CN111656463A - R-t-b系稀土类永久磁铁 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种组成式以(R1_1‑x‑ySm_xR2_y)_aT_bB_cM_d表示的R‑T‑B系稀土类永久磁铁，R1是不包含Sm及Y的一种以上的稀土元素，R2是Y、Ce、La中的一种以上的稀土元素，T是Fe等，M是Ga等，x及y处于图1所示的区域内，0.16≤a/b≤0.28，0.050≤c/b≤0.075，0.005≤d/b≤0.028，R‑T‑B系稀土类永久磁铁包含由R₂T₁₄B化合物构成的主相和晶界相，主相结晶颗粒的平均结晶粒径为D50≤4.00μm，粒度分布为(D90‑D10)/D50≤1.60，晶界相的包覆率为70.0％以上。

Description

R-T-B系稀土类永久磁铁

技术领域

本发明涉及一种R-T-B系稀土类永久磁铁。

背景技术

已知以四方晶R₂T₁₄B化合物为主相的R-T-B系稀土类永久磁铁(R是稀土元素，T是Fe或其一部分被Co置换的Fe)具有优越的磁特性，并且自1982年的发明(专利文献1：日本特开昭59-46008号公报)以来，是代表性的高性能永久磁铁。

稀土元素R由Nd、Pr、Dy、Ho、Tb构成的R-T-B系稀土类永久磁铁的各向异性磁场Ha较大，优选作为永久磁铁材料。其中，将稀土元素R设为Nd的Nd-Fe-B系磁铁其饱和磁化强度Is、居里温度Tc、各向异性磁场Ha的平衡良好，在资源量、耐腐蚀性方面比使用了其它稀土元素R的R-T-B系稀土类永久磁铁优越，因此被广泛使用。

使用永久磁铁同步电动机作为民生、工业、运输设备的动力装置。然而，由于永久磁铁产生的磁场是恒定的永久磁铁同步电动机其感应电压与转速成比例地变高，因此，难以驱动。因此，永久磁铁同步电动机在中·高速范围及轻负荷时为了不使感应电压成为电源电压以上而应用利用由电枢电流形成的退磁场使永久磁铁的磁通抵消来减少磁链的弱磁控制的方法。但是，为了连续施加退磁磁场而经常使无助于电动机输出的电枢电流连续流通，因此，作为结果，存在降低电动机的效率的问题。

为了解决这样的问题，如专利文献2那样开发了一种使用了通过从外部使磁场起作用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)的可变磁力电动机。在可变磁力电动机中，在中·高速范围及轻负荷时，通过减小可变磁通磁铁的磁化，能够抑制如现有的弱磁场引起的电动机的效率降低。

然而，专利文献2所记载的Sm-Co系永久磁铁存在其主要的原料即Co的价格高、高成本的问题。因此，考虑应用R-T-B系永久磁铁作为可变磁通磁铁用的永久磁铁。

在专利文献3中公开了一种R-T-B系可变磁通磁铁，其特征在于，包含组成为(R1_{1- x}R2_x)₂T₁₄B(R1是不包含Y、La、Ce的稀土元素的至少一种，R2是由Y、La、Ce的一种以上构成的稀土元素，T是以Fe为必须或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，0.1≤x≤0.5)的主相颗粒，还包含2at％～10at％的M(M是Al、Cu、Zr、Hf、Ti中的至少一种)。因为该R-T-B系可变磁通磁铁具有比现有的可变磁力电动机用Sm-Co系永久磁铁高的剩余磁通密度，所以期待可变磁力电动机的高输出化及高效率化。

在专利文献4中公开了一种Sm-R-T-B-M系烧结磁铁。R是除Sm以外的包含Y的稀土元素中的一种或两种以上，T是Fe或者Fe及Co，M是Ga、Zr等元素。记载了该Sm-R-T-B-M系烧结磁铁的再磁化特性优异。

在专利文献5中公开了一种组成为(R1_1-x-yR2_xR3_y)_aFe_bCo_cB_dM_eX_fC_g的永久磁铁。R1是选自Nd、Pr中的至少一种，R2是选自Sm、La、Ce中的至少一种，R3是选自Tb、Dy中的至少一种。另外，M是Ti等元素，X是Ga等元素。记载了该永久磁铁能够改变磁化状态，并且矫顽力低。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭59-46008号公报

专利文献2：日本特开2010-34522号公报

专利文献3：日本特开2015-207662号公报

专利文献4：日本特开2010-114371号公报

专利文献5：日本特开2010-45068号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

通常，在对R-T-B系稀土类永久磁铁进行磁化时，为了得到高的磁通密度及高的矫顽力，施加该磁铁的矫顽力的三倍左右的大磁场。

另一方面，在可变磁力电动机中，在将可变磁通磁铁组装到电动机的状态下，通过电枢等的磁场，根据磁化曲线的局部曲线(minor curve)切换可变磁通磁铁的磁化状态，由此，能够在大的范围以高效率运转电动机。在此，局部曲线表示由正磁场Hmag磁化后，施加反向磁场Hrev，再次将磁场扫描到磁场Hmag时的磁化变化行为。

因为磁化的切换通过从电枢等施加磁场来进行，所以由于节能及逆变器容量的问题，从而从能够在电动机内施加的磁场的上限的观点来看，有必要减小磁化切换所需的磁化磁场Hmag。因此，首先，要求可变磁通磁铁的矫顽力低。

另外，为了扩大高效率运转范围，有必要增大可变磁通磁铁磁化时-退磁时的电动机的工作点的磁化变化量。因此，首先，要求磁化曲线的矩形比高。另外，在局部曲线中将磁场从反向磁场Hrev扫描到磁场Hmag的情况下，优选直至尽可能接近Hmag的磁场磁化不变化，即磁化从第二、第三象限至第一、第四象限不变化。之后，将该优选的状态表现为局部曲线平坦性高。

进一步，在可变磁力电动机中，假定如随着从一部分磁化状态向另一部分磁化状态的逐步增减磁的无级可变，但在局部曲线平坦性在第二、第三象限较高，而在第一、第四象限较低的情况下，在进行逐步增磁时难以增磁到所希望的磁化状态。为了无级可变的控制性，要求从第二、第三象限至第一、第四象限的局部曲线平坦性高。

如上所述，在通常的R-T-B系稀土类永久磁铁中，在利用矫顽力的3倍以上的足够大的磁场对该磁铁进行磁化后，评价剩余磁通密度、矫顽力等磁特性。因此，不评价磁化磁场减小到接近矫顽力的程度的情况下的磁特性。

因此，本发明者们对磁化磁场减小到接近矫顽力的程度的情况下的R-T-B系稀土类永久磁铁的磁特性进行了评价，结果发现：如果磁化磁场变小，则局部曲线的矩形比及局部曲线平坦性恶化。即，发现局部曲线的矩形比及局部曲线平坦性被磁化磁场的大小影响。

例如，对于专利文献3的样品判明了如果减小磁化磁场，则即使是相同的样品，磁滞曲线的形状也会如图6所示那样进行变化。图6A表示磁化磁场是30kOe的情况下的磁滞曲线，图6B表示磁化磁场是10kOe的情况下的磁滞曲线。由图6A及B可知，如果磁化磁场变化，则磁滞曲线的形状变化较大。

如果比较图6A和图6B，则图6B的磁滞曲线的矩形比及局部曲线平坦性比图6A所示的磁滞曲线的矩形比及局部曲线平坦性差。即，如果磁化磁场变小，则处于矩形比及局部曲线平坦性降低的趋势。另外，图6A所示的磁滞曲线的矩形比较好，但与图6B同样地，局部曲线平坦性依然较低。

因此，专利文献3的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁虽然矫顽力低，但是连在饱和磁化状态(图6A)下，局部曲线平坦性也较低，在磁化磁场低的状态(图6B)下，局部曲线平坦性更低，矩形比也降低。其结果，在将专利文献3的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁用作可变磁通磁铁的可变磁力电动机中，存在不能扩大高效率运转范围的问题。换而言之，作为适于可变磁通磁铁的磁铁所要求的特性，仅仅矫顽力低是不够的，要求即使磁化磁场低，矩形比及局部曲线平坦性也良好。

进一步，组装到可变磁力电动机的可变磁通磁铁在电动机驱动时也有时暴露于100℃～200℃的高温环境下，优选高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。就这一点，在专利文献3的发明中，仅能保证室温下的磁特性，由于高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率较大，因此，预计由于自退磁而不能驱动电动机。

本发明者们对于专利文献4的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁也进行了研究，其结果判明，在磁化磁场低的状态下，矩形比及局部曲线平坦性差。还判明了在高温环境下，矩形比及局部曲线平坦性也差。

进一步，在专利文献5中，在磁化磁场为10kOe时，第二及第三象限中的局部曲线平坦性良好，但对第一及第四象限中的局部曲线平坦性没有进行任何评价。在第一及第四象限中的局部曲线平坦性低的情况下，不能特定用于使磁化强度逐步增加的折叠磁场，并且不能进行控制。

另外，虽然磁化后的第一象限中的矩形比Mr/Ms(Mr是剩余磁化强度，Ms是10kOe下的磁化强度)良好，但是对第二象限中的矩形比Hk/HcJ(Hk是磁化强度成为Mr的90％的磁场的值)没有进行任何评价。应用了可变磁通磁铁的可变磁力电动机的工作点通常处于第二象限，在第二象限中的矩形比低的情况下，磁化时及退磁时的磁化变化量变小，不能扩大高效率运转范围。进一步，在专利文献5的发明中，也仅能保证室温下的磁特性。

因此，本发明者们对于专利文献5的发明所涉及的R-T-B系稀土类永久磁铁也进行了研究，其结果判明，在磁化磁场低的状态下，矩形比及局部曲线平坦性差。另外判明了不仅在磁化磁场低的状态下，在高温环境下矫顽力及局部曲线平坦性也降低。

本发明是鉴于这样的状况而完成的，其目的在于提供一种适用于能够在宽范围的转速区域中维持高的效率的可变磁力电动机的，高剩余磁通密度、低矫顽力，并且在磁化磁场低的状态下，也具有高的矩形比和局部曲线平坦性的R-T-B系稀土类永久磁铁。

用于解决技术问题的方案

R-T-B系稀土类永久磁铁因为具有成核型磁化反转机制，所以根据从外部施加的磁场而容易发生磁畴壁的移动，磁化变化很大。因此，如果磁化磁场低，则矩形比及局部曲线平坦性变低。一般地，在R-T-B系稀土类永久磁铁中，为了提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，进行高矫顽力化是有效的。因此，在R-T-B系稀土类永久磁铁中，难以兼顾低矫顽力和磁化磁场低的状态下的特性。

但是，发明者们深入研究，其结果发现，通过进行实现低矫顽力的组成的研究，并且进行与R-T-B系稀土类永久磁铁所包含的颗粒的反向磁畴产生磁场的均匀化和施加磁场时的单磁畴结构的稳定化相关的微细结构的研究，能够实现低矫顽力和磁化磁场低的状态下的高的矩形比及局部曲线平坦性的兼顾。

为了解决上述的技术问题，实现目的，本发明是一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，

所述R-T-B系稀土类永久磁铁的组成式以(R1_1-x-ySm_xR2_y)_aT_bB_cM_d表示，

在组成式中，R1是不包含Sm及R2的一种以上的稀土元素，R2是Y、Ce、La中的一种以上的稀土元素，

T是以Fe为必须或者以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属，M是Ga或由Sn、Bi、Si的一种以上与Ga构成的元素，

x及y在(x,y)平面上，处于构成以点A(0.010,0.600)、点B(0.010,0.400)、点C(0.050,0.000)、点D(0.150,0.000)、点E(0.100,0.600)为顶点的五边形的边的直线上及被该直线包围的区域内，

a、b、c及d满足以下的关系：

0.16≤a/b≤0.28、

0.050≤c/b≤0.075、

0.005≤d/b≤0.028，

R-T-B系稀土类永久磁铁包含由具有R₂T₁₄B型四方晶结构的化合物构成的主相和晶界相，

主相结晶颗粒的平均结晶粒径D50满足D50≤4.00μm的关系，

粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60的关系，D10、D50、D90是任意的截面中的主相结晶颗粒的截面积的累积分布为10％、50％、90％的面积等效圆直径，

晶界相的包覆率为70.0％以上。

本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁通过满足上述组成范围，特别是以Sm或者Sm及R2置换由具有R₂T₁₄B型四方晶结构的化合物(以后也称为R₂T₁₄B化合物)构成的主相(以后也称为R₂T₁₄B相)所包含的稀土元素R1，实现了低矫顽力。是由于与所述主相所包含的包含稀土元素R1(以Nd、Pr、Tb、Dy、Ho为代表)的R1₂T₁₄B化合物不同，Sm₂T₁₄B化合物具有面内各向异性，因此，能够以少量显著地减弱R1₂T₁₄B化合物示出的强的各向异性磁场。另外，是由于主相所包含的包含稀土元素R2(Y、Ce、La)的R2₂T₁₄B化合物的各向异性磁场比R1₂T₁₄B化合物的各向异性磁场差。进一步，稀土元素的合计原子组成比中Sm的原子组成比和R2的原子组成比在图1所示的范围内，由此，本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁能够实现低矫顽力化，并且能够得到适于可变磁通磁铁的磁特性。

通过将B的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例及元素M(Ga或者由Ga和Sn、Bi、Si的一种以上构成的元素)的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例设为上述组成范围，可以得到包含由具有R₂T₁₄B型四方晶结构的化合物构成的主相结晶颗粒和晶界相的结构。

本发明的主相结晶颗粒的平均结晶粒径为D50≤4.00μm，粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60(其中，D10、D50、D90是任意的截面中的主相结晶颗粒的截面积的累积分布为10％、50％、90％的面积等效圆直径)的关系。进一步，通过包围主相结晶颗粒的晶界相的包覆率为70.0％以上，从而能够将矫顽力维持得较低，并且提高磁化磁场低的状态下的矩形比和局部曲线平坦性。

本发明者们进行用于在具有成核型磁化反转机制的R-T-B系稀土类永久磁铁中提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性的验证。其结果确认了，利用正磁场Hmag进行磁化后，退磁过程中的磁铁磁化强度保持恒定直至负的矫顽力附近，由此矩形比变高。另外，确认了退磁到反向磁场Hrev后，再次增磁的过程中磁铁磁化强度保持恒定直至正的矫顽力附近，由此局部曲线平坦性变高。

为了在正磁场Hmag中的磁化后的退磁过程及从反向磁场Hrev增磁的过程中恒定地保持磁铁磁化强度，R-T-B系稀土类永久磁铁所包含的主相结晶颗粒在低磁化磁场Hmag中成为单磁畴状态，磁化后的单磁畴状态稳定，进一步降低反向磁畴产生磁场的偏差等是有效的。假如在主相结晶颗粒是多磁畴状态的情况下，因为在主相结晶颗粒内不存在钉扎点，所以在退磁过程及增磁过程中，磁畴壁根据磁场的变化而自由地移动。因此，磁铁磁化强度不保持恒定。

另外，如果每个主相结晶颗粒的反向磁畴产生磁场的偏差较大，则同样地，在退磁过程及增磁过程中，因为各主相结晶颗粒的磁化以离散磁场的值反转，所以磁铁整体的磁化强度不恒定。

为了以低的磁化磁场Hmag实现单磁畴状态，局部需要降低退磁场。然而，就通常的R-T-B系稀土类永久磁铁而言，因为大的退磁场局部地作用于主相结晶颗粒，所以如果磁化磁场Hmag的大小不是矫顽力的3倍左右，则不能使所有的主相结晶颗粒成为单磁畴状态。

另外，局部的退磁场通过相邻的主相结晶颗粒彼此直接接触，或主相结晶颗粒不被晶界相包覆而在表面产生边缘来增大。

因此，通过将主相结晶颗粒的晶界相包覆率设定为70.0％以上，能够减小局部退磁场，以低的磁化磁场Hmag实现单磁畴状态。

另外，为了使磁化后的单磁畴状态稳定，根据静磁能和畴壁能的平衡来控制主相结晶颗粒的粒径是非常重要的。在本发明中，通过将主相结晶颗粒的平均结晶粒径设定为D50≤4.00μm，能够使磁化后的单磁畴结构稳定。进一步，本发明者们发现，因为反向磁畴产生磁场与主相结晶颗粒的粒径有关，所以通过将主相结晶颗粒的粒度分布偏差设定为(D90-D10)/D50≤1.60，能够减小反向磁畴产生磁场的偏差。

进一步，如上所述，即使能够控制主相结晶颗粒的平均粒径和粒度分布偏差，如果相邻的主相结晶颗粒彼此磁交换耦合的部位变多，则在磁性上，与存在大量粒径大的主相结晶颗粒的粒度分布相同，也能够看作粒度分布偏差大的状态。其结果，磁化后的单磁畴状态不稳定，反向磁畴产生磁场的偏差也变大。本发明者们发现，通过本组成，能够成为主相结晶颗粒被具有大于3nm的厚度的足以阻断磁交换耦合的晶界相包覆70.0％以上的结构，从而使主相结晶颗粒的单磁畴状态稳定，能够减小反向磁畴产生磁场的偏差。

根据以上的理由，通过主相结晶颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率满足上述的关系，能够提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性。

发明的效果

根据本发明，能够提供一种适于能够在大范围的转速区域维持高的效率的可变磁通电动机的，具有高剩余磁通密度、低矫顽力，并且在磁化磁场低的状态下具有非常高的矩形比和局部曲线平坦性的R-T-B系稀土类烧结磁铁。此外，本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁除了可变磁力电动机以外，还能够应用于发电机等所有旋转机。

附图说明

图1是在本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁所包含的稀土元素的合计原子组成比中表示Sm的原子组成比和R2的原子组成比的关系的图表。

图2是表示对实验例2-18的样品一边增加最大测定磁场一边测得的磁滞曲线组的图。

图3是表示实验例2-18的样品的局部曲线组的图。

图4是表示实验例2-18的样品的截面的SEM背散射电子图像的图。

图5是表示通过图4的图像的图像分析提取的主相结晶颗粒的轮廓的图。

图6A是表示在磁化磁场为30kOe的情况下的专利文献3的样品的磁滞曲线的图。

图6B是表示在磁化磁场为10kOe的情况下的专利文献3的样品的磁滞曲线的图。

具体实施方式

对用于实施本发明的方式(实施方式)进行详细地说明。本发明不受以下的实施方式所记载的内容的限定。另外，以下所记载的构成要素包括本领域技术人员能够容易地想到的和实质上相同的。进一步，以下所记载的构成要素能够适当地组合。

本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁的组成式以(R1_1-x-ySm_xR2_y)_aT_bB_cM_d表示。另外，R-T-B系稀土类永久磁铁包含由具有R₂T₁₄B型四方晶结构的化合物(R₂T₁₄B化合物)构成的主相和晶界相。

在本实施方式中，在上述的组成式中，R1是不包含Sm及R2的一种以上的稀土元素。因此，R₂T₁₄B化合物由R1₂T₁₄B化合物、Sm₂T₁₄B化合物及R2₂T₁₄B化合物构成。如果将所述组成式的全部稀土元素的合计原子组成比中Sm所占的原子组成比设为x，将R2所占的原子组成比设为y，则R1的原子组成比是1-x-y。Sm₂T₁₄B化合物及R2₂T₁₄B化合物是减弱以Nd₂T₁₄B化合物为代表的R1₂T₁₄B化合物的各向异性磁场的成分。因此，通过以Sm及R2置换R1，即，将x及y设定为规定的范围，能够实现磁铁的低矫顽力化。

Sm₂T₁₄B化合物与R2₂T₁₄B化合物不同，具有面内各向异性，Sm₂T₁₄B化合物减弱R1₂T₁₄B化合物的各向异性磁场的能力较高。另外，Sm₂T₁₄B化合物和R2₂T₁₄B化合物对于矫顽力以外的磁特性的贡献也不同。

因此，在本实施方式中，将x及y控制成在构成以图1所示的点A(0.010,0.600)、点B(0.010,0.400)、点C(0.050,0.000)、点D(0.150,0.000)、点E(0.100,0.600)为顶点的五边形的边的直线上及被该直线包围的区域(在图1中为斜线部分)内。通过x及y在图1所示的范围内，从而能够实现磁铁的低矫顽力化，并且得到适于可变磁通磁铁的磁特性。

另外，在将上述的R1所包含的元素用作R的情况下，R-T-B化合物的各向异性磁场的温度依赖性均在高温下显示较大的单调递减。即，在高温下矫顽力大大降低。

另一方面，在将Sm用作R的情况下，因为随着从室温升温，减弱各向异性磁场的贡献接近零，所以在高温下使矫顽力降低的效果减弱。另外，在使用了R2所包含的元素的情况下，各向异性磁场的温度依赖性均比R1更平坦，因此，高温下使矫顽力降低的效果减弱。

因此，通过以上述的范围将R1所包含的元素、Sm和/或R2组合作为R，能够提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，此外，还抑制了高温下的矫顽力的降低。即，高温下的矫顽力的降低率小于R仅为R1的情况下的矫顽力的降低率。

根据上述的理由，通过提高本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁所包含的全部稀土元素中的Sm、R2的比例，也可以减小高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率。

另外，在图1所示的范围内，通过限定R2的原子组成比(y)，能够使适于可变磁通磁铁的磁特性的一部分变得更良好。例如，在图1所示的范围内，在y≥0.300的情况下(在图1中为虚线以上的部分)，能够使磁化磁场低的状态下的矩形比Hk/Hcj特别良好。

另外，在图1所示的范围内，在0.000≤y≤0.111的情况下，能够使磁化磁场低的状态下的局部曲线平坦性和剩余磁通密度Br特别良好。

在本实施方式中，为了基于R1与Sm及R2的组成比率的平衡得到适于可变磁通磁铁的矫顽力，稀土元素R1优选为具有高的各向异性磁场的Nd、Pr、Dy、Tb、Ho中的任意一种以上。更优选为Nd、Pr的一种以上。从耐腐蚀性的观点来看，特别优选Nd。此外，稀土元素也可以包含来自于原料的杂质。

在本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁中，也可以包含Fe或者包含Fe并且还包含其它过渡金属元素作为R₂T₁₄B相的基本组成中的过渡金属元素T。作为过渡金属元素，优选为Co。在该情况下，Co的含量优选为1.0at％以下。通过使稀土类磁铁含有Co，居里温度变高，除此以外，耐腐蚀性也提高。

在本实施方式中，稀土元素R的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例a/b为0.16≤a/b≤0.28。

如果a/b低于0.16，则R-T-B系稀土类永久磁铁所包含的R₂T₁₄B相的生成不充分，表示软磁性的富T相析出，不能以足以阻断磁交换耦合的3nm以上的厚度形成存在于相邻的主相结晶颗粒间的晶界(2颗粒晶界)。因此，磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。另外，高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率也变大。

另一方面，在a/b超过0.28的情况下，矫顽力变大。另外，晶界相中的富R相增加，高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率变大。

为了满足用于可变磁力电动机的低矫顽力，并且进一步提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，a/b优选为0.18以上。另一方面，优选为0.24以下。

在本实施方式的R-T-B系稀土类烧结磁铁中，B的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例c/b为0.050≤c/b≤0.075。通过这样将B的含有比率设定为以R₂T₁₄B表示的基本组成的化学计量比即0.075以下，剩余的稀土元素R和过渡金属元素T形成晶界相。其结果，能够以足以切断磁交换耦合的厚度形成2颗粒晶界。

由此，有主相结晶颗粒彼此磁分离，将磁化后的单磁畴状态稳定化，并且提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性的效果。

如果c/b小于0.050，则R₂T₁₄B相的生成不充分，表示软磁性的富T相析出，因此，不能以足以切断磁交换耦合的厚度形成2颗粒晶界。

如果c/b大于0.075，则主相比率增大，与上述同样地，不能形成具有足够的厚度的2颗粒晶界。因此，磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。

为了满足用于可变磁力电动机的低矫顽力，并且进一步提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，c/b优选为0.060以上。另一方面，c/b优选为0.070以下，更优选为0.066以下。

本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁含有元素M。元素M是Ga或者由Ga和Sn、Bi、Si的一种以上构成的元素，元素M的原子组成比相对于过渡金属元素T的原子组成比的比例d/b为0.005≤d/b≤0.028。

如果d/b小于0.005或d/b大于0.028，则都不能以足以切断磁交换耦合的厚度形成2颗粒晶界。因此，磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。

为了保证用于可变磁力电动机的低矫顽力，并且进一步提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，d/b优选为0.008以上。另一方面，d/b优选为0.019以下。

另外，为了使上述的特性良好，在本发明的R-T-B系稀土类永久磁铁中，增大具有La₆Co₁₁Ga₃型结构的R-T-M相(代表性的化合物是R₆T₁₃M，是反铁磁性相)的面积相对于总晶界相面积的比率是重要的。

进一步，通过控制RT₂、RT₃、R₂T₁₇等铁磁性的富T相(在将R和T的原子数设为[R]、[T]时，为[R]/[T]＜1.0且所述R-T-M相以外的相)的面积比率和顺磁性或反磁性的富R相(在将R和T的原子数设为[R]、[T]时，为[R]/[T]＞1.0的相)的面积比率，主相颗粒间的磁分离性提高，并且能够减小局部的退磁场。

具体来说，在本实施方式中，任意截面的具有La₆Co₁₁Ga₃型晶体结构的R-T-M相的面积相对于总晶界相面积的比率为10.0％以上。为了进一步减小高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率，R-T-M相的面积比率优选为30.2％以上，更优选为55.4％以上。由此，能够更优选适用于可变磁力电动机。

如果R-T-M相的面积比率低于10.0％，则富T相或富R相的面积相对于总晶界相面积的比率增大，高温下的矫顽力的降低率及局部曲线平坦性的降低率变大。

在本实施方式中，任意截面的富T相的面积相对于总晶界相面积的比率为60.0％以下。

所述富T相比存在于2颗粒晶界(存在于主相结晶颗粒间的晶界相)或3重点(被3个以上的主相结晶颗粒包围的晶界相)等特定的地方，在晶界相中偏析的情况下，具有更容易凝集等的趋势。

如果所述富T相的面积相对于总晶界相面积的比率超过60.0％，则铁磁性的所述富T相在晶界相中凝集并存在的面积增加，因此，富T相成为磁化反转核，退磁场局部增加。其结果，高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率变大。

另外，富T相优选存在于不与主相结晶颗粒相接的晶界相中。如果铁磁性相的富T相与主相结晶颗粒相接，则由于来自相邻的主相结晶颗粒的磁化的漏磁场而富T相磁化，局部产生退磁场。其结果，会增大高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率。

为了进一步减小高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率，富T相的面积比率优选为48.9％以下。由此，能够更优选地适用于可变磁力电动机。

在本实施方式中，任意截面的富R相的面积相对于总晶界相面积的比率为70.0％以下。如果富R相的面积比率大于70.0％，则顺磁性或反磁性的富R相存在于三重点，因此，退磁场局部增大，高温下的矫顽力的降低率及局部曲线平坦性的降低率变大。

另外，所述富R相具有容易偏析于3重点的特性。如果所述富R相的面积相对于总晶界相面积的比率超过70.0％，则会形成顺磁性或反磁性的粗大的所述富R相的3重点。其结果，来自相邻的主相结晶颗粒的漏磁场穿过晶界并环绕，从而大的局部退磁场会增加。

另外，富R相优选存在于不与主相结晶颗粒相接的晶界相中。如果顺磁性或反磁性的富R相与主相结晶颗粒相接，则来自相邻的主相结晶颗粒的磁化的漏磁场收敛，穿过晶界相并环绕，在富R相中会产生大的局部退磁场。其结果，有可能增大高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率。进一步，富R相已知容易使腐蚀发展，通过减少富R相的面积比率，从而耐腐蚀性也提高。

为了进一步减小高温下的矫顽力的降低率、局部曲线平坦性的降低率，富R相的面积比率优选为46.3％以下。由此，能够更优选适用于可变磁力电动机。

此外，因为R-T-M相容易偏析于2颗粒晶界且是反铁磁性，所以通过减少所述富T相和所述富R相的面积，成为主相结晶颗粒被反铁磁性的所述R-T-M相包覆的状态。其结果，不发生来自主相结晶颗粒的漏磁场的环绕，能够实现局部的退磁场降低。

由此，具有La₆Co₁₁Ga₃型晶体结构的R-T-M相的面积相对于总晶界相面积的比率为10.0％以上，将所述富T相的面积相对于总晶界相面积的比率设定为60.0％以下，将所述富R相的面积相对于总晶界相面积的比率设定为70.0％以下，由此，实现主相结晶颗粒被反铁磁性的所述R-T-M相包覆的状态，实现局部的退磁场降低。由此，能够减小高温下的矫顽力的降低率、局部曲线平坦性的降低率。

在本实施方式中，优选a、b、c及d满足以下的关系：0.050≤c/b≤0.070、0.25≤(a-2c)/(b-14c)≤2.00、0.025≤d/(b-14c)≤0.500。通过将c/b、(a-2c)/(b-14c)、d/(b-14c)设定为上述组成的范围，控制上述相的面积相对于总晶界相面积的比率变得容易。

在此，对作为组成参数的(a-2c)/(b-14c)和d/(b-14c)进行说明。(a-2c)/(b-14c)表示R-T-B系稀土类永久磁铁中的晶界相中的稀土元素量与过渡金属元素量的比，d/(b-14c)表示R-T-B系稀土类永久磁铁中的晶界相中的元素M量与过渡金属元素量的比。

如上所述，因为R-T-B系稀土类永久磁铁中的R以上述范围包含R1、Sm和R2，所以能够以以下的式子置换表示R-T-B系稀土类永久磁铁的组成式(R1_1-x-ySm_xR2_y)_aT_bB_cM_d，即包含主相及晶界相的全部组成。

[aR+bT+cB+dM]

在此，通过从全部组成中减去构成主相的R-T-B化合物的基本组成即R₂Fe₁₄B，能够导出晶界相成分的组成。在此，在b/c≤0.070＜2/14时，在[全部组成]-[R₂Fe₁₄B组成]的式子中，能够仅残留构成所述R-T-M相的元素R、T、M。如果以B成为0的方式调整系数，并算出剩余的晶界相组成，则[aR+bT+cB+dM]-[2cR+14cT+cB]＝[(a-2c)R+(b-14c)T+dM]。

根据上述的式子，R的系数(a-2c)是相当于晶界相成分的稀土元素量，T的系数(b-14c)是相当于晶界相成分的过渡金属量，M的系数d是相当于晶界相成分的元素M量。

即，通过将相当于晶界相成分的稀土元素量与过渡金属元素量的比(a-2c)/(b-14c)及相当于晶界相成分的元素M量与过渡金属元素量的比d/(b-14c)设定为上述范围，从而能够使R-T-M相的面积相对于总晶界相面积的比率为10.0％以上，使所述富T相的面积相对于总晶界相面积的比率为60.0％以下，使所述富R相的面积相对于总晶界相面积的比率为70.0％以下。此外，可知R-T-M相的R/T的比＝6/13且M/T的比＝1/13分别包含在(a-2c)/(b-14c)和d/(b-14c)的范围。按照以上的理由，能够通过显著地降低了上述组成及局部退磁场的微细结构来减小高温下的矫顽力的降低率和局部曲线平坦性的降低率。其结果，可以得到适于能够在大的转速范围维持高的效率的可变磁力电动机的R-T-B系稀土类永久磁铁。

本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁也可以包含促进主相结晶颗粒在粉末冶金工序中的反应的Al、Cu、Zr、Nb中的一种以上。更优选含有Al、Cu、Zr中的一种以上，进一步优选含有Al、Cu及Zr。这些元素的含量合计优选设为0.1～2at％。通过在稀土类磁铁中添加这些元素，能够使主相结晶颗粒的表面层反应，去除形变、缺陷等。

在本实施方式中，所述主相结晶颗粒的平均结晶粒径D50为D50≤4.00μm。为了提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，磁化后的单磁畴状态稳定是有效的。如果D50大于4.00μm，则由于静磁能和畴壁能的平衡，在磁化后的主相结晶颗粒内，多磁畴结构比单磁畴结构更稳定，在退磁过程及增磁过程中，磁畴壁根据磁场的变化自由移动，因此，磁化磁场低的状态的矩形比及局部曲线平坦性会恶化。

为了使磁化后的主相结晶颗粒的单磁畴结构稳定，D50优选为3.92μm以下，更优选为2.98μm以下，进一步优选为2.05μm以下。另外，如果进行过度的粒径的微细化，则矫顽力变高，不适于可变磁力电动机。因此，为了满足低矫顽力，D50优选为1.01μm以上，更优选为1.49μm以上。

在本实施方式中，将(D90-D10)/D50用作表示主相结晶颗粒的粒度分布的指标。在本实施方式中，(D90-D10)/D50≤1.60。此外，在本实施方式中，D50是具有主相结晶颗粒的面积的累积分布为50％的面积的圆的直径(等效圆直径)，D90是主相结晶颗粒的面积的累积分布为90％的面积的等效圆直径，D10是主相结晶颗粒的面积的累积分布为10％的面积的等效圆直径。因此，(D90-D10)/D50越小，则表示主相结晶颗粒的粒度分布的偏差越小。

为了提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，减小反向磁畴产生磁场的偏差是有效的。因为反向磁畴产生磁场依赖于主相结晶颗粒的粒径，所以控制主相结晶颗粒的粒度分布的偏差是重要的。优选为上述范围。如果(D90-D10)/D50大于1.60且粒度分布的偏差变大，则反向磁畴产生磁场的偏差也增大，因此，局部曲线平坦性降低。进一步，为了进一步减小反向磁畴产生磁场的偏差，(D90-D10)/D50优选为1.19以下，进一步优选为0.99以下。

在本实施方式中，晶界相定义为包括2颗粒晶界(存在于主相结晶颗粒间的晶界相)和3重点(被3个以上的主相结晶颗粒包围的晶界相)这两者的区域。晶界相是非磁性的，作为晶界相的厚度，优选为3nm以上1μm以下。

另外，晶界相覆盖主相结晶颗粒的外周的比例即晶界相的包覆率为70.0％以上。即使能够如上所述控制主相结晶颗粒的平均粒径和粒度分布偏差，如果晶界相包覆率低于70.0％，则相邻的主相结晶颗粒彼此磁交换耦合的部位变多，从而发生了交换耦合的颗粒也与粒径大的一个主相结晶颗粒在磁性上等效。如果存在大量这样的粒径大的主相结晶颗粒，则粒径大的颗粒(经过交换耦合的颗粒)和粒径小的颗粒(未交换耦合的颗粒)磁性地混在一起，与主相结晶颗粒的粒度分布的偏差大的状态在磁性上等效。其结果，因为磁化后的单磁畴状态不稳定，反向磁畴产生磁场的偏差也变大，所以磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。

进一步，如果晶界相包覆率低于70.0％，则与相邻的主相结晶颗粒直接相接或主相结晶颗粒不被晶界相包覆而在表面产生边缘的部位变多，从而局部退磁场增大。其结果，不能以低的磁化磁场Hmag实现单磁畴状态，磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。

为了进一步提高磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，晶界相包覆率优选为90.0％以上。

此外，在R-T-B系永久磁铁的截面上，晶界相的包覆率作为被规定厚度的晶界相覆盖的主相结晶颗粒的轮廓的长度的合计相对于主相结晶颗粒的轮廓的长度的合计的比例而算出。

本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁也可以含有O(氧)作为其它元素。O(氧)的含量是2000～8000ppma(Parts of million atomic)。如果O(氧)的含量小于该范围，则烧结磁铁的耐腐蚀性不充分，如果大于该范围，则在烧结中无法充分地形成液相，主相结晶颗粒不被晶界相充分地包覆，磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低。为了进一步提高耐腐蚀性及磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性，优选为2500～7000ppma。

另外，本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁中，N的含量优选为8000ppma以下。如果N的含量大于该范围，则处于磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性降低的趋势。

以下，对本件发明的制造方法的优选的例子进行说明。

在本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁的制造中，首先，准备如可以得到具有本发明中使用的组成的R-T-B系磁铁的原料合金。原料合金能够在真空或惰性气体、优选Ar气氛中通过薄带连铸法、其它公知的熔解法来制作。

薄带连铸法是使原料金属在Ar气气氛等非氧化气氛中熔解得到的熔液喷出至旋转的辊的表面而得到合金的方法。以辊快速冷却的熔液快速冷却凝固成薄板或薄片(鳞片)状。该快速冷却凝固的合金具有结晶粒径为1μm～50μm的均质的组织。

原料合金不限于薄带连铸法，能够通过高频感应熔融等熔解法得到。此外，为了防止熔解后的偏析，例如能够倾注于水冷铜板使其凝固。另外，也能够将通过还原扩散法得到的合金用作原料合金。

本实施方式的原料金属能够使用稀土类金属或者稀土类合金、纯铁、硼铁，还能够使用这些的合金等。另外，也可以包含Al、Cu、Zr、Nb作为添加元素。但是，所述添加元素的含量优选为20000ppm以下。如果添加元素含量大于该范围，则磁化磁场低的状态的矩形比和局部曲线平坦性会降低。

此外，因为有时Al、Cu、Zr、Nb包含于原料金属的一部分中，所以需要选定原料金属的纯度水平，以添加元素整体的含量成为规定的值的方式进行调节。另外，在存在制造时混入的杂质的情况下，也需要考虑它的量。

在本发明中得到R-T-B系稀土类永久磁铁的情况下，作为原料合金，以由一种合金制作磁铁的所谓单合金法的应用为基本，但也能够应用使用以主相结晶颗粒即R₂T₁₄B结晶为主体的主相合金(低R合金)和包含比低R合金更多的R且有效地有助于晶界的形成的合金(高R合金)的所谓混合法。

将原料合金供给至粉碎工序。在利用混合法的情况下，将低R合金及高R合金分别粉碎或一起粉碎。

在粉碎工序中有粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金粗粉碎至粒径数百μm的程度。粗粉碎优选使用捣碎机、颚式破碎机、布朗研磨机等，在惰性气体气氛中进行。在粗粉碎工序中，通过吸氢后脱氢来对原料合金进行粉碎是有效的。由薄带连铸法制作的原料合金成为目标粒径程度的宽度的主相成分被分割成树枝状的富R相的结构，富R相被吸氢处理而膨胀，产生裂纹，粗粉碎工序后的微粉碎工序中的粉碎效率提高，还可以抑制烧成后的主相结晶颗粒的粒度分布偏差。

吸氢处理是将原料合金暴露于大气压的氢气中而进行。吸氢时的保持温度通常是室温，但在稀土元素中的R2的含有比率较高的情况下，因为难以在室温下在R2的含有比率高的富R相中吸附氢，所以优选设为比室温高的温度，例如500℃以下。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至少设为30分钟以上，优选设为1小时以上。吸氢后的脱氢处理以作为稀土类烧结磁铁减少成为杂质的氢为目的来进行。

脱氢处理在真空或惰性气体气氛中加热原料合金而进行。加热温度设为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至少设为30分以上，优选设为1个小时以上。氢释放处理在真空中或Ar气流中进行。此外，吸氢处理、脱氢处理不是必须的处理。也可以将该氢粉碎定位为粗粉碎，并省略机械的粗粉碎。

粗粉碎工序后，进入微粉碎工序。在微粉碎中主要使用喷射式粉碎机，将粒径数百μm的程度的粗粉碎粉末制成平均粒径1.2μm～4μm、优选为1.5μm～3μm。

喷射式粉碎机是从狭窄的喷嘴释放高压的惰性气体，产生高速的气流，通过该高速的气流使粗粉碎粉末加速，发生粗粉碎粉末彼此的碰撞或者与靶材或容器壁的碰撞而进行粉碎的方法。粉碎后的粉末通过粉碎机内置的分级转子及粉碎机下游的旋风分离器进行分级。

在微粉碎中也可以使用湿式粉碎。在湿式粉碎中使用球磨机或湿磨机等，将粒径数百μm的程度的粗粉碎粉末制成平均粒径1.5μm～4μm、优选2μm～3μm。在湿式粉碎中通过选择适当的分散介质，从而磁铁粉不与氧接触地进行粉碎，因此，可以得到氧浓度低的微粉末。

在本实施方式中，为了使主相所包含的结晶颗粒的粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60，优选在微粉碎工序后设置将回收的微粉碎粉末再次投入喷射式粉碎机，进一步进行精密地分级的工序。

通过追加该分级工序，能够得到粒度分布更尖锐的微粉碎粉末。

将微粉碎粉末供给至成型工序。此外，能够添加以成型时的润滑及取向性的提高为目的的脂肪酸或脂肪酸的衍生物或烃。例如，可以在微粉碎时，添加0.01wt％～0.3wt％左右的作为硬脂酸类、月桂酸类或油酸系脂肪酸类的硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸酰胺、月桂酸酰胺、油酸酰胺、乙烯基双异硬脂酸酰胺，作为烃的石蜡、萘等。

磁场中成型时的成型压力设为0.3ton/cm²～3ton/cm²(30MPa～300MPa)的范围即可。成型压力从成型开始至结束可以是恒定的，也可以渐增或渐减，或者也可以不规则变化。成型压力越低，则取向性越良好，但如果成型压力过低，则成型体的强度不足，在操作上产生问题，因此，考虑到这一点从上述范围选择成型压力。由磁场中成型得到的成型体的最终的相对密度通常为40％～60％。

施加的磁场设为960kA/m～1600kA/m左右即可。施加的磁场不限于静磁场，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。

将成型体供给至烧结工序。烧结在真空或惰性气体气氛中进行。烧结保持温度及烧结保持时间需要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的差异等各条件进行调整，但大概以1000℃～1200℃烧结1分钟～20小时即可，但优选为4时间～20小时。

烧结后，能够对得到的烧结体实施时效处理。经过该时效处理工序后，确定形成于相邻的R₂T₁₄B主相结晶颗粒间的晶界相的结构。然而，这些微细结构不是仅由该工序控制，由与上述的烧结工序的各条件及原料微粉末的状况的平衡决定。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、时间及冷却速度即可。热处理在400℃～900℃的温度范围进行即可。

通过以上的方法可以得到本实施方式的稀土类磁铁，但稀土类磁铁的制造方法不限于上述，也可以适当地变更。

对本实施方式的稀土类磁铁的磁化磁场Hmag、矩形比以及局部曲线平坦性的指标的定义和评价方法进行说明。

评价所需的测定利用BH示踪器进行。首先，在本实施方式中，将磁化磁场Hmag中矩形比和局部曲线平坦性相对于重复测定具有再现性的必要最低限度的磁场定义为最低磁化磁场Hmag。

以在图2中后述的实验例2-18的样品的情况示出具体的评价方法。一边以一定磁场间隔增加最大测定磁场，一边测定磁滞回线，由于在磁滞回线闭合且成为对称的形状(正侧和负侧的矫顽力的差低于5％)时可以保证相对于重复测定的再现性，因此，将其必要最低限度的最大测定磁场作为最低磁化磁场Hmag。

接下来，最低磁化磁场中的矩形比使用以所述最低磁化磁场Hmag测得的局部曲线的矩形比Hk__Hmag/HcJ__Hmag。在此，Hk__Hmag是在以最低磁化磁场Hmag测得的局部曲线的第二象限中，磁化强度为以最低磁化磁场Hmag测得的剩余磁通密度Br__Hmag的90％的磁场的值，而且HcJ__Hmag是以最低磁化磁场Hmag测得的局部曲线的矫顽力。

局部曲线平坦性的指标如下进行定义并评价。在图3中示出对于实验例2-18的样品，一边改变反向磁场Hrev一边测得的局部曲线组。对于来自多个反向磁场Hrev的磁化曲线中来自相当于局部曲线的第二、第三象限的矫顽力的工作点(-HcJ__Hmag,0)的磁化曲线(图3的粗线)，具有与将成为施加最低磁化磁场Hmag时的磁极化Js的50％的磁场设为H__50％Js时的局部曲线的矫顽力HcJ__Hmag的比H__50％Js/HcJ__Hmag并作为局部曲线平坦性的指标。

为了用作可变磁通磁铁，本实施方式的稀土类磁铁的最低磁化磁场Hmag优选为7.0kOe以下，更优选为6.0kOe以下。

另外，最低磁化磁场中的本实施方式的稀土类磁铁的剩余磁通密度(Br__Hmag)优选为9.5kG以上，更优选为10.0kG以上。

另外，最低磁化磁场中的本实施方式的稀土类磁铁的矫顽力(HcJ__Hmag)优选为5.0kOe以下，更优选为4.0kOe以下。另外，HcJ__Hmag优选为0.5kOe以上，更优选为1.1kOe以上。在HcJ__Hmag过小的情况下，磁铁在电动机旋转中退磁。

另外，最低磁化磁场中的本实施方式的稀土类磁铁的矩形比(Hk/HcJ__Hmag)优选至少为80％(0.80)以上，更优选为90％(0.90)以上。

最低磁化磁场中的本实施方式的稀土类磁铁的局部曲线平坦性(H__50％Js/HcJ__Hmag)优选至少为50％(0.50)以上，更优选为80％(0.80)以上。

接下来，对本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁的高温下的矫顽力的降低率的评价进行说明。首先，测定室温(23℃)下的样品的最低磁化磁场中的矫顽力，将其设为HcJ__23℃。接下来，将样品加热至180℃并保持5分钟左右。在样品的温度稳定的状态下，测定最低磁化磁场中的矫顽力，将其设为HcJ__180℃。此时，以δ＝|(HcJ__180℃-HcJ__23℃)/HcJ__23℃/(180-23)*100|定义高温下的矫顽力的降低率δ(％/℃)。为了用作可变磁通磁铁，高温的矫顽力的降低率优选至少为0.45％/℃以下，更优选为0.40％/℃以下。

接着，对本实施方式的R-T-B系稀土类永久磁铁的高温下的局部曲线平坦性的降低率的评价进行说明。首先，测定室温(23℃)下的最低磁化磁场中的H__50％Js/HcJ__Hmag，将其设为P__23℃。接下来，将样品加热至180℃并保持5分钟，在样品的温度稳定的状态下，测定最低磁化磁场中的H__50％Js/HcJ__Hmag，将其设为P__180℃。此时，以ε＝|(P__180℃-P__23℃)/P__23℃/(180-23)*100|定义高温下的局部曲线平坦性的降低率ε(％/℃)。为了用作可变磁通磁铁，局部曲线平坦性的降低率优选至少为0.30％/℃以下，更优选为0.25％/℃以下。本实施方式的稀土类磁铁的主相的平均结晶粒径、粒度分布、晶界相包覆率能够使用SEM(扫描型电子显微镜)进行评价。观察评价了上述的磁特性的样品的抛光截面，通过背散射电子组成图像(COMPO)进行主相结晶颗粒及晶界相等其它相的确认。以倍率是在观测对象的抛光截面上能够辨识具有规定的厚度的2颗粒晶界相的倍率，例如5000倍以上进行摄影。抛光截面可以与取向轴平行，也可以与取向轴正交，或者也可以是与取向轴成任意的角度。

在图4中示出实验例2-18的样品截面的SEM背散射电子图像，将该图像导入图像分析软件，提取各主相结晶颗粒1的轮廓，求出截面积。在将得到的主相结晶颗粒截面积的累积分布为10％、50％、90％的面积等效圆直径分别设为D10、D50、D90时，将中央值D50定义为主相的平均结晶粒径，并将(D90-D10)/D50定义为粒度分布。在粒度分布(D90-D10)/D50为0的情况下，意味着完全没有偏差，粒度分布(D90-D10)/D50越大，则表示偏差越大。在此，图5是表示通过图4的图像的图像分析提取的主相结晶颗粒的轮廓的图。

在图5中，区别从该SEM背散射电子图像提取的各主相结晶颗粒1的轮廓中与相邻的另一主相结晶颗粒1’接触的部分3的长度和与晶界相2接触的部分4的长度，分别计算每个颗粒。由此，计算与晶界相接触的部分的长度的合计相对于全部主相结晶颗粒1的轮廓的长度的合计的比率作为晶界相包覆率。

在此，辨识晶界相中具有比阻断交换耦合的3nm足够大的值(在D50为1.0μm以上的情况下是20nm，在D50低于1.0μm的情况下是5nm)以上的宽度且具有与主相不同的组成的对照的区域，与该区域接触的主相结晶颗粒的轮廓部分作为与晶界相接触的部分而被检测。对于该样品，对5个视野以上的磁铁截面进行这些一系列的测定及计算，将其平均值作为各参数的代表值。

本实施方式的各种晶界相的组成及面积比率能够使用SEM(扫描型电子显微镜)、EPMA(波长色散型能谱法)进行评价。进行评价了上述的磁特性的样品的抛光截面的观察。以倍率在观测对象的抛光截面上可以看到200个左右的主相颗粒的方式摄影，但根据各晶界相的尺寸或分散状态等适当地确定即可。抛光截面可以与取向轴平行，也可以与取向轴正交，或者也可以与取向轴成任意的角度。使用EPMA对该截面区域进行面分析，由此，可知各元素的分布状态，可知主相及各晶界相的分布状态。

进一步，通过EPMA对进行过面分析的视野所包含的每个晶界相进行点分析，定量求出组成，特定属于R-T-M相的区域、属于富T相的区域、以及属于富R相的区域。在各区域中，在将R、T以及M的原子数设为[R]、[T]、[M]时，将[R]/[T]＞1.0的区域判别为富R相，将0.4≤[R]/[T]≤0.5且0.0＜[M]/[T]＜0.1的区域判别为R-T-M相，将[R]/[T]＜1.0且R-T-M相以外的区域判别为富T相。基于这些EPMA的面分析的结果和点分析的结果，根据以相同视野观察到的利用SEM得到的背散射电子图像(得到来自于组成的对照。参照图4。)，将该观察视野图像导入图像分析软件，计算属于R-T-M相、富T相、富R相的区域的面积比率。即，这里所说的面积比率是指各晶界相的面积相对于总晶界相面积的比率。对于该样品，对5个视野以上的磁铁截面进行这些一系列的测定及计算，将其平均值设为各参数的代表值。

实施例

以下，使用实施例及比较例对本发明的内容进行详细地说明，但本发明不限于以下的实施例。

(实验例1)

配合原料，以得到表1所示的组成的R-T-B系烧结磁铁，将这些原料熔解后，通过薄带连铸法进行铸造，得到片状的原料合金。

接下来，进行以500℃使氢吸附于这些原料合金后，在Ar气氛中进行300℃下1小时的热处理后，暂时冷却至室温，在真空气氛中再次进行300℃下1小时的热处理的氢粉碎处理。之后，将得到的粉碎物在Ar气氛下冷却至室温。

接下来，在进行过氢粉碎处理的粗粉碎粉末中添加0.1质量％的月桂酸酰胺作为粉碎助剂后，使用喷射式粉碎机进行微粉碎。在进行微粉碎时，调节喷射式粉碎机的分级转子的转速，以使微粉碎粉末的平均粒径成为1.7μm。微粉碎工序后，通过将回收的微粉碎粉末再次投入喷射式粉碎机中进行2次分级，从而提高分级精度，减小了粒度分布偏差。

将得到的微粉碎粉末填充到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的压力的磁场中成型，得到成型体。

之后，烧结得到的成型体。在真空中以1030℃保持4小时进行烧结后，快速冷却，得到烧结体(R-T-B系烧结磁铁)。然后，对得到的烧结体在Ar气氛下以590℃实施1小时的时效处理，得到实验例1-1～1-22的各R-T-B系烧结磁铁。

此外，在本实施例中，在低于50ppm的氧浓度的惰性气体气氛下进行上述的该氢粉碎处理至烧结的各工序。

在表1中示出对实验例1-1～1-22的R-T-B系烧结磁铁进行组成分析得到的结果。表1所示的各元素的含量通过ICP发光分析进行测定。

对于在实验例1-1～1-22中得到的R-T-B系烧结磁铁，通过SEM观察沿着包含取向轴的平面的抛光截面，将观察图导入图像分析软件，在表2中示出评价主相结晶颗粒的平均结晶粒径D50和粒度分布(D90-D10)/D50得到的结果。

另外，对于实验例1-1～1-22中得到的R-T-B系烧结磁铁，通过SEM及EPMA观察沿着包含取向轴的平面的抛光截面，进行晶界相的鉴定，并且评价抛光截面的主相及各晶界相的组成。将观察图导入图像分析软件，在表2中示出评价各晶界相的面积比率和晶界相包覆率得到的结果。

使用B-H示踪器测定实验例1-1～1-22中得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性。作为磁特性，在室温(23℃)下，评价上述规定的最低磁化磁场Hmag、以该磁化磁场Hmag测得的局部曲线的剩余磁通密度Br__Hmag、矫顽力HcJ__Hmag、矩形比Hk/HcJ__Hmag、局部曲线平坦性的指标H__50％Js/HcJ__Hmag。进一步，求出高温(180℃)下的矫顽力相对于室温下的矫顽力的降低率β及高温(180℃)下的局部曲线平坦性相对于室温下的局部曲线平坦性的降低率γ。在表3中示出结果。

[表2]

[表3]

实验例1-2～1-4、1-6、1-7、1-9～1-13的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性。因此，确认了在0.16≤a/b≤0.28的范围可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。

实验例1-2～1-4、1-13的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性。因此，确认了在0.050≤c/b≤0.075的范围中可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。

实验例1-15、1-16、1-18、1-19、1-21、1-22的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性。因此，确认了在0.005≤d/b≤0.028的范围中可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。

(实验例2)

配合原料，以得到表4所示的组成的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地，对各个组成进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用喷射式粉碎机的微粉碎、成型、烧结、时效处理。

对于实验例2-1～2-38的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地进行组成分析，在表4中示出得到的结果。另外，根据组成分析结果计算x及y，在图1中绘出x和y的关系。图1中的序号1～38与实验例2-1～2-38对应。

在表5中示出评价主相结晶颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率、R-T-M相、富T相及富R相的面积比率得到的结果。另外，在表6中示出测定磁特性得到的结果。

[表5]

[表6]

如表6所示，实验例2-6～2-8、2-11～2-13、2-15～2-34及2-36的R-T-B系烧结磁铁(在图1中以黑色三角形示出)满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性。

因此，在x及y在图1所示的范围内的情况下，确认了可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性。

进一步，实验例2-6～2-8、2-11～2-13、2-15～2-34及2-36的R-T-B系烧结磁铁(在图1中以黑色三角形示出)其高温下的矫顽力的降低率为0.45％/℃以下，局部曲线平坦性的降低率为0.30％/℃以下。

因此，确认了通过c/b、(a-2c)/(b-14c)及d/(b-14c)在上述的范围内，且晶界相的包覆率、R-T-M相、富T相及富R相的面积比率在上述的范围内，由此可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性，此外高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

特别是也确认了在满足y≥0.300的实验例2-6～2-8、2-11～2-13、2-17～2-19、2-22～2-25、2-28～2-31及2-34的R-T-B系烧结磁铁中可以得到更高的矩形比。

另外，也确认了在满足0.000≤y≤0.111的实验例2-15、2-16、2-20、2-21、2-26、2-27、2-32及2-36的R-T-B系烧结磁铁中可以得到更高的剩余磁通密度及局部曲线平坦性。

(实验例3)

配合原料，以得到表7所示的组成的R-T-B系烧结磁铁，对于各个组成，除了以下所示的条件以外，与实验例1同样地，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用喷射式粉碎机的微粉碎、成型、烧结、时效处理。此外，对于实验例3-7，与实验例1同样地，进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用喷射式粉碎机的微粉碎、成型、烧结、时效处理。

在微粉碎工序中，调节喷射式粉碎机的分级条件，以使微粉碎粉末的平均粒径在实验例3-1中成为2.7μm、在实验例3-2中成为3.7μm、在实验例3-3中成为4.7μm。微粉碎工序后，与实验例1同样地，通过将回收的微粉碎粉末再次投入喷射式粉碎机中进行2次分级，从而提高分级精度，并减小了粒度分布偏差。除了上述以外，与实验例1同样地得到R-T-B系烧结磁铁。

在实验例3-4中，进行在室温下吸附氢后，在Ar气氛中进行300℃下1小时的热处理后，暂时冷却至室温，在真空气氛中再次进行300℃下1小时的热处理的氢粉碎处理，除此以外，与实验例1同样地，得到R-T-B系烧结磁铁。在实验例3-5中，进行在室温下使原料合金吸附氢后，在Ar气氛中进行300℃下1小时的热处理后，暂时冷却到室温，在真空气氛中再次进行300℃下1小时的热处理的氢粉碎处理，将微粉碎后的利用喷射式粉碎机的分级设为1次，除此以外，与实验例1同样地进行，得到R-T-B系烧结磁铁。在实验例3-6中，不进行氢粉碎处理，使用捣碎机进行机械粗粉碎，除此以外，与实验例1同样地进行，得到R-T-B系烧结磁铁。

对于实验例3-1～3-7的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地进行组成分析，在表7中示出得到的结果。另外，在表8中示出评价主相结晶颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率、R-T-M相、富T相及富R相的面积比率得到的结果。另外，在表9中示出测定磁特性得到的结果。

[表8]

[表9]

根据表9，实验例3-1、3-2、3-4、3-5及3-7的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

因此，确认了在D50≤4.00μm或(D90-D10)/D50≤1.60的范围中可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性，此外，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。另外，即使在Fe的一部分未被Co置换的情况下，也确认可以得到同样的效果。

(实验例4)

配合原料，以得到表10所示的组成的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地，对各个组成进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用喷射式粉碎机的微粉碎、成型、烧结、时效处理。

对于实验例4-1～4-5的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地进行组成分析，在表10中示出得到的结果。另外，在表11中示出评价主相结晶颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率、R-T-M相、富T相及富R相的面积比率得到的结果。另外，在表12中示出测定磁特性得到的结果。

[表11]

[表12]

根据表12，实验例4-1～4-5的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为12kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

因此，确认了在0.000≤y≤0.111的情况下，可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性，此外，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

(实验例5)

配合原料，以得到表13所示的组成的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地，对各个组成进行原料合金的铸造、氢粉碎处理、利用喷射式粉碎机的微粉碎、成型、烧结、时效处理。

对于实验例5-1～5-8的R-T-B系烧结磁铁，与实验例1同样地进行组成分析，在表13中示出得到的结果。另外，在表14中示出评价主相结晶颗粒的平均粒径、粒度分布、晶界相包覆率、R-T-M相、富T相及富R相的面积比率得到的结果。另外，在表15中示出测定磁特性得到的结果。

[表14]

[表15]

根据表15，实验例5-1～5-8的R-T-B系烧结磁铁满足：最低磁化磁场为7.0kOe以下、最低磁化磁场中的剩余磁通密度为9.5kG以上、矫顽力为0.5kOe以上5.0kOe以下，在最低磁化磁场中也具有高的矩形比和局部曲线平坦性，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

因此，确认了即使在选择Nd以外的元素作为R1，且选择Y以外的元素作为R2的情况下，也可以得到高剩余磁通密度、低矫顽力、且磁化磁场低的状态下的高的矩形比和局部曲线平坦性，此外，高温下的矫顽力及局部曲线平坦性的降低率小。

以上，基于实施方式对本发明进行了说明。实施方式为示例，本领域技术人员可以理解，在本发明的权利要求的范围内能够进行各种变形及变更，另外，这样的变形例及变更也在本发明的权利要求的范围内。因此，本说明书中的说明应当被认为是例证性的而非限定性的。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供一种适于能够在大的转速范围维持高的效率的可变磁力电动机的R-T-B系稀土类永久磁铁。

符号的说明

1…主相结晶颗粒、1’…主相结晶颗粒、2…晶界相、3…主相结晶颗粒截面的轮廓中与晶界相接触的部分、4…主相结晶颗粒截面的轮廓中与主相结晶颗粒接触的部分。

Claims (4)

1.一种R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，

所述R-T-B系稀土类永久磁铁的组成式以(R1_1-x-ySm_xR2_y)_aT_bB_cM_d表示，

在所述组成式中，R1是不包含Sm及R2的一种以上的稀土元素，R2是Y、Ce、La中的一种以上的稀土元素，

T是以Fe为必须或者以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属，

M是Ga或由Sn、Bi、Si的一种以上与Ga构成的元素，

x及y在(x,y)平面上，处于构成以点A(0.010,0.600)、点B(0.010,0.400)、点C(0.050,0.000)、点D(0.150,0.000)、点E(0.100,0.600)为顶点的五边形的边的直线上及被该直线包围的区域内，

a、b、c及d满足以下的关系：

0.16≤a/b≤0.28、

0.050≤c/b≤0.075、

0.005≤d/b≤0.028，

所述R-T-B系稀土类永久磁铁包含由具有R₂T₁₄B型四方晶结构的化合物构成的主相和晶界相，

所述主相结晶颗粒的平均结晶粒径D50满足D50≤4.00μm的关系，

粒度分布满足(D90-D10)/D50≤1.60的关系，D10、D50、D90是任意的截面中的主相结晶颗粒的截面积的累积分布为10％、50％、90％的面积等效圆直径，

所述晶界相的包覆率为70.0％以上。

2.根据权利要求1所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，

a、b、c及d满足以下的关系：

0.050≤c/b≤0.070、

0.25≤(a-2c)/(b-14c)≤2.00、

0.025≤d/(b-14c)≤0.500，

在所述晶界相的任意的截面中，具有La₆Co₁₁Ga₃型晶体结构的R-T-M相的面积相对于总晶界相面积的比率为10.0％以上，

在将R和T的原子数设为[R]、[T]时，富T相为[R]/[T]＜1.0且所述R-T-M相以外的相，所述富T相的面积相对于所述总晶界相面积的比率为60.0％以下，

在将R和T的原子数设为[R]、[T]时，富R相为[R]/[T]＞1.0的相，所述富R相的面积相对于所述总晶界相面积的比率为70.0％以下。

3.根据权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，

y≥0.300。

4.根据权利要求1或2所述的R-T-B系稀土类永久磁铁，其特征在于，

0.000≤y≤0.111。

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