CN110024057B - 稀土类永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有较高的矫顽力的以Nd5Fe17型结晶结构的化合物为主相的稀土类永久磁铁。稀土类永久磁铁以Nd5Fe17型结晶结构为主相，在将稀土类永久磁铁的组成比以RaT(100‑a‑b)Cb表示时，a和b满足18＜a＜40，以及0.5≤b，其中，R为以Sm为必须元素的一种以上的稀土类元素，T为以Fe或Fe及Co为必须元素的一种以上的过渡金属元素，并且，稀土类永久磁铁的晶界相中，具备R和C的浓度比主相高的相。

Description

稀土类永久磁铁
技术领域
本发明涉及以Nd5Fe17型结晶结构的化合物为主相的稀土类永久磁铁。
背景技术
作为高性能永久磁铁的代表的R-T-B系永久磁铁，由于其高磁特性，其产量在逐年增加，其被用于各种马达用、各种驱动器用、MRI装置用等各种用途。在此，R为稀土类元素，T为Fe或Fe及Co，B为硼。
在上述那样的R-T-B系永久磁铁被开发后，对于永久磁铁的研究主要以发现新的稀土类金属的金属间化合物为中心进行。其中，专利文献1所记载的以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁材料在室温下得到36.8kOe的非常高的矫顽力。因此，认为是有前途的永久磁铁材料。
但是，以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁材料不能建立晶界相的控制技术，有效利用以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁材料的较高的矫顽力的永久磁铁尚未实现。
非专利文献1中，报告有使用了放电等离子烧结法(SPS法：Spark PlasmaSintering)的永久磁铁。但是，该永久磁铁不能实现高达至材料粉末的矫顽力程度的矫顽力。这可能是由于该永久磁铁材料的晶界相的控制不充分，因此，主相颗粒间的磁分离不充分而引起的。另外，也有可能是由于存在SmFe2相、SmFe3相这样的低矫顽力成分的副相，从而使整体的矫顽力降低。
[现有技术文献]
专利文献
专利文献1：日本特开2008-133496号公报
非专利文献
非专利文献1：《材料科学与工程(Materials Science and Engineering)》1，(2009)，012032
发明内容
[发明所要解决的技术问题]
本发明是因为意识到了这样的状况而研发的，其目的在于，在以Nd5Fe17型结晶结构的化合物为主相的稀土类永久磁铁中，提高矫顽力。
[用于解决技术问题的方案]
本发明提供一种稀土类永久磁铁，其特征在于，
该稀土类永久磁铁以Nd5Fe17型结晶结构为主相，
在将所述稀土类永久磁铁的组成比以RaT(100-a-b)Cb表示时，a和b满足18＜a＜40，以及0.5≤b，其中，R为以Sm为必须元素的一种以上的稀土类元素，T为以Fe或Fe及Co为必须元素的一种以上的过渡金属元素，并且，
所述稀土类永久磁铁的晶界相中，具备R和C的浓度比主相高的相。
另外，所述的稀土类永久磁铁中，也可以是1.0＜b＜15.0。
另外，所述的稀土类永久磁铁中，也可以是：在将所述主相中的C的组成比设为c1(at％)，将R和C的浓度所述主相高的相中的C的组成比设为c2(at％)时，满足c1＜3.0at％，并且c2-c1＞10.0at％。
本发明者们发现：以Nd5Fe17型结晶结构的化合物为主相的稀土类永久磁铁中，通过在晶界相中形成R和C的浓度比主相高的晶界相，矫顽力得到了提高。矫顽力得到提高的原因未确定，但本发明者们认为，其理由在于：通过R和C的浓度比主相高的晶界相，主相颗粒间的磁分离得到了提高。此外，Nd5Fe17型结晶结构是指与Nd5Fe17金属间化合物所具有的结晶结构相同种类的结晶结构。另外，不限于R为Nd且T为Fe的情况。
[发明效果]
根据本发明，在以Nd5Fe17型结晶结构的化合物为主相的稀土类永久磁铁中，能够提高矫顽力。
具体实施方式
下面，详细地说明用于实施本发明的方式(实施方式)。本发明并不受限于以下的实施方式中所记载的内容。另外，以下所记载的构成要素中包括本领域技术人员能够容易想到的要素，以及实质上相同的要素。另外，对于以下所记载的构成要素，也可以进行适当的组合。
本实施方式的稀土类永久磁铁以Nd5Fe17型结晶结构(空间群P63/mcm)的化合物为主相。在此，主相是永久磁铁中体积比率最多的晶相。以下，将具有Nd5Fe17型结晶结构的相记载为R5T17晶相。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，R为以Sm为必须元素的一种以上的稀土类元素，上述稀土类元素为Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu。希望总稀土类元素中所占的Sm的比例较多，相对于稀土类永久磁铁整体中的总稀土类元素量，Sm原子比率优选为50at％以上。
另外，在上述稀土类元素含有Pr或Nd的一种以上的情况下，Pr或Nd的有效磁矩比Sm大，因此，存在残留磁化提高的倾向。但是，总稀土类元素中所占的Pr或Nd的比例过多时，R5T17晶相的结晶磁各向异性减少，并且容易生成作为低矫顽力成分的异相，矫顽力降低。相对于总稀土类元素量，Pr和Nd的合计的原子比率只要低于50at％即可，优选低于25at％。
本实施方式的稀土类永久磁铁中的R的组成比设为比18at％大，且比40at％小的范围。在R的组成比为18at％以下的情况下，难以得到R5T17晶相，大量析出α-Fe晶相，矫顽力显著地降低。另一方面，在R的组成比为40at％以上的情况下，大量析出RT2晶相等的低矫顽力成分，矫顽力显著地降低。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，T是以Fe或Fe及Co为必须元素的一种以上的过渡金属元素。相对于稀土类永久磁铁整体中的总过渡金属元素，稀土类永久磁铁整体中的Co的含量优选为20at％以下。通过选择适当的Co量，能够提高饱和磁化。另外，通过Co量的增加，能够提高稀土类永久磁铁的耐腐蚀性。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，主相为R5T17晶相。R5T17晶相为复杂的结晶结构，因此，具有较高的各向异性磁场。另外，将主相以外的相设为晶界相。
本实施方式的稀土类永久磁铁在晶界相中具备R和C的浓度比主相高的相。作为其它晶界相，也可以存在在现有的R5T17金属间化合物中看得到的富R相或RT2相、RT3相等。
上述R和C的浓度比主相高的晶界相是R3C相、R2C3相、RC2相，以及非晶或微晶状态的R-T-C化合物相。R3C、R2C3、RC2为非磁性相，能够提高主相颗粒间的磁分离。非晶或微晶状态的R-T-C化合物相是磁性相，但如果不含有C，则形成RT2相、RT3相等的低矫顽力成分。因此，在含有非晶或微晶状态的R-T-C化合物相的情况下，与不含有C的情况相比，磁特性降低，能够提高主相颗粒间的磁分离。此外，在R和C的浓度比主相高的这些晶界相中，允许还含有其它元素。
对于上述R和C的浓度比主相高的晶界相而言，优选其在晶界相整体中所占的比例较高。另外，对于R和C的浓度比主相高的晶界相而言，优选其位于两个晶粒的晶界并包覆主相颗粒。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，C的组成比必须为0.5at％以上。在C的组成比低于0.5at％的情况下，不能形成R和C的浓度比主相高的晶界相，不能得到矫顽力提高的效果。特别优选C的组成比为大于1.0at％且小于15.0at％的范围。通过C的组成比大于1.0at％，R和C的浓度比主相高的晶界相在晶界相整体中所占的比例增加，能够得到特别高的矫顽力。另外，通过C的组成比小于15.0at％，R和C的浓度比主相高的晶界相的比例相对于主相成为适当的范围，能够得到特别高的矫顽力。另外，特别优选C的组成比为2.0at％以上、7.5at％以下的范围。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，更优选：上述主相中的C的组成比低于3.0at％，并且，与上述R和C的浓度比主相高的晶界相中的C的组成比的差大于10at％。通过上述主相中的C的组成比低于3at％，能够抑制主相的磁各向异性的降低。上述主相中的C的组成比特别优选低于1.0at％。另外，其与R和C的浓度比主相高的晶界相的C的组成比的差大于10at％，由此，在起到主相颗粒间的磁分离的效果的基础上，在晶界还体现磁壁移动的钉扎(pinning)的效果，因此，能够得到更高的矫顽力。
本实施方式的稀土类永久磁铁中，允许含有上述的元素以外的其它元素。例如，能够适当地含有Bi、Sn、Ga、Si、Ge、Zn等的元素。另外，上述稀土类永久磁铁中也可以含有源自原料的杂质。
以下，对本件发明的制造方法的优选的例子进行说明。
关于稀土类永久磁铁的制造方法，例如有烧结法、超骤冷凝固法、蒸镀法、HDDR法等，在此，对通过超骤冷凝固法进行的制造方法的一例进行说明。
超骤冷凝固法中，具体而言，存在单辊法、双辊法、离心骤冷法、气体雾化法等种类，优选使用单辊法。单辊法中，通过使合金熔融金属从喷嘴喷出并与冷却辊周面碰撞，快速地冷却合金熔融金属，得到薄带状或薄片状的骤冷合金。与其它超骤冷凝固法相比，单辊法的批量生产性高，骤冷条件的再现性良好。
作为原料，首先，准备具有所期望的组成比的R-T-C合金的合金锭。对于原料合金，可以通过如下方法制作：将R、T、C各个原料在惰性气体、优选为Ar氛围中进行电弧熔解，并通过其它公知的熔解法进行制作。在含有其它元素，例如在要适当含有Bi、Sn、Ga、Si、Ge、Zn等的情况下，也与上述一样，能够通过熔解法而含有这些元素。
利用通过上述方法制作的R-T-C合金的合金锭，通过超骤冷凝固法制作非晶合金。作为超骤冷凝固法，优选如下所述的熔体旋转法：即，对上述的合金锭利用捣碎机等进行小片化，在Ar氛围中实施高频熔解，将熔融金属向高速旋转的铜辊上喷射，并使其骤冷凝固。在辊上被骤冷的熔融金属成为骤冷凝固成薄带状的骤冷合金。
对于骤冷合金而言，根据其组成比、冷却辊的圆周速度的不同而各异，会呈现非晶相、非晶相与晶相的混相、晶相中的任一组织形式。非晶相通过后面进行的结晶化处理而微晶化。作为一个尺度，冷却辊的周速度越大，则非晶相占有的比例越高。
如果冷却辊的圆周速度变快，则得到的骤冷合金变薄，因此，能够得到更均质的骤冷合金。得到非晶相的组织之后，实施适当的结晶化处理，由此，可得到R5T17晶相。因此，对于本实施方式来说，优选的骤冷合金的形式是得到非晶相、或非晶相与R5T17晶相的混相。因此，通常将冷却辊的圆周速度设为10m/s以上且100m/s以下，优选设为20m/s以上且85m/s以下，进一步优选设为30m/s以上且75m/s以下的范围。当冷却辊的圆周速度低于10m/s时，得不到均质的骤冷合金，难以得到所期望的晶相。当冷却辊的圆周速度超过100m/s时，合金熔融金属与冷却辊周面的密合性变差，不能有效地进行热移动。
之后，对骤冷合金进行结晶化处理。结晶化处理通过如下方式进行：到500℃以上且700℃以下的结晶化处理温度为止，以0.01℃/s以上且30℃/s以下的升温速度进行升温，接着，在上述结晶化处理温度保持0.5分钟以上且5000分钟以下。通常，结晶化处理以Ar氛围进行。
对于通过结晶化处理而得到的R-T-C合金，进行粉碎工序。粉碎工序中，具有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金粗粉碎至成为粒径数百μm程度。关于粗粉碎，优选使用捣碎机、颚式破碎机、布朗研磨机等，并在惰性气体氛围中进行。在粗粉碎之前，进行如下所述的粉碎是有效的：即，使氢吸藏于原料合金后进行释放，由此进行粉碎。氢释放处理是为了减少对于稀土类烧结磁铁来说成为杂质的氢而进行的处理。
用于氢吸藏的加热保持的温度设为200℃以上，优选设为350℃以上。关于保持时间，根据与保持温度的关系、原料合金的厚度等而发生变化，但至少设为30分钟以上，优选设为1小时以上。氢释放处理在真空中或Ar气流中进行。此外，氢吸藏处理及氢释放处理不是必须的处理。另外，也可以是：将该氢粉碎(氢吸藏处理及氢释放处理)定位为粗粉碎，并省略机械性的粗粉碎。
粗粉碎工序后，转移至微粉碎工序。微粉碎中主要使用喷磨机，通过微细粉将粗粉碎粉末变成微粉碎粉末。喷磨机以如下方法进行粉碎：将高压的惰性气体从狭窄的喷嘴释放从而产生高速的气流，通过该高速的气流而加速粗粉碎粉末，由此产生粗粉碎粉末彼此的碰撞及与靶材或容器壁的碰撞，从而进行粉碎。微粉碎也可以采用湿式粉碎。湿式粉碎中使用球磨机或湿式磨碎机等。
对于微粉碎粉末，进行成形工序。关于成形压力，以30MPa以上且300MPa以下程度的压力进行。关于成形压力，可以从成形开始到结束为止保持一定，也可以逐渐增加或逐渐减少，或也可以进行不规则变化。成形压力越低，取向性越良好，但当成形压力过低时，成形体的强度不足，处理中会产生问题，因此，在考虑这一点的基础上，从上述范围选择成形压力。
成形工序中，施加磁场并使结晶轴朝一定方向取向，由此，能够设为残留磁通密度更高的各向异性稀土类永久磁铁。施加的磁场不限定于静磁场，也可以设为脉冲状的磁场。另外，也能够并用静磁场和脉冲状磁场。
对于成形体，进行烧结工序。关于烧结保持温度以及烧结保持时间，需要根据组成、粉碎方法、平均粒径与粒度分布的不同、烧结方法等各个条件来进行调整。特别是对于R5T17晶相而言，当将烧结保持温度设为700℃以上时，存在其矫顽力由于局部的分解而降低的倾向，因此，作为烧结方法，优选为能够进行低温烧结的SPS法。
为了形成R和C的浓度比主相高的晶界相，进行烧结工序后的热处理是有效的。该热处理通过如下方式进行：即，以10℃/s以上且30℃/s以下的速度升温至500℃以上且650℃以下的热处理温度，接着，在上述热处理温度保持10分钟以上且500分钟以下。通常，这些处理在Ar氛围中进行。这样，通过以R5T17晶相不发生分解的温度进行热处理，晶界相中的原子发生扩散，R和C的浓度比主相高的晶界相在晶界相整体中所占的比例增加。另外，R和C的浓度比主相高的晶界相向两个晶粒的晶界扩展，主相颗粒的包覆率变高。
为了相对于本实施方式的稀土类永久磁铁中的C的组成比降低主相中的C的组成比，且增大主相中的C的组成比与R和C的浓度比主相高的晶界相中的C的组成比的差，也能够选择如下方法：即，制作C的组成比较低的R-T-C合金和C的组成比较高的R-T-C合金，在微粉碎工序中将它们混合并制造稀土类永久磁铁。特别是，将C的组成比较低的R-T-C合金设为实质上不含有C的R-T合金，由此，能够较低地保持主相中的C的组成比，且增大与R和C的浓度比主相高的晶界相中的C的组成比的差。也可以对组成不同的每个合金调整超骤冷凝固法的制作条件及结晶化处理的条件。
以上，说明了涉及用于适当地实施本发明的制造方法的形式，接着，对分析、评价本发明的稀土类永久磁铁的方法进行说明。
在对于试样的生成相的分析中，使用X射线衍射法(XRD：X-ray Diffractometry)。另外，在对于试样整体的组成比的分析中，使用ICP质量分析法(ICP：Inductively CoupledPlasma-Mass Spectrometry)和氧气流中燃烧-红外线吸收法。
接着，对主相和晶界相的组成比的分析方法进行叙述。对于通过聚焦离子束(FIB：Focused Ion Beam)加工的试样截面，使用扫描透射电子显微镜(STEM：ScanningTransmission Electron Microscope)进行观察。STEM具备能量色散型X射线分光仪(EDS：Energy Dispersive Spectroscopy)。使用EDS进行组成映射，并分类为主相、晶界相、以及在晶界相中R和C的浓度比主相高的相。关于主相与晶界相的分类，能够进行如下判断：即，R与T的比率大致为5：17的相为主相。而且，主相以外的相为晶界相。晶界相中，通过观察R、C、以及其以外的元素的组成比，能够分类为：R和C的浓度比主相高的相、和其以外的相。分类成各个相之后，对主相及R和C的浓度比主相高的晶界相进行点分析，并算出主相及R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比。
在对于试样的磁特性的测定中，使用BH示踪剂。
实施例
以下，使用实施例及比较例详细地说明本发明的内容，但本发明不限定于以下的实施例。
对实施例1的稀土类永久磁铁进行说明。以稀土类永久磁铁成为表1的组成的方式配合Sm、Fe及C，在Ar氛围中通过电弧熔解制作R-T-C合金锭后，使用捣碎机进行小片化。将该小片在Ar氛围中进行高频熔解，通过单辊法以周速40m/s进行骤冷，得到骤冷合金。将得到的骤冷合金在Ar氛围进行620℃、30分钟的结晶化处理。在结晶化处理后，对于R-T-C合金利用捣碎机进行粗粉碎，并利用球磨机进行微粉碎。在对R-T-C微粉碎粉末进行成形后，采用SPS法进行烧结，烧结保持温度为620℃、烧结保持时间为5分钟。烧结工序后，进行以550℃保持60分钟的热处理，得到稀土类永久磁铁。此外，升温至550℃的升温速度为20℃/s。
对于试样的主相，使用XRD及STEM-EDS进行判断。STEM-EDS对使用FIB加工的试样截面进行测定。对于试样整体的组成比，使用ICP质量分析法和氧气流中燃烧-红外线吸收法进行计算。对于主相的组成比、以及R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比，使用STEM-EDS进行评价。首先，在组成映射中判别主相和晶界相，进一步，在晶界相中判别R和C的浓度比主相高的相。然后，对于主相、以及R和C的浓度比主相高的晶界相分别选择50个点，进行点分析，并将平均值作为组成比进行计算。
关于试样的磁特性，使用BH示踪剂，并根据最大磁场±100kOe的磁化曲线得到矫顽力的值。
表1中表示实施例1～实施例11和比较例1～比较例4的整体的组成比、主相的组成比、R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比、以及矫顽力的值。另外，对于整体的组成比，还记载有RaT(100-a-b)Cb的a、b的值。
Figure BDA0002076498040000101
对实施例2、实施例3、实施例6～实施例9、及比较例1～比较例3的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。将R-T-C合金的配合比调整为如表1所示。其它条件与实施例1相同。
对实施例4的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。将R-T-C合金的配合比调整为如表1所示，并将Sm的一部分置换为Ce。其它条件与实施例1相同。
对实施例5的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。将R-T-C合金的配合比调整为如表1所示，并将Fe的一部分置换为Co。其它条件与实施例1相同。
对比较例4的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。R-T-C合金的配合比与实施例1相同，但不进行烧结工序后的热处理，而冷却至室温，并作为稀土类永久磁铁。
对实施例10的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。使用将实施例7中使用的R-T-C合金和实施例9中使用的R-T-C合金在微粉碎工序中以质量比2：1混合的微粉碎粉末，除此以外，与实施例1相同。
对实施例11的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。使用将以Sm成为24at％且Fe成为76at％的方式制作的R-T合金和实施例9中使用的R-T-C合金在微粉碎工序中以质量比4：1混合的微粉碎粉末，除此以外，与实施例1相同。
表2中表示了实施例12～实施例15的整体的组成比、主相的组成比、R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比、以及矫顽力的值。另外，关于整体的组成比还记载了RaT(100-a-b)Cb的a、b的值。
Figure BDA0002076498040000121
对实施例12～实施例14的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。使用将R-T合金(该R-T合金是以如下方式制作的：相对于总稀土类元素量，以Pr原子比率成为5at％(实施例12)、15at％(实施例13)、25at％(实施例14)的方式，置换Sm的一部分，并以R成为24at％且Fe成为76at％的方式制作。)和实施例9中使用的R-T-C合金在微粉碎工序中以质量比4:1混合的微粉碎粉末，除此以外，与实施例1相同。
对实施例15的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。使用将R-T合金(该R-T合金是以如下方式制作的：相对于总稀土类元素量，以Pr原子比率成为15at％的方式置换Sm的一部分，且以R成为24at％且Fe成为76at％的方式制作。)和实施例9中使用的R-T-C合金在微粉碎工序中以质量比6:1混合的微粉碎粉末，除此以外，与实施例1相同。
对实施例16的稀土类永久磁铁的制造条件进行说明。使用将R-T合金(该R-T合金是以如下方式制作的：相对于总稀土类元素量，以Nd原子比率成为15at％的方式置换Sm的一部分，且以R成为24at％且Fe成为76at％的方式制作。)和实施例9中使用的R-T-C合金在微粉碎工序中以质量比4:1混合的微粉碎粉末，除此以外，与实施例1相同。
[实施例1～实施例9，比较例1～比较例3]
实施例1～实施例9及比较例1的主相为R5T17晶相。其中，可知：R的组成比为占整体的大于18at％且小于40at％的范围内，C的组成比为0.5at％以上，在晶界相中具备R和C的浓度比主相高的相的情况下，得到较高的矫顽力。
[实施例1，实施例6，比较例1]
比较例1中未观察到R和C的浓度比主相高的晶界相，因此，未记载组成比。发明人认为：未观察到R和C的浓度比主相高的晶界相的原因在于，整体的组成比中，含有0.2at％的C，但是这不是充分的量，因此，晶界相中的C浓度降低，且未形成R和C的浓度比主相高的晶界相。其结果，得不到如实施例1及实施例6那样的较高矫顽力。
[实施例2，实施例3，比较例2，比较例3]
比较例2中，大量析出有α-Fe晶相，主相不是R5T17晶相，因此，未记载主相的组成比、以及R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比。R的组成比为18at％以下，因此，认为未形成R5T17晶相。其结果，比较例2中，得不到如实施例2那样的较高矫顽力。比较例3中，大量析出了RT2晶相等，且主相不是R5T17晶相，因此，未记载主相的组成比、以及R和C的浓度比主相高的晶界相的组成比。R的组成比为40at％以上，因此，认为相对于整体的R5T17晶相的比例降低了。其结果，比较例3中得不到如实施例3那样的较高矫顽力。
[实施例1，比较例4]
比较例4中，未观察到R和C的浓度比主相高的晶界相，因此，未记载组成比。发明人认为：这是由于未进行烧结工序后的热处理而冷却至室温，因此，在晶界中C未形成化合物而发生了偏析。其结果，得不到如实施例1那样的较高矫顽力。
[实施例4]
实施例4中，将Sm的一部分置换为Ce，因此，在主相、及R和C的浓度比主相高的晶界相这双方均存在Ce。在该情况下，也能够形成R和C的浓度比主相高的晶界相，并得到较高的矫顽力。
[实施例5]
实施例5中，将Fe的一部分置换为Co，在主相、及R和C的浓度比主相高的晶界相这双方均存在Co。在该情况下，也能够形成R和C的浓度比主相高的晶界相，并得到较高的矫顽力。
[实施例1，实施例6～实施例9]
实施例1、实施例7、实施例8中，稀土类永久磁铁整体的C的组成比为1.0＜b＜15.0的范围。其结果，实施例1、实施例6～实施例9中，实施例1、实施例7、实施例8得到特别高的矫顽力。发明人认为：这是由于C的组成比大于1.0at％，从而增加了晶界相整体中所占的R和C的浓度比主相高的晶界相的比例，另外，由于C的组成比小于15.0at％，从而使R和C的浓度比主相高的晶界相的比例相对于主相成为适当的范围。
[实施例1，实施例7，实施例10，实施例11]
实施例7、实施例10及实施例11中，主相中的C的组成比低于3at％。实施例7、实施例10及实施例11中，主相中的C的组成比与R和C的浓度比主相高的相中的C的组成比的差为10at％以上的实施例10及实施例11得到特别高的矫顽力。另外，实施例1、实施例10及实施例11中，主相中的C的组成比与R和C的浓度比主相高的相中的C的组成比的差为10at％以上。实施例1、实施例10及实施例11中，主相中的C的组成比低于3at％的实施例10及实施例11得到特别高的矫顽力。发明人认为，其理由如下：通过主相中的C的组成比充分低，而抑制主相的磁各向异性的降低，进一步，通过与R和C的浓度比主相高的晶界相中的C的组成比的差充分大，不仅体现主相颗粒间的磁分离的效果，还在晶界体现磁壁移动的钉扎的效果。
[实施例12，实施例13，实施例14，实施例15，实施例16]
实施例12、实施例13、实施例14、实施例15及实施例16中，以将R的一部分置换成Pr或Nd的合金为原料，在结晶化处理或烧结工序中，Sm和Pr或Nd相互扩散，因此，在主相、及R和C的浓度比主相高的晶界相这双方均存在Pr或Nd。在该情况下，也能够形成R和C的浓度比主相高的晶界相，并能够得到较高的矫顽力。

Claims (11)

1.一种稀土类烧结磁铁，其中，
所述稀土类烧结磁铁以Nd5Fe17型结晶结构为主相，
在将所述稀土类烧结磁铁的组成比以RaT(100-a-b)Cb表示时，a和b满足18＜a＜40，以及0.5≤b，其中，R为以Sm为必须元素的一种以上的稀土类元素，T为以Fe或Fe及Co为必须元素的一种以上的过渡金属元素，并且，
所述稀土类烧结磁铁的晶界相中，具备R和C的浓度比主相高的相，
在将所述主相中的C的组成比设为c1，将R和C的浓度比所述主相高的相中的C的组成比设为c2时，满足c1＜3.0at％，并且c2-c1＞10.0at％，
其中，c1和c2的单位是at％。
2.根据权利要求1所述的稀土类烧结磁铁，其中，
1.0＜b＜15.0。
3.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
所述稀土类元素为选自Sm、Y、La、Pr、Ce、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu的元素。
4.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
相对于稀土类烧结磁铁整体中的总稀土类元素量，Sm原子比率为50at％以上。
5.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
所述述稀土类元素中含有Pr或Nd的一种以上，并且，
相对于总稀土类元素量，Pr和Nd的合计的原子比率低于50at％。
6.根据权利要求5所述的稀土类烧结磁铁，其中，
相对于总稀土类元素量，Pr和Nd的合计的原子比率低于25at％。
7.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
相对于稀土类烧结磁铁整体中的总过渡金属元素，稀土类烧结磁铁整体中的Co的含量为20at％以下。
8.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
主相以外的相为晶界相。
9.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
所述R和C的浓度比主相高的相是选自R3C相、R2C3相、RC2相、非晶或微晶状态的R-T-C化合物相中的相。
10.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
所述R和C的浓度比主相高的相位于两个晶粒的晶界并包覆主相颗粒。
11.根据权利要求1或2所述的稀土类烧结磁铁，其中，
2.0≤b≤7.5。
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