TWI738932B - Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系燒結磁石及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

一種R-Fe-B系燒結磁石，其為具有主相與粒界相的R-Fe-B系燒結磁石，其中該主相包含R2 (Fe,(Co))14 B金屬間化合物，其特徵為：在粒界相的二粒子間粒界具有擴幅部，其構造為由二粒子間寬為10nm以下的窄幅部所包圍，且比窄幅部的粒界寬度更往二粒子間寬度方向膨出；擴幅部的二粒子間寬為30nm以上，擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R為0.01～2.5，主相係於其表面部包含(R’,HR)2 (Fe,(Co))14 B(R’為包含Y，且選自Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)所示之富HR相，富HR相中之HR的含量係高於主相之中心部的HR的含量。本發明之R-Fe-B系燒結磁石，即使Dy，Tb及Ho的含量較少仍具有高矯頑磁力。

Description

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系燒結磁石及其製造方法
本發明係有關於一種具有高矯頑磁力的R-Fe-B系燒結磁石及其製造方法。
Nd-Fe-B系燒結磁石(以下有稱為Nd磁石的情況)作為節能或高機能化所不可或缺之機能性材料，其應用範圍與生產量逐年擴大。例如，就汽車用途，由於係假設在高溫環境下使用，因此，例如裝入於油電混合車或電動車之驅動用馬達或電動電力轉向用馬達等的Nd磁石也要求具有高殘留磁通量密度，且具有高矯頑磁力。另一方面，Nd磁石成為高溫時矯頑磁力易顯著降低，故為了確保於使用溫度之矯頑磁力，必須預先充分提高於室溫之矯頑磁力。
作為提高Nd磁石之矯頑磁力的手法，將主相之Nd2 Fe14 B化合物之Nd的一部分取代成Dy或Tb係屬有效，但此等元素不僅資源埋藏量少，可進行商業性交易之生產地區有限，而且其穩定供給會受到地緣政治學要素影響，因而有價格不穩定且變動大的風險。由如此之背景，對應高溫使用之R-Fe-B系磁石為了獲得大規模市場，除了極力抑制Dy或Tb的添加量之外，也必需進行增大矯頑磁力之新方法或R-Fe-B磁石組成的開發。由此而言，以往有人提出各種手法。
例如，日本專利第3997413號公報(專利文獻1)中揭示一種R-Fe-B系燒結磁石，其係在以原子百分率計具有12～17%的R(R為包含Y之稀土類元素當中之至少2種以上，且以Nd及Pr為必要者)、0.1～3%的Si、5～5.9%的B、10%以下的Co及其餘為Fe(惟，Fe能以3原子%以下的取代量經選自Al，Ti，V，Cr，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Zr，Nb，Mo，In，Sn，Sb，Hf，Ta，W，Pt，Au，Hg，Pb，Bi的1種以上之元素取代)之組成，且以R2 (Fe,(Co),Si)14 B金屬間化合物作為主相，至少具有10kOe以上之矯頑磁力的R-Fe-B系燒結磁石中，將不含富B相，且由以原子百分率計為25～35%的R、2～8%的Si、8%以下的Co、其餘為Fe所構成之R-Fe(Co)-Si粒界相以體積率計至少具有磁石整體的1%以上。此燒結磁石在其製造之燒結時或是燒結後熱處理時的冷卻步驟中，藉由至少於700～500℃之間調控在0.1～5℃/分鐘的速度進行冷卻、或於冷卻中途藉由一定溫度至少保持30分鐘以上之多段冷卻來進行冷卻，使其於組織中形成R-Fe(Co)-Si粒界相。
日本特表2003-510467號公報(專利文獻2)中揭示一種硼分較少之Nd-Fe-B合金、採用此合金之燒結磁石及其製造方法，作為由此合金製造燒結磁石之方法，其記載燒結原材料後，冷卻至300℃以下時，將此時至800℃之平均冷卻速度以△T1 /△t1 ＜5K/分鐘進行冷卻。
日本專利第5572673號公報(專利文獻3)中揭示一種包含R2 Fe14 B主相與粒界相之R-T-B磁石。此粒界相的一部分為較主相包含更多R之富R相，其他粒界相為比起主相，稀土元素濃度更低且過渡金屬元素濃度較高之富過渡金屬相。而且，其記載此R-T-B稀土類燒結磁石係藉由於800℃~1,200℃進行燒結後，於400℃~800℃進行熱處理來製造。
日本特開2014-132628號公報(專利文獻4)中記載一種粒界相包含稀土元素之合計原子濃度為70原子%以上的富R相、與稀土元素之合計原子濃度為25～35原子%且有強磁性的富過渡金屬相，且粒界相中之富過渡金屬相的面積率為40%以上之R-T-B系稀土類燒結磁石，其中記載，其係藉由將磁石合金之壓粉成形體於800℃~1200℃進行燒結之步驟與多項熱處理步驟來製造，其中於650℃～900℃的範圍進行第1熱處理步驟後，再冷卻至200℃以下；第2熱處理步驟係於450℃～600℃進行。
日本特開2014-146788號公報(專利文獻5)中揭示一種R-T-B系稀土類燒結磁石，其為具備由R2 Fe14 B所構成之主相、與較主相包含更多R之粒界相的R-T-B稀土類燒結磁石，其中R2 Fe14 B主相之磁化容易軸與c軸平行，R2 Fe14 B主相之結晶粒子形狀為朝與c軸方向正交之方向延伸的橢圓形，且粒界相包含稀土元素之合計原子濃度為70原子%以上的富R相、與稀土元素之合計原子濃度為25～35原子%的富過渡金屬相。又，其中記載，於其製造中，係於800℃～1,200℃進行燒結，燒結後於氬氣環境中在400℃～800℃進行熱處理。
日本特開2014-209546號公報(專利文獻6)中揭示一種包含R2 T14 B主相、與相鄰之二個R2 T14 B主相結晶粒子間的二粒子粒界相，該二粒子粒界相的厚度為5nm以上500nm以下，且由具有與強磁性體不同之磁性的相所構成之稀土類磁石。此稀土類磁石，作為二粒子粒界相，係由雖包含T元素但無法成為強磁性之化合物所形成，因此此相為包含過渡金屬元素者，且包含Al、Ge、Si、Sn、Ga等的M元素。進而記載有：藉由對稀土類磁石加入Cu，作為二粒子粒界相，可均勻且廣泛地形成具有La6 Co11 Ga3 型結晶構造之結晶相，同時可於La6 Co11 Ga3 型二粒子粒界相與R2 T14 B主相結晶粒子的界面形成R-Cu薄層，藉此使主相之界面鈍化，而抑制晶格失配所引起的扭曲發生，可抑制形成逆磁區之產生核的情形。而且，其中記載，於其製造中，係於500℃～900℃進行燒結後熱處理，並以冷卻速度100℃/分鐘以上冷卻，尤為300℃/分鐘以上冷卻。
國際公開第2014/157448號(專利文獻7)及國際公開第2014/157451號(專利文獻8)中揭示具有：以Nd2 Fe14 B型化合物為主相，由二個主相間所包圍，且厚度為5～30nm之二粒子粒界、與由三個以上之主相所包圍之粒界三相點的R-T-B系燒結磁石。 [先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利第3997413號公報
[專利文獻2]日本特表2003-510467號公報
[專利文獻3]日本專利第5572673號公報
[專利文獻4]日本特開2014-132628號公報
[專利文獻5]日本特開2014-146788號公報
[專利文獻6]日本特開2014-209546號公報
[專利文獻7]國際公開第2014/157448號
[專利文獻8]國際公開第2014/157451號
基於上述實情，而要求一種即使Dy、Tb、Ho的含量較少，仍可發揮高矯頑磁力的R-Fe-B系燒結磁石。
本發明係有鑑於上述實情而完成者，茲以提供一種具有高矯頑磁力的新穎R-Fe-B系燒結磁石及其製造方法為目的。
本案發明人等為解決上述課題而致力重複多次研究結果發現，具有以下特徵之R-Fe-B系燒結磁石為高矯頑磁力的R-Fe-B系燒結磁石：具有主相與粒界相，其中 該主相具有12~17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1~3原子%的M1(M1為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05~0.5原子%的M2(M2為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m~5.9+2×m)原子%(m為M2所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成，且包含R2(Fe,(Co))14B金屬間化合物；在粒界相的二粒子間粒界具有擴幅部，其構造為由二粒子間寬為10nm以下的窄幅部所包圍，且比窄幅部的粒界寬度更往二粒子間寬度方向膨出；擴幅部的二粒子間寬為30nm以上，擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R為0.01~2.5，主相係於其表面部包含(R’,HR)2(Fe,(Co))14B(R’為選自包含Y且將Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)所示之富HR相，富HR相中之HR的含量係高於主相之中心部的HR的含量者。
而且發現，藉由包含：將作為此種R-Fe-B系燒結磁石之具有12~17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1~3原子%的M1(M1為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以 上之元素)、0.05~0.5原子%的M2(M2為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m~5.9+2×m)原子%(m為M2所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成，且以R2(Fe,(Co))14B金屬間化合物為主相的R-Fe-B系燒結磁石，調製成具有既定組成的合金微粉之步驟；將合金微粉在施加磁場下進行壓粉成形而得到成形體之步驟；將成形體以900~1,250℃之範圍的溫度進行燒結而得到燒結體之步驟；將燒結體冷卻至400℃以下的溫度之步驟；將含有HR(HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)的金屬、化合物或金屬間化合物配置於燒結體的表面，以超過950℃且為1,100℃以下之範圍的溫度加熱，使HR朝燒結體進行粒界擴散，再冷卻至400℃以下之高溫熱處理步驟；於高溫熱處理後，以600~750℃之範圍的溫度加熱之中溫熱處理步驟；及於中溫熱處理後，以400~550℃之範圍的溫度加熱，再冷卻至300℃以下之低溫熱處理步驟的方法來製造，可製造具有主相與粒界相之高矯頑磁力的R-Fe-B系燒結磁石，終至完成本發明；其中該粒界相係形成於主相的結晶粒間，且包含具有25~35原子%的(R’,HR)、2~8原子%的M1、8原子%以下的Co、及其餘為Fe之組成的(R’,HR)-Fe(Co)-M1相(R’為選自包含Y且將Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)。
從而，本發明係提供下述之R-Fe-B系燒結磁石及其製造方法：
1.一種R-Fe-B系燒結磁石，其為具有主相與粒界相的R-Fe-B系燒結磁石，其中該主相具有12~17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1~3原子%的M1(M1為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05~0.5原子%的M2(M2為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m~5.9+2×m)原子%(m為M2所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成，且包含R2(Fe,(Co))14B金屬間化合物，其特徵為：在上述粒界相的二粒子間粒界具有擴幅部，其構造為由二粒子間寬為10nm以下的窄幅部所包圍，且比窄幅部的粒界寬度更往二粒子間寬度方向膨出；上述擴幅部的二粒子間寬為30nm以上，上述擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R為0.01~2.5，上述主相係於其表面部包含(R’,HR)2(Fe,(Co))14B(R’為選自包含Y且將Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)所示之富HR相，上述富HR相中之HR的含量係高於上述主相之中心部的HR的含量。 　　2.如1之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中二粒子間粒界之擴展方向的最大長度L相對於上述擴幅部的二粒子間寬W的比L/W為8以下。 　　3.如1或2之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中上述擴幅部的最大剖面積為7,000nm2 以上。 　　4.如1至3中任一項之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中磁石剖面上之上述擴幅部之合計面積相對於磁石全體的面積的比例為0.1%以上。 　　5.如1至4中任一項之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中HR含量從表面部向內部具有分佈，表面部的HR含量係高於內部的HR含量。 　　6.如1至5中任一項之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中上述富HR相係不均勻地形成於上述主相之表面部。 　　7.如1至6中任一項之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中上述富HR相中之Nd的含量為上述主相之中心部的Nd的含量的0.8倍以下。 　　8.如1至7中任一項之R-Fe-B系燒結磁石，特徵為其中在R-Fe-B系燒結磁石的表面至200μm內部的剖面所評定之富HR相的面積，相對於主相全體的面積為2%以上。 　　9.一種R-Fe-B系燒結磁石之製造方法，其特徵為包含： 　　調製合金微粉之步驟，該合金微粉具有12～17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1～3原子%的M1 (M1 為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05～0.5原子%的M2 (M2 為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m～5.9+2×m)原子%(m為M2 所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成； 　　將該合金微粉在施加磁場下進行壓粉成形而得到成形體之步驟； 　　將該成形體以900～1,250℃之範圍的溫度進行燒結而得到燒結體之步驟； 　　將該燒結體冷卻至400℃以下的溫度之步驟； 　　將含有HR(HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)的金屬、化合物或金屬間化合物配置於上述燒結體的表面，以超過950℃且為1,100℃以下之範圍的溫度加熱，使HR朝燒結體進行粒界擴散，再冷卻至400℃以下之高溫熱處理步驟； 　　於該高溫熱處理後，以600～750℃之範圍的溫度加熱之中溫熱處理步驟；及 　　於該中溫熱處理後，以400～550℃之範圍的溫度加熱，再冷卻至300℃以下之低溫熱處理步驟。
本發明之R-Fe-B系燒結磁石，即使Dy，Tb及Ho的含量較少，仍具有高矯頑磁力。
[實施發明之形態]
以下，就本發明更詳細地加以說明。 　　首先，就本發明之磁石組成加以說明，本發明之R-Fe-B系燒結磁石係具有由12～17原子%的R、0.1～3原子%的M1 、0.05～0.5原子%的M2 、(4.8+2×m～5.9+2×m)原子% (m為M2 所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C(碳)、1.5原子%以下的O(氧)、0.5原子%以下的N(氮)、及其餘為Fe所構成之組成，亦可包含不可避免之雜質。
R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者。作為Nd以外的稀土元素，較佳為Pr，La，Ce，Gd，Dy，Tb，Ho，特佳為Pr，Dy，Tb，Ho，尤佳為Pr。R的含有率為12～17原子%，較佳為13原子%以上，且較佳為16原子%以下。R的含有率未達12原子%時，磁石的矯頑磁力會極度降低，超過17原子%的話則殘留磁通量密度Br會降低。R當中屬必要成分之Nd的比率較佳為R全體的60原子%以上，特佳為70原子%以上。又，作為Nd以外的稀土元素，包含選自Pr，La，Ce及Gd的1種以上之元素時，Nd與選自Pr，La，Ce及Gd的1種以上之元素的比率(原子比)，即Nd/(選自Pr，La，Ce及Gd的1種以上之元素)較佳為75/25以上85/15以下。尤其是，使用Pr作為Nd以外的稀土元素時，可使用Nd與Pr之混合物的鐠釹；此時，Nd與Pr的比率Nd/Pr(原子比)可取例如77/23以上83/17以下。
選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素的含有率，以Dy、Tb及Ho的合計來計算，較佳為R全體的20原子%以下，更佳為10原子%以下，再更佳為5原子%以下，特佳為3原子%以下，且較佳為0.06原子%以上。另一方面，Dy，Tb及Ho之合計相對於磁石全體的組成的含有率較佳為3原子%以下，更佳為1.5原子%以下，再更佳為1原子%以下，特佳為0.4原子%以下，且較佳為0.01原子%以上。藉由粒界擴散使選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素擴散時，其擴散量為0.7原子%以下，特佳為0.4原子%以下，且更佳為0.05原子%以上。
M1 係由選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素所構成。M1 為形成後述之(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相所需的元素，透過以既定的含有率添加M1 ，可穩定地形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相。M1 的含有率為0.1～3原子%，較佳為0.5原子%以上，且較佳為2.5原子%以下。M1 的含有率未達0.1原子%時，粒界相中的(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的存在比率過低，而未能充分提升矯頑磁力；超過3原子%的話，則磁石的方正度會惡化，而且殘留磁通量密度Br會降低，因而不佳。
M2 係由選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素所構成。M2 係以抑制燒結時的異常粒子生長為目的，以可穩定地形成硼化物的元素添加。M2 的含有率為0.05～0.5原子%。藉由M2 的添加，製造時可於較高溫下進行燒結，而有助於方正度的改善與磁特性的提升。
B(硼)的含有率為(4.8+2×m)～(5.9+2×m)原子%(m為M2 所示之元素的含有率(原子%)，下同)，較佳為(4.9+2×m)原子%以上，且較佳為(5.7+2×m)原子%以下。換言之，由於本發明之磁石之組成中的M2 元素的含有率為0.05～0.5原子%，B的含有率的範圍便會隨指定為上述範圍內的M2 元素的含有率而異；B的含有率為4.9～6.9原子%，較佳為5.0原子%以上，且較佳為6.7原子%以下。B的含有率的上限值為重要的因素。B的含有率超過(5.9+2×m)原子%的話，後述之(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相便無法形成於粒界，形成R1.1 Fe4 B4 化合物相或(R’,HR)1.1 Fe4 B4 化合物相，即所謂的富B相。此富B相存在於磁石內時，無法充分增大磁石的矯頑磁力。另一方面，B的含有率未達(4.8+2×m)原子%時，則主相的體積率會降低，而使得磁特性變差。
Co可含有或不含有，而以提升居里溫度及耐蝕性為目的，可將Fe以Co取代；若含有Co時，Co的含有率較佳為10原子%以下，特佳為5原子%以下。Co的含有率超過10原子%的話，有導致矯頑磁力大幅降低之虞。Co的含有率，相對於Fe與Co的合計，更佳為10原子%以下，尤以5原子%以下為更佳。此外，於本發明中，係採用『Fe,(Co)』或『Fe(Co)』作為意指包含：含有Co之情形與不含有Co之情形此兩者之表記。
碳、氧及氮的含有率係愈低愈佳，更佳為不含有；然而，製造步驟上，無法完全避免其混入。此等元素的含有率，C(碳)的含有率可容許至0.5原子%以下，尤為0.4原子%以下；O(氧)的含有率可容許至1.5原子%以下，尤為1.2原子%以下；N(氮)的含有率可容許至0.5原子%以下，尤為0.3原子%以下。相對於磁石全體之組成，Fe的含有率為其餘者；較佳為70原子%以上，尤為75原子%以上，且為85原子%以下，尤為80原子%以下。
除此等元素以外，作為不可避免之雜質之H，F，Mg，P，S，Cl，Ca等元素的含量，相對於上述之磁石的構成元素與不可避免之雜質的合計，以不可避免之雜質的合計來計算可容許至0.1質量%以下，惟此等不可避免之雜質的含量亦愈少愈佳。
本發明之R-Fe-B系燒結磁石較佳為應用使稀土元素從燒結體的表面擴散的粒界擴散之R-Fe-B系燒結磁石。例如，應用使HR(HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)從燒結體的表面擴散的粒界擴散時，HR含量(HR濃度)便從表面部向內部具有分佈，R-Fe-B系燒結磁石之表面部的HR含量(HR濃度)，比R-Fe-B系燒結磁石之內部(表面部之內側)的HR含量(HR濃度)更高。
本發明之R-Fe-B系燒結磁石之結晶粒的平均徑較佳為6μm以下，特佳為5.5μm以下，尤佳為5μm以下；更佳為1.5μm以上，尤以2μm以上為更佳。結晶粒之平均徑的控制，可藉由調整微粉碎時之合金微粉末的平均粒徑來達成。結晶粒之平均徑的測定可例如依照以下程序來進行。首先，將燒結磁石的剖面研磨至呈鏡面後，予以浸漬於例如Vilella試液(例如混合比為甘油：硝酸：鹽酸=3：1：2之混合液)等的蝕刻液而選擇性地蝕刻粒界相，並以雷射顯微鏡觀察此剖面。其次，基於所得之觀察影像，以影像解析測定各個粒子的剖面積，算出等效圓之直徑。然後，基於各粒度所佔之面積分率的數據求出平均徑。此外，平均徑只要採用例如不同20處之影像中的合計約2,000個粒子的平均即可。
本發明之R-Fe-B系燒結磁石的殘留磁通量密度Br，於室溫(約23℃)下較佳為11kG(1.1T)以上，特佳為11.5kG(1.15T)以上，尤佳為12kG(1.2T)以上。另一方面，本發明之R-Fe-B系燒結磁石的矯頑磁力Hcj，於室溫(約23℃)下較佳為10kOe(796kA/m)以上，特佳為14kOe(1,114 kA/m)以上，尤佳為16kOe(1,274kA/m)以上。又，在磁化曲線的第2象限，將對應殘留磁通量密度Br的90%之磁場設為Hk，以Hk-HcJ評定方正度時，於室溫(約23℃)下較佳為-4kOe(318kA/m)以上，特佳為-2.5kOe(199kA/m)以上，尤佳為-2kOe(159kA/m)以上。
本發明之磁石的組織中係存在有主相(結晶粒)與粒界相。構成結晶粒的主相係包含R2(Fe,(Co))14B金屬間化合物之相。於此，可將不含Co時表記為R2Fe14B、含有Co時表記為R2(Fe,Co)14B。
另一方面，主相所含之富HR相係包含(R’,HR)2(Fe,(Co))14B(R’為選自包含Y且將Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者(下同)；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素(下同))所示之相。於此，可將不含Co時表記為(R’,HR)2Fe14B、含有Co時表記為(R’,HR)2(Fe,Co)14B。富HR相為HR的含量高於主相之中心部的HR的含量之金屬間化合物的相。作為R’中之Nd以外的稀土元素，較佳為Pr，La，Ce，Gd，特佳為Pr。此富HR相係形成於主相之表面部。
富HR相較佳為不均勻地形成於主相之表面部。富HR相可形成於主相之表面部全體，例如，能以被覆於主相之富HR相以外的部分(即內部)全體的方式形成；此時，富HR相的厚度較佳為不均勻，而具有最厚部與最薄部。此時，最厚部與最薄部的比較佳為1.5倍以上，特佳為2倍以上，尤佳為3倍以上。
於富HR相中，HR係取代R的佔有位置。富HR相中之Nd的含量較佳為主相之中心部的Nd的含量的0.8倍(80%)以下，特佳為0.75倍(75%)以下，尤佳為0.7倍(70%)以下。此比率高於上述範圍的話，由HR所產生之矯頑磁力的增大效果有不足的情況。
又，富HR相其在燒結磁石的表面(例如後述之粒界擴散處理的擴散面)至200μm內部的剖面所評定之富HR相的面積，相對於主相全體的面積較佳為2%以上，特佳為4%以上，尤佳為5%以上。富HR相的比例未達上述範圍的話，有矯頑磁力的增大效果不足的情況。此富HR相的比例較佳為40%以下，特佳為30%以下，尤佳為25%以下。富HR相的比例超過上述範圍的話，則有殘留磁通量密度Br降低之虞。
再者，本發明之磁石的組織中係包含形成於主相之結晶粒間的粒界相。粒界相係包含(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相。於此，可將不含Co時表記為(R’,HR)-Fe-M1 、含有Co時表記為(R’,HR)-FeCo-M1 。
粒界相係形成於主相之結晶粒的外側，於磁石的組織中，(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相，以體積率計較佳存在1%以上。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相未達1體積%的話，有無法獲得夠高的矯頑磁力之虞。此(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的體積率較佳為20%以下，特佳為10%以下。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相超過20體積%時，有伴有殘留磁通量密度Br的大幅降低之虞。
(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相，若不含Co時為僅有Fe的相、含有Co時則為含有Fe及Co之化合物的相，研判為具有屬空間群I4/mcm之結晶構造之金屬間化合物的相，可舉出例如(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Si相、(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Ga相、(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Al相等的(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 (M1 )相等。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相，藉由包圍主相之結晶粒地分佈，相鄰之主相經磁分隔的結果，矯頑磁力獲提升。
(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相可謂在R-Fe(Co)-M1 所示之相中，R的一部分為HR的相。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相中HR相對於R’及HR之合計的含有率較佳為30原子%以下。一般而言，R-Fe(Co)-M1 相可與如La，Pr，Nd之輕稀土類形成穩定的化合物相，若稀土元素的一部分由如Dy，Tb及Ho之重稀土元素(HR)取代時，則HR的上述含有率，至30原子%為止仍可形成穩定相。若超過此數值，例如在後述之低溫熱處理步驟中，會生成例如(R’,HR)1 Fe3 相般的強磁性相，而有導致矯頑磁力及方正度降低之虞。此範圍的下限不特別限定，通常為0.1原子%以上。
此外，較佳的是，(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相中的M1 其0.5～50原子%為Si、其餘為選自Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素；1.0～80原子%為Ga、其餘為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素；或0.5～50原子%為Al、其餘為選自Si，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素。
此等元素可穩定地形成上述之金屬間化合物((R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Si相、(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Ga相、(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 Al相等的(R’,HR)6 (Fe,(Co))13 (M1 )相等)，並可相互地取代M1 位。即使將M1 位之元素複合化，磁特性也看不出顯著差異，實用上，可謀求因減少磁特性的變動不均而使品質更穩定化、或因減少昂貴元素添加量而降低成本化。
本發明之R-Fe-B系燒結磁石中，較佳的是粒界相以在二粒子間粒界及粒界三相點，各自包圍主相之結晶粒的方式分佈；更佳的是，各個結晶粒藉由粒界相與相近的其他結晶粒隔開，例如，著眼於各個結晶粒時，更佳具有以結晶粒為芯時，粒界相作為殼而被覆於結晶粒之構造(類似所謂的芯/殼構造之構造)。藉此，相近之主相的結晶粒經磁分隔，而能夠進一步提升矯頑磁力。為使主相的磁分隔確實，由相近的2個結晶粒所包夾之粒界相之最窄部分的厚度較佳為10nm以上，特佳為20nm以上；更佳為500nm以下，尤以300nm以下為更佳。粒界相的寬度小於10nm的話，有無法獲得由磁分隔所產生之充分的矯頑磁力提升效果之虞。又，由相近的2個結晶粒所包夾之粒界相之最窄部分的厚度的平均較佳為20nm以上，特佳為30nm以上；更佳為300nm以下，尤以200nm以下為更佳。
主相之結晶粒的表面之粒界相的被覆率較佳為50%以上，特佳為60%以上，尤佳為70%以上，亦可被覆於整個結晶粒的表面。
粒界相較佳包含具有25～35原子%的R、2～8原子%的M1 、8原子%以下(即0原子%或超過0原子%且為8原子%以下)的Co、及其餘為Fe之組成的(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相。此組成可藉由電子束探針微分析儀(EPMA)等來定量。此M1 之位置可由多種元素相互地取代。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相較佳以非晶相及粒徑10nm以下，較佳為未達10nm的微結晶相的一者或兩者之形態存在。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的結晶化持續進展，則(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相在粒界三相點凝聚，其結果，二粒子間粒界相的寬度變小或呈不連續，而有磁石的矯頑磁力降低之虞。
粒界相較佳在二粒子間粒界具有擴幅部(例如類似液滴之形狀)，其構造為由二粒子間寬為10nm以下的窄幅部所包圍，且比窄幅部的粒界寬度更往二粒子間寬度方向膨出。又，二粒子間粒界的擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R較佳為0.01以上，特佳為0.02以上；較佳為2.5以下，特佳為2.2以下。
於粒界相形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相等的R-Fe(Co)-M1 相之硼含有率較低的低B(硼)系磁石，會在二粒子間粒界析出如R-Fe(Co)-Cu相等的R-Fe(Co)-M1 相之磁性低於主相的相，藉由包含此種相的粒界相被覆於主相，可降低主相間的磁交互作用，研判可改善矯頑磁力；構成R-Fe(Co)-M1 相的各元素，研判主要係由粒界三相點所供給。
於本發明之R-Fe-B系燒結磁石中，理由雖尚未確定，粒界相可在二粒子間粒界，使擴幅部積存更多構成R-Fe(Co)-M1 相的各元素，藉由此種擴幅部的存在，可更有效地在二粒子間粒界形成R-Fe(Co)-M1 相，研判可提升矯頑磁力。
又，就形成有R-Fe(Co)-M1 相的低B(硼)系磁石，在二粒子間粒界不存在擴幅部時，矯頑磁力會降低的情況；而如本發明之R-Fe-B系燒結磁石般在二粒子間粒界存在有擴幅部時，則可獲得高矯頑磁力。尤其是，在後述之低溫熱處理中，二粒子間粒界之擴幅部的有無會顯著地影響方正度及矯頑磁力的良否。與輕稀土元素相比，重稀土元素更不易形成R-Fe(Co)-M1 相。藉由低溫熱處理使R-Fe(Co)-M1 相形成時，若應用使重稀土元素HR從燒結體的表面擴散的粒界擴散，則重稀土元素HR會以高濃度存在於主相之表面部，因此，在二粒子間粒界，尤為遠離構成R-Fe(Co)-M1 相的各元素之主要供給源的粒界三相點的位置，研判更不易進行形成R-Fe(Co)-M1 相，尤為(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的反應。
於本發明之R-Fe-B系燒結磁石中，理由雖尚未確定，但由於不僅由粒界三相點，亦由二粒子間粒界之擴幅部更有效地供給構成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的各元素，因此，即使藉由粒界擴散而使重稀土元素HR以高濃度存在於主相表面，仍可更有效地進行磁分隔效應所需之(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的形成，研判可更有效率提升矯頑磁力。
二粒子間粒界之擴幅部的二粒子間寬較佳為30nm以上，特佳為50nm以上，尤佳為70nm以上；較佳為500nm以下，特佳為300nm以下，尤佳為200nm以下。又，二粒子間粒界之擴展方向(例如與二粒子間寬度方向正交之方向)的最大長度L相對於二粒子間粒界之擴幅部的二粒子間寬W的比L/W較佳為8以下，特佳為6以下；較佳為0.1以上，特佳為0.3以上。再者，二粒子間粒界之擴幅部的最大剖面積較佳為7,000nm2 以上，特佳為8,000nm2 以上，尤佳為10,000nm2 以上；較佳為200,000nm2 以下，特佳為150,000nm2 以下，尤佳為120,000nm2 以下。
磁石剖面上之擴幅部之合計面積相對於磁石全體的面積的比例較佳為0.1%以上，特佳為0.12%以上，尤佳為0.14%以上；較佳為1%以下，特佳為0.9%以下，尤佳為0.7%以下。
二粒子間粒界之擴幅部過小或過少的話，各元素的供給不足，而有無法獲得充分的矯頑磁力之虞；二粒子間粒界之擴幅部過大或過多的話，則磁石全體中之主相的比率降低，而有殘留磁通量密度降低之虞。
其次，以下就製造本發明之R-Fe-B系燒結磁石的方法加以說明。 　　R-Fe-B系燒結磁石之製造中的各步驟，基本上係與一般的粉末冶金法同樣地包含：調製具有既定組成的合金微粉之步驟(此步驟係包含將原料熔解而得到原料合金之熔融步驟、與將原料合金粉碎之粉碎步驟)；將合金微粉在施加磁場下進行壓粉成而得到成形體之步驟；將成形體進行燒結而得到燒結體之燒結步驟；及燒結後之冷卻步驟。
於熔融步驟中，係配合既定的組成，例如12～17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者，較佳包含Pr)、0.1～3原子%的M1 (M1 為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05～0.5原子%的M2 (M2 為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m～5.9+2×m)原子%(m為M2 所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成，一般為不含C，O及N之組成來秤量原料之金屬或合金，且例如在真空中或惰性氣體環境，較佳為Ar氣等的惰性氣體環境，例如藉由高頻熔融將原料熔解並冷卻，來製造原料合金。於此原料之金屬或合金的組成中，R可含有或不含選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素(HR)。原料合金的鑄造可採用澆鑄至平模或書型鑄模的一般溶解鑄造法，亦可採用帶澆鑄法。當α-Fe的初晶殘留於鑄造合金中時，可將此合金在例如真空中或Ar氣等的惰性氣體環境中，於700～1,200℃進行熱處理1小時以上，使微細組織更均勻，而消去α-Fe相。
粉碎步驟係首先將原料合金，在採用布朗研磨機等機械粉碎、氫化粉碎等的粗粉碎步驟中暫時粉碎成平均粒徑較佳為0.05mm以上且為3mm以下，特佳為1.5mm以下。就此粗粉碎步驟，若為藉由帶澆鑄法所製作之合金時，較佳為氫化粉碎。經粗粉碎後，進一步藉由微粉碎步驟，來製造平均粒徑較佳為0.2μm以上，特佳為0.5μm以上，且較佳為30μm以下，特佳為20μm以下，尤佳為10μm以下的合金微粉；該微粉碎步驟係採用例如使用高壓氮氣等的噴射磨機粉碎等。此外，在原料合金的粗粉碎或微粉碎之其中一者或兩者之步驟中，亦可視需求添加潤滑劑等的添加劑。
合金微粉的製造亦可應用二合金法。此方法係分別製造具有近似R2 -T14 -B1 (T通常表示Fe或Fe及Co)之組成的母合金、與富稀土類(R)之組成的燒結助劑合金，予以粗粉碎，接著將所得之母合金與燒結助劑的混合粉末以上述之手法粉碎。此外，為了獲得燒結助劑合金，亦可獲得上述之鑄造法或熔紡法。
於成形步驟中，係將經微粉碎之合金微粉，在施加磁場下，例如施加5kOe(398kA/m)～20kOe(1,592 kA/m)的磁場下，使合金粉末之磁化容易軸方向配向，同時以壓縮成形機進行壓粉成形。為了抑制合金微粉的氧化，成形較佳在真空中、氮氣環境、Ar氣等的惰性氣體環境等進行。於燒結步驟中，係將成形步驟中所得之成形體進行燒結。燒結溫度較佳為900℃以上，特佳為1,000℃以上，尤佳為1,050℃以上；較佳為1,250℃以下，特佳為1,150℃以下，尤佳為1,100℃以下；燒結時間通常為0.5～5小時。燒結後之燒結體係冷卻至較佳為400℃以下，更佳為300℃以下，再更佳為200℃以下的溫度。此冷卻速度不特別限制，在達到上述範圍的上限為止，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為5℃/分鐘以上；更佳為100℃/分鐘以下，尤以50℃/分鐘以下為更佳。燒結後之燒結體係視需求實施時效處理(例如400～600℃、0.5～50小時)，其後，一般係冷卻至常溫。
於此，亦可對所得燒結體(燒結磁石體)實施熱處理步驟。此熱處理步驟較佳實施2階段之熱處理步驟，其包含：高溫熱處理步驟，係將冷卻至400℃以下之溫度的燒結體以700℃以上，尤為800℃以上且1,100℃以下，尤為1,050℃以下的溫度加熱，並再度冷卻至400℃以下；及低溫熱處理步驟，係於高溫熱處理步驟後，以400～600℃之範圍的溫度加熱，再冷卻至300℃以下，較佳為200℃以下。熱處理環境較佳為真空中或Ar氣等惰性氣體環境。
高溫熱處理的昇溫速度不特別限定，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為2℃/分鐘以上；較佳為20℃/分鐘以下，特佳為10℃/分鐘以下。在高溫熱處理溫度的保持時間較佳為1小時以上，通常為10小時以下，較佳為5小時以下。加熱後，係冷卻至較佳為400℃以下，更佳為300℃以下，再更佳為200℃以下。此冷卻速度不特別限制，在達到上述範圍的上限為止，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為5℃/分鐘以上；更佳為100℃/分鐘以下，尤以50℃/分鐘以下為更佳。
在延續高溫熱處理之低溫熱處理中，係將經冷卻之燒結體以400℃以上，較佳為450℃以上且600℃以下，較佳為550℃以下之範圍的溫度加熱。低溫熱處理的昇溫速度不特別限定，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為2℃/分鐘以上；較佳為20℃/分鐘以下，特佳為10℃/分鐘以下。在低溫熱處理溫度之昇溫後的保持時間較佳為0.5小時以上，特佳為1小時以上；較佳為50小時以下，特佳為20小時以下。加熱後的冷卻速度不特別限制，在達到上述範圍的上限為止，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為5℃/分鐘以上；更佳為100℃/分鐘以下，特佳為80℃/分鐘以下，尤以50℃/分鐘以下為更佳。熱處理後之燒結體，其後，一般係冷卻至常溫。
此外，高溫熱處理及低溫熱處理中的各條件可依據M1 元素的種類及含有率等之組成、或雜質，尤為起因於製造時之環境氣體之雜質的濃度、燒結條件等高溫熱處理及低溫熱處理以外之製造步驟所引起的變動，在上述之範圍內適宜調整。
於本發明中，包含(R’,HR)2 (Fe,(Co))14 B相的富HR相及包含(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的粒界相可藉由粒界擴散法來形成。就此粒界擴散處理，可應用：將燒結體視需求藉由裁切或表面研削等加工成例如接近最終製品形狀之既定形狀及大小的燒結體，接著將例如包含HR(HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)所示之元素(HR元素)的金屬、化合物或金屬間化合物，以例如粉末或薄膜狀配置於燒結體的表面，由包圍燒結體之金屬、化合物或金屬間化合物將HR元素從燒結體表面經由粒界相導入至燒結體內部之處理。此外，主相之富HR相以外的部分亦可藉由粒界擴散而固溶有HR所示之元素；尤以未固溶於主相之中心部為佳。另一方面，較佳的是主相中未藉由粒界擴散而固溶有任何HR所示之元素以外的其他稀土元素。
作為從燒結體表面將HR元素經由粒界相導入至燒結體內部之粒界擴散法，可舉出： 　　(1)將由含有HR元素之金屬、化合物或金屬間化合物所構成的粉末配置於燒結體表面，在真空中或惰性氣體環境中進行熱處理的方法(例如浸漬塗佈法)； 　　(2)將含有HR元素之金屬、化合物或金屬間化合物的薄膜，在高真空中形成於燒結體表面，並在真空中或惰性氣體環境中進行熱處理的方法(例如濺鍍法)； 　　(3)將含有HR元素之金屬、化合物或金屬間化合物在高真空中加熱，而形成含有HR元素的蒸氣相，並經由蒸氣相對燒結體供給HR元素並使其擴散的方法(例如蒸氣擴散法)； 等，特佳為(1)或(2)，尤佳為(1)之方法。
作為合宜之含有HR元素之金屬、化合物或金屬間化合物，可舉出例如HR元素之單質金屬或合金、HR元素之氧化物、鹵化物、醯鹵化物、氫氧化物、碳化物、碳酸化物、氮化物、氫化物、硼化物、及彼等之混合物、HR元素與Fe，Co，Ni等過渡金屬之金屬間化合物(亦可將過渡金屬的一部分以選自Si，Al，Ti，V，Cr，Mn，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，Zr，Nb，Mo，In，Sn，Sb，Hf，Ta，W，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素取代)等。
富HR相的厚度可藉由調整HR元素的添加量或者HR元素朝燒結體內部的擴散量、或粒界擴散處理的處理溫度或者處理時間來控制。
於本發明中，為了藉由粒界擴散形成包含(R’,HR)2 (Fe,(Co))14 B相的富HR相及包含(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的粒界相，而實施高溫熱處理步驟，其係在燒結後或粒界擴散處理前之熱處理後經冷卻之燒結體的表面，將金屬、化合物或金屬間化合物配置成例如粉末或薄膜狀，首先加熱至超過950℃，特別是960℃以上，尤其是975℃以上且為1,100℃以下，特別是1,050℃以下，尤其是1,030℃以下的溫度使HR元素朝燒結體進行粒界擴散，接著冷卻至400℃以下，較佳為300℃以下，更佳為200℃以下。熱處理環境較佳為真空中或Ar氣等的惰性氣體環境。
此加熱溫度低於上述範圍時，有矯頑磁力的增大效果不足的情況；高於上述範圍時，則有因粒子生長而引起矯頑磁力降低之虞。又，此加熱溫度，有效的是(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的包晶溫度(分解溫度)以上。(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相，隨M1 的種類不同，其高溫穩定性亦有所不同；隨M1 的種類不同，形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的包晶溫度亦有所不同。包晶溫度，例如當M1 為Cu時為640℃；M1 為Al時為750℃；M1 為Ga時為850℃；M1 為Si時為890℃；M1 為Ge時為960℃；M1 為In時為890℃。此時的昇溫速度不特別限定，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為2℃/分鐘以上；且為20℃/分鐘以下，較佳為10℃/分鐘以下。加熱時間較佳為0.5小時以上，特佳為1小時以上；且為50小時以下，特佳為20小時以下。
加熱後的冷卻速度不特別限制，在達到上述範圍的上限為止，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為5℃/分鐘以上；且為100℃/分鐘以下，尤以50℃/分鐘以下為更佳。冷卻速度未達上述範圍時，由於(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相會偏析於粒界三相點，而有磁特性惡化之虞。另一方面，冷卻速度超過100℃/分鐘時，雖可抑制冷卻過程中之(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的偏析，但特別有燒結磁石的方正度惡化之虞。
高溫熱處理後係實施中溫熱處理步驟，其係加熱至600℃以上，尤為630℃以上且750℃以下，尤為730℃以下的溫度。此中溫熱處理步驟亦可包含在加熱後冷卻至400℃以下，較佳為300℃以下的溫度之處理，也可於加熱後直接移至後述之低溫熱處理步驟。熱處理環境較佳為真空中或Ar氣等的惰性氣體環境。此加熱溫度未達600℃時，有矯頑磁力的增大效果不足的情況。另一方面，此加熱溫度超過750℃時，則有隨後之低溫熱處理後的方正度惡化之虞。
中溫熱處理的昇溫速度不特別限定，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為2℃/分鐘以上；且為20℃/分鐘以下，特佳為10℃/分鐘以下。在中溫熱處理溫度之昇溫後的保持時間較佳為15分鐘以上，特佳為30分鐘以上；且為50小時以下，特佳為20小時以下。加熱後的冷卻速度不特別限制，在達到中溫熱處理步驟的冷卻溫度之上述範圍的上限或後述之低溫熱處理步驟的加熱溫度為止，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為5℃/分鐘以上；且為100℃/分鐘以下，特佳為80℃/分鐘以下，尤佳為50℃/分鐘以下。
中溫熱處理後係實施低溫熱處理步驟，其係加熱至400℃以上，特別是410℃以上，尤其是430℃以上且為550℃以下，特別是530℃以下，尤其是490℃以下的溫度，接著冷卻至300℃以下，較佳為200℃以下的溫度。熱處理環境較佳為真空中或Ar氣等的惰性氣體環境。
此加熱溫度，為了在粒界相形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相，有效的是未達(R’,HR)-Fe(Co)-M1 相的包晶溫度。此加熱溫度未達400℃時，形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 的反應速度會變得極慢的情況。另一方面，此加熱溫度超過600℃時，形成(R’,HR)-Fe(Co)-M1 的反應速度極快，(R’,HR)-Fe(Co)-M1 粒界相大幅偏析於粒界三相點，而有磁特性降低之虞。
低溫熱處理的昇溫速度不特別限定，較佳為1℃/分鐘以上，特佳為2℃/分鐘以上；較佳為20℃/分鐘以下，特佳為10℃/分鐘以下。在低溫熱處理溫度之昇溫後的保持時間較佳為0.5小時以上，特佳為1小時以上；且為50小時以下，特佳為20小時以下。加熱後的冷卻速度不特別限制，在達到上述範圍的上限為止，較佳為0.1℃/分鐘以上，特佳為0.5℃/分鐘以上；且為100℃/分鐘以下，特佳為80℃/分鐘以下，尤佳為50℃/分鐘以下。熱處理後之燒結體，其後，一般係冷卻至常溫。 [實施例]
以下示出參考例、實施例及比較例對本發明更具體地加以說明，惟本發明不為受下述之實施例所限定者。
[參考例1～3] 　　使用稀土類金屬(Nd或鐠釹(Nd與Pr之混合物))、電解鐵、Co、M1 元素及M2 元素之金屬或合金、及Fe-B合金(硼鐵)，進行秤量使其成為既定的組成，在Ar氣環境中以高頻感應爐予以熔解，並於水冷卻銅輥上將熔融合金進行帶澆鑄而製成合金薄帶。所得合金薄帶的厚度約為0.2～0.3mm。
其次，對製作之合金薄帶於常溫下進行儲氫處理後，於真空中以600℃加熱，進行去氫作用而將合金粉末化。對所得粗製粉末添加0.07質量%之作為潤滑劑的硬脂酸並加以混合。其次，將粗製粉末與潤滑劑之混合物，以氮氣氣流下的噴射磨機粉碎而製成平均粒徑3μm左右的微粉末。
其次，將製作之微粉末在惰性氣體環境中填充於成形裝置之模具，一邊在15kOe(1.19MA/m)的磁場中使其配向，一邊朝與磁場垂直的方向進行加壓成形。其次，將所得壓粉成形體在真空中以1,050～1,100℃進行燒結3小時，冷卻至200℃以下後，以450～530℃進行2小時的時效處理，而得到燒結體(燒結磁石體)。將所得燒結體之組成示於表1、其磁特性示於表3。此外，磁特性係將所得燒結體之中心部切成大小6mm×6mm×2mm的長方體形狀來評定。
[實施例1、比較例1] 　　將參考例1中所得之燒結體加工成大小20mm×20mm×2.2mm的長方體形狀後，浸漬於將平均粒徑0.5μm的氧化鋱粒子以質量分率50%與乙醇混合而成的漿液中並加以乾燥，而於燒結體表面形成氧化鋱的塗膜。其次，實施將形成有塗膜的燒結體在真空中，以表2所示之保持溫度、保持時間加熱後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的高溫熱處理，接著實施以表2所示之保持溫度加熱1小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的中溫熱處理，進而實施以表2所示之保持溫度加熱2小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的低溫熱處理，而得到燒結磁石。將所得燒結磁石之組成示於表1、其磁特性及構造特性((A)在表面至200μm內部的剖面所評定之富HR相之面積相對於主相全體的面積的比例、(B)磁石剖面上之擴幅部之合計面積相對於磁石全體的面積的比例、(C)擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R，下同)示於表3。此外，磁特性係將所得燒結磁石之中心部切成大小6mm×6mm×2mm的長方體形狀來評定。與比較例1之燒結磁石相比，可知實施中溫熱處理且擴幅部的比例增加的實施例1之燒結磁石其矯頑磁力較高，以Hk-HcJ評定方正度時的方正度良好。
圖1、2分別表示以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察實施例1、比較例1中所製作之燒結磁石的內部之磁石組織之影像。就實施例1，在二粒子間粒界可看出明亮的部分，在二粒子間粒界存在多數擴幅部；相對於此，就比較例1，在二粒子間粒界雖可看出明亮的部分，可知擴幅部的存在率較低。
[實施例2～4、比較例2～3] 　　將參考例2中所得之燒結體加工成大小20mm×20mm×2.2mm的長方體形狀後，浸漬於將平均粒徑0.5μm的氧化鋱粒子以質量分率50%與乙醇混合而成的漿液中並加以乾燥，而於燒結體表面形成氧化鋱的塗膜。其次，實施將形成有塗膜的燒結體在真空中，以表2所示之保持溫度、保持時間加熱後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的高溫熱處理，接著實施以表2所示之保持溫度加熱1小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的中溫熱處理，進而實施以表2所示之保持溫度加熱2小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的低溫熱處理，而得到燒結磁石。將所得燒結磁石之組成示於表1、其磁特性及構造特性示於表3。此外，磁特性係將所得燒結磁石之中心部切成大小6mm×6mm×2mm的長方體形狀來評定。與比較例之燒結磁石相比，可知實施中溫熱處理且擴幅部的比例增加的實施例之燒結磁石其矯頑磁力較高，以Hk-HcJ評定方正度時的方正度良好。
[實施例5、比較例4] 　　將參考例1中所得之燒結體加工成大小20mm×20mm×2.2mm的長方體形狀後，浸漬於將平均粒徑0.5μm的氧化鏑粒子以質量分率50%與乙醇混合而成的漿液中並加以乾燥，而於燒結體表面形成氧化鏑的塗膜。其次，實施將形成有塗膜的燒結體在真空中，以表2所示之保持溫度、保持時間加熱後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的高溫熱處理，接著實施以表2所示之保持溫度加熱1小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的中溫熱處理，進而實施以表2所示之保持溫度加熱2小時後，以表2所示之冷卻速度冷卻至200℃的低溫熱處理，而得到燒結磁石。將所得燒結磁石之組成示於表1、其磁特性及構造特性示於表3。此外，磁特性係將所得燒結磁石之中心部切成大小6mm×6mm×2mm的長方體形狀來評定。與比較例4之燒結磁石相比，可知實施中溫熱處理且擴幅部的比例增加的實施例5之燒結磁石其矯頑磁力較高。
Figure 02_image001
Figure 02_image003
Figure 02_image005
[實施例6～9、比較例5～8] 　　將參考例3中所得之燒結體加工成大小20mm×20mm×2.2mm的長方體形狀後，浸漬於將平均粒徑0.5μm的氧化鋱粒子以質量分率50%與乙醇混合而成的漿液中並加以乾燥，而於燒結體表面形成氧化鋱的塗膜。其次，實施將形成有塗膜的燒結體在真空中，以表5所示之保持溫度、保持時間加熱後，以表5所示之冷卻速度冷卻至200℃的高溫熱處理，接著實施以表5所示之保持溫度加熱1小時後，以表5所示之冷卻速度冷卻至200℃的中溫熱處理，進而實施以表5所示之保持溫度加熱2小時後，以表5所示之冷卻速度冷卻至200℃的低溫熱處理，而得到燒結磁石。將所得燒結磁石之組成示於表4、其磁特性及構造特性示於表6。此外，磁特性係將所得燒結磁石之中心部切成大小6mm×6mm×2mm的長方體形狀來評定。與比較例之燒結磁石相比，可知實施中溫熱處理且擴幅部的比例增加的實施例之燒結磁石其矯頑磁力較高，以Hk-HcJ評定方正度時的方正度良好。
Figure 02_image007
Figure 02_image009
Figure 02_image011
圖1為以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察實施例1中所製作之燒結磁石的內部之組織之影像。 　　圖2為以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察比較例1中所製作之燒結磁石的內部之組織之影像。

Claims (9)

  1. 一種R-Fe-B系燒結磁石，其為具有主相與粒界相的R-Fe-B系燒結磁石，其中該主相具有12~17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1~3原子%的M1(M1為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05~0.5原子%的M2(M2為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m~5.9+2×m)原子%(m為M2所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成，且包含R2(Fe,(Co))14B金屬間化合物，其特徵為：在上述粒界相的二粒子間粒界具有擴幅部，其構造為由二粒子間寬為10nm以下的窄幅部所包圍，且比窄幅部的粒界寬度更往二粒子間寬度方向膨出；上述擴幅部的二粒子間寬為30nm以上，上述擴幅部中之Fe相對於R的原子比Fe/R為0.01~2.5，上述主相係於其表面部包含(R’,HR)2(Fe,(Co))14B(R’為選自包含Y且將Dy，Tb及Ho除外之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者；HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)所示之富HR相，上述富HR相中之HR的含 量係高於上述主相之中心部的HR的含量。
  2. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中二粒子間粒界之擴展方向的最大長度L相對於上述擴幅部的二粒子間寬W的比L/W為8以下。
  3. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中上述擴幅部的最大剖面積為7,000nm2以上。
  4. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中磁石剖面上之上述擴幅部之合計面積相對於磁石全體的面積的比例為0.1%以上。
  5. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中HR含量從表面部向內部具有分佈，表面部的HR含量係高於內部的HR含量。
  6. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中上述富HR相係不均勻地形成於上述主相之表面部。
  7. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中上述富HR相中之Nd的含量為上述主相之中心部的Nd的含量的0.8倍以下。
  8. 如請求項1之R-Fe-B系燒結磁石，其中在R-Fe-B系燒結磁石的表面至200μm內部的剖面所評定之富HR相的面積，相對於主相全體的面積為2%以上。
  9. 一種R-Fe-B系燒結磁石之製造方法，其特徵為包含：調製合金微粉之步驟，該合金微粉具有12~17原子%的R(R為選自包含Y之稀土元素的1種或2種以上之元素，並以Nd為必要者)、0.1~3原子%的M1(M1為選自Si，Al，Mn，Ni，Cu，Zn，Ga，Ge，Pd，Ag，Cd，In，Sn，Sb，Pt，Au，Hg，Pb及Bi的1種以上之元素)、0.05~0.5原子%的M2(M2為選自Ti，V，Cr，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及W的1種以上之元素)、(4.8+2×m~5.9+2×m)原子%(m為M2所示之元素的含有率(原子%))的B、10原子%以下的Co、0.5原子%以下的C、1.5原子%以下的O、0.5原子%以下的N、及其餘為Fe之組成；將該合金微粉在施加磁場下進行壓粉成形而得到成形體之步驟；將該成形體以900~1,250℃之範圍的溫度進行燒結而得到燒結體之步驟；將該燒結體冷卻至400℃以下的溫度之步驟；將含有HR(HR為選自Dy，Tb及Ho的1種以上之元素)的金屬、化合物或金屬間化合物配置於上述燒結體的表面，以超過950℃且為1,100℃以下之範圍的溫度加熱，使HR朝燒結體進行粒界擴散，再冷卻至400℃以下之高溫熱 處理步驟；於該高溫熱處理後，以600~750℃之範圍的溫度加熱之中溫熱處理步驟；及於該中溫熱處理後，以400~550℃之範圍的溫度加熱，再冷卻至300℃以下之低溫熱處理步驟。
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