小磁滞回线上，相对于磁场的变化，磁化的变化小。特别是优选从磁滞曲线的第二及第三象限到第一及第四象限为止，磁化的变化较小。本说明书中，将该优选的状态表达为小曲线平坦性高。
另外，可变磁力马达中，设想伴随从某部分磁化状态向其它部分磁化状态的逐次增减磁那样的无阶段可变，但即使小曲线平坦性在第二及第三象限中高，在第一及第四象限中也较低的情况下，在进行逐次增磁时增磁至期望的磁化状态变得困难。为了无阶段可变的控制性，要求从第二及第三象限到第一及第四象限的小曲线平坦性高。
但是，专利文献2所记载的R-T-B系永久磁铁就连饱和磁化状态，相对于磁场的变化的磁化的变化较大。因此，存在如下问题：在比饱和磁场低的磁场中磁化时的小磁滞回线上，相对于磁场的变化的磁化的变化会进一步变大。
另外，专利文献3中记载了，磁化磁场为10kOe时，第二及第三象限中的小曲线平坦性比较良好，但第一及第四象限中的小曲线平坦性没有任何评价。在第一及第四象限中的小曲线平坦性低的情况下，不能特定用于改变磁化的折回磁场，从而不能控制。
本发明是鉴于这种实际状况而完成的，其目的在于，提供一种矫顽力及磁化磁场低且即使在磁化磁场低的状态下也具有高的剩余磁通密度且小曲线平坦性高的R-T-B系永久磁铁。
为了达成上述目的，本发明的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
[1]具有：主相，其由具有R2T14B型四方晶结构的化合物构成；晶界相，其存在于主相间，
R为选自包含钪及钇的稀土元素的1种以上，T为包含铁的1种以上的过渡金属元素或包含铁及钴的2种以上的过渡金属元素，
晶界相包含R浓度、B浓度及C浓度比主相内的R浓度、B浓度及C浓度高且T浓度比主相内的T浓度低的R-T-B-C系化合物。
[2]如[1]所记载的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，R-T-B-C系化合物所占的面积相对于晶界相的面积的比为5％以上88％以下。
[3]如[1]或[2]所记载的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，R-T-B-C系化合物中，B原子相对于R原子的比率即B/R满足0.3≦B/R≦0.7的关系，
R-T-B-C系化合物中，C原子相对于R原子的比率即C/R满足0.6≦C/R≦1.4的关系。
[4]如[1]～[3]中任一项所记载的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，在将R-T-B系永久磁铁的R以R1、R2及Sm表示的情况下，
R1是包含Nd且不包含Y、Ce及Sm的1种以上的稀土元素，R2是选自Y及Ce的1种以上的元素，
在将R-T-B系永久磁铁中所含的R的总原子数设为1，将R2的原子数相对于R的总原子数的比率设为x，将Sm的原子数相对于R的总原子数的比率设为y的情况下，
x及y在(x，y)平面上处于将点A(0.000，0.050)、点B(0.000，0.150)、点C(0.700，0.100)、点D(0.700，0.000)、点E(0.300，0.000)按该顺序顺时针连结的直线上及被该直线包围的区域内。
根据本发明，能够提供矫顽力及磁化磁场低且即使在磁化磁场低的状态下也具有高的剩余磁通密度且小曲线平坦性高的R-T-B系永久磁铁。
附图说明
图1是用于说明可变磁通磁铁中所要求的特性的示意性的磁滞回线；
图2是表示本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁的截面的示意图；
图3是表示本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁中所含的稀土元素由R1、R2和Sm构成，且将它们的总原子数比设为1时，R2的原子数比与Sm的原子数比的关系的图表；
图4是表示本发明的实施例中将磁场设为7.0kOe、7.5kOe、8.0kOe时的小磁滞回线的图；
图5是表示本发明的实施例中磁化磁场为8.0kOe时的小磁滞回线上的小曲线平坦性的图。
符号的说明
1…R-T-B系永久磁铁
2…主相晶粒
4…晶界相
4a…二颗粒晶界
4b…三相点。
具体实施方式
以下，基于具体的实施方式，通过以下的顺序详细地说明本发明。
1.可变磁通磁铁中所要求的特性
2.R-T-B系永久磁铁
2.1主相晶粒
2.2晶界相
2.2.1R-T-B-C系化合物
2.3R-T-B系永久磁铁的组成
3.R-T-B系永久磁铁的制造方法
3.1合金制作工序
3.1.1HDDR处理
3.2粉碎工序
3.3成形工序
3.4烧结工序
4.本实施方式的效果
(1.可变磁通磁铁中所要求的特性)
本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁是适用于可变磁通磁铁的磁铁。因此，对可变磁通磁铁中所要求的特性进行说明。
可变磁通磁铁是通过来自外部的磁场而能够进行磁化状态的切换的磁铁，能够可逆地实现高磁化状态和低磁化状态。组装了这种可变磁通磁铁的可变磁力马达中，根据转速及负载状态控制转子等的磁场，在需要高的扭矩的情况下(低旋转时或高负载时)，以显示大的磁通的方式，在不需要高的扭矩的情况下(高旋转时或低负载时)，以显示小的磁通的方式，控制可变磁通磁铁的磁化状态。通过这种可变磁通磁铁，不管扭矩值，均能够提高可变磁力马达的效率。
可变磁通磁铁的磁化状态根据规定的小磁滞回线(minor loop)进行切换。小磁滞回线是在图1所示的磁滞回线HL上施加负的折回磁场后，再次增加磁场时显示的磁化变化举动。本实施方式中的小磁滞回线是施加正方向磁场Hmag进行磁化之后，施加负的折回磁场Hrev，再次扫描磁场直至磁场Hmag时的磁化变化举动。
作为可变磁通磁铁中所要求的特性，首先，需要考虑节能及从外部施加的磁场的上限并减小磁化切换所需要的磁化磁场Hmag。本实施方式中，磁化磁场Hmag作为可得到相对于反复测定的再现性的必要最低限度的磁场进行定义。为了降低磁化磁场Hmag，要求可变磁通磁铁的矫顽力小。
另外，为了扩大可变磁力马达能够以高效率工作的范围，需要增大可变磁通磁铁的磁化时与减磁时之间的磁化变化量，因此，要求磁化磁场Hmag中小磁滞回线的剩余磁通密度Br高。
另外，在小磁滞回线中从负的折回磁场Hrev到磁场Hmag扫描磁场的情况下，优选直到尽可能接近Hmag的磁场，即，从磁滞曲线的第二及第三象限到第一及第四象限，磁化不变化。这是由于，当磁化变化时，产生磁化的可变范围变窄的、难以控制磁化等的不良情况。
如上所述，上述的磁化的变化状态能够以小曲线平坦性这样的指标来表示。本实施方式中，小曲线平坦性作为从磁化为0的小磁滞回线的磁化相对于饱和磁化Js反转50％的磁场H_50％Js与矫顽力HcJ＿Hmag的比率进行定义。即，小曲线平坦性＝100×(H_50％Js/HcJ＿Hmag)。小曲线平坦性越高，从负的折回磁场Hrev到磁场Hmag之间的磁化的变化越小，从而优选。
例如，图1中，当从Hmag起，施加负的折回磁场Hrev＝-HcJ＿Hmag，并再次扫描至Hmag时，磁化沿着ML1或ML2变化。在磁化沿着ML1变化的情况下，即使从Hrev向Hmag扫描，磁化的变化也小，H_50％Js非常接近HcJ＿Hmag。因此，在磁化沿着ML1变化的情况下，小曲线平坦性高。
另一方面，在磁化沿着ML2变化的情况下，当从Hrev向Hmag扫描时，磁化立即变化，H_50％Js比HcJ＿Hmag小很多。因此，在磁化沿着ML2变化的情况下，小曲线平坦性低。
但是，R-T-B系永久磁铁具有成核(Nucleation)型磁化反转机构。因此，主相晶粒通常具有多磁畴结构，在粒内存在磁壁，持续残留至高的磁化磁场Hmag，因此，根据从外部施加的磁场，容易产生磁壁的移动，磁化大幅变化。另外，在每个颗粒，成核磁场不同，因此，由于该主要原因，根据从外部施加的磁场，磁化也大幅变化。
即，R-T-B系永久磁铁在机构上在低的磁化磁场Hmag中的磁化性差。另外，在小磁滞回线中从负的折回磁场Hrev到磁场Hmag扫描磁场的情况下，R-T-B系永久磁铁在机构上磁化比钉扎型的磁铁更容易变化。
因此，R-T-B系永久磁铁中，在正方向磁场Hmag中的磁化后的减磁过程、及来自负的折回磁场Hrev的增磁过程中，为了抑制该磁铁的磁化的变化，优选担负R-T-B系永久磁铁的磁特性的R2T14B主相晶粒即使在磁化磁场Hmag低的情况下，也具有单磁畴结构，磁化后的单磁畴结构稳定。
因此，本实施方式中，为了主相晶粒稳定地具有单磁畴结构，需要减小主相晶粒的晶粒直径。
另外，成核磁场在每个颗粒不同的理由是由于，在主相晶粒的粒度分布存在不均。因此，为了使小曲线平坦性良好，仅减小主相晶粒的晶粒直径还不够，还需要缩窄其粒度分布。即，需要抑制主相晶粒成为粗大粒。这是由于，在主相晶粒成为粗大粒的情况下，阻碍单磁畴结构的稳定化及成核磁场的均匀化的双方。
(2.R-T-B系永久磁铁)
本实施方式的R-T-B系永久磁铁具有：主相，其由具有R2T14B型四方晶结构的化合物构成；晶界相，其存在于主相间。以后，将具有R2T14B型四方晶结构的化合物均称为R2T14B化合物。另外，本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁是烧结将原料合金粉末成形而得到的成形体后的烧结磁铁。因此，如图2所示，本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁1中，上述的主相作为多个主相晶粒2存在，且在主相晶粒间存在有晶界相4。
本实施方式中，R-T-B系永久磁铁为了抗氧化，也可以在其表面具有由树脂、金属等构成的保护膜。
(2.1主相晶粒)
本实施方式中，主相晶粒由R2T14B化合物构成。主相晶粒显示强磁性，担负R-T-B系永久磁铁的磁特性。
(2.1.1主相晶粒的组成)
R2T14B化合物中的R是选自包含钪(Sc)及钇(Y)的稀土元素的1种以上。稀土元素是属于长周期型周期表的第三族的Sc、Y和镧系元素。镧系元素是镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钷(Pm)、钐(Sm)、铕(Eu)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、秋(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)及镥(Lu)。
另外，本实施方式中，从减小矫顽力这样的观点出发，能够将R-T-B系永久磁铁的R分成R1、R2和Sm的三组。具体而言，R1是包含Nd且不包含Y、Ce及Sm的1种以上的稀土元素，R2是选自Y、Ce的1种以上的元素。Y及Ce为R2T14B化合物时的各向异性磁场比Nd等的R1小。另外，Sm2T14B化合物不具有面内各向异性，因此，能够以少量显著地降低R12T14B化合物显示的强的各向异性磁场。因此，通过将Nd以选自Y及Ce的1种以上及/或Sm置换，能够减小R-T-B系永久磁铁的矫顽力。另外，通过控制R2和Sm置换R1的比例，能够减小R-T-B系永久磁铁的矫顽力，还能够进一步提高适用于可变磁通磁铁的磁特性。
在R-T-B系永久磁铁的R由上述的R1、R2和Sm构成的情况下，将R-T-B系永久磁铁中所含的R的总原子数设为1时，当将R2的原子数相对于R的总原子数的比率设为“x”，将Sm的原子数相对于R整体的原子数的比率设为“y”时，R能够表示为R11-x-yR2xSmy。
R-T-B系永久磁铁中所含的R的大部分包含于主相晶粒，因此，R2T14B化合物能够表示为R1、R2和Sm以规定的比例包含的(R1-R2-Sm)2T14B化合物。
因此，本实施方式中，x及y优选处于将图3所示的点A(0.000，0.050)、点B(0.000，0.150)、点C(0.700，0.100)、点D(0.700，0.000)、点E(0.300，0.000)按该顺序顺时针连结的直线上及被该直线包围的区域(图3中阴影部分)内。x及y处于图3所示的上述的范围内，由此能够进一步降低磁铁的矫顽力，且磁化磁场也变低，且在该低的磁化磁场中能够得到高的剩余磁通密度和良好的小曲线平坦性。
另外，x及y更优选处于将图3所示的点F(0.000，0.075)、点G(0.000，0.125)、点H(0.100，0.125)、点I(0.200，0.100)、点J(0.200，0.050)、点K(0.100，0.075)按该顺序顺时针连结的直线上及被该直线包围的区域(图3中交叉阴影部分)内。x及y处于图3所示的上述的范围内，由此能够进一步提高上述的效果。
另外，进一步优选x及y为x＝0且0.075≦y≦0.125。即，进一步优选将R1以Sm在上述的范围内进行置换。通过x及y满足上述的关系，能够进一步提高上述的效果。
本实施方式中，R2T14B化合物的T是包含铁(Fe)的1种以上的过渡金属元素或包含铁(Fe)及钴(Co)的2种以上的过渡金属元素。Co是根据R-T-B系永久磁铁中所需要的特性而包含于R2T14B化合物的元素，只要根据该特性设定其含量即可。本实施方式中，优选Co量相对于T量为0at％以上10at％以下。
通过将Co量设为上述的范围内，能够提高R-T-B系永久磁铁的居里温度，能够抑制矫顽力相对于温度上升的降低。另外，能够提高R-T-B系永久磁铁的耐腐蚀性。
本实施方式中，R2T14B化合物中，硼(B)的一部分也可以由碳(C)置换。C是根据R-T-B系永久磁铁所需要的特性而包含于R2T14B化合物的元素，只要根据该特性设定其含量即可。本实施方式中，优选C量相对于(B+C)量为0at％以上40at％以下。
(2.1.2主相晶粒的晶粒直径)
如上所述，主相晶粒的晶粒直径对可变磁通磁铁中所要求的特性、特别是小曲线平坦性造成大的影响。因此，本实施方式中，主相晶粒的晶粒直径分布中的D50优选为1.40μm以下。以后，将D50设为主相晶粒的平均晶粒直径。D50更优选为0.30μm以上1.40μm以下。D50进一步优选为0.50μm以上，另外，D50进一步优选为1.00μm以下。D50是主相晶粒的晶粒直径的大小的指标，在D50为上述的范围内的情况下，能够判断为主相晶粒的晶粒直径小。
另外，优选将主相晶粒的晶粒直径分布中的D90设为3.00μm以下。D90更优选为2.00μm以下，进一步优选为1.40μm以下。D90是主相晶粒的晶粒直径的粒度分布的指标，在D90为上述的范围内的情况下，能够判断为主相晶粒的晶粒直径的粒度分布窄。
另外，意味着D90越接近D50，越不大量存在异常晶粒生长的粗大颗粒，且表示D90越远离D50而变大，粗大颗粒越多。
此外，D50及D90通过下述的HDDR处理、下述的R-T-B-C相、烧结条件等进行控制。
在D50过大的情况下，主相晶粒的晶粒直径变大，因此，主相晶粒的单磁畴结构变得不稳定，处于小曲线平坦性降低的趋势。
D50小且晶粒生长不充分的情况下，意味着烧结不充分，且处于在烧结体中产生空隙的趋势。当产生空隙时，处于Br降低的趋势，从而不优选。另外，通过D50变小，存在HcJ＿Hmag也增加的趋势，从而不优选。因此，本实施方式中，D50的下限值优选为0.30μm。
D90处于特别容易受到R-T-B-C相的影响的趋势。这是由于，在不存在R-T-B-C相的情况下，以可得到致密的烧结体的烧结温度进行烧结时，主相晶粒容易成为粗大粒，处于D90超过上述的范围的趋势。其结果，主相晶粒的单磁畴结构变得不稳定，另外，主相晶粒的成核磁场中也产生不均，因此，处于小曲线平坦性降低的趋势。
D90的下限值越小越优选，但不会比D50小。因此，D90的下限值与D50的下限值一致。
此外，本实施方式中，D50是具有主相晶粒的面积的累积分布成为50％的面积的圆的直径(当量圆直径)，D90是主相晶粒的面积的累积分布成为90％的面积的当量圆直径。
主相晶粒的面积只要测定例如观察烧结后的磁铁的切断面时出现的主相晶粒的面积即可。具体而言，使用SEM(扫描电子显微镜)观察烧结后的磁铁的研磨截面，得到反射电子组成像(COMPO)。截面也可以与取向轴平行，也可以与取向轴正交，或也可以与取向轴为任意的角度。另外，倍率只要设为该截面中能够识别20nm以上的2颗粒晶界相的倍率、例如10000倍以上即可。
能够将得到的反射电子图像的图像进行二值化，鉴定作为主相晶粒的区域和作为晶界相的区域，并算出主相晶粒的面积。
此外，二值化能够以反射电子图像的信号强度为基准进行。已知反射电子图像的信号强度随着原子编号大的元素的含量越多而越强。在晶界相区域，比主相晶粒区域更多地存在有原子编号大的稀土元素，因此，能够以规定水平进行二值化并特定主相晶粒区域和晶界相区域。另外，通过在测定时进行二值化，即使未特定作为形成于两个主相晶粒间的二颗粒界面的区域，该未特定的二颗粒界面的区域的面积也为晶界相区域整体的面积的误差范围。因此，不会对主相晶粒区域的面积造成影响。
本实施方式中，优选测定面积的主相晶粒的数量为150～300个左右。
(2.2晶界相)
如图2所示，晶界相4存在于主相晶粒2间。晶界相4主要由形成于两个主相晶粒间的二颗粒晶界4a、形成于3个以上的主相晶粒间的三相点4b构成。
(2.2.1R-T-B-C系化合物)
本实施方式中，晶界相具有由R-T-B-C系化合物构成的相。以下，将由R-T-B-C系化合物构成的相均称为R-T-B-C相。R-T-B-C系化合物是至少包含R、T、B及C的化合物。此外，在R-T-B系永久磁铁的R由R1、R2及Sm构成的情况下，R-T-B-C系化合物中只要包含选自R1、R2及Sm的1种以上即可。
本实施方式中，R-T-B-C系化合物中的R浓度比构成主相晶粒的R2T14B化合物中的R浓度高。同样，R-T-B-C系化合物中的B浓度比构成主相晶粒的R2T14B化合物中的B浓度高，R-T-B-C系化合物中的C浓度比构成主相晶粒的R2T14B化合物中的C浓度高。另一方面，R-T-B-C系化合物中的T浓度比构成主相晶粒的R2T14B化合物中的T浓度低。
在烧结时，通过在晶界相中形成R-T-B-C相，能够使HDDR处理中微细化的主相晶粒均匀地晶粒生长而得到致密的烧结体，并且能够减小主相晶粒的平均颗粒直径D50及D90而设为上述的范围内。特别是能够减小D90。换言之，通过在晶界相中形成R-T-B-C相，能够控制主相晶粒的晶粒生长，能够将主相晶粒的D50及D90设为上述的范围内。此外，本实施方式中，优选R-T-B-C相存在于三相点4b。
本实施方式中，R-T-B-C相相对于晶界相的面积的面积比优选为5％以上88％以下。通过将R-T-B-C相的面积比设为上述的范围内，能够控制并减小主相晶粒的D90。其结果，能够提高磁铁的小曲线平坦性。
另外，R-T-B-C相的面积比更优选为12％以上。另一方面，面积比更优选为86％以下。
在面积比过大的情况下，处于可得到致密的烧结体的烧结温度变高的趋势。当烧结温度过高时，即使形成R-T-B-C相，也不能抑制异常晶粒生长。另一方面，当以未异常晶粒生长的温度烧结时，处于在烧结体中产生空隙的趋势。
在面积比过小的情况下，在可得到致密的烧结体的烧结温度下，主相晶粒的一部分成为粗大粒，处于D90超过上述的范围的趋势。其结果，处于小曲线平坦性降低的趋势。
本实施方式中，R-T-B-C相中，B原子相对于R原子的比即B/R优选为0.30以上0.70以下。通过将B/R设为上述的范围内，能够控制并减小主相晶粒的D90。
在B/R过大的情况下，在可得到致密的烧结体的烧结温度下，主相晶粒的一部分成为粗大粒，处于D90超过上述的范围的趋势。其结果，处于小曲线平坦性降低的趋势。
在B/R过小的情况下，处于可得到致密的烧结体的烧结温度变高的趋势。当烧结温度过高时，即使形成R-T-B-C相，也不能抑制异常晶粒生长。另一方面，当以未异常晶粒生长的温度烧结时，处于在烧结体中产生空隙的趋势。
另外，R-T-B-C相中，C原子相对于R原子的比即C/R优选为0.60以上1.40以下。通过将C/R设为上述的范围内，能够控制并减小主相晶粒的D90。
在C/R过大的情况下，处于可得到致密的烧结体的烧结温度变高的趋势。当烧结温度过高时，即使形成R-T-B-C相，也不能抑制异常晶粒生长。另一方面，当以未异常晶粒生长的温度烧结时，处于在烧结体中产生空隙的趋势。
在C/R过小的情况下，在可得到致密的烧结体的烧结温度下，主相晶粒的一部分成为粗大粒，处于D90超过上述的范围的趋势。其结果，处于小曲线平坦性降低的趋势。
此外，在R-T-B-C相，也可以包含O(氧)，但优选其浓度低。具体而言，R-T-B-C相中，优选O原子相对于R原子的比即O/R低于0.20。
本实施方式中，上述的R-T-B-C相的鉴定能够如以下所述进行。与测定上述的主相晶粒的面积的情况一样，根据R-T-B系永久磁铁的截面的反射电子图像鉴定主相晶粒和晶界相。接着，将该截面使用例如EPMA(电子探针显微分析仪：Electron Probe MicroAnalyzer)，测定存在于该截面的元素的分布，得到元素映射数据。
根据得到的元素映射数据，算出主相晶粒区域中的R、T、B、C的各元素的特性X射线强度的平均值和标准偏差。接着，该截面的元素映射数据中，对各个元素特定主相晶粒区域中的特性X射线强度的值比特性X射线强度的值(平均值+3×标准偏差)大的区域和小的区域。对于各个元素，将特性X射线强度的值大的区域设为比主相晶粒内高浓度的区域，将特性X射线强度的值小的区域定义为比主相晶粒内低浓度的区域。
能够将根据反射电子图像鉴定的晶界相、R、B、C的各元素的浓度比主相晶粒内大的区域、T的浓度比主相晶粒内小的区域全部重合的区域鉴定为晶界相中的R-T-B-C相。另外，R-T-B-C相的面积比能够根据晶界相的面积和R-T-B-C相的面积算出。
另外，对于B/R及C/R，只要根据上述中鉴定的R-T-B-C相的B浓度、C浓度及R浓度分别算出即可。
(2.3R-T-B系永久磁铁的组成)
R-T-B系永久磁铁的组成如果以上述的R2T14B化合物成为主相的方式控制，则没有特别限制。例如，R-T-B系永久磁铁中的R的含量为14at％以上20at％以下，R-T-B系永久磁铁中的T的含量为70at％以上82at％以下，R-T-B系永久磁铁中的B的含量为4at％以上7at％以下。
R-T-B系永久磁铁也可以包含促进主相晶粒的粉末冶金工序中的反应的Al、Cu、Zr、Nb、Ga的1种以上。这些元素的含量优选设为0.5～4at％。通过向R-T-B系永久磁铁中添加这些元素，使主相晶粒的表面层反应，能够除去应变、缺陷等。
另外，R-T-B系永久磁铁也可以包含钛(Ti)、铋(Bi)、锡(Sn)、钽(Ta)、硅(Si)、钒(V)、银(Ag)、锗(Ge)等。另外，也可以包含源自原料的杂质、制造时混入的杂质等的不可避免的杂质。本实施方式中，上述的Ti等的元素及不可避免的杂质的含量的合计相对于R-T-B系永久磁铁优选为1at％以下。
R-T-B系永久磁铁包含碳(C)。本实施方式中，C的含量只要包含于晶界相中形成R-T-B-C相的程度即可，但例如烧结体的C的含量优选为2000ppm以上，更优选为3000ppm以上，进一步优选为4000ppm以上，特别优选为5000ppm以上。
另一方面，C的含量的上限值只要可得到可变磁通磁铁中所要求的特性，就没有特别限制，本实施方式中，优选为10000ppm以下。
另外，R-T-B系永久磁铁也可以包含氧(O)。O(氧)的含量优选为1000～8000ppm。当O的含量过少时，磁铁的耐腐蚀性不充分，当O的含量过多时，磁铁中未充分形成液相，矫顽力降低。为了更良好地得到耐腐蚀性及矫顽力，优选为1500～3000ppm。
另外，R-T-B系永久磁铁也可以包含氮(N)。N的含量优选为8000ppm以下。当N的含量过多时，处于矫顽力不充分的趋势。
烧结后的R-T-B系永久磁铁的组成能够通过例如ICP发光分光分析法(ICP-AES：Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy)进行测定。
另外，烧结后的R-T-B系永久磁铁中的氧量、碳量、氮量的测定方法能够使用目前普遍已知的方法。氧量通过例如不活泼气体溶解-非分散型红外线吸收法进行测定，碳量通过例如氧气流中燃烧-红外线吸收法进行测定，氮量通过例如不活泼气体溶解-热传导法进行测定。
(3.R-T-B系永久磁铁的制造方法)
接着，以下说明本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁的制造方法的一例。
(3.1合金制作工序)
首先，准备用于制造本实施方式所涉及的R-T-B系永久磁铁的原料金属。原料金属在真空或不活泼气体气氛中被熔解，制作具有规定组成的原料合金。
作为原料金属，例如例示稀土金属或稀土合金、纯铁、硼铁合金、及它们的合金等。原料合金的组成只要根据期望的R-T-B系永久磁铁的组成进行调整即可。另外，熔解时，作为添加元素，也可以添加Al、Cu、Zr、Nb、Ga等的原料金属。
熔解原料金属而得到原料合金的方法如果是公知的熔解法，则没有特别限制，例如例示薄带连铸(strip cast)法、高频感应熔解等。作为熔解时的气氛，优选设为真空或不活泼气体，更优选设为氩(Ar)气氛。
薄带连铸法中，使将原料金属在Ar气氛等的非氧化气氛中熔解而得到的原料合金的熔融金属向旋转的辊的表面排出。由辊骤冷的熔融金属骤冷凝固成薄板或薄片(鳞片)状。该骤冷凝固的合金具有结晶粒径为1μm～50μm的均质的组织。另外，也能够将通过还原扩散法得到的合金用作原料合金。
本实施方式中，作为使用原料合金制造磁铁的方法，采用使用1种原料合金的所谓的单合金法，但也可以采用使用以主相晶粒的R2T14B化合物为主体的主相形成用原料合金(低R合金)和包含比低R合金更多的R且有效有助于晶界相的形成的晶界相形成用原料合金(高R合金)的所谓的混合法。
(3.1.1HDDR处理)
本实施方式中，对原料合金进行HDDR(Hydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination(吸氢-歧化-脱氢-再复合))处理。HDDR处理是通过依次执行原料合金的加氢(Hydrogenation)、歧化(Disproportionation)、脱氢(Desorption)、及再复合(Recombination)，化学上得到包含微细化的结晶粒的粉末的工艺。使用通过HDDR处理得到的粉末制造R-T-B系永久磁铁，由此，能够减小烧结后的主相晶粒的晶粒直径且缩窄其粒度分布。
HDDR处理中，将原料合金在H2气体气氛或H2气体和不活泼气体的混合气氛中保持成700℃～900℃，由此，加氢原料合金后，直到气氛中的H2气体的分压成为13Pa以下为止，以700℃～900℃将原料合金进行脱氢处理，接着进行冷却。由此，得到微细的组织的HDDR合金。
(3.2粉碎工序)
制作的原料合金供给至粉碎工序。在混合法的情况下，低R合金及高R合金分别或一起粉碎。粉碎工序分成粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将HDDR合金粗粉碎至粒径成为数百μm左右。
粗粉碎中，通过在原料合金中吸藏氢之后进行放出而进行粉碎的氢粉碎是有效果的。氢放出处理为了作为稀土烧结磁铁且减少成为杂质的氢而进行。氢吸藏时的温度为室温。用于氢吸藏后的脱氢的加热保持的温度设为200～400℃以上，优选设为300℃。保持时间根据与保持温度的关系、原料合金的组成、重量等而改变，每1kg设为至少30分钟以上，优选设为1小时以上。氢放出处理通过真空中或Ar气流进行。
本实施方式中，粗粉碎工序优选设为氢粉碎，但对于HDDR合金，也可以使用捣碎机、颚式破碎机、布朗研磨机等进一步进行机械性的粗粉碎。
粗粉碎工序后，进行微粉碎工序。微粉碎中主要使用喷射式磨机，将粒径为数百μm左右的粗粉碎后的粉末粉碎至平均粒径1.2μm～4μm，优选成为1.5μm～3μm。喷射式磨机是如下方法：将高压的不活泼气体从狭窄的喷嘴进行释放，由此，产生高速的气体流，通过该高速的气体流加速粗粉碎粉末，产生粗粉碎粉末彼此的碰撞及与靶材或容器壁的碰撞而进行粉碎。粉碎的粉末通过粉碎机内置的分级转子及粉碎机下游的旋流进行分级。
微粉碎中也可以使用湿式粉碎。湿式粉碎中使用球磨机或湿式磨碎机等，将粒径为数百μm左右的粗粉碎粉末粉碎至平均粒径1.5μm～4μm，优选成为2μm～3μm。湿式粉碎中选择适当的分散介质，由此，进行合金粉不会与氧接触的粉碎，因此，得到氧浓度较低的微粉末。
本实施方式中，作为R-T-B-C相的C源，及为了下述的成形工序时的润滑、磁铁的取向性的提高等，微粉碎时及/或微粉碎后的粉体中能够添加0.1wt％～2.0wt％左右的脂肪酸或脂肪酸的感应体或烃等。
作为脂肪酸或脂肪酸的感应体，例如例示硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸酰胺、油酰胺、亚乙基二异硬脂酸酰胺、月桂酸酰胺等，作为烃，例示石蜡、萘等。
(3.3成形工序)
接着，成形微粉碎后的粉体。本实施方式中，成形一边施加磁场一边进行。磁场中成形的成形压力只要设为0.3ton/cm2～3ton/cm2(30MPa～300MPa)的范围即可。成形压力从成形开始到结束也可以是一定的，也可以逐渐增加或逐渐减少，或也可以无规则变化。成形压力越低，取向性越良好，但成形压力过低时，成形体的强度不足，处理中产生问题，因此，只要考虑该点设定成形压力即可。磁场中成形中得到的成形体的最终的相对密度通常为40％～60％。
施加的磁场只要设为960kA/m～1600kA/m左右即可。施加的磁场不限定于静磁场，也能够设为脉冲状的磁场。另外，也能够并用静磁场和脉冲状磁场。
(3.4烧结工序)
成形体供至烧结工序。烧结在真空或不活泼气体气氛中进行。保持温度及保持时间只要考虑磁铁的组成、合金粉的粉碎方法、主相晶粒的平均晶粒直径及粒度分布等进行调整即可。本实施方式中，优选保持温度为800℃～1000℃，保持时间为1分钟～20小时。保持时间更优选为4小时～20小时。
本实施方式中，在烧结时，在晶界相形成R-T-B-C相，由此，抑制通过HDDR处理而微细化的R2T14B晶粒进行异常晶粒生长，而进行维持较窄的粒度分布的状态即程度晶粒生长。其结果，能够将主相晶粒的晶粒直径设为上述的D50及D90的范围内。
烧结后，也可以对得到的烧结体实施时效处理。时效处理条件只要考虑烧结体的微细结构适当设定即可。例如，处理温度能够设定为400℃～900℃的温度范围。
(4.本实施方式的效果)
本实施方式中，为了得到适用作可变磁通磁铁的R-T-B系永久磁铁，在存在于由R2T14B化合物构成的主相晶粒间的晶界相中存在比主相晶粒的R浓度、B浓度、C浓度高且比主相晶粒的T浓度低的R-T-B-C相。该R-T-B-C相在烧结时形成于晶界相，由此，能够控制主相晶粒的晶粒生长，能够使主相晶粒晶粒生长成可得到致密的烧结体的程度，且抑制主相晶粒的异常晶粒生长。
其结果，能够将主相晶粒的D50及D90设为上述的范围内，使主相晶粒的单磁畴结构稳定化，且抑制主相晶粒的成核磁场的不均。因此，成核型的磁铁中，能够解决机构上难以解决的低磁场中的磁化性及小磁滞回线的陡峭梯度的问题，为R-T-B系永久磁铁，同时使可变磁通磁铁中所需要的特性、特别是小曲线平坦性良好。
另外，作为R-T-B系永久磁铁中所含的稀土元素，通过利用以Nd2T14B化合物为代表的R12T14B化合物的能够降低较高的各向异性磁场的稀土元素置换R1，能够维持可变磁通磁铁中所需要的特性，且实现低矫顽力。特别是通过控制Y及Ce相对于R1的置换比例和Sm相对于R1的置换比例，能够降低矫顽力，且磁化磁场也降低，使该较低的磁化磁场中的剩余磁通密度及小曲线平坦性良好。
以上，说明了本发明的实施方式，但本发明不受上述的实施方式任何限定，也可以在本发明的范围内以各种方式改变。
[实施例]
以下，实施例中，更详细地说明本发明。但是，本发明不限定于以下的实施例。
(实验例1～10)
首先，以得到表1所示的组成的R-T-B系永久磁铁的方式，配合原料，将这些原料熔解后，通过带铸法浇铸，得到片状的原料合金。
接着，对这些原料合金进行HDDR处理。HDDR处理中，通过以H2气体气氛保持成800℃，加氢后，以800℃进行脱氢处理直至气氛中的H2气体的分压成为1Pa以下，然后进行冷却，由此，得到HDDR合金。
接着，对于HDDR合金以室温吸藏氢后，在Ar气氛内以300℃热处理1小时后，暂且冷却至室温，在真空气氛内再次进行以300℃热处理1小时的氢粉碎。然后，将得到的粉碎物在Ar气氛下冷却至室温。
接着，在粗粉碎粉末中，作为晶界相的碳源及粉碎助剂，添加0.1～2质量％的月桂酸酰胺之后，使用喷射式磨机进行微粉碎。进行微粉碎时，以微粉碎粉末的平均粒径成为1.5μm的方式，调节喷射式磨机的分级转子的旋转速度。
将得到的微粉碎粉末填充至配置于电磁铁中的模具内，进行一边施加1200kA/m的磁场，一边施加120MPa的压力的磁场中成形，得到成形体。
然后，将得到的成形体在真空中，以表2所示的温度保持4小时进行烧结后，进行骤冷，得到烧结体(R-T-B系永久磁铁)。然后，将得到的烧结体在Ar气氛下，以590℃实施1小时的时效处理，得到实验例1～10的各R-T-B系永久磁铁的试样。
此外，本实施例中，将上述的从该HDDR处理到烧结的各工序在低于50ppm的氧浓度的不活泼气体气氛下进行。
对于得到的实验例1～10的试样，将进行组成分析的结果在表1中表示。此外，表1所示的各元素的含量通过ICP发光分光分析法进行测定。另外，根据组成分析结果，算出x及y，将x和y的关系在图3中进行图示。
[表1]
对于得到的试样，如下测定主相晶粒的D50及D90。
首先，试样的切断面中，通过SEM观察10μm见方的区域，得到反射电子图像。将得到的反射电子图像引入于图像解析软件，对于200个主相晶粒，提取它们的轮廓，求得主相晶粒的面积。将得到的主相晶粒的面积的累积分布成为50％、90％的面积当量圆直径分别设为D50、D90。将结果在表2中表示。
通过离子研磨切削得到的各试样的截面的表面，除去最表面的氧化等的影响之后，将离子研磨后的截面使用EPMA(电子探针显微分析仪：Electron Probe Micro Analyzer)，对于40μm见方的区域得到反射电子图像之后，进行该区域的元素映射(256点×256点)。
根据得到的反射电子图像及元素映射数据，按照以下那样的顺序，算出R-T-B-C相占据晶界相的面积比率。
对得到的反射电子图像的图像进行二值化，鉴定主相晶粒区域和晶界相区域，算出主相晶粒的面积和晶界相的面积。此外，二值化以反射电子图像的信号强度为基准进行。
根据得到的元素映射数据，算出主相晶粒区域中的R、T、B、C的各元素的特性X射线强度的平均值和标准偏差。接着，该截面的元素映射数据中，对各个元素特定主相晶粒区域中的特性X射线强度的值比特性X射线强度的值(平均值+3×标准偏差)大的区域和小的区域。对于各个元素，将特性X射线强度的值大的区域设为比主相晶粒内高浓度的区域，将特性X射线强度的值小的区域设为比主相晶粒内低浓度的区域。
能够将根据反射电子图像鉴定的晶界相、R、B、C的各元素的浓度比主相晶粒内大的区域、T的浓度比主相晶粒内小的区域全部重合的区域设为晶界相中的R-T-B-C相，并算出其面积。另外，R-T-B-C相的面积比根据晶界相的面积和R-T-B-C相的面积进行算出。将结果在表2中表示。
另外，对于B/R及C/R，在上述中鉴定的R-T-B-C相中，进行定量分析，根据各元素的浓度，算出B原子相对于R原子的比率(B/R)和C原子相对于R原子的比率(C/R)。在R-T-B-C相内的3个部位算出B/R及C/R，将测定值的平均值设为该试样的(B/R)及(C/R)的值。将结果在表2中表示。
(空隙的面积比率的算出)
首先，与上述一样，将反射电子图像的图像以规定水平进行二值化，鉴定空隙部分，算出空隙部分的面积。将算出的空隙部分的面积除以主相晶粒的面积、晶界相的面积、空隙部分的面积的合计，由此，算出空隙占据总面积的面积比率。将结果在表2中表示。
接着，使用BH示踪剂如下测定得到的试样的磁化磁场Hmag、磁化磁场Hmag中的矫顽力HcJ及剩余磁通密度Br。
首先，根据与最大磁场30kOe中测定的J-H磁滞曲线(主循环)的矫顽力HcJ＿30kOe相等的磁场的值，以一定间隔增加最大磁场，同时测定小磁滞回线，求得关闭小磁滞回线，且成为对称的形状的磁场，将该磁场设为磁化磁场Hmag。将对于实验例5的小磁滞回线的测定结果在图4中表示。图4中，在磁场为7.0kOe、7.5kOe、8.0kOe的任一情况下，均可得到关闭的小磁滞回线，但作为对称的形状的小磁滞回线仅为8.0kOe。因此，实验例5的磁化磁场Hmag为8.0kOe。本实施例中，将Hmag为9.0kOe以下的试样判断为良好。将结果在表2中表示。
接着，将磁化磁场Hmag施加时的矫顽力设为HcJ＿Hmag，将磁化磁场Hmag施加时的剩余磁通密度设为Br＿Hmag。本实施例中，将HcJ＿Hmag为7.5kOe以下的试样判断为良好。另外，将Br＿Hmag为8.5kG以上的试样判断为良好。将结果在表2中表示。
接着，如下测定小曲线平坦性。图5中表示对于实验例5一边改变负的折回磁场Hrev一边测定的小磁滞回线群。来自多个负的折回磁场Hrev的磁化曲线中，对于来自与小磁滞回线的第二、第三象限的矫顽力相当的动作点(-HcJ＿Hmag，0)的磁化曲线(图5的粗线)，将成为磁化磁场Hmag施加时的磁极化Js的50％的磁场设为H＿50％Js时的与小磁滞回线的矫顽力HcJ＿Hmag的比即(100×H＿50％Js/HcJ＿Hmag)设为小曲线平坦性。本实施例中，将小曲线平坦性为50％以上的试样判断为良好。将结果在表2中表示。
[表2]
根据表2能够确认通过形成R-T-B-C相，主相晶粒的D50及D90成为上述的范围内。其结果，能够确认满足可变磁通磁铁中所要求的特性。
(实验例11～20)
除了将实验例5及6中作为R-T-B系永久磁铁中所含的R的Nd的一部分利用作为R2的Y或Ce以表2所示的比例置换以外，通过与实验例5或6相同的方法，制作试样，通过与实验例5或6相同的方法，评价试样。将实验例11～20的试样的进行了组成分析的结果在表1中表示。另外，根据组成分析结果算出x及y，将x和y的关系在图3中图示。另外，将实验例11～20的试样的评价结果中表3表示。
[表3]
根据表3能够确认通过将Nd的一部分利用Y或Ce置换，能够满足可变磁通磁铁中所要求的特性，且降低矫顽力。
(实验例21～55)
除了以得到表4所示的组成的R-T-B系永久磁铁的方式配合原料，将烧结温度设为表5所示的温度以外，与实施例1～10一样制作试样，与实施例1～10一样评价试样。将实验例21～55的试样的进行了组成分析的结果在表4中表示。另外，根据组成分析结果算出x及y，将x和y的关系在图3中图示。另外，将实验例21～55的试样的评价结果在表5中表示。
[表4]
[表5]
根据表5能够确认通过将作为R1的Nd的一部分利用R2及/或Sm进行置换，降低磁化磁场及矫顽力，且提高较低的磁化磁场中的剩余磁通密度及小曲线平坦性。特别是能够确认通过将R2的置换比例(x)和Sm的置换比例(y)设为图3所示的范围内，得到更良好的特性。
(实验例56，57)
除了以得到表4所示的组成的R-T-B系永久磁铁的方式配合原料，将烧结温度设为表5所示的温度以外，与实施例1～10一样制作试样，与实施例1～10一样评价试样。将实验例56、57的试样的进行了组成分析的结果在表4中表示。另外，根据组成分析结果算出x及y，将x和y的关系在图3中图示。另外，将实验例56、57的试样的评价结果在表5中表示。
根据表5能够确认即使将Fe的一部分利用Co置换，也可得到与不将Fe的一部分利用Co置换的试样一样的效果。
产业上的可利用性
本发明的R-T-B系永久磁铁满足可变磁通磁铁中所要求的特性，因此，适用于可变磁通磁铁。

Claims (4)

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
具有：主相，由具有R2T14B型四方晶结构的化合物构成；及晶界相，存在于所述主相间，
R为选自包含钪及钇的稀土元素中的1种以上，T为包含铁的1种以上的过渡金属元素或包含铁及钴的2种以上的过渡金属元素，
所述晶界相包含R浓度、B浓度及C浓度比所述主相内的R浓度、B浓度及C浓度高且T浓度比所述主相内的T浓度低的R-T-B-C系化合物。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
所述R-T-B-C系化合物所占的面积相对于所述晶界相的面积之比为5％以上且88％以下。
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，
所述R-T-B-C系化合物中，作为B原子相对于R原子的比率的B/R满足0.3≦B/R≦0.7的关系，
所述R-T-B-C系化合物中，作为C原子相对于R原子的比率的C/R满足0.6≦C/R≦1.4的关系。
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，
在将所述R-T-B系永久磁铁的R以R1、R2及Sm表示的情况下，
所述R1是包含Nd且不包含Y、Ce及Sm的1种以上的所述稀土元素，所述R2是选自Y及Ce中的1种以上的元素，
在将所述R的总原子数设为1，将R2的原子数相对于所述R的总原子数的比率设为x，将Sm的原子数相对于所述R的总原子数的比率设为y的情况下，
所述x及y在(x，y)平面上处于将点A(0.000，0.050)、点B(0.000，0.150)、点C(0.700，0.100)、点D(0.700，0.000)、点E(0.300，0.000)按该顺序顺时针连结的直线上及被该直线包围的区域内。
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