CN111724959A

CN111724959A - R-t-b系永久磁铁

Info

Publication number: CN111724959A
Application number: CN202010194793.0A
Authority: CN
Inventors: 藤原真理子; 岩崎信
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2019-03-20
Filing date: 2020-03-19
Publication date: 2020-09-29
Anticipated expiration: 2040-03-19
Also published as: CN111724959B; US10991492B2; JP7387992B2; JP2020155633A; US20200303098A1

Abstract

本发明提供一种维持剩余磁通密度Br并同时提高室温下的矫顽力HcJ的R‑T‑B系永久磁铁。本发明的R‑T‑B系永久磁铁含有Ga，其中，R为一种以上的稀土元素，T为Fe或Fe及Co，B为硼。本发明的R‑T‑B系永久磁铁含有由具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒构成的主相颗粒和由相邻的两个以上的主相颗粒形成的晶界。将主相颗粒中的Ga的原子数浓度设为[Ga]，将R的原子数浓度设为[R]，满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。

Description

R-T-B系永久磁铁

技术领域

本发明涉及一种R-T-B系永久磁铁。

背景技术

专利文献1中记载了一种稀土类磁铁，该稀土类磁铁以具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒作为主相，其中，具有从主相颗粒的端部朝向主相颗粒的内部增加的Ga的浓度梯度。特别地，记载了抑制高温退磁及提高室温下的矫顽力的稀土类磁铁。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2016/153057号

发明内容

发明想要解决的技术问题

目前，寻求进一步提高了室温下的矫顽力的R-T-B系永久磁铁。

本发明的目的在于，提供一种维持剩余磁通密度Br并同时提高室温下的矫顽力HcJ的R-T-B系永久磁铁。

用于解决技术问题的手段

为了实现上述目的，本发明的R-T-B系永久磁铁其特征在于，该R-T-B系永久磁铁含有Ga，其中R为一种以上的稀土元素，T为Fe或Fe及Co，B为硼，

含有由具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒构成的主相颗粒、和由相邻的两个以上的所述主相颗粒形成的晶界，

将所述主相颗粒中的Ga的原子数浓度设为[Ga]，将R的原子数浓度设为[R]，

满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。

本发明的R-T-B系永久磁铁通过具有上述特征，特别是能够不降低Br而提高室温下的HcJ。

所述晶界也可以包含R₆T₁₃Ga相。

附图说明

图1是表示大致中央部的决定方法的示意图。

符号说明

1 主相颗粒

11 长径

11A (主相颗粒的)中心

具体实施方式

以下，基于实施方式对本发明进行说明。

＜R-T-B系永久磁铁＞

对本实施方式的R-T-B系永久磁铁进行说明。本实施方式的R-T-B系永久磁铁具有由具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒构成的主相颗粒、和由相邻的两个以上的上述主相颗粒形成的晶界。

主相颗粒的平均粒径通常为1μm～30μm左右。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁也可以是使用R-T-B系合金形成的烧结体。

R表示稀土元素的至少一种。稀土元素是指属于长周期型周期表的第3族(IIIB族)的Sc和Y及镧系元素。镧系元素例如可包含La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等。稀土元素可分为轻稀土类及重稀土类，重稀土元素是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土元素是除重稀土元素以外的稀土元素。在本实施方式中，从制造成本及适宜控制磁特性的观点考虑，也可以含有Nd及/或Pr作为R。另外，特别是从提高矫顽力的观点考虑，也可以含有轻稀土元素和重稀土元素的两方。重稀土元素的含量没有特别限制，也可以不含有重稀土元素。重稀土元素的含量例如为5质量％以下(包含0质量％)。

在本实施方式中，T是Fe或Fe及Co。另外，B是硼。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁的主相颗粒中包含Ga。而且，将主相颗粒中的Ga的原子数浓度设为[Ga]，将R的原子数浓度设为[R]，满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。

通过R-T-B系永久磁铁的主相颗粒满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100，能够提高HcJ，特别是室温下的HcJ。HcJ提高的机制还不清楚。但本发明人等认为是因为通过将具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒中所含的R的一部分替换为Ga，从而主相颗粒的各向异性磁场提高的原因。

为了R-T-B系永久磁铁的HcJ提高，并不需要R-T-B系永久磁铁中所含的全部的主相颗粒都满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。通过基于个数的70％以上的主相颗粒满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100，从而R-T-B系永久磁铁的HcJ就提高。在主相颗粒的[Ga]/[R]过小的情况下，磁特性、特别是HcJ容易降低。另外难以制作含有大量[Ga]/[R]大于0.100的主相颗粒的R-T-B系永久磁铁。

此外，主相颗粒的[Ga]/[R]例如可以通过下述的方法进行测定。首先，将R-T-B系永久磁铁以任意的截面切割，并进行研磨。接着，通过SEM或EDS分析研磨后的切割面中的元素分布。将测定倍率设为2500倍～5000倍。而且，从得到的SEM图像中选择最少三个以上的长径为4μm以上的主相颗粒。然后，使用EDS将光斑直径2μm的电子束对设定于该主相颗粒的大致中央部的测定点进行照射，并测定各元素的含量。此外，使光斑不超出晶界范围。根据各测定点处的各元素的浓度，算出各测定点处的[Ga]/[R]，并作为具有该测定点的主相颗粒的[Ga]/[R]。

使用图1对大致中央部的决定方法进行说明。首先，主相颗粒1的长径11是在如图1所示相对于主相颗粒1画出相互平行的两条切线的情况下，连结两条切线的距离成为最长的接点的直径。图1中，将长径11的长度设为L。而且，长径11的中点成为主相颗粒1的中心11A。并且，将主相颗粒1的中心11A的附近，具体而言为距主相颗粒1的中心11A的距离为1μm以内的部分设为主相颗粒1的大致中央部。

此外，主相颗粒中的Ga的浓度具体而言也可以为0.5原子％以上。能够提高HcJ，特别是室温下的HcJ。

从提高HcJ，特别是室温下的HcJ的观点考虑，在主相颗粒的内部也可以存在Ga的浓度差，Ga的浓度相对高的部分处于主相颗粒的大致中央部，Ga的浓度相对低的部分可以处于主相颗粒的外缘部。

从提高HcJ，特别是室温下的HcJ的观点考虑，在主相颗粒的内部也可以存在B的浓度差，B的浓度相对低的部分处于主相颗粒的大致中央部，B的浓度相对高的部分可以处于主相颗粒的外缘部。

从提高HcJ，特别是室温下的HcJ的观点考虑，在主相颗粒的内部也可以存在C的浓度差，C的浓度相对高的部分处于主相颗粒的大致中央部，C的浓度相对低的部分可以处于主相颗粒的外缘部。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁的晶界中也可以包含R₆T₁₃Ga相。R₆T₁₃Ga相是与主相相比R及Ga的各浓度高，且具有La₆Co₁₁Ga₃型的晶体结构的相。通过在晶界中包含R₆T₁₃Ga相，从而容易提高HcJ，特别是室温下的HcJ。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁的晶界也可以含有与R₂T₁₄B结晶粒相比R的浓度高的富R相。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的R的合计含量没有限定。例如，为29.0质量％以上且33.5质量％以下。R的合计含量越少，HcJ越容易降低。R的合计含量越多，Br越容易降低。在R的合计含量少的情况下，R-T-B系永久磁铁的主相颗粒的生成不充分。而且，具有软磁性的α-Fe等容易析出，HcJ容易降低。另外，在R的合计含量多的情况下，R-T-B系永久磁铁的主相颗粒的体积比率容易减少，Br容易降低。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的B的含量没有限定。例如，为0.70质量％以上且0.99质量％以下。也可以为0.80质量％以上且0.96质量％以下。B的含量越少，烧结性越容易降低，具有高矩形比(Hk/HcJ)且没有异常晶粒生长的烧结温度的宽度越容易变窄。如果B的含量过多，则Br容易降低。另外，如果B的含量比0.96质量％大，则R₆T₁₃Ga相难以形成于晶界，且在主相颗粒之间难以形成非磁性的晶界相。因此，室温下的HcJ容易降低。

T是Fe或Fe及Co。T可以仅为Fe，但也可以为Fe及Co。本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Co的含量是任意的。例如，为0.10质量％以上且2.5质量％以下。也可以为0.10质量％以上且0.44质量％以下。如果Co的含量低于0.10质量％，则耐腐蚀性容易降低。Co的含量越多，Br及HcJ越容易降低。另外，存在本实施方式的R-T-B系永久磁铁变得昂贵的趋势。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁还包含Ga。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Ga的含量没有限定。例如，为0.30质量％以上且2.0质量％以下。也可以为0.50质量％以上且1.0质量％以下。Ga的含量越少，主相颗粒中的Ga的含量越减少，且主相颗粒中的Ga的原子数浓度越减少。进而，R₆T₁₃Ga相难以在晶界中产生。其结果，磁特性，特别是HcJ容易降低。另外，Ga的含量越多，Br越容易降低。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁还可以包含选自Cu、Zr以及Al中的一种以上。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Cu的含量没有限定。可以为0.10质量％以上且1.5质量％以下。也可以为0.53质量％以上且0.97质量％以下。Cu的含量越少，耐腐蚀性越容易降低。Cu的含量越多，Br越容易降低。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Al的含量没有限定。Al的含量例如为0.010质量％以上且0.80质量％以下。也可以为0.10质量％以上且0.50质量％以下。减少Al的含量例如存在由于在合金铸造时Al容易混入等的理由而困难的情况。Al的含量越多，Br越容易降低。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Zr的含量没有限定。Zr的含量例如为0.10质量％以上且0.80质量％以下。也可以为0.20质量％以上且0.60质量％以下。Zr的含量越少，耐腐蚀性及烧结性越容易降低。Zr的含量越多，Br越容易降低。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁也可以包含O、C及/或N。

在本实施方式的R-T-B系永久磁铁中，氧量是任意的。例如可以为0.300质量％以下。也可以为0.200质量％以下。氧量越多，HcJ越容易降低。

在本实施方式的R-T-B系永久磁铁中，碳量没有限定。例如为0.003质量％以上且0.200质量％以下。也可以为0.065质量％以上且0.120质量％以下。碳量越少，越容易在晶界中形成富Fe相，Br越容易降低。碳量越多，HcJ越容易降低。

在本实施方式的R-T-B系永久磁铁中，氮量没有限定。例如，可以为0.300质量％以下。也可以为0.100质量％以下。氮量越多，HcJ越容易降低。

R-T-B系永久磁铁中的氧量、碳量、氮量的测定方法可以使用通常已知的方法。氧量例如通过惰性气体熔化-非分散型红外线吸收法进行测定，碳量例如可通过氧气流中燃烧-红外线吸收法进行测定，氮量例如可通过惰性气体熔解热传导法进行测定。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁中的Fe的含量是R-T-B系永久磁铁的构成要素中实际的余量。Fe的含量是实际的余量是指具体而言，上述的元素、即，除R、T、B、Ga、Cu、Al、Zr、O、C、N以外的元素的合计含量为1质量％以下的情况。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁通常可加工成任意的形状进行使用。本实施方式的R-T-B系永久磁铁的形状没有特别限定，例如，能够做成长方体、六面体、平板状、四棱柱等柱状、将R-T-B系永久磁铁的截面形状设为C型的圆筒状等任意的形状。作为四棱柱，例如，可以为底面是长方形的四棱柱，也可以为底面是正方形的四棱柱。

另外，本实施方式的R-T-B系永久磁铁可包含加工该磁铁而磁化的磁铁制品和没有将该磁铁磁化的磁铁制品两者。

＜R-T-B系永久磁铁的制造方法＞

接着，对本实施方式的R-T-B系永久磁铁的制造方法的一例进行说明。本实施方式的R-T-B系永久磁铁能够通过通常的粉末冶金法进行制造。该粉末冶金法具有：制备原料合金的制备工序、粉碎原料合金得到原料微粉末的粉碎工序、将原料微粉末成型，制作成型体的成型工序、烧结成型体得到烧结体的烧结工序、以及对上述烧结体进行时效处理的热处理工序。

制备工序是制备具有本实施方式的R-T-B系永久磁铁中所含的各元素的原料合金的工序。首先，准备具有规定的元素的原料金属等，使用它们例如进行以下所示的薄带连铸法。由此，能够制备原料合金。作为原料金属等，例如可举出稀土金属或稀土金属合金、纯铁、硼铁、碳、或它们的合金。使用这些原料金属等，调整能够得到具有期望的组成的R-T-B系永久磁铁的原料合金。

作为制备方法的一例，对薄带连铸法进行说明。薄带连铸法是使将上述原料金属等熔融得到的熔融金属流入到中间包，进一步使熔融金属从中间包排出到旋转上述熔融金属的铜辊上，在铜辊上使熔融金属冷却并凝固的方法。铜辊的内部被水冷。当用辐射温度计观察熔融金属的温度变化时，在1300℃～1600℃下从中间包排出的熔融金属在铜辊上迅速冷却到800℃～1000℃并进行凝固。而且，凝固的熔融金属从铜辊被剥下成为合金片，被收集到回收箱中。

然后，在回收箱中合金片进一步被冷却。在此，通过在回收箱中具备冷却机构，从而能够加速合金片的冷却速度。作为冷却机构，例如，可举出在回收箱中排列成梳子状的冷却板等。以下，有时将铜辊上的冷却称为1次冷却，将回收箱中的冷却称为2次冷却。另外，将1次冷却的速度称为1次冷却速度，将2次冷却的速度称为2次冷却速度。

在此，通过加快2次冷却速度，能够使Ga在主相颗粒中大量固溶，且能够提高[Ga]/[R]。作为加快2次冷却速度的有效的方法，例如可举出减薄合金厚度的方法。另外，可举出在回收箱中将冷却板排列成梳子状的情况下，使冷却冷却板的冷却水的水温降低的方法、增加冷却水的水量的方法、使冷却板彼此的间隔变窄的方法等。另外，当2次冷却速度不够时，不能使Ga在主相颗粒中充分地固溶，反而容易形成大量含有Ga的晶界，例如，富R相或R₆T₁₃Ga相。

主相颗粒中的Ga的浓度即使单独增加熔融金属中的Ga的含量也难以增加。这是因为与主相颗粒相比Ga更容易浓缩于晶界中，特别是晶界中的富R相中。另外，特别是在R多的组成或B少的组成中，由于在铸造时富R相大量形成，因此，即使增加Ga的含量，主相颗粒中的Ga的浓度也难以增加。因此，如上所述，通过在合金铸造时晶界中所含的富R相等的相凝固的温度下加快冷却速度，从而妨碍包含大量Ga的晶界的形成，能够增加主相颗粒中的Ga的浓度。

特别地，在900℃以下的温度域中加快冷却速度的情况下，Ga容易固溶于主相颗粒。这是因为由于晶界中所含的富R相等各相在900℃以下凝固，因此通过缩短留在900℃以下的温度域的时间，从而能够妨碍包含大量Ga的晶界的形成。即，在使Ga固溶于主相颗粒上加快1次冷却速度和2次冷却速度中特别是2次冷却速度是重要的。

原料合金中所含的碳量也可以为0.01质量％以上。该情况下，容易将主相颗粒的外缘部的Ga的浓度及C的浓度调整为比主相颗粒内部的Ga的浓度及C的浓度低。另外，容易将主相颗粒的外缘部的B的浓度调整为比主相颗粒内部的B的浓度高。

作为调整原料合金中的碳量的方法，例如，具有通过使用包含碳的原料金属等进行调整的方法。特别地，通过使Fe原料的种类变化来调整碳量的方法是容易的。为了增加碳量，可以使用碳钢或铸铁等，为了减少碳量，只要使用电解铁等即可。

粉碎工序是粉碎在制备工序中得到的原料合金而得到原料微粉末的工序。该工序也可以以粗粉碎工序及微粉碎工序的2阶段进行，但也可以作为仅微粉碎工序的1阶段。

粗粉碎工序例如能够使用捣碎机、颚式破碎机、布朗磨等，在惰性气体气氛中进行。也能够进行在吸附氢后进行粉碎的氢吸附粉碎。在粗粉碎工序中，将原料合金进行粉碎至粒径成为数百μm～数mm程度的粗粉末。

微粉碎工序将在粗粉碎工序中得到的粗粉末(省略粗粉碎工序时为原料合金)微粉碎，制备平均粒径为数μm程度的原料微粉末。原料微粉末的平均粒径可以考虑烧结后的结晶颗粒的成长程度而设定。微粉碎例如可以使用喷射磨来进行。

在微粉碎前可以添加粉碎助剂。通过添加粉碎助剂，改善粉碎性，使成型工序中的磁场取向容易。另外，能够改变烧结时的碳量，容易适宜地控制主相颗粒中的Ga的浓度、C的浓度、以及B的浓度。

根据上述理由，粉碎助剂也可以是具有润滑性的有机物。特别地也可以是包含氮的有机物。具体而言，也可以是硬脂酸、油酸、月桂酸等长链烃酸的金属盐、或上述长链烃酸的酰胺。

从控制主相颗粒的组成的观点考虑，粉碎助剂的添加量也可以相对于原料合金100质量％为0.05～0.15质量％。另外，通过将粉碎助剂相对于原料合金中所含的碳的质量比率设为5～15倍，从而容易将主相颗粒的外缘部中的Ga的浓度及C的浓度调整为比主相颗粒内部中的Ga的浓度及C的浓度低。另外，容易将主相颗粒的外缘部中的B的浓度调整为比主相颗粒内部中的B的浓度高。

成型工序是将原料微粉末在磁场中成型而制作成型体的工序。具体而言，在将原料微粉末填充到配置于电磁铁中的模具内后，通过电磁铁施加磁场使原料微粉末的结晶轴取向，同时通过加压原料微粉末，进行成型，从而制作成型体。该磁场中的成型例如可以在1000～1600kA/m的磁场中、30～300MPa程度的压力下进行。

烧结工序是烧结成型体而得到烧结体的工序。在上述磁场中的成型后，将成型体在真空或惰性气体气氛中烧结，能够得到烧结体。烧结条件可根据成型体的组成、原料微粉末的粉碎方法、粒度等条件适当设定。在此，为了维持高的主相颗粒中的Ga的浓度，可以将烧结温度设为950℃～1050℃这样较低的温度，也可以将烧结时间设为1～12小时左右。烧结温度也可以为950℃～1000℃。这样，通过以较低的温度进行烧结，从而可以降低烧结时的主相颗粒的熔融量，在调整工序中，能够降低固溶于主相颗粒的Ga扩散到晶界。另外，通过调整升温过程，也能够调整烧结后的R-T-B系永久磁铁中的碳量。为了将碳保留到烧结时，优选将从室温到300℃的升温速度设为1℃/分钟以上，也可以设为4℃/分钟以上。

热处理工序是对烧结体进行时效处理的工序。通过经过热处理工序，能够在晶界中产生R₆T₁₃Ga相。R₆T₁₃Ga相在热处理工序中是由熔融的主相颗粒形成的相。另外，R₆T₁₃Ga相形成于晶界的温度在500℃附近。因此，在R₆T₁₃Ga相形成于晶界的时间点，主相颗粒中的Ga的浓度没有变化。另一方面，在热处理后的冷却过程中，在主相的外缘部析出Ga的浓度低的部分。因此，在R₆T₁₃Ga相在晶界整体均匀地析出的情况下，特别是主相颗粒的外缘部的Ga的浓度容易比主相颗粒内部中的Ga的浓度低。因此，在产生R₆T₁₃Ga相的情况下，室温下的HcJ特别容易提高。

具体而言，热处理只要在480℃～900℃的范围进行即可。另外，可以以1个阶段进行，也可以以2个阶段进行。在以1个阶段进行的情况下，可以在480℃～550℃的温度范围进行1小时～3小时热处理。在以2阶段进行的情况下，可以在700℃～900℃下进行1小时～2小时热处理后，再在480℃～550℃下进行1小时～3小时热处理。进而，热处理的降温过程中的冷却速度或微细组织变动，但冷却速度可以为50℃/分以上，特别是100℃/分以上，也可以为250℃/分以下，特别是200℃/分以下。通过设定各种原料合金组成、调整工序中的凝固时的冷却速度、上述的烧结条件及热处理条件，可以适当控制主相颗粒内的[Ga]/[R]、R₆T₁₃Ga相的有无等。

在本实施方式中，示例了通过热处理条件等控制主相颗粒内的[Ga]/[R]、R₆T₁₃Ga相的有无等的方法，但本实施方式的R-T-B系永久磁铁不限定于通过上述的制造方法得到的磁铁。通过附加组成要因的控制、调整工序中的凝固条件的控制、烧结条件的控制，从而即使在与本实施方式中例示的热处理条件等不同的条件下也能够得到起到同样的效果的R-T-B系永久磁铁。

得到的R-T-B系永久磁铁也可以根据需要加工成期望的形状(加工工序)。作为加工的种类，例如可举出切割、研磨等形状加工、滚筒抛光等倒角加工等。

也可以对加工的R-T-B系永久磁铁的晶界，进一步扩散重稀土元素(晶界扩散工序)。晶界扩散的方法没有特别限制。例如，也可以通过涂布或蒸镀等使包含重稀土元素的化合物附着于R-T-B系永久磁铁的表面后通过进行热处理来实施。另外，也可以通过在包含重稀土元素的蒸汽的气氛中对R-T-B系永久磁铁进行热处理来实施。通过晶界扩散，能够进一步提高R-T-B系永久磁铁的HcJ。

通过以上工序得到的R-T-B系永久磁铁也可以实施镀覆处理、树脂包覆处理、氧化处理、化学合成处理等表面处理(表面处理工序)。由此，能够进一步提高耐腐蚀性。

通过以上的方法，得到本实施方式的R-T-B系永久磁铁，但本发明的R-T-B系永久磁铁的制造方法不限定于上述方法，也可以适当变更。例如，在本实施方式中，进行了加工工序、晶界扩散工序、表面处理工序，但这些工序未必需要进行。另外，本实施方式的R-T-B系永久磁铁的用途没有制限。例如，适合用于硬盘驱动器的音圈马达、产业机械用电机、家电用电机。另外，还适合用于汽车用部件、特别是EV用部件、HEV用部件及FCV用部件。

此外，本发明不限定于上述的实施方式，可在本发明的范围内进行各种改变。

本实施方式的R-T-B系永久磁铁不限定于通过烧结制造的磁铁。例如，本实施方式的R-T-B系永久磁铁也可以通过热加工进行制造。通过热加工制造R-T-B系永久磁铁的方法具有以下的工序。

(a)熔融原料金属，并将得到的金属熔液骤冷，得到薄带的熔融骤冷工序

(b)粉碎薄带，得到片状的原料粉末的粉碎工序

(c)将粉碎的原料粉末进行冷成型的冷成型工序

(d)预备加热冷成型体的预备加热工序

(e)将预备加热的冷成型体进行热成型的热成型工序

(f)使热成型体塑性变形成规定的形状的热塑性加工工序。

(g)对R-T-B系永久磁铁进行时效处理的时效处理工序

实施例

接下来，基于具体的实施例对本发明进一步进行详细地说明，但本发明不限定于以下的实施例。具有烧结成型体得到烧结体的烧结工序、对上述烧结体实施时效处理的热处理工序。

＜制备工序＞

首先，准备烧结磁铁的原料金属，使用它们通过薄带连铸法制作原料合金。在实施例1～4及比较例1、2中，以表1所示的薄带连铸法的条件制作表2所示的组成的原料合金。

表1

表2

表1的回收箱水温及回收箱水量是流动到回收箱的冷却水的水温及水量。即，是与2次冷却速度密切相关的参数。表1的合金厚度是从制作的原料合金中任意抽出50张合金片，通过测微计(micrometer)测定各合金片的厚度并将其平均得到的平均值。在比较例2中，通过减缓1次冷却速度，即合金片凝固时的冷却速度，使合金厚度比其它实施例及比较例厚。

表2所示的各元素的含量通过荧光X线分析对Nd、Pr、Fe、Co、Cu、Al、Ga、Zr进行测定，通过ICP发光光谱分析对B进行测定。

＜粉碎工序＞

接着，在使氢吸附于得到原料合金后，在300℃、Ar气体气氛下进行2小时的脱氢的氢粉碎处理。然后，将得到的粉碎物在Ar气体气氛下冷却到室温。

在得到的粉碎物中添加了粉碎助剂并混合后，使用喷射磨进行微粉碎，得到平均粒径为3μm的原料粉末。

＜成型工序＞

将得到的原料粉末在低氧气氛(氧浓度100ppm以下的气氛)下，在取向磁场1200kA/m、成型压力120MPa的条件下进行成型，得到了成型体。

＜烧结工序＞

然后，将成型体在真空中，以表1所示的烧结温度及烧结时间进行烧结后骤冷，得到烧结体。

＜热处理工序＞

对得到的烧结体在Ar气体气氛下进行2阶段的热处理。在第一阶段的热处理中，在880℃下保持60分钟后，加压到5kPa，并冷却到室温。在第二阶段的热处理中，在500℃下保持90分钟后，加压到5kPa，并冷却到室温。

对如以上那样得到的各试样(实施例1～4及比较例1、2)测定了磁特性。具体而言，试样B-H示踪仪，分别测定了Br及HcJ。将结果示于表1。

接着，切割测定了磁特性的各试样，并将切割面研磨。而且，通过SEM(HitachiHigh-Technologies Corporation制SU-5000)及EDS(HORIBA,Ltd制，EMAXEvolution)分析研磨的切割面中的元素分布。将测定倍率设为5000倍。而且，从得到的SEM图像中选择三个长径为4μm以上的主相颗粒。然后，使用EDS，将光斑直径2μm的电子束对设定于该主相颗粒的大致中央部的测定点进行照射，测定各元素的浓度。根据各测定点处的各元素的浓度算出各测定点的[Ga]/[R]，并作为包含各测定点的主相颗粒的[Ga]/[R]。将结果示于表3及表4。

表3

表4

另外，对上述切割面使用SEM及EDS以倍率2500倍进行元素测绘。然后，确认晶界中是否包含R₆T₁₃Ga相。在实施例1～4及比较例1、2中，在全部的试样中在晶界中包含R₆T₁₃Ga相。

比较实施例1和实施例2。以980℃烧结的实施例1与以1050℃烧结的实施例2比较，[Ga]/[R]变高，且HcJ优异。认为实施例1是因为在较低的温度下进行烧结的，因此在烧结时主相颗粒的熔融量小，在制作原料合金时固溶于主相颗粒的Ga在烧结时难以扩散到晶界。

比较实施例1、实施例3及实施例4。与实施例1相比，实施例3中Ga是少的组成，与实施例1相比，实施例4中B是少的组成。但是，任意的实施例中Ga的含量及B的含量都在上述的组成的范围内，任意的实施例也具有同等的磁特性。

比较实施例1和比较例1。与实施例1相比，比较例1中回收箱水温高，回收箱水量少。即，与实施例1相比，比较例1中2次冷却速度慢。其结果，在比较例1中，认为在制作原料合金时，Ga难以固溶于主相颗粒，且[Ga]/[R]显著降低。而且，在比较例1中，认为磁特性，特别是HcJ显著降低。

比较实施例1和比较例2。与实施例1比较，比较例2中1次冷却速度慢，合金厚度厚。由于比较例2的合金厚度厚，因此2次冷却速度比实施例1慢。其结果，在比较例2中，认为在制作原料合金时Ga难以固溶于主相颗粒，且[Ga]/[R]显著降低。而且，在比较例2中，认为磁特性，特别是HcJ显著降低。

Claims

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，

所述R-T-B系永久磁铁含有Ga，

R为一种以上的稀土元素，T为Fe或Fe及Co，B为硼，

含有由具有R₂T₁₄B型晶体结构的结晶颗粒构成的主相颗粒和由相邻的两个以上的所述主相颗粒形成的晶界，

满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。

2.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，

所述晶界包含R₆T₁₃Ga相。

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，

所述主相颗粒的平均粒径为1μm以上且30μm以下。

4.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，

基于个数的70％以上的主相颗粒满足0.030≤[Ga]/[R]≤0.100。

5.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，

所述主相颗粒内的Ga的浓度为0.5原子％以上。

6.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，

在所述主相颗粒的内部，Ga的浓度相对高的部分处于主相颗粒的大致中央部，Ga的浓度相对低的部分处于主相颗粒的外缘部。

7.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，

在所述主相颗粒的内部，B的浓度相对低的部分处于主相颗粒的大致中央部，B的浓度相对高的部分处于主相颗粒的外缘部。

8.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，

在所述主相颗粒的内部，C的浓度相对高的部分处于主相颗粒的大致中央部，C的浓度相对低的部分处于主相颗粒的外缘部。

9.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，

所述晶界包含富R相。