CN111243805B - 稀土磁体及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及稀土磁体及其制造方法。提供高温下矫顽力的降低得到了抑制的稀土磁体及其制造方法。稀土磁体(10)及其制造方法，其中，整体组成由(Nd_{(1‑x‑y‑z‑w)}Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100‑p‑q‑r‑s‑t‑u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1‑a‑b))_v表示，具有主相(11)和晶界相(12)，上述主相(11)以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1‑x_m‑y_m‑z_m‑w_m)：x_m：y_m：z_m：w_m的摩尔比含有稀土元素，并且具有具备(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B型的晶体结构的相，上述晶界相(12)以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1‑x_b‑y_b‑z_b‑w_b)：x_b：y_b：z_b：w_b的摩尔比含有稀土元素，上述z、上述z_m和上述z_b具有z_m＜z＜z_b的关系。

Description

稀土磁体及其制造方法

技术领域

本公开涉及R-Fe-B系稀土磁体(R为稀土元素)及其制造方法。本公开特别涉及高温下的矫顽力的降低得到了抑制的R-Fe-B系稀土磁体及其制造方法。

背景技术

R-Fe-B系稀土磁体具备主相和在主相的周围存在的晶界相。主相具有由R₂Fe₁₄B表示的组成，为磁性相。利用该主相，显现出强的磁性。另一方面，晶界相存在于主相的周围，将主相彼此之间磁分割。而且，通过该磁分割，将R-Fe-B系稀土磁体的矫顽力提高。

为了提高该磁分割效果，进行了各种尝试。例如，在专利文献1中公开了以具备主相和晶界相的稀土磁体作为前体、使改性材料浸透至该前体的内部的稀土磁体。

在专利文献1公开的稀土磁体中，在主相与晶界相之间具有中间相，从而使稀土磁体整体的矫顽力提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2014/196605A1号

发明内容

发明要解决的课题

R-Fe-B系稀土磁体由于为高性能，因此其使用已扩大到多种领域。因此，将R-Fe-B系稀土磁体在高温环境下使用的情况也在增加。另外，将R-Fe-B系稀土磁体在高输出马达中使用，长时间维持高输出时，由于马达的自发热等，有时R-Fe-B系稀土磁体也成为高温。

已知在R-Fe-B系稀土磁体成为了高温时有时矫顽力降低。

因此，本发明人发现了需要在高温下也抑制矫顽力的降低的R-Fe-B系稀土磁体这样的课题。应予说明，在本说明书中，所谓高温，是指100～170℃、特别是140～160℃的范围。另外，所谓室温，是指20～25℃的范围。而且，所谓R-Fe-B系稀土磁体，是指具备主相和在主相的周围存在的晶界相、主相包含具有由R₂Fe₁₄B表示的组成的相的磁体。

本公开为了解决上述课题而完成。本公开的目的在于提供在高温下矫顽力的降低也得到抑制的、R-Fe-B系稀土磁体及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为了实现上述目的而反复深入研究，完成了本公开的稀土磁体及其制造方法。本公开的稀土磁体及其制造方法包含以下的实施方式。

〈1〉稀土磁体，其中，整体组成由(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示，R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素，M¹为选自Al、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素以及不可避免的杂质元素，R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素，

p、q、r、s、t、u和v用原子％表示，为

5.0≦p≦20.0、

0≦q≦8.0、

4.0≦r≦6.5、

0≦s≦0.5、

0≦t≦0.5、

0≦u≦2.0、和

0≦v≦10.0，

x、y、z、w、a和b用摩尔比表示，为

0.200≦x≦0.400、

0≦y≦0.100、

0.100≦z≦0.200、

0≦w≦0.100

0.50≦a≦0.80、和

0≦b≦0.10，

具有主相和在所述主相的周围存在的晶界相，

所述主相以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_m-y_m-z_m-w_m)：x_m：y_m：z_m：w_m的摩尔比含有稀土元素并且具有具备(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B型的晶体结构的相，

所述晶界相以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_b-y_b-z_b-w_b)：x_b：y_b：z_b：w_b的摩尔比含有稀土元素，并且

所述z、所述z_m和所述z_b具有z_m＜z＜z_b的关系。

〈2〉〈1〉项所述的稀土磁体，其中，所述R²为Nd。

〈3〉〈1〉或〈2〉项所述的稀土磁体，其中，所述M²为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素。

〈4〉〈1〉～〈3〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，所述M²为Cu。

〈5〉〈1〉～〈4〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，所述z为0.100≦z≦0.150。

〈6〉〈1〉～〈5〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，所述x为0.250≦x≦0.350。

〈7〉〈1〉～〈6〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，所述主相的平均粒径为1～1000nm。

〈8〉稀土磁体的制造方法，其包括：

准备具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的磁性薄带或磁性粉末，其中，R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素，M¹为选自Al、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素以及不可避免的杂质元素，p、q、r、s、t和u用原子％表示，为5.0≦p≦20.0、0≦q≦8.0、4.0≦r≦6.5、0≦s≦0.5、0≦t≦0.5、和0≦u≦2.0，并且x、y、z和w用摩尔比表示，为0.200≦x≦0.400、0≦y≦0.100、0.100≦z≦0.200、和0≦w≦0.100；和

对所述磁性薄带或所述磁性粉末进行热压缩以得到成型体。

〈9〉〈8〉项所述的方法，其中，在磁场中将所述磁性薄带或所述磁性粉末压缩以得到成型体。

〈10〉〈8〉或〈9〉项所述的方法，其中，采用带坯连铸法或HDDR法准备所述磁性薄带或所述磁性粉末。

〈11〉〈8〉或〈9〉项所述的方法，其中，采用液体急冷法准备所述磁性薄带或所述磁性粉末。

〈12〉〈8〉～〈11〉项中任一项所述的方法，其包括对所述成型体进一步进行热塑性加工以得到塑性变形体。

〈13〉〈8〉～〈11〉项中任一项所述的方法，其包括：

准备含有由(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v(R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素以及不可避免的杂质元素，并且a和b各自为0.50≦a≦0.80和0≦b≦0.10)表示的组成的合金的改性材料，

使所述成型体与所述改性材料相互接触以得到接触体，和

对所述接触体进行热处理以使所述改性材料的熔液浸透至所述成型体的内部。

〈14〉〈12〉项所述的方法，其包括：

准备含有由(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v(R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素，并且a和b分别为0.50≦a≦0.80和0≦b≦0.10)表示的组成的合金的改性材料，

使所述塑性变形体与所述改性材料相互接触以得到接触体，和

对所述接触体进行热处理以使所述改性材料的熔液浸透至所述塑性变形体的内部。

〈15〉〈8〉～〈14〉项中任一项所述的方法，其中，所述R²为Nd。

〈16〉〈8〉～〈15〉项中任一项所述的方法，其中，所述M²为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素。

〈17〉〈8〉～〈16〉项中任一项所述的方法，其中，所述M²为Cu。

〈18〉〈8〉～〈17〉项中任一项所述的方法，其中，所述z为0.100≦z≦0.150。

〈19〉〈8〉～〈18〉项中任一项所述的方法，其中，所述x为0.250≦x≦0.350。

发明效果

根据本公开，能够提供在稀土磁体中使Nd、Pr和La共存从而抑制高温下的矫顽力的降低的稀土磁体及其制造方法。

附图说明

图1为表示本公开的稀土磁体的组织的一例的示意图。

图2为表示现有的稀土磁体的组织的一例的示意图。

图3为说明采用液体急冷法准备磁性薄带的方法的示意图。

图4为说明采用带坯连铸法准备磁性薄带的方法的示意图。

图5为说明使用冲头和模具对磁性粉末进行热压缩的方法的示意图。

图6为说明使用冲头和模具对成型体进行热塑性加工的方法的示意图。

图7为表示稀土元素的种类与R₂Fe₁₄B相的晶格常数(a轴和c轴)的关系的坐标图。

图8为表示室温下的R₂Fe₁₄B相的晶体结构的示意图。

图9为表示高温下的R₂Fe₁₄B相的晶体结构的示意图。

附图标记说明

10 本公开的稀土磁体

11、51 主相

12、52 晶界相

50 现有的稀土磁体

60 喷嘴

61 高频炉

62 冷却辊

63 金属熔液

64 磁性薄带

66 中间包

70 模具

72 冲头

74 磁性粉末

76 成型体

78 塑性变形体

具体实施方式

以下对本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的实施方式详细地说明。应予说明，以下所示的实施方式并不限定本公开涉及的稀土磁体及其制造方法。

具有R-Fe-B系稀土磁体的整体组成的金属熔液凝固时，作为主相生成R₂Fe₁₄B相，在主相的周围作为晶界相生成富R相。本说明书中，只要无特别说明，所谓R₂Fe₁₄B相，是指具有由R₂Fe₁₄B表示的晶体结构的相，所谓富R相，是指R的含有比例比主相多的相。

在R-Fe-B系稀土磁体中，如果1)提高主相的各向异性磁场，2)减小主相的粒径，3)对主相之间进行磁分割，则矫顽力提高。由此，对于矫顽力的提高，主相的各向异性磁场的提高是重要的。另外，随着磁体的温度上升，一般主相的各向异性磁场降低。因此，要抑制高温时的矫顽力的降低，抑制高温时的各向异性磁场的降低是重要的。

在R₂Fe₁₄B相中，Nd₂Fe₁₄B相在室温时优异，在高温时各向异性磁场的降低也比较小。因此，作为R-Fe-B系稀土磁体的R，多选择Nd。但是，根据各种实际情况，有时将Nd的一部分用Nd以外的稀土元素置换。将Nd的一部分用Pr置换时，特别是高温时的各向异性磁场降低。但是，即使将Nd的一部分用Pr置换，如果进一步将Nd的一部分用La置换，则也能够抑制高温时的各向异性磁场的降低。不受理论约束，对于关于其原因考虑的事项，使用附图如下所述进行说明。

图7为表示稀土元素的种类与R₂Fe₁₄B相的晶格常数(a轴和c轴)的关系的坐标图。应予说明，图7的出处为E.Burzo，Rep.Prog.Phys.，61(1998)，1099-1266。图8为表示室温下的R₂Fe₁₄B相的晶体结构的示意图。图9为表示高温下的R₂Fe₁₄B相的晶体结构的示意图。另外，表1为从图7中对于R₂Fe₁₄B相的晶格常数(a轴和c轴)按每种稀土元素进行汇总的结果。

【表1】

表1

R₂Fe₁₄B相的各向异性磁场主要依赖于R与Fe的交换耦合的大小。如图8和图9中所示那样，在R₂Fe₁₄B相中，如果温度上升，则晶格在a轴方向上缩小，在c轴方向上扩大。如果晶格在a轴方向上缩小，则使R与Fe的距离缩短，因此交换耦合的大小增加。但是，在现有的R-Fe-B系稀土磁体中，由于温度的上升，R与Fe的电子自旋上产生动摇，交换耦合的大小减少比上述的距离的缩短引起的交换耦合的大小的增加的部分还多。其结果，在高温时R₂Fe₁₄B相的各向异性磁场显著地降低。

如表1中所示那样，晶格常数的大小在a轴和c轴都具有La₂Fe₁₄B相＞Pr₂Fe₁₄B相＞Nd₂Fe₁₄B相＞Ce₂Fe₁₄B相的关系。因此，如果将Nd的一部分用Pr和/或La置换，则使R与Fe的距离扩张，(Nd、Pr、La)₂Fe₁₄B相的各向异性磁场没有降低预想那么多。

在具有R-Fe-B系稀土磁体的整体组成的金属熔液的R主要含有Nd和Pr的情况下，如果该金属熔液凝固，则生成(Nd、Pr)₂Fe₁₄B相，在主相的周围作为晶界相生成富(Nd、Pr)相。此时，关于相对于Nd和Pr的合计含量的Nd和Pr各自的摩尔比，主相中的各自的摩尔比与晶界相中的各自的摩尔比基本上相同。

而具有R-Fe-B系稀土磁体的整体组成的金属熔液的R主要含有Nd、Pr和La的情况下，(Nd、Pr、La)₂Fe₁₄B相生成，在主相的周围作为晶界相生成(Nd、Pr、La)₂Fe₁₄B相。而且，关于相对于Nd、Pr和La的合计含量的Pr的摩尔比，主相中的Pr的摩尔比与晶界相中的Pr的摩尔比基本上相同。但是，就相对于Nd、Pr和La的合计含量的La的摩尔比而言，晶界相中比主相中高。这是因为，由于晶格的稳定性为Nd₂Fe₁₄B＞Pr₂Fe₁₄B＞La₂Fe₁₄B，因此含有Nd、Pr和La的金属熔液凝固时，Nd容易成为构成主相的元素，将La优先地排出到晶界相中。于是，在(Nd、Pr、La)₂Fe₁₄B相中，Nd的含量升高。由于高温时的各向异性磁场为Nd₂Fe₁₄B相＞Pr₂Fe₁₄B相＞La₂Fe₁₄B相，因此如果(Nd、Pr、La)₂Fe₁₄B相的Nd的摩尔比高，则作为稀土磁体整体，能够抑制高温时的各向异性磁场的降低。

在R除了Nd、Pr和La以外还含有少量的Ce的情况下，作为主相，生成(Nd、Pr、Ce、La)₂Fe₁₄B相，在主相的周围，作为晶界相，生成(Nd、Pr、Ce、La)₂Fe₁₄B相。而且，就相对于Nd、Pr、Ce和La的合计含量的Ce的摩尔比而言，与主相中相比，在晶界相中高一些。这是因为，由于晶格的稳定性为Nd₂Fe₁₄B相＞Pr₂Fe₁₄B相＞Ce₂Fe₁₄B相＞La₂Fe₁₄B相，因此含有Nd、Pr、Ce和La的金属熔液凝固时，Nd容易成为构成主相的元素，并非几乎都是La，也将Ce优先地排出到晶界相中。因此，在(Nd、Pr、Ce、La)₂Fe₁₄B相中，Nd的含量升高，作为稀土磁体整体，能够抑制高温时的各向异性磁场的降低。另外，如上所述，由于a轴的晶格常数具有La₂Fe₁₄B相＞Pr₂Fe₁₄B相＞Nd₂Fe₁₄B相＞Ce₂Fe₁₄B相的关系，因此如果将Nd的一部分用Ce置换，则R与Fe的距离变小，有助于各向异性磁场的降低的抑制。

进而，对于La₂Fe₁₄B相和Nd₂Fe₁₄B相而言，由于晶格常数之差大，因此如果用La将Nd的一部分置换，则晶格的变形变大。但是，Pr₂Fe₁₄B相的晶格常数的大小在La₂Fe₁₄B相的晶格常数的大小与Nd₂Fe₁₄B相的晶格常数的大小之间，因此如果用La和Pr将Nd的一部分置换，则通过Pr使变形缓和，有助于各向异性磁场的降低的抑制。

基于目前为止说明的事项，接下来对本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的构成要素进行说明。

《稀土磁体》

首先，对本公开的稀土磁体的构成要素进行说明。

〈整体组成〉

本公开的稀土磁体的整体组成由式(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示。本公开的稀土磁体具有主相和在主相的周围存在的晶界相。所谓“整体组成”，是指将主相和晶界相合起来的稀土磁体整体的组成。

本公开的稀土磁体以由(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u表示的稀土磁体为基本。本公开的稀土磁体可使含有由R² _aR³ _bM² _(1-a-b)表示的合金的改性材料任意地浸透于该作为基本的稀土磁体中。在使改性材料浸透的情况下，作为基本的稀土磁体为稀土磁体前体。对于改性材料的作用将后述。

在表示本公开的稀土磁体的整体组成的式中，(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示来自改性材料的组成。在没有使改性材料浸透的情况下，为v＝0，本公开的稀土磁体的整体组成用(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u表示。另一方面，在使改性材料浸透的情况下，v为不是0的正值，本公开的稀土磁体的整体组成用(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示。

上式中，Nd为钕，Pr为镨，Ce为铈，La为镧，而且，R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素。Fe为铁，Co为钴，B为硼，Ga为镓，而且，Cu为铜。M¹为选自Al、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素以及不可避免的杂质元素。Al为铝，Au为金，Ag为银，Zn为锌，In为铟，而且，Mn为锰。R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素。Nd为钕，Pr为镨，Pm为钷，Sm为钐，Eu为铕，而且，Gd为钆。M²是通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素。

本说明书中，稀土元素为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu的17种元素。Sc为钪，Y为钇，La为镧，Ce为铈，Pr为镨，Nd为钕，Pm为钷，Sm为钐，Eu为铕，Gd为钆，Tb为铽，Dy为镝，Ho为钬，Er为铒，Tm为铥，Yb为镱，而且，Lu为钌。这些中，Sc、Y、La和Ce为轻稀土元素。Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd为中稀土元素。Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu为重稀土元素。再有，一般地，重稀土元素的稀有性高，轻稀土元素的稀有性低。中稀土元素的稀有性在重稀土元素与轻稀土元素之间。

接下来，对于p、q、r、s、t、u和v以及x、y、z、w、a和b进行说明。

p、q、r、s、t和u分别表示稀土磁体的以下的含量。p为Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量，q为Co的含量，r为B的含量，s为Ga的含量，t为Cu的含量，而且，u为M¹的含量。另外，v表示相对于稀土磁体前体的、改性材料中的合金的浸透量。即，v表示R²、R³和M²的合计含量。p、q、r、s、t、u和v的值分别为原子％。

x、y、z和w的值分别为稀土磁体的如下的摩尔比(含有比例)。x表示相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Pr的摩尔比。y表示相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Ce的摩尔比。z表示相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、La的摩尔比。w表示相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、R¹的摩尔比。a和b的值分别为改性材料的以下的摩尔比(含有比例)。a表示相对于R²、R³和M²的合计含量的、R²的摩尔比。b表示相对于R²、R³和M²的合计含量的、R³的摩尔比。

以下对于用上述的式子表示的稀土磁体的构成元素进行说明。

〈Nd〉

Nd是本公开的稀土磁体中必要的主要成分。将本公开的稀土磁体的Nd的一部分用Pr和La置换。另外，将本公开的稀土磁体的Nd的一部分任意地用Ce和R¹置换。稀土磁体中的Nd的摩尔比相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量，用1-x-y-z-w表示。

〈Pr〉

Pr为本公开的稀土磁体中必要的成分。即使将本公开的稀土磁体的Nd的一部分用Pr置换，在室温时和高温时磁化的降低也都比较小。另一方面，如果将本公开的稀土磁体的Nd的一部分用Pr置换，则主相的各向异性磁场特别是在高温时降低。为了抑制该高温时的各向异性磁场的降低，将本公开的稀土磁体的Nd的一部分进一步用La置换。如上所述，利用Pr₂Fe₁₄B相的晶格常数的值在La₂Fe₁₄B相的晶格常数的值与Nd₂Fe₁₄B相的晶格常数的值之间，抑制La₂Fe₁₄B相与Nd₂Fe₁₄B相的晶格常数的值之差较大的弊病。

如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Pr的摩尔比x为0.200以上，则相对地La的摩尔比没有变得过剩，在主相的晶格内R与Fe没有过度分离，晶格内的变形也小。其结果，能够抑制特别是在高温时主相的各向异性磁场的降低。从该观点出发，x可为0.220以上、0.240以上、0.250以上、0.260以上或0.280以上。另一方面，如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Pr的摩尔比x为0.400以下，则相对地La的摩尔比没有变得过少，在具有稀土磁体的组成的金属熔液凝固时，使大量的La优先地排出到晶界相，在主相中Nd的摩尔比增加。其结果，特别是在高温时，能够抑制主相的各向异性磁场的降低。从该观点出发，x可为0.380以下、0.360以下、0.350以下、0.340以下、0.335以下或0.330以下。

〈La〉

La是本公开的稀土磁体中必要的成分。如上所述，即使将Nd的一部分用Pr置换，通过进一步将Nd的一部分用La置换，在高温时也能够抑制主相的各向异性磁场的降低。

如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、La的摩尔比z为0.100以上，则具有稀土磁体的组成的金属熔液凝固时，使大量的La优先地排出到晶界相，在主相中Nd的摩尔比增加。其结果，能够抑制特别是高温时主相的各向异性磁场的降低。从该观点出发，z可为0.110以上、0.115以上或0.120以上。另一方面，如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、La的摩尔比z为0.200以下，则在主相的晶格内R与Fe没有过度分离，晶格内的变形也小。从该观点出发，z可为0.190以下、0.170以下、0.150以下、0.130以下或0.125以下。

〈Ce〉

Ce是在本公开的稀土磁体中可任意地含有的成分。如上所述，在具有稀土磁体的组成的金属熔液凝固时，将Ce优先地排出到晶界相，在主相中Nd的摩尔比增加。其结果，特别是高温时有助于抑制主相的各向异性磁场的降低。另一方面，Ce₂Fe₁₄B相的晶格常数如上所述非常小，因此与Nd₂Fe₁₄B相的晶格常数的晶格常数之差变大，但如果为少量，则使主相产生变形从而使主相的各向异性磁场降低的可能性较小。

Ce即使为微量，也有助于抑制主相的各向异性磁场的降低。如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Ce的摩尔比y为0.005以上，则基本上能够确认到主相的各向异性磁场的降低得到了抑制。从该观点出发，y可为0.010以上、0.020以上或0.030以上。另一方面，如果相对于Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量的、Ce的摩尔比y为0.100以下，则使主相产生变形的可能性小。从该观点出发，y可为0.080以下、0.060以下、0.050以下或0.045以下。再有，在本公开的稀土磁体中可不含Ce，这种情况下y为0。

〈R¹〉

R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素。在Nd、Pr、Ce和La的原材料等中难以使Nd、Pr、Ce和La以外的稀土元素R¹一点也没有。但是，如果R¹的摩尔比w的值为0～0.10，可认为本公开的稀土磁体的特性与w的值为0时基本上等同。

使原材料的纯度过度上升招致制造成本的上升，因此w的值可为0.010以上、0.020以上、0.030以上、0.040以上或0.050以上。另一方面，只要不招致制造成本的上升，w的值越低越好，可为0.090以下、0.080以下、0.070以下或0.060以下。

〈Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量〉

如果Nd、Pr、Ce、La和R¹的合计含量p为5.0原子％以上，则容易生成由(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂Fe₁₄B表示的主相。从该观点出发，p可为7.0原子％以上、9.0原子％以上、11.0原子％以上或13.0原子％以上。另一方面，如果p为20.0原子％以下，则晶界相的含有比例(体积率)不会变得过剩。从该观点出发，可为19.0原子％以下、18.0原子％以下或17.0原子％以下。

〈B〉

B对主相的含量和晶界相中包含Fe的磁性相的含量产生影响。如果B的含量过少，则由(Nd、Pr、Ce、La)₂Fe₁₄B表示的主相变得难以生成。如果B的含量r为4.0原子％以上，则由(Nd、Pr、Ce、La)₂Fe₁₄B表示的主相不会变得难以生成。从该观点出发，r可以为4.5原子％以上、5.0原子％以上或5.5原子％以上。另一方面，如果B的含量r过剩，则变得容易在晶界相中生成RFe₄B₄相等包含Fe的磁性相。如果r为6.5原子％以下，则α-Fe相难以大量地生成。从该观点出发，r可以为6.3原子％以下或6.0原子％以下。

〈Co〉

Co为主相和晶界相中可与Fe置换的元素。在本说明书中，记载为Fe的情况下，Fe的一部分可用Co置换。例如，将(Nd、Ce、La)₂Fe₁₄B相的Fe的一部分用Co置换，成为(Nd、Ce、La)₂(Fe、Co)₁₄B相。另外，晶界相中包含Fe的磁性相(R₂Fe₁₇相等)成为其Fe的一部分用Co置换了的磁性相(R₂(Fe、Co)₁₇相等)。

通过这样将Fe的一部分用Co置换，从而各相的居里温度提高。在不希望居里温度提高的情况下，可不含Co，Co的含有不是必要的。如果Co的含量q为0.5原子％以上，则基本上可确认居里温度的提高。从居里温度的提高的观点出发，可为1.0原子％以上、2.0原子％以上、3.0原子％以上或4.0原子％以上。另一方面，Co的价格高，因此从经济的观点出发，Co的含量q可为8.0原子％以下、7.0原子％以下或0.6原子％以下。

〈Ga〉

Ga为使晶界相的熔点降低的元素，在本公开的稀土磁体中可任意地含有。采用液体急冷法等得到磁性薄带等，由该磁性薄带等得到成型体时，和/或由成型体得到塑性变形体时，通过含有Ga，晶界相的熔点降低，润滑性增加，因此有助于模具寿命的提高等。从该观点出发，Ga的含量s可以为0原子％以上、0.1原子％以上、0.2原子％以上或0.3原子％以上，可以为0.5原子％以下或0.4原子％以下。应予说明，对于成型体和塑性变形体将后述。

〈Cu〉

Cu是使晶界相的熔点降低的元素，在本公开的稀土磁体中可任意地含有。采用液体急冷法等得到磁性薄带等，由该磁性薄带等得到成型体时，和/或由成型体得到塑性变形体时，通过含有Cu，晶界相的熔点降低，润滑性增加，因此有助于模具寿命的提高等。从该观点出发，Cu的含量t可以为0原子％以上、0.1原子％以上、0.2原子％以上或0.3原子％以上，可以为0.5原子％以下或0.4原子％以下。应予说明，对于成型体和塑性变形体将后述。

〈M¹〉

M¹能够在不损害本公开的稀土磁体的特性的范围内含有。在M¹中可含有不可避免的杂质元素。所谓不可避免的杂质元素，是指稀土磁体的原材料中所含的杂质元素、或者在制造工序中混入的杂质元素等不可避免其含有或者为了避免而招致制造成本的显著上升的杂质元素。在制造工序中混入的杂质元素等中，由于制造上的关系，包含以对磁特性不产生影响的范围含有的元素。

作为能够在不损害本公开的稀土磁体的特性的范围含有的元素，可列举出Al、Au、Ag、Zn、In和Mn。

Al、Zn、In、Au和Ag使在采用液体急冷法等得到的磁性薄带等的内部存在的晶界相的熔点降低。由此，在由磁性薄带或磁性粉末得到成型体时、和/或由成型体得到塑性变形体时，对于模具寿命的提高等有利，但这些元素的含有并非必要。而且，如果为M¹的含量的上限以下，则这些元素基本上对磁特性不产生影响。从磁特性的观点出发，这些元素也可视为不可避免的杂质元素。应予说明，关于成型体和塑性变形体将后述。

Mn与(Nd、Ce、La)₂Fe₁₄B相中的Fe的一部分置换，有助于(Nd、Ce、La)₂Fe₁₄B相的稳定化。

如果M¹的含量u为2.0原子％以下，则不会损害本公开的稀土磁体的磁特性。从该观点出发，M¹的含量u可以为1.5原子％以下、1.0原子％以下或0.5原子％。

作为M¹，即使在不含Al、Au、Ag、Zn、In和Mn的情况下，也不能使不可避免的杂质元素一点也没有，因此M¹的含量u的下限即使为0.05原子％、0.10原子％或0.20原子％，在实用上也无问题。

再有，在M¹为二种以上的元素的情况下，M¹的含量u为这些元素各自的含量的合计。

目前为止说明的、p、q、r、s、t和u的值分别与通常的R-Fe-B系稀土磁体的情形等同。

〈Fe〉

Fe为目前为止说明的Nd、Pr、Ce、La、R¹、Co、B、Ga、Cu和M¹的余量，Fe的含量(原子％)用(100-p-q-r-s-t-u)表示。如果使p、q、r、s、t和u成为目前为止说明的范围，则得到主相和晶界相。

〈R²、R³和M²〉

表示本公开的稀土磁体的整体组成的式(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v中，(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示来自改性材料的组成。另外，R² _aR³ _bM² _(1-a-b)表示改性材料中的合金的组成。而且，v表示相对于使改性材料浸透前的稀土磁体(稀土磁体前体)的改性材料的浸透量(原子％)。

R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素。另外，R³为R²以外的一种以上的稀土元素。而且，M²为通过与R²和R³合金化从而使改性材料中的合金的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素。所谓不可避免的杂质元素，是指原材料中所含的杂质元素等不可避免其含有或者为了避免而招致制造成本的显著上升的杂质元素。

关于R²和M²，从容易用它们形成共晶合金的观点出发，作为R²，优选Nd，作为M²，优选为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素，而且，作为M²，特别优选Cu。另外，Cu、Al和Co对稀土磁体的磁特性等的不良影响小。

改性材料中的合金的组成可适当地确定以使改性材料中的合金的熔点低于R²的熔点。改性材料中的合金的熔点依赖于改性材料中的合金的R²的摩尔比a。为了使改性材料中的合金的熔点低于R²的熔点，R²的摩尔比a可以为0.50以上、0.55以上或0.60以上，可以为0.80以下、0.75以下或0.70以下。

改性材料中的合金含有的主要的稀土元素为R²，但难以使R²以外的稀土元素R³一点也没有。但是，只要R³的摩尔比b的值为0～0.10，就可认为作为改性材料的特性与b的值为0时基本上等同。

b的值接近0是理想的，但b的值可以为0.01以上、0.02以上、0.03以上、0.04以上或0.05以上。另一方面，b的值只要不招致制造成本的上升，则较低为宜，可以为0.10以下、0.09以下、0.08以下、0.07以下或0.06以下。

通过使改性材料任意地浸透于成为基本的稀土磁体(稀土磁体前体)，从而能够进一步提高矫顽力。另一方面，如果改性材料的浸透量过剩，则由于改性材料中的M²，磁化降低。由此，改性材料的浸透量可根据矫顽力的提高与磁化的降低的均衡来适当地确定。相对于使改性材料浸透前的稀土磁体(稀土磁体前体)的改性材料的浸透量v可以为0原子％以上、1.0原子％以上、3.0原子％以上或5.0原子％以上，可以为10.0原子％以下、8.0原子％以下或6.0原子％以下。应予说明，v为0是指没有使改性材料浸透。

〈主相和晶界相〉

对于本公开的稀土磁体的组织，使用附图进行说明。图1为表示本公开的稀土磁体的组织的一例的示意图。图2为表示现有的稀土磁体的组织的一例的示意图。图1和图2均表示没有使改性材料浸透的情形。

如图1中所示那样，本公开的稀土磁体10具有主相11和晶界相12。晶界相12存在于主相11的周围。

主相11具有具备(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B型的晶体结构的相(以下有时称为“(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B”相)。所谓“(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B型的晶体结构”，是指在晶体内可含有少量的M¹和不可避免的杂质以及构成改性材料的元素。

晶界相12为富(Nd、Pr、Ce、La、R¹)相。所谓富(Nd、Pr、Ce、La、R¹)相，为含有比主相11多的Nd、Pr、Ce、La和R¹的相。由于主相11被晶界相12磁分割，因此矫顽力提高。

主相11以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_m-y_m-z_m-w_m)：x_m：y_m：z_m：w_m的摩尔比具有稀土元素。另外，晶界相12以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_b-y_b-z_b-w_b)：x_b：y_b：z_b：w_b的摩尔比具有稀土元素。

如果具有由(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u表示的组成的金属熔液凝固，则生成主相11和晶界相12。此时，如上所述，将La和Ce、特别是La优先地排出到晶界相12中。因此，如果将本公开的稀土磁体10中的La的摩尔比设为z，将主相11中的La的摩尔比设为z_m，将晶界相12中的La的摩尔比设为z_b，则具有z_m＜z＜z_b的关系。可认为本公开的稀土磁体10中的La的摩尔比z与金属熔液中的La的摩尔比相等。

另外，如上所述，在金属熔液的凝固时，并非几乎都为La，也将Ce优先地排出到晶界相12中。因此，如果将本公开的稀土磁体10中的Ce的摩尔比设为y，将主相11中的Ce的摩尔比设为y_m，将晶界相12中的Ce的摩尔比设为y_b，则具有y_m＜y＜y_b的关系。可认为本公开的稀土磁体10中的Ce的摩尔比y与金属熔液中的Ce的摩尔比相等。

对于目前为止说明的本公开的稀土磁体10，例如，在具有由(Nd_0.500Pr_0.335Ce_0.045La_0.012)_13.11Fe_80.43B_5.99Ga_0.37Cu_0.10表示的组成的金属熔液凝固时，使用图1进行说明。应予说明，为了使说明简单，用不含R¹、Co和M¹的情形进行说明。另外，设为在主相11和晶界相12中含有微小量的Ga和Cu。

如果该例的金属熔液凝固，则得到具有与金属熔液相同的组成的、本公开的稀土磁体10。即，本公开的稀土磁体10的整体组成为(Nd_0.500Pr_0.335Ce_0.045La_0.120)_13.11Fe_80.43B_5.99Ga_0.37Cu_0.10。而且，本公开的稀土磁体10具有主相11和晶界相12。如图1中所示那样，主相11为(Nd_0.519Pr_0.335Ce_0.043La_0.103)₂Fe₁₄B相，晶界相12为富(Nd_0.485Pr_0.335Ce_0.047La_0.133)相。由此，本公开的稀土磁体10中的La的摩尔比z为0.120，主相11中的La的摩尔比z_m为0.103，晶界相12中的La的摩尔比z_b为0.133，具有z_m＜z＜z_b的关系。另外，本公开的稀土磁体10中的Ce的摩尔比y为0.045，主相11中的Ce的摩尔比y_m为0.043，晶界相12中的Ce的摩尔比y_b为0.047，具有y_m＜y＜y_b的关系。另一方面，本公开的稀土磁体10中的Nd的摩尔比为0.500，主相11中的Nd的摩尔比为0.519，晶界相12中的Nd的摩尔比为0.485，对高温时的各向异性磁场的影响大的主相11中Nd的摩尔比高。

为了与图1比较，对于现有的稀土磁体，例如在Nd、Pr和La不共存的具有由(Nd_0.750Pr_0.250)_13.11Fe_80.43B_5.99Ga_0.37Cu_0.10表示的组成的金属熔液凝固时，使用图2进行说明。

如果本例的金属熔液凝固，则得到具有与金属熔液相同的组成的、现有的稀土磁体50。即，现有的稀土磁体50的整体组成为(Nd_0.750Pr_0.250)_13.11Fe_80.43B_5.99Ga_0.37Cu_0.10。而且，现有的稀土磁体50具有主相51和晶界相52。如图2中所示那样，主相51为(Nd_0.750Pr_0.250)₂Fe₁₄B相，晶界相12为富(Nd_0.750Pr_0.250)相。由此，在Nd、Pr和La不共存的情况下，不会将Nd和Pr中的任一个优先地排出到晶界相中。因此，主相中的Nd的摩尔比与晶界相中的Nd的摩尔比相同，为0.75。另外，主相中的Pr的摩尔比与晶界相中的Pr的摩尔比相同，为0.25。

本公开的稀土磁体10可纳米结晶化，也可没有纳米结晶化。所谓纳米结晶化，是指主相11纳米结晶化，是指主相11的平均粒径为1～1000nm。所谓纳米结晶化，是指主相11的平均粒径为1～1000nm。主相11的平均粒径可以为10nm以上、50nm以上或100nm以上，可以为900nm以下、700nm以下、500nm以下或300nm以下。应予说明，本说明书中，只要无特别说明，“平均粒径”是指主相11的投影面积圆当量直径的平均。

《制造方法》

接下来，对本公开的稀土磁体的制造方法进行说明。

〈磁性薄带或磁性粉末的准备〉

准备具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的磁性薄带或磁性粉末。关于Nd、Pr、Ce、La、R¹、Fe、Co、B、Ga、Cu和M¹，与关于本公开的稀土磁体的说明相同。另外，关于p、q、r、s、t和u以及x、y、z和w，与关于本公开的稀土磁体的说明相同。应予说明，在磁性薄带或磁性粉末的准备中或者后续的工序中特定的成分损耗的情况下，可预先估算这部分。

对磁性薄带或磁性粉末的准备方法并无特别限定。作为磁性薄带或磁性粉末的准备方法，可列举出液体急冷法、带坯连铸法和HDDR(Hydrogen DisproportionationDesorption Recombination)法等。可对包含非晶质的薄带或粉末进行热处理，得到磁性薄带或磁性粉末。从将本公开的稀土磁体纳米结晶化的观点出发，优选液体急冷法。通过将本公开的稀土磁体纳米结晶化，能够进一步提高磁化和矫顽力、特别是矫顽力。如果使用带坯连铸法，则难以将本公开的稀土磁体纳米结晶化，但能够比较简便地准备大量的磁性薄带或磁性粉末。如果使用采用带坯连铸法得到的磁性薄带或磁性粉末，则能够使本公开的稀土磁体的主相的平均粒径成为2～50μm。在使用HDDR法的情况下，与使用液体急冷法的情形相比，主相不会变得微细，但能够在某种程度上将本公开的稀土磁体纳米结晶化。另外，采用HDDR法得到的磁性粉末具有各向异性，因此有助于提高本公开的稀土磁体的磁化。

对于液体急冷法简单地进行说明。图3为说明采用液体急冷法准备磁性薄带的方法的示意图。例如在减压至50kPa以下的Ar气气氛的炉中(未图示)将具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的合金高频熔解，得到金属熔液。将该金属熔液从喷嘴60喷射至冷却辊62，得到磁性薄带64。图3中示出了得到磁性薄带64的形态，但根据冷却辊62的周速等可得到磁性粉末。

可适当地确定金属熔液的冷却速度以使磁性薄带或磁性粉末纳米结晶化。金属熔液的冷却速度典型地可为1×10²K/秒以上、1×10³K/秒以上或1×10⁴K/秒以上，可为1×10⁷K/秒以下、1×10⁶K/秒以下或1×10⁵K/秒以下。

作为金属熔液喷射温度，典型地可为1300℃以上、1350℃以上或1400℃以上，可为1600℃以下、1550℃以下或1500℃以下。

作为冷却辊62的周速，典型地可为20m/s以上、24m/s以上或28m/s以上，可为40m/s以下、36m/s以下或32m/s以下。

对于带坯连铸法简单地说明。图4为说明采用带坯连铸法准备磁性薄带的方法的示意图。例如，在减压至50kPa以下的Ar气体气氛的炉中(未图示)，将具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的合金使用高频炉61等熔解，得到金属熔液63。将该金属熔液63从中间包66的端部供给至冷却辊62。将金属熔液63在冷却辊62的外周上冷却，凝固，形成磁性薄带64。然后，将磁性薄带64从冷却辊62剥离，用回收装置(未图示)回收。图4中示出了得到磁性薄带64的形态，但根据冷却辊62的周速等可得到磁性粉末。

可适当地确定金属熔液的冷却速度以连续地得到磁性薄带等。金属熔液的冷却速度典型地可为1×10⁰K/秒以上、1×10K/秒以上、3×10K以上或5×10K/秒以上，可为9×10K/秒以下、8×10K/秒以下或6×10K/秒以下。

作为金属熔液喷射温度，典型地可为1300℃以上、1350℃以上或1400℃以上，可为1600℃以下、1550℃以下或1500℃以下。

作为冷却辊62的周速，典型地可为1m/s以上、5m/s以上或10m/s以上，可为18m/s以下、16m/s以下或14m/s以下。

对于HDDR法简单地说明。HDDR是将氢化(Hydrogenation)、歧化(Disproportionation)、脱氢(Desorption)和再结合(Recombination)的首字母连结而成的用语。

就HDDR法而言，对于具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的合金，分为HD处理和DR处理进行处理，得到磁性粉末。对于各处理，将合金的组成简化为R-Fe-B进行说明(其中，R为稀土元素)。在HD处理中，通过采用氢的歧化反应，将R₂Fe₁₄B相分解。在DR处理中，通过歧化反应的逆反应(再结合反应)得到R₂Fe₁₄B相。

如果用化学反应式表示歧化反应，则如下所述。

R₂Fe₁₄B+2H₂→2RH₂+12Fe+Fe₂B

如果用化学反应式表示再结合反应，则如下所述。

2RH₂+12Fe+Fe₂B→R₂Fe₁₄B+2H₂

HD处理的温度典型地可为750℃以上、775℃以上、800℃以上或825℃以上，可为950℃以下、925℃以下、900℃以下、875℃以下或850℃以下。HD处理时的氢分压典型地可为10kPa以上、15kPa以上、20kPa以上或25kPa以上，可为40kPa以下、35kPa以下或30kPa以下。

DR处理的温度典型地可为750℃以上、775℃以上、800℃以上或825℃以上，可为950℃以下、925℃以下、900℃以下、875℃以下或850℃以下。DR处理时的气氛典型地可为真空或非活性气体气氛。

〈成型体的形成〉

对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩，得到成型体。在对磁性薄带进行热压缩之前，可将磁性薄带粉碎至10μm以下。

对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩时的温度只要是可得到成型体的温度即可。可以是磁性薄带或磁性粉末中的晶界相的一部分熔融的温度。即，可对磁性薄带或磁性粉末进行液相烧结。为了防止磁性薄带或磁性粉末以及成型体的氧化，对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩时的气氛优选非活性气体气氛。另外，可对将磁性薄带粉碎而得到的磁性粉末进行压粉以得到压坯后，将该压坯烧结(包含液相烧结)。

作为对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩时的加热温度，典型地可为550℃以上、570℃以上、600℃以上或630℃以上，可为750℃以下、720℃以下、700℃以下或670℃以下。

作为对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩时的压力，典型地可为200MPa以上、300MPa以上或350MPa以上，可为600MPa以下、500MPa以下或450MPa以下。

作为对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩时的加压时间，典型地可为1秒以上、5秒以上、20秒以上或40秒以上，可为350秒以下、250秒以下、150秒以下、100秒以下或80秒以下。

对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩的方法并无特别限制，例如可列举出使用模具和冲头的方法。

对于使用模具和冲头的方法简单地说明。图5为说明使用冲头和模具对磁性粉末进行热压缩的方法的示意图。首先，准备模具70和冲头72。冲头72在模具70的空洞内滑动。将磁性粉末74装入由模具70和冲头72包围的模腔中，用冲头72在图5的箭头的方向上加压，得到成型体76。在装入磁性粉末74之前和/或之后，将模具70加热。可在加压中将模具70加热。图5中示出了对磁性粉末74进行热压缩的形态，但也可对磁性薄带64进行热压缩。

可在磁场中进行对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩。由此能够对本公开的稀土磁体赋予各向异性。在采用带坯连铸法或HDDR法准备磁性薄带或磁性粉末的情况下，在磁场中的热压缩特别有效。施加的磁场的大小在直流磁场的情况下，典型地可为0.3T以上、0.5T以上或1.0T以上，也可为5.0T以下、3.0T以下或2.0T以下。施加的磁场的大小在脉冲磁场的情况下，可以为1.0T以上、2.0T以上或3.0T以上，也可为7.0T以下、6.0T以下或5.0T以下。

可将对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩而得到的成型体(包含在磁场中进行了热压缩的成型体)作为本公开的稀土磁体，也可进行后续的工序。

〈塑性变形体的形成〉

对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩而得到了成型体后，可对该成型体进一步进行热塑性加工，得到塑性变形体。由此能够对本公开的各向异性磁体赋予各向异性。在采用液体急冷法准备磁性薄带或磁性粉末的情况下，成型体的热塑性加工特别有效。这是因为使采用液体急冷法准备的磁性薄带或磁性粉末纳米结晶化。另外，在磁场中对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩而得到了成型体的情况下，也可对该成型体进一步进行热塑性加工，得到塑性变形体。

可适当地设定热塑性加工时的压下率以获得所期望的各向异性。作为热塑性加工时的压下率，典型地可为10％以上、30％以上、50％以上或60％以上，可为75％以下、70％以下或65％以下。

可适当地设定热塑性加工时的温度以使成型体没有被破坏并且成型体中的晶粒没有粗化。作为热塑性加工时的温度，可以为650℃以上、700℃以上或750℃以上，可以为850℃以下、820℃以下或800℃以下。

在热塑性加工中，为了避免成型体中的晶粒粗化，热塑性加工时的变形速度较快为宜。另一方面，如果热塑性加工时的变形速度过快，则热塑性加工中使用的模具和冲头等的磨损变得显著。热塑性加工时的变形速度典型地可为0.001/s以上、0.005/s以上、0.01/s以上、0.1/s以上或1.0/s以上，可为10.0/s以下、5.0/s以下、3.0/s以下或2.0/s以下。

对成型体进行热塑性加工的方法并无特别限制，例如可列举出镦锻加工和后方挤出加工等。其中，作为对成型体进行热塑性加工的方法的一例，对使用模具和冲头的方法简单地说明。

图6为说明使用冲头和模具对成型体进行热塑性加工的方法的示意图。首先，准备模具70和冲头72。冲头72在模具70的空洞内滑动。使冲头72接触成型体76的端面，一边用冲头72加压一边对成型体76进行塑性加工，得到塑性变形体78。在使冲头72接触成型体76的端面之前和/或之后，将模具70加热。也可在加压中将模具70加热。

可将对成型体进行热塑性加工而得到的塑性变形体作为本公开的稀土磁体，也可进行后续的工序。

〈改性材料的准备〉

准备含有由R² _aR³ _bM² _1-a-b表示的组成的合金的改性材料。关于R²、R³和M²以及a和b，与对于稀土磁体的说明相同。

由R² _aR³ _bM² _1-a-b表示的组成的合金由于M²与R²和R³合金化，因此R² _zR³ _wM² _1-z-w的熔点低于R²的熔点。由此即使不使后述的热处理的温度过高，也能够将改性材料中的合金熔融。其结果能够在没有使成型体和/或塑性变形体的组织粗化的情况下使改性材料中的合金浸透至成型体和/或塑性变形体的内部。

作为由R² _zR³ _wM² _1-z-w表示的组成的合金，可列举出Nd-Cu合金、Pr-Cu合金、Nd-Pr-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Al合金、Nd-Pr-Al合金、Nd-Co合金、Pr-Co合金和Nd-Pr-Co合金等。

对改性材料的制造方法并无特别限制。作为改性材料的制造方法，可列举出铸造法和液体急冷法等。从氧化物等杂质少，根据改性材料的部位的合金成分的波动小这样的观点出发，优选液体急冷法。

改性材料中的合金的浸透量用整体组成式的v(原子％)表示。关于v，与对于稀土磁体的说明相同。

〈接触体的形成〉

使成型体或塑性变形体与改性材料相互接触，得到接触体。如上所述，成型体通过对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩而得到。可在磁场中对磁性薄带或磁性粉末进行热压缩。塑性变形体通过进行热塑性加工而得到。

得到接触体时，使成型体或塑性变形体中的至少一面与改性材料中的至少一面相互地接触。由此改性材料的熔液从成型体或塑性变形体与改性材料的接触面浸透。

〈热处理〉

对上述的接触体进行热处理，使改性材料的熔液浸透至成型体或塑性变形体的内部，得到本公开的稀土磁体。通过改性材料的浸透，本公开的稀土磁体的磁化和矫顽力、特别是矫顽力提高。这是因为，通过改性材料的浸透，促进主相彼此之间的磁分割。

可适当地确定热处理温度以使改性材料的熔液浸透至成型体或塑性变形体的内部，并且抑制成型体或塑性变形体的组织的粗化。热处理温度越高，越容易使改性材料的熔液浸透至成型体或塑性变形体的内部。从该观点出发，关于热处理温度，优选580℃以上，更优选600℃以上，进一步优选620℃以上。另一方面，热处理温度越低，越容易抑制成型体或塑性变形体的组织的粗化。从该观点出发，对于热处理温度，优选800℃以下，更优选775℃以下，进一步优选725℃以下。

对于热处理气氛并无特别限制，从抑制成型体和塑性变形体以及改性材料的氧化的观点出发，优选非活性气体气氛。

实施例

通过实施例和比较例对本公开的稀土磁体及其制造方法更具体地说明。应予说明，本公开的稀土磁体及其制造方法并不限定于以下的实施例中使用的条件。

〈试样的制作〉

将具有由R_13.11Fe_80.43Cu_0.10B_5.99Ga_0.37表示的组成的金属熔液进行液体急冷，得到了磁性薄带。R如后述的表2和表3所示。作为液体急冷的条件，金属熔液温度(吐出温度)为1450℃，辊周速为30m/s。此时，金属熔液的冷却速度为10⁶K/秒。液体急冷在氩气减压气氛下进行。通过透射型电子显微镜(TEM)观察确认了磁性薄带已纳米结晶化。

将磁性薄带装入模具，进行热压缩，得到了成型体。作为加压和加热条件，加压力为400MPa，加热温度为650℃，加压和加热的保持时间为300秒。

对成型体进行热塑性加工，得到了塑性变形体。热塑性加工是将高度为15mm的试样压缩到4.5mm。作为热塑性加工条件，加工温度为780℃，变形速度为0.01/s，压下率为70％。采用扫描型电子显微镜(SEM)确认了塑性变形体具有取向的纳米结晶。

作为改性材料，准备了具有由Nd_0.7Cu_0.3表示的组成的合金。称量(株)高纯度化学制造的Nd粉末和Cu粉末，将其电弧熔解，进行液体急冷，得到了薄带。

使塑性变形体与改性材料相互接触，用加热炉热处理。就改性材料的浸透量而言，相对于塑性变形体，为0原子％、3.7218原子％和5.3184原子％。改性材料的浸透量为0原子％是指没有使改性材料浸透至塑性变形体，将塑性变形体直接作为稀土磁体。作为热处理条件，热处理温度为625℃，热处理时间为165分钟。

〈评价〉

对于各个试样，测定了矫顽力和剩余磁化。测定中使用了东英工业株式会社制脉冲激磁型磁特性测定装置(最大施加磁场：15T)。矫顽力和剩余磁化均在23℃、100℃、140℃、160℃下测定。另外，对于改性材料浸透前的塑性变形体，使用扫描型透射电子显微镜(STEM)，实施成分分析(EDX点分析)，测定主相和晶界相的Pr、Ce和La各自的含量，求出了x_m、x_b、y_m、y_b、z_m和z_b。

将结果示于表3和表4中。在表4中，对于矫顽力，一并记载了23～160℃之间的梯度ΔHc，对于剩余磁化，一并记载了23～160℃之间的梯度ΔBr。

【表2】

表2

由表3能够理解：对于Nd、Pr和La共存的实施例1～5，成为了z_m＜z＜z_b，优先地将La排出到晶界相。其结果，能够理解在主相中提高了Nd的摩尔比。另外，由表4能够理解：对于Nd、Pr和La共存的实施例1～5，与比较例1～8相比，ΔHc的绝对值小，能够抑制高温下的矫顽力的降低。

由以上的结果能够确认本公开的稀土磁体及其制造方法的效果。

Claims (21)

1.稀土磁体，其中，整体组成由(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u·(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示，R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素，M¹为选自Al、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素以及不可避免的杂质元素，R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素，

p、q、r、s、t、u和v用原子％表示，为

5.0≦p≦20.0、

0≦q≦8.0、

4.0≦r≦6.5、

0≦s≦0.5、

0≦t≦0.5、

0≦u≦2.0、和

0≦v≦10.0，

x、y、z、w、a和b用摩尔比表示，为

0.250≦x≦0.350、

0≦y≦0.100、

0.100≦z≦0.200、

0≦w≦0.100、

0.50≦a≦0.80、和

0≦b≦0.10，

具有主相和在所述主相的周围存在的晶界相，

所述主相以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_m-y_m-z_m-w_m)：x_m：y_m：z_m：w_m的摩尔比含有稀土元素并且具有具备(Nd、Pr、Ce、La、R¹)₂(Fe、Co)₁₄B型的晶体结构的相，

所述晶界相以Nd：Pr：Ce：La：R¹＝(1-x_b-y_b-z_b-w_b)：x_b：y_b：z_b：w_b的摩尔比含有稀土元素，并且

所述z、所述z_m和所述z_b具有z_m＜z＜z_b的关系。

2.根据权利要求1所述的稀土磁体，其中，所述R²为Nd。

3.根据权利要求1或2所述的稀土磁体，其中，所述M²为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素。

4.根据权利要求3所述的稀土磁体，其中，所述M²为Cu。

5.根据权利要求1或2所述的稀土磁体，其中，所述z为0.100≦z≦0.150。

6.根据权利要求1或2所述的稀土磁体，其中，所述主相的平均粒径为1～1000nm。

7.权利要求1所述的稀土磁体的制造方法，其包括：

准备具有(Nd_(1-x-y-z-w)Pr_xCe_yLa_zR¹ _w)_pFe_{(100-p-q-r-s-t-u)}Co_qB_rGa_sCu_tM¹ _u的组成的磁性薄带或磁性粉末，其中，R¹为Nd、Pr、Ce和La以外的一种以上的稀土元素，M¹为选自Al、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素以及不可避免的杂质元素，p、q、r、s、t和u用原子％表示，为5.0≦p≦20.0、0≦q≦8.0、4.0≦r≦6.5、0≦s≦0.5、0≦t≦0.5、和0≦u≦2.0，并且x、y、z和w用摩尔比表示，为0.250≦x≦0.350、0≦y≦0.100、0.100≦z≦0.200、和0≦w≦0.100；和

对所述磁性薄带或所述磁性粉末进行热压缩以得到成型体。

8.根据权利要求7所述的方法，其中，在磁场中将所述磁性薄带或所述磁性粉末压缩以得到成型体。

9.根据权利要求7或8所述的方法，其中，采用带坯连铸法或HDDR法准备所述磁性薄带或所述磁性粉末。

10.根据权利要求7或8所述的方法，其中，采用液体急冷法准备所述磁性薄带或所述磁性粉末。

11.根据权利要求7所述的方法，其包括对所述成型体进一步进行热塑性加工以得到塑性变形体。

12.根据权利要求7所述的方法，其包括：

准备含有由(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示的组成的合金的改性材料，式中，R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素以及不可避免的杂质元素，并且a和b各自为0.50≦a≦0.80和0≦b≦0.10，

使所述成型体与所述改性材料相互接触以得到接触体，和

对所述接触体进行热处理以使所述改性材料的熔液浸透至所述成型体的内部。

13.根据权利要求11所述的方法，其包括：

准备含有由(R² _aR³ _bM² _(1-a-b))_v表示的组成的合金的改性材料，式中，R²为选自Nd、Pr、Pm、Sm、Eu和Gd中的一种以上的元素，R³为R²以外的一种以上的稀土元素，M²为通过与R²和R³合金化从而使R² _aR³ _bM² _(1-a-b)的熔点低于R²的熔点的一种以上的合金元素和不可避免的杂质元素，并且a和b分别为0.50≦a≦0.80和0≦b≦0.10，

使所述塑性变形体与所述改性材料相互接触以得到接触体，和

对所述接触体进行热处理以使所述改性材料的熔液浸透至所述塑性变形体的内部。

14.根据权利要求7或11所述的方法，其中，所述R²为Nd。

15.根据权利要求12或13所述的方法，其中，所述R²为Nd。

16.根据权利要求7或11所述的方法，其中，所述M²为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素。

17.根据权利要求12或13所述的方法，其中，所述M²为选自Cu、Al和Co中的一种以上的元素。

18.根据权利要求16所述的方法，其中，所述M²为Cu。

19.根据权利要求17所述的方法，其中，所述M²为Cu。

20.根据权利要求7或11所述的方法，其中，所述z为0.100≦z≦0.150。

21.根据权利要求12或13所述的方法，其中，所述z为0.100≦z≦0.150。

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