稀土磁体及其制造方法

专利名称：：稀土磁体及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及稀土磁体及其制造方法。
背景技术：
：—般来说，诸如Nd-Fe-B型的稀土磁体在室温环境中使用，例如，在硬盘驱动器的音圈马达(VCM)中、或在磁共振成像(MRI)装置中使用，因而几乎从未需要这种稀土磁体具有耐热性。近年来，这种类型的稀土磁体的应用范围正在扩大，例如其被应用于普通汽车的EPS电机中、混合电动车(HEV)的驱动马达或FA(机器人或机床)用电机中。随着应用范围的扩大，需要稀土磁体具有耐热性，并且能够承受在温度相对较高的环境中的应用。在将稀土磁体应用于汽车中时，这种趋势尤其明显。提高稀土磁体耐热性的最为常见的方法是增加矫顽磁力，并且人们一直采用在Nd-Fe-B系合金发生熔融时加入Dy、Tb等的方法。最近，人们尝试通过使Dy金属从稀土磁体的表面扩散至内部，丛而提高矫顽磁力。例如，国际公开No.WO2006/064848，小册子(权利要求、图l等)披露了一种Nd-Fe-B系烧结磁体及其制造方法，其中通过还原来对Dy的氟化物、氧化物或氯化物进行处理，从而使Dy金属从Nd-Fe-B系烧结磁体的表面扩散并渗透至晶界相，由此晶界得到调整，使得磁体表面上的Dy浓度较高，而磁体内部的Dy浓度较低。另外，例如，专利文献JP-A-2004-304038披露了一种稀土烧结磁体及其制造方法，其中通过溅射在稀土烧结磁体的表面上而形成Dy金属膜或Tb金属膜，随后进行热处理，从而使Dy等热扩散至磁体内部。此外，专利文献JP-A-62-206802描述了这样一种方法，该方法将5Dy-Nb合金粉末、Dy-V合金粉末等与Nd-Fe-B系合金粉末混合，并将该粉末混合物烧结从而获得烧结磁体。然而，这些常规技术具有如下问题。即，在Nd-Fe-B系合金发生熔融时加入Dy、Tb等的方法中，利用了通过将Nd2Fe14B晶体中的Nd置换为Dy等以提高磁各向异性的原理来增加矫顽磁力，然而根据该原理，Dy等与Fe原子以磁矩反平行的方式相互耦合在一起，这会不利地造成剩磁的降低。专利文献WO2006/064848中所描述的技术(在该技术中，使Dy金属从稀土烧结磁体的表面扩散并渗透至晶界相)适用于烧结磁体，但是该技术几乎不能用于通过热模塑(如热压)或热塑加工(如热挤出)而制造的磁体。其原因如下。根据专利文献WO2006/064848中所描述的技术，为了完全使得Dy减少并扩散，需要在约l，OO(TC的高温下进行热处理。在烧结磁体的情况中，磁体本身在约1，10(TC下进行烧结，因此在上述热处理条件下几乎不会造成晶粒的生长，因此基本可以忽略因晶粒生长的增加而导致矫顽磁力减小这一问题。另一方面，由热模塑或热塑加工而制造出的磁体在上述热处理条件下可允许晶粒的生长，因此由Dy扩散所引起的矫顽磁力提高与由晶粒生长而导致的矫顽磁力降低互相抵消。另外，当晶粒尺寸增加时，磁畴变得不稳定，并且矫顽磁力降低。基于这些原因，难以将专利文献WO2006/064848中所描述的技术应用于通过热模塑或热塑加工而制造的磁体上，以提高其耐热性。关于专利文献JP-A-2004-304038中所描述的技术(其中，通过溅射在稀土烧结磁体的表面上而形成Dy金属膜或Tb金属膜，并且该金属被热扩散至磁体内部)，则需要昂贵的装置以形成金属膜。此外，由于批量生产的量较小，因此生产率较低。在专利文献WO2006/064848和JP-A-2004-304038所描述的技术中，都是使Dy等由磁体的表面扩散至其内部，因此尽管Dy等在磁体的表面部分中的浓度较高，但在磁体内部Dy等的浓度较低，因此整个磁体的磁特性可能变得不均匀。这不利于在整个磁体上获得高的磁特性。除了专利文献WO2006/064848和JP-A-2004-304038之外，还披露了许多将Dy由磁体的表面扩散至磁体内部的方法，但是这些方法均依赖于从磁体表面处的扩散，并且尽管这些方法存在不同之处，但是均难以避免因磁体表面与磁体内部之间的Dy浓度的差别而导致的磁特性不均匀。在专利文献JP-A-62-206802所描述的方法(其中，将Dy-Nb合金粉末等与Nd-Fe-B系合金粉末混合，并且将该粉末混合物烧结)中，烧结温度高达约I，IOO'C。因此，晶粒的尺寸为5pm至10jim，从单畴理论的角度来说，这不利于获得高的矫顽磁力，因此该方法从根本上来说不是优选的。此外，由于在高温烧结过程中，元素Dy大部分扩散到主晶粒的内部，因此尽管矫顽磁力会增加，但是存在着剩磁降低的程度会增大这样的缺陷。
发明内容'在上述情况下完成了本发明，本发明的目的是提供一种稀土磁体，其表现出髙的矫顽磁力，同时还会抑制剩磁的降低。本发明的另一目的是提供一种能够简便、容易地制造具有均匀磁特性的稀土磁体的制造方法。为了实现这些目的，本发明提供一种稀土磁体，其是至少通过热模塑而形成的，所述稀土磁体包含晶粒以及包围在晶粒外周的晶界相，该晶粒包含作为主相的R2X14B相，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，并且X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe;其中元素RH在晶界相中的浓度高于其在晶粒中的浓度，其中元素RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；并且其中，从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素RH以基本上恒定的浓度分布存在。本发明的稀土磁体的元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值低于10%。在本发明的稀土磁体中，晶粒的平均晶粒尺寸优选为1pm或更7低。在本发明的稀土磁体中，R优选至少包含Nd禾B/或Pr。在本发明的稀土磁体中，元素RH的含量优选为0.01质量％至10质量％。此外，本发明的稀土磁体优选是至少通过将原料粉末进行热模塑而形成的，所述原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末。在该方面，原料粉末优选含有0.01质量％至10质量％的RH金属和/或RH合金。此外，RH合金优选含有选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素。另外，本发明还提供一种制造稀土磁铁的方法，该方法包括'制备原料粉末的步骤，该原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe，并且RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；对所制得的原料粉末进行冷模塑，以获得冷压体的步骤；以及对所获得的冷压体进行热模塑，以获得热压体的步骤，或者对获得的所述热压体进一步进行热塑加工，以获得热塑加工体的步骤。在本发明的方法中，原料粉末优选含有0.01质量％至10质量％的RH金属和/或RH合金。本发明的方法还优选包括将热压体或热塑加工体进行热处理的步骤。在这一方面，优选在500'C至900'C的温度下进行热处理。在本发明的方法中，RH合金优选包含选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素。本发明的稀土磁体是至少通过热模塑而形成的磁体，并且包含晶粒以及包围在晶粒外周的晶界相，该晶粒包含作为主相的R2X14B相(其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，并且X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe)。此外，在本发明的稀土磁体中，元素RH(其中，元素RH为选自Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素)在晶界相中的浓度高于其在晶粒中的浓度，并且从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素RH以基本上恒定的浓度分布存在。因此，与常规稀土磁体(其中，元素RH在磁体的表面部分中的浓度较高，而在磁体内部的浓度较低)相比，本发明的稀土磁体表现出高的矫顽磁力，同时还会均匀地抑制磁体中剩磁的降低。因此，本发明的稀土磁体能够具有高的耐热性。在本文中，当本发明的稀土磁体的元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值低于10%时，元素RH在磁体内部具有优异的均匀性，这通常有助于提高矫顽磁力。此外，当晶粒的平均晶粒尺寸为1pm或更低时，由于晶粒尺寸更为接近于单畴临界尺寸，因而磁畴更容易稳定化，并且几乎不会发生逆磁畴的产生或扩展。因此，容易抑制矫顽磁力的降低，这可有助于提高矫顽磁力。另外，当R至少含有Nd禾卩/或Pr时，饱和磁化强度相对较高，这可有助于提高磁化强度。当元素RH的含量为0.01质量％至10质量％时，会抑制剩磁的降低，因此易于有效地提高矫顽磁力。此外，当至少通过对原料粉末(该原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末)进行热模塑而形成本发明的稀土磁体时，可使元素RH均匀地扩散至磁体内部，从而能够有效地提高矫顽磁力。当RH合金含有选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素时，由于该第二合金元素(secondaryalloyelement)会与元素RH形成共晶体，因此与单独的RH金属相比，RH合金的熔点较低。因此，可在较低9的温度下进行元素RH的内部扩散，从而可抑制晶粒的生长，这可有助于提高矫顽磁力。此外，在进行热模塑时，部分RH合金转化成为液相，这同样有益于磁体压制体的致密化或塑性加工性的提高。在本发明稀土磁体的制备方法中，制备上述特定的原料粉末，对所制备的原料粉末进行冷模塑，并将所获得的冷压体进行热模塑或将所获得的热压体进一步进行热塑加工。这样，元素RH能够均匀且高效地内扩散至晶界相中。据信其原因如下在使元素RH由磁体的表面扩散至磁体内部的常规方法中，对应于磁体的尺寸，元素RH的扩散长度为约几毫米至几十毫米不等，但在本发明的稀土磁体的制造方法中，元素RH的扩散长度可低至上述长度的约1/100至约1/1000，这十分有利于实现均匀扩散。基于这一原因，根据本发明的稀土磁体的制造方法，可以通过相对容易且简便的方式来制造稀土磁体(其中，元素RH富集在晶界相中，并且从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素RH以基本上恒定的浓度分布存在)，而无需溅射装置之类的昂贵成膜装置。此外，在通过切割所获得的稀土磁体来制造多个稀土磁体的情况中，容易地获得具有相同性质的稀土磁体，从而实现优异的批量生产率。在本文中，当原料粉末含有0.01质量％至10质量％的RH金属和/或RH合金时，抑制了所获得的稀土磁体的剩磁的降低，并可以有效地提高矫顽磁力。并且，当所述方法还包括对热压体或热塑加工体进行热处理的步骤时，可以使元素RH更均匀地内部扩散至晶界相中。当热处理时的温度为500'C至90(TC时，不仅使元素RH充分地扩散至晶界相内，而且还使得大部分的元素RH保持在晶界相中，从而抑制了元素RH在晶粒中被元素R所置换，并限制了剩磁的降低。另外，还防止晶粒发生粗化，从而可获得高的矫顽磁力。此外，当RH合金包含选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素时，由于几乎所有这些元素均可与元素RH形成共晶体，因此与RH金属相比，这种RH合金的熔点较低。因此，可在较低的温度下进行元素RH的内部扩散，并且可抑制晶粒的生长，从而易于使所获得的稀土磁体具有高的矫顽磁力。此外，在热模塑时，部分RH合金转化成为液相，这也可以有效地使磁体压制体致密化或有效地提高塑性加工性。附图筒要说明图1示出使用扫描电子显微镜(SEM)而拍摄的试验例1中所制备的稀土合金粉末A的照片。图2示出试验例1中所制备的稀土合金粉末A的X射线衍射图谱。图3示出使用扫描电子显微镜(SEM)而拍摄的实施例5中的样品的晶体结构的照片。图4示出使用透射电子显微镜(TEM)而拍摄的实施例5中的样品的晶体结构的照片。发明详述下面将详细描述本发明的一个实施方案中的稀土磁体(下文中有时称其为"本发明的磁体")及其制造方法(下文中有时称其为"本发明的制造方法")。1.本发明的磁体本发明的磁体是至少通过热模塑而形成的磁体，因此从这一点来看，该磁体不同于所谓的烧结磁体。本发明的磁体包含晶粒以及晶界相，所述晶粒含有作为主相的R2X14B相。这些晶粒基本上为板状晶体，并且所述晶界相包围在所述晶粒的外周。在本发明的磁体中，R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素。R优选为Nd或Pr、或优选至少含有Nd和/或Pr，例如为含有Nd禾卩/或Pr的组合。更优选的是，R含有Nd和/或Pr作为主要成分，这是因为在稀土元素中，Nd和Pr的资源相对充足且廉价，并且具有相对较高的饱和磁化强度，这有利于(例如)提高磁力。进一步更优选的是，R含有Pr作为主要成分。与R主要基于Nd时的情况相比，当R主要基于Pr时，R2X14B化合物的各向异性磁场较大，而这对于(例如)提高矫顽磁力是有利的。另外，与R主要基于Nd时的情况相比，当R主要基于Pr时，R2XmB化合物的熔点较低，而这对于(例如)提高热塑加工性是有利的，并且还可改善晶体取向。对于R，具体而言，Nd和/或Pr的质量M占全部R的总质量n/。的比例优选为50%或更高，更优选为60%或更高，进一步更优选为70%或更高，最优选为80%或更高。在上述化学式中，X为Fe或者部分被Co置换的Fe。从(例如)磁特性(尤其是较大的饱和磁通密度)和价格低廉的角度来看，X优选为Fe。R2X14B相的具体例子包括Nd2Fe14B相、Pr2Fe14B相、(Nd,Pr)2Fe14B相，以及由于元素Dy扩散至这些相中并且被该元素部分置换而得到的相，例如(Nd,Dy)2FeMB相、(Pr,Dy)2Fe14B相和(Nd,Pr，Dy)2Fe14B相。在本发明的磁体中，元素RH在晶界相中的浓度高于其在主晶粒中的浓度。元素RH为选自Dy、Tb和Ho中的至少一种元素。从(例如)矫顽磁力提高效果与成本之间达到很好的平衡的角度来看，元素RH优选为Dy或Tb，或优选至少含有Dy和/或Tb,例如RH为含有Dy和/或Tb的组合。更优选的是，元素RH含有Dy禾n/或Tb作为主要成分。在本发明的磁体中，从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素RH以基本上恒定的浓度分布存在。本文中的术语"基本上恒定"是指在磁体的表面部分、磁体的中心部分、以及位于磁体的表面部分与中心部分之间的中间部分，元素RH的浓度是一致的，或者从测量误差等的角度来看，这些浓度的差值在可接受的范围内。S卩，在本发明的磁体中，元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上，以几乎相等的浓度存在。因此，在这一点上，本发明的磁体明显不同于常规的梯度烧结磁体(例如专利文献JP-A-2006-303436或JP-A-2006-179963中所描述的磁体)，其中在该常规的梯度烧结磁体中，在磁体的表面部分中元素RH的浓度较高，而在磁体的内部元素RH的浓度较低。在本发明的磁体中，从(例如)元素RH在磁体内的优异均匀性以及能够有助于提高矫顽磁力的角度来看，元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值优选在10%以内。在这一方面，可通过如下方法来获得元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值，该方法为测量元素RH在磁体的表面部分、磁体的中心部分、以及位于磁体的表面部分与中心部分之间的中间部分处的浓度；将(其中的最大值-其中的最小值)的值除以其中的最大值，并将所获得的值乘以100。即，可通过如下方程式来计算元素RH的浓度差值。元素RH的浓度差值={(最大浓度-最小浓度)/(最大浓度)}><100元素RH的浓度差值更优选在8%以内，进一步更优选在5%以内，再进一步更优选在3%以内，并且最优选在2%以内。在本发明的磁体中，从(例如)抑制剩磁的降低以及可有效地提高矫顽磁力的角度来看，元素RH的含量优选为0.01质量％至10质量％，更优选为0.02质量％至6质量％，进一步更优选为0.05质量％至3质量％。可通过对从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的晶体结构进行EDX分析，从而测量并评价元素RH的浓度分布。另外，通过ICP发射光谱化学分析或荧光X射线分析来测量并评价元素RH的含量。顺带提及，可通过使用含有R-X-B系合金粉末(该合金粉末混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金)的原料粉末、并使其至少通过热模塑而适当地形成本发明的磁体。本文中所用的RH金属包括通过使金属和金属粉末蒸发而制得的金属蒸气。类似的，RH合金包括通过使合金和合金粉末蒸发而制得的合金蒸气。这在后面的"2.本发明的制造方法"中有描述。在本发明的磁体中，从(例如)易于抑制矫顽磁力的降低以及可有助于提高矫顽磁力的角度来看，晶粒的平均晶粒尺寸的上限优选为lpm或更低，更优选为0.5nm或更低。对平均晶粒尺寸的下限没有特别的限制。例如，当对原料合金粉末(其处于由约20nm的微细晶粒与无定形相所形成的混合状态、且该原料合金粉末由淬火法制得)进行热模塑时，则会造成无定形相的结晶以及微细晶粒的生长，并使得晶粒尺寸为约30nm至50nm。无定形相不会提高矫顽磁力，但是当无定形相结晶至晶粒尺寸为30nm至50nm时，会获得足够高的矫顽磁力。通过如下方式来测定晶粒的平均晶粒尺寸，该方式为切割本发明的磁体，抛光后用S.EM进行观测，在拍摄到R2X14B晶体的C平面(放大倍数IO,OOO倍)时在该图像中绘制若干条直线，并且总共测量50个晶粒的长度，随后计算长度的平均值。对本发明的磁体的形状没有特别限定，可根据用途从多种形状(如圆柱状、柱状、碟状、板状、棒状、桶状和瓦片状等)中进行适当地选择。关于本发明的磁体的应用，其合适的例子包括在高温而非室温下工作的电机，因高速高功率旋转而会产生较多热量的电机(如车辆EPS电机和驱动马达)，机床、机器人等中的高功率电机，空调的室外机组用电机，以及电梯的驱动马达。2.本发明的制造方法
技术领域：
：本发明的制造方法是能够恰当地制造本发明的磁体的制造方法。本发明的制造方法基本包括如下步骤(1)至(3)。步骤(1):步骤(1)为制备原料粉末的步骤，该原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末(其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe，并且RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素)。R、X和RH的合适选择情况如上所述。在R-X-B系合金中，从(例如)同时保持高的矫顽磁力和高的剩磁(矫顽磁力和剩磁被用作磁特性的评价指标)的角度来看，R的含量优选为27质量％至33质量％，更优选为28质量％至32质量％，进一步更优选为28.5质量％至31质量％。X为单独的Fe或部分被Co置换的Fe。Fe被Co置换后可提高R2FenB化合物的居里温度，并提高耐腐蚀性，但另一方面，如果Fe被Co过量置换，则剩磁等会降低。基于这一原因，在R-X-B系合金中，Co的含量优选为6质量％或更低，更优选为3质量％或更低。在R-X-B系合金中，从可容易地制造R2XmB化合物、而不会造成剩磁的降低的角度来看，B的含量优选为0.8质量％至1.2质量％、更优选为0.9质量％至1.1质量％。除了这些元素以外，R-X-B系合金还可含有至少一种元素，如Al、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Zr、Nb、Mo、In、Ga、Sn、Hf、Ta和W，这是因为当这些元素以合适的含量存在于晶界相中时，可有助于晶粒的均匀化或有助于提高矫顽磁力。从(例如)获得上述效果并且同时抑制剩磁的降低的角度来看，这种元素的含量优选为3.0质量％或更低，更优选为1.5质量％或更低。另外，该元素的含量的下限为0.01质量％，更优选为0.1质量％。另一方面，RH合金优选含有选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素以作为第二合金元素。当含有这种第二合金元素时，会获得如下的优点。即，该第二合金元素会与元素RH形成共晶体，并且与单独的RH金属相比，含有该第二合金元素的RH合金的熔点较低。例如，虽然单独的Dy金属的熔点为约1,412°C，但是85%Dy-15%Cu(质量%)合金的低共熔点为约790°C，这种熔点的降低有利于在低温下进行元素RH(例如Dy)的扩散处理。这样，可在较低温度下进行元素RH的内部扩散，并可抑制晶粒的生长，这可有助于提高矫顽磁力。另外，部分RH合金在热模塑时转化为液相，这也可有效地使磁体压制体致密化或者提高塑性加工性。此外，单独的RH金属的可粉碎性较差，因此非常难以获得直径为几十微米的粉末，而RH金属与上述第二合金元素形成共晶体则有助于RH合金的粉碎，其中在(例如)将RH合金与R-X-B合金粉末混合时RH合金的粉碎是必需的。特别是，为了获得上述优点，上述元素的含量优选为10质量％至50质量%，更优选为20质量％至40质量％。当RH合金含有选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au和Pd所组成的组中的至少一种元素作为其第二合金元素时，由于这些元素中的每一种的熔点均低于不含有这些第二合金元素的RH合金的熔点，因此这有利于(例如)使低共熔温度较低。从低熔点以及材料成本等的角度来看，RH合金更优选含有选自由Cu、Al、Ga、Ge和Sn所组成的组中的至少一种元素作为其第二合金元素，并且同样从该观点来看，进一步'更优选含有Cu或Al、或者至少含有Cu和/或Al，例如含有Cu和/或Al的组合。当RH合金含有选自由Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素作为其第二合金元素时，尤其有利的是(例如)磁沐压制体难以断裂，并且在塑性加工时容易拉伸，而且表现出优异的磁特性。更优选含有Co或Fe，或至少含有Co和/或Fe(例如含有Co和/或Fe的组合)，这是因为(例如)熔融温度的降低幅度较大，这对于加快元素RH的扩散是有利的，并且即使其在晶粒中被部分置换，也几乎不会产生磁性不利影响。可(例如)通过下述方式来具体制备所述原料粉末。顺带提及，可由其他方法来制备或提供原料粉末。下面对制造原料粉末时的情况进行描述。首先制备R-X-B系合金粉末。关于R-X-B系合金粉末的制造方法，例如，将具有预定成分组成的R-X-B系合金(例如Nd-Fe-B系合金、Pr-Fe-Co-B系合金、Pr-Fe-B系合金或Pr-Nd-Fe-Co-B系合金)根据合金的组成在某一温度下熔融，并将该熔体由喷嘴喷射至具有髙的散热能力的旋转辊(例如，铜制旋转辊)上，并进行超淬火(例如，在旋转辊的圆周速度为10m/秒至30m/秒的条件下冷却)，从而获得这样的片状粉末，该片状粉末的长度为约几十毫米，厚度为约20pm至50nm，其内部由约10nm至20nm的微细晶粒构成，且部分为无定形相。随后，使用喷射冲击磨等将该片状粉末粉碎，并且如果需要的话，可进行筛选，直至长的一侧的长度为约300nm或更低为止，这样便可获得R-X-B系合金粉末。这样制得的R-X-B系合金粉末(超淬火粉末)为磁各向同性粉末。R-X-B系合金粉末的制备方法的其他例子包括如下方法将具有上述预定成分组成的R-X-B系合金进行熔融-铸造而获得铸锭，将该铸锭在约800'C的高温下储存并释放氢气，从而获得R-X-B系合金粉末。根据该方法，将铸锭在高温下储存并释放氢气，从而将该铸锭粉碎至约几百微米的程度，同时获得了具有微细重结晶晶粒的晶体结构的粉末，其中所述重结晶晶粒的尺寸为几百纳米，并且该重结晶晶粒通过其方位角的排列而沉积。这样获得的R-X-B系合金粉末(所谓的HDDR粉末)为具有磁各向异性的粉末。接着，制备RH金属和/或RH合金。这种粉末的制备方法的例子包括上述的超淬火法、雾化法、铸造法和气体蒸发法。例如，在雾化法中，RH金属熔体或RH合金熔体在气体或水中雾化，或者在旋转盘上雾化，从而可制得尺寸为约几十微米至一百几十微米的粉末。另外，根据气体蒸发法，尽管其生产率不高，但是可制得尺寸为几十纳米的微细粉末。另外，可对通过利用常规铸模的铸造法或者借助薄带铸造的铸造法而获得的RH金属或RH合金进行多种湿法或干法粉碎加工，以制备尺寸为几十纳米的微细粉末。随后，将R-X-B系合金粉末与RH金属粉末和/或RH合金粉末混合，以制备原料粉末。混合方法可采用干式系统或湿式系统。混合方法的具体例子包括如下方法在大气或惰性气体气氛(如氮气或氩气)中，通过使用摇滚式混合机等对粉末进行干法混合的方法；以及将粉末在有机溶剂(例如己烷)中进行湿法混合的方法。顺带提及，即使当通过混合将各粉末进行更为精细地粉碎时，也不会对以后的冷模塑产生显著的影响，并且对于后续的热扩散而言，尺寸为约10(am至100(am的RH金属粉末或RH合金粉末是更为有利的。当然，从防止氧化、防止燃烧等角度来看，优选的是，避免将RH金属粉末或RH合金粉末过度粉碎至约1^m。除了上述混合之外，可将RH金属和/或RH合金涂敷于R-X-B系合金粉末上，以制备原料粉末。关于涂敷方法，例如，将R-X-B系合金粉末和RH金属片或RH合金片在高真空中旋转，同时在80(TC至900'C下对其进行热处理，这样便可获得其上涂敷有RH金属或RH合金的R-X-B系合金粉末。在使用这种经涂敷的粉末时，可省略后续的混合步骤，并且其优于通过混合方法而制得的原料粉末，这是因为在热模塑或热处理过程中，元素RH能够更为均匀地扩散。其他例子包括如下方法将RH金属粉末或RH合金粉末分散于水含量较低的有机溶剂中，并将所得的分散液喷于R-X-B系合金粉末的表面上。此外，可通过使用诸如气相沉积或CVD等技术将RH金属或RH合金涂敷于R-X-B系合金粉末上。在原料粉末中，例如从抑制剩磁的降低、以及易于有效地提高矫顽磁力的角度来看，RH金属和/或RH合金在原料粉末中所占的比例优选为0.01质量％至10质量％，更优选为0.02质量％至6质量％，进一步更优选为0.05质量％至3质量％。步骤(2)步骤(2)是将所制备的原料粉末进行冷模塑，以获得冷压体的步骤。更具体而言，将原料粉末填充在冷压模具中，并且形成具有各种形状(例如圆柱状、柱状或板状)的冷压体。在该步骤中，如果能够将原料粉末固化就已基本上足够了。从处理时的强度、压制的压力、模具的寿命等角度来看，冷压体的实际密度优选为40%至70%，更优选为50%至70%。冷模塑时的压縮模塑压力为(例如)约2吨/平方厘米至4吨/平方厘米，压力保持时间为(例如)约1秒至10秒。此处，在使用含有具有磁各向同性的R-X-B系合金粉末的原料粉末的情况下，可通过上述工序基本上形成冷压体。另一方面，在使用含有具有磁各向异性的R-X-B系合金粉末(HDDR粉末)的原料粉末的情况下，在冷模塑时可通过进一步施加磁场(如直流磁场或脉冲磁场)从而使模具中的R-X-B系合金粉末发生取向，以形成磁各向异性的冷压体。如果是这种情况，则无需进行下面所描述的用于赋予磁各向异性的热塑加工，(例如)这有助于通过工艺的简化等而提高生产率。步骤(3)步骤(3)为对所获得的冷压体进行热模塑，从而获得热压体，或者对所获得的热压体进一步进行热塑加工，从而获得热塑加工体的步骤。如上所述，在使用含有具有磁各向同性的R-X-B系合金粉末的原料粉末的情况下，对步骤(2)中所获得的冷压体进行热模塑，并将所获獰热压体进行热塑加工，从而获得热塑加工体(稀土磁体)。在使用含有具有磁各向异性的R-X-B系合金粉末(HDDR粉末)的原料粉末的情况下，对步骤(2)中所获得的冷压体进行热模塑，从而获得热压体(稀土磁体)。关于热模塑，可适当地采用热压。另外，也可采用SPS(放电等离子体烧结)等，其通过施加热、压力以及高电流从而加速致密化。顺带提及，可使用独立的装置(例如压锻机)来分别独立地进行热模塑和热塑加工，或者使用一个装置(例如压锻机)来连续地进行这两个步骤。在热压过程中，(例如)可在处于惰性气体气氛(如氩气)、真空或大气中的已加热模具内，对冷压体进行加压和致密化。此时，从(例如)致密化与晶粒生长的抑制作用之间的平衡、以及元素RH的扩散能力的角度来说，加热温度优选为500'C至90(TC，更优选为70(TC至90(TC。另外，热模塑时的压縮模塑压力为(例如)约2吨/平方厘米至4吨/平方厘米，压力保持时间为(例如)约5秒至30秒。例如，在各向同性热压体的情况中，从防止在后续步骤中在热塑加工时发生龟裂或断裂的角度来说，或者在各向异性热压体的情况中，从通过提高密度从而增加剩磁的角度来说，热模塑后所得热压体的密度优选为理论密度的97%至100%,更优选为98%至100%，进一步更优选为99.5°/。至100%。热塑加工的具体例子包括热挤出、热拉伸、热锻和热轧。可单独进行这些操作，或者将两种或多种操作组合进行。在形成为圆柱状或板状的情况下，从(例如)晶粒的取向特性或材料产率的角度来说，可适当地采用挤出法。在热塑加工中，(例如)通过将热压体在惰性气体气氛(如氩气)、真空或大气中加热，从而使其发生塑性变形。通过塑性变形，R2X14B晶体的C轴沿着施加有应力的方向进行取向，从而获得各向异性的磁体。此时，从'(例如)晶粒生长的抑制作用与塑性变形之间的平衡、以及元素RH的扩散能力的角度来说，加热温度的下限优选为5CKTC或更高，更优选为70(TC或更高，进一步更优选为75(TC或更高。另一方面，加热温度的上限优选为90(TC或更低，更优选为85(TC或更低。本发明的制造方法基本包括上述步骤(1)至(3)。本发明的制造方法还可包括下述步骤(4)。在包括步骤(4)的情况中，由于元素RH的扩散，矫顽磁力可以得到提高。步骤(4):步骤(4)是将热压体或热塑加工体进行热处理的步骤。在之前的热模塑或热塑加工中，混入的元素RH优先扩散至晶界相中，但是在许多情况中热模塑时间或热塑加工时间相对较短。因此，当对热压体或热塑加工体进行热处理时，可使元素RH向晶界相中的扩散得到加速。此外，在热处理后将稀土磁体切割以获得多个磁体的情况中，(例如)易于有利地获得具有相同性能的磁体。在热模塑后进行热塑加工的情况中，可向热塑加工体施加热处理。这里，上述热处理的温度优选为50(TC至900°C，更优选为700°C至900°C，进一步更优选为75(TC至900°C。可根据热处理温度恰当地调整热处理时间，并且所述热处理时间优选为IO分钟至12小时，更优选为30分钟至6小时，进一步更优选为30分钟至3小时。当热处理温度和热处理时间处于上述范围内时，不仅易于使元素RH充分地扩散至晶界相中，而且易于使大部分的元素RH保持在晶界相中，从而抑制了晶粒中发生的被元素R置换，并且限制了剩磁的降低。另外，还会防止晶粒的粗化，从而可获得高的矫顽磁力。在热处理中，从抑制矫顽磁力降低的角度来说，优选对温度和时间进行调节，使得晶粒的平均晶粒尺寸为1^m或更低。另外，在热处理中，从提高生产率的角度来看，较高的热处理温度和较短的热处理时间是优选的。因此，当热处理温度为S0(TC至90(TC时，热处理时间优选为10分钟至2小时，当热处理温度为500°C至70(TC时，热处理时间优选为3小时至12小时。顺带提及，从抑制氧化的角度来说，优选在(例如)惰性气体气氛(如氩气)或真空中进行热处理。例子下面将参照例子对本发明进行更详细的描述。1.试验例1(原料粉末的制备)将成分组成为30。/oNd-2MCo-l。/。B-余量为Fe(以质量％计)的稀土合金在1,350'C下熔融，并将该熔体由喷嘴喷射至镀有Cr的铜制旋转辊(旋转辊的圆周速度是20m/秒)上，从而获得快速淬火的合金片。通过切碎机将该快速淬火的合金片粉碎并过筛，以制得最大粒径为350iim或更低的稀土合金粉末(下文中，有时称其为"稀土合金粉末A")。用扫描电子显微镜(SEM)以20,000倍的放大倍数来观察稀土合金粉末A的断裂表面。如茵1所示，结果证实稀土合金粉末A由尺寸约0.1pm的微细晶粒构成。此外，如图2所示，根据利用Co的Ka-射线源进行的X射线衍射测试，证实这些晶粒为Nd2(Fe,Co)14B化合物。另外，将Dy金属高频熔融，并通过离心雾化法将该熔体雾化，以获得粒度分布为30pm至100pm的Dy金属粉末。另外，采用与制备Dy金属粉末相同的工序，制备成分组成为85质量。/。Dy-15质量%Cu的85Dy-15Cu合金粉末(下文中，有时省略了对成分组成的解释，然而(例如)表达方式"aX-bY-cZ"表示含有a质量。/。的X、b质量％的Y以及c质量n/。的Z)。如后面的表1所示，将0.3质量％至1.1质量％的Dy金属粉末或85Dy-15Cu合金粉末加入到稀土合金粉末A中，并使用磨咖啡机在大气中将其混合。通过这种方式，分别制得用于制造实施例1至6的稀土磁体的各原料粉末。另一方面，采用与制备稀土合金粉末A相同的工序，制备成分组成为29质量。/。Nd-l质量。/。Dy-2质量。/。Co-l质量。/。B-余量为Fe的稀土粉末(在对快速淬火合金进行熔融时预先加入了Dy的粉末)(下文中有时称其为"稀土合金粉末B")。顺带提及，在制备比较例1的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末A，而在制备比较例2的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末B。(冷模塑)将55克各原料粉末、稀土合金粉末A或稀土合金粉末B装入冷压模具中，并通过施加3吨/平方厘米的压力而成形，从而制得圆柱状的冷压体(外径23mm，内径14mm,高度30mm)。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于80(TC下加热、并施加3吨/平方厘米的压力约15秒钟而成形，从而制得高度为约20mm的致密化的圆柱状热压体。(热塑加工)将所述热压体置于反向挤出装置的模具中，并通过在大气中于85(TC下加热该模具来进行反向挤出，从而获得内径和高度发生变形的热塑加工体(外径23mm，内径18mm，高度40mm)，并将未挤出的底部切掉。通过这种方式，制得在半径方向上具有磁各向异性的圆柱状稀土磁体。(稀土磁体的微结构)从实施例1至6的各稀土磁体上切下样品，将其嵌入树脂中，并在抛光和蚀刻之后，用扫描电子显微镜(SEM)观测样品。如图3所示，根据对实施例5的样品的测量，观察到多个板状晶粒，在该晶粒中Nd2(Fe,Co)14B晶体的C轴沿着与照片垂直的方向排列。晶体的尺寸如下其厚度为0.05nm至O.lnm，长度为0.2pm至0.6]um。此夕卜，如图4所示，根据利用透射电子显微镜(TEM)对微结构进行的测量，证实了厚度为约几纳米至10纳米的晶界相包围在主晶粒的外周(在图4中，白线标尺表示50nm)。此外，对各结构的图像进行了拍照，并测定了晶粒尺寸。此时，通过如下方式来计算晶粒尺寸在拍摄稀土磁体的C平面(放大倍数IO，OOO倍)后在该图像中绘制若干条直线，总共测量50个晶粒的长度，并随后确定所测量的长度的平均值。此外，使用与SEM连接的EDX分析仪来测定晶粒中和晶界相中稀土元素的浓度，结果证实了比较例1的磁体所含的晶粒中包含作为主相的Nd2Fe14B相，并且晶界相中富含Nd。另外，还证实了实施例1的磁体所含的晶粒中包含作为主相的Nd2FewB相，并且在晶界相中比晶粒中更富含Dy。对于实施例3的稀土磁体(含有1质量％的Dy金属粉末)，在磁体的表面部分、磁体的中心部分及其中间部分(10nmx10Jim的区域)进一步进行EDX分析，并测量各区域中元素Dy的浓度。在这一方面，作为元素Dy在磁体的表面部分的浓度，测定距离圆柱状磁体最外层表面处的深度为10pm的部分处的元素Dy浓度。作为元素Dy在磁体中心部分的浓度，测定对应于圆柱状磁体的内径与外径的平均值的部分处的元素Dy浓度。作为元素Dy在中间部分的浓度，测定介于磁体的表面部分和磁体的中心部分之间的部分处的元素Dy浓度。结果，元素Dy在磁体的表面部分的浓度为0.94%，在磁体中间部分的浓度为0.92%，在磁体的中心部分的浓度为0.93%。即，元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值为2.1%。因此，可以看出，与常规的梯度烧结磁体(参见专利文献JP-A-2006-303436的表1中所描述的距离表面10pm或500|am的部分处的数据)相比，本发明的稀土磁体的元素Dy浓度在整个磁体范围内具有极为优异的均匀性。这些结果证实了元素Dy集中于晶界相中，同时，从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素Dy以几乎恒定的浓度分布存在。艮P，这表明，与使元素Dy由磁体表面扩散并渗入的方法(例如，专利文献JP-A-2006-303436中所描述的功能性梯度磁体)相比，根据本发明，在磁体内部Dy浓度明显均匀(各区域间的浓度差为约10%或更低)。顺带提及，从实施例3以及其他实施例的Dy浓度分布结果可容易地推断元素Dy以类似的方式分布在晶界相中。(磁特性的测量)利用振动样品磁强计(VSM)测量通过以下方法获得的弧形磁片(4(高)mmx4(宽)mmx2.5(厚)mm),并通过进行退磁场校正来测定矫顽磁力(Hcj)和剩磁(Br)'，所述方法为将上述制得'的各圆柱状稀土磁体切割成高度方向为4mm，并进一步沿圆周将其分成16份。试验例1的各种条件和结果一同示于表1中。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>表1表明了如下内容。即，与其他例子相比，比较例1的稀土磁体具有较小的矫顽磁力Hcj。这是由于该磁体是单独使用稀土合金粉末A而制成的，而未将Dy金属粉末或85Dy-15Cu合金粉末与稀土合金粉末A混合。在比较例2的稀土磁体中，矫顽磁力Hcj增加了，但是剩磁Br的降低量较大。据信，发生这种情况的原因是由于在快速淬火合金的熔融过程中加入了Dy，因而可提高矫顽磁力Hcj，但是由于Dy与Fe原子之间以磁矩反平行的方式耦合，因而剩磁降低。另一方面，可以看出，与比较例1的稀土磁体相比，实施例l至3的稀土磁体表现为剩磁Br降低程度较小、并且矫顽磁力Hcj增加程度较大。据信，其原因如下在对原料粉末进行冷模塑、热模塑和热塑加工的过程中Z使得在磁体内部，元素Dy向晶界相内的扩散是均匀的，因而可有效地提高矫顽磁力Hcj。与实施例1至3的稀土磁体相比，实施例4至6的稀土磁体中矫顽磁力Hcj的增加量较大。据信其原因如下当在热模塑时使用熔点为790。C的Dy-Cu合金而不是使用熔点为1,142。C的Dy金属时，使得Dy更易于扩散并渗入晶界相内。此外，可以看出，在实施例1至6的稀土磁体中，随着与稀土合金粉末混合的Dy金属或Dy-Cu合金的混合量的增加(即，随着Dy含量的增加)，矫顽磁力Hcj随之升高。2.试验例2(热处理)对于在试验例1中所制得的实施例1和4的稀土磁体(实施例1:Dy金属粉末的混合量为0.3质量％，实施例4:85Dy-15Cu合金粉末的混合量为0.3质量％)，将弧状磁体片置于真空热处理炉内，并在Ar气氛中于50(TC至l,OO(TC下进行热处理30分钟。随后，按照与试验例1相同的方式来测量晶粒尺寸和磁特性。关于这一点，按照与实施例5相同的方式，使用扫描电子显微镜(SEM)来观测热处理后的实施例15。结果观测到包含多个板状晶粒以及包围在该晶粒外周的晶界相的微结构。此外，使用透射电子显微镜(TEM)进行测量，结果证实与实施例5相比，实施例15中元素Dy向晶界相的扩散得到促进。试验例2的各种条件和结果一同示于表2中。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表2表明了如下内容。即，当增加了热处理时，剩磁Br基本不变，并且矫顽磁力HCJ进一步增加。据信其原因如下热处理加速了元素Dy向晶界相的扩散，并且元素Dy可以更均匀地内扩散至晶界相内。此外，当热处理温度为50(TC至卯0。C时，在剩磁Br与矫顽磁力Hcj之间可获得优异的平衡。据信其原因如下(例如)元素Dy充分地扩散至晶界相中，并且使得大部分的元素Dy保持在晶界相中，从而抑制了在晶粒中发生的被元素Nd置换，并限制了剩磁的降低，还防止晶粒发生粗化，.从而可获得高的矫顽磁力。另外，还可以看出，在使用Dy-Cu合金粉末的实施例13至15中，矫顽磁力Hcj较大，而矫顽磁力Hcj的增加速率低于使用Dy金属粉末的实施例7至12的增加速率。据信其原因如下Dy-Cu合金的熔点较低，因此在之前的热模塑过程中，已经进行了Dy的扩散。3.试验例3'(原料粉末的制备)在与试验例1相同的条件下制备两种稀土合金粉末C和D(最大粒径350pm或更低)，其成分组成为29质量。/。Pr-l质量。/。Co-l质量。/。B-余量为Fe或者25质量MPr-3质量n/。Nd-2质量WDy-l质量。/。B-余量为Fe。另外，通过使用旋转辊，由淬火法来制备85Dy-15Cu合金粉末(最大粒径350pm或更低)，并将该合金粉末粉碎并过筛，从而获得最大晶粒尺寸为74nm或更低的粉末。如后面的表3所示，将0.2质量％至3质量％的85Dy-15Cu合金粉末加入到稀土合金粉末C或D中，并使用磨咖啡机在大气中进行混合。通过这种方式，制得用于制造实施例16至25的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例3的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末C，而在制备比较例4的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末D。(冷模塑—热模塑—热塑加工—热处理)关于后续工艺，按照与试验例1相同的方式进行冷模塑、热模塑和热塑加工，并且在Ar气氛中于75(TC下进一步进行热处理1小时。随后，按照与试验例1相同的方式测量磁特性。试验例3的多种条件和结果一同示于表3中。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>表3表明了如下内容。即，在用Pr系稀土磁体取代Nd系稀土磁体的情况下，矫顽磁力Hcj也可类似地增加。此外，从表1中的实施例1与表3中的实施例16的对比可以看出，尽管在是否进行了热处理或者在Dy-Cu粉末的混合量方面存在一些差别，但是Pr系稀土磁体的矫顽磁力高于Nd系稀土磁体的矫顽磁力。此外，即使当预先将含有Dy的合金用作R-X-B系合金粉末时，仍可通过混合含有Dy的合金粉末作为RH合金粉末来提高矫顽磁力Hcj。可以看出，与比较例3和比较例4相比，实施例16至20的稀土磁体以及实施例21至25的稀土磁体的矫顽磁力Hcj的提高程度均较大。此外，随着与稀土合金粉末混合的Dy-Qi合金的混合量的提高(即，随着Dy含量的增加)，矫顽磁力Hcj随之升高。4.试验例4(原料粉末的制备)'按照与试验例1相同的方式制备成分组成为30质量MNd-2质量%Co-l质量Q/。B-0.5质量MGa-余量为Fe的稀土合金粉末A'。另外，制备成分组成为29质量。/。Nd-l质量。/。Dy-2质量。/。Co-l质量。/。B-0.5质量MGa-余量为Fe的稀土合金粉末B'。另外，使用气体雾化器来制备具有下表4中所示的各种成分组成的RH金属粉末或RH合金粉末。随后，将各种RH金属粉末或RH合金粉末称重使其混合量均为0.25质量％，将该RH金属粉末或RH合金粉末加入到稀土合金粉末A'中，然后通过球磨机混合(溶剂环己烷)10分钟，在将溶剂千燥之后，收集粉末。通过这种方式，制得用于制造实施例26至35的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例5的稀土磁体时，直接使用了稀土合金粉末B'。(冷模塑)将33g各原料粉末装于冷压模具中，并通过施加5吨/平方厘米的压力而成形，从而制备出圆柱形的冷压体(外径20mm，高度20mm)。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于82(TC下加热该模具、并施加3吨/平方厘米的压力约IO秒钟而成形，从而制得圆柱形热压体，其高度为约14mm，并且被致密化至密度为99%。(热塑加工)将所述热压体置于压制模具中，并通过在Ar气氛中于82(TC下加热该模具来使其压制变形，从而制得盘状热塑加工体(外径32mm，高-5.5ihm)。(热处理)通过利用电火花线切割机(wireelectricdischargemachine)将所述热塑加工体切割至尺寸为4mmx4mmx4mm，并在真空中于80(TC下热处理10分钟。随后，按照与试验例1相同的方式测量磁特性。试验例4的各种条件和结果一同示于表4中。<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>表4主要表明了如下内容。g卩，虽然在使用Dy系RH金属粉末或RH合金粉末(实施例26至32)或Tb系RH金属粉末或RH合金粉末(实施例33至35)的情况下混合量相对较低，为0.25质量％，但是矫顽磁力Hcj仍然得到提高。还可看出，通过使用Dy系合金或Tb系合金来代替纯Dy金属或纯Tb金属，可提高矫顽磁力Hcj。据信原因如下当这种合金形成了共晶合金时，其熔点降低，并且通过热处理使得促进扩散至晶界相中的效果得到提高。此外，与使用Dy系合金时相比，在使用Tb系合金时矫顽磁力Hcj的增加量更大。据信其原因是Tb的晶体磁各向异性大于Dy的晶体磁各向异性。此外，可以看出，通过适当地选择RH合金的添加元素可调节矫顽磁力Hcj以及剩磁Br。5.试验例5(原料粉末的制备)通过将成分组成为31质量G/oNd-2质量。/。Co-l质量y。B-0.3质量Q/。Ga-余量为Fe的稀土合金进行熔融铸造，从而制成铸锭，并将该铸锭置于真空炉内。在抽真空后，在将温度由室温升至82(TC的过程中供入氢气，从而使氢气贮存在合金铸锭内，随后通过抽真空的方式将氢气释放。使用捣碎机，将经过这种处理而发生塌陷的铸锭进行粉碎，从而制得最大粒径为105)Lim的HDDR粉末E。另外，按照与试验例1相同的方式制备85Dy-15Cu合金粉末。随后，将85Dy-15Cu合金粉末称重，使其混合量为0.3质量％，将该合金粉末加入到HDDR粉末E中，然后使用磨咖啡机在大气中进行混合。通过这种方式，制得用于制造实施例36至39的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例6的稀土磁体时，直接使用HDDR粉末E。(冷模塑)将3.4g各原料粉末装于冷压模具中，并通过在加入1，600kA/米的磁场的同时施加1吨/平方厘米的压力而成形，从而制备出棱柱状冷压体(8mmx8mmxl2mm)。此处，试验例1至4的冷压体具有磁各向同性，而试验例5的冷压体具有磁各向异性，这是由于使用了具有磁各向异性的HDDR粉末E，并且在磁场中进行冷模塑。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于80(TC下加热该模具、并施加3吨/平方厘米的压力约IO秒钟而成形，从而制备出在高度方向上被压制的棱柱状热压体(8mmx8mmx7mm)。(热处理)在Ar气氛中，于60(TC至卯(TC下将热压体热处理30分钟。待样品冷却后，通过使用BH示踪器来测量磁特性。试验例5的各种条件和结果一同示于表5中。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>表5主要表明了如下内容。即，与试验例1至4类似，当通过HDDR法制备HDDR粉末E并将其作为原料粉末时，制得这样的稀土磁体，其表现出较高的矫顽磁力Hcj，同时抑制了剩磁Br的降低。此外，与未施加热处理的实施例40相比，在施加了热处理的实施例36至39中矫顽磁力Hqj更大。据信其原因如下通过施加热处理，可使元素RH向晶界相中的内部扩散更为均匀。此外，在这种情况中，可在冷模塑时赋予磁各向异性，因此，可省略热塑加工，这可有助于提高生产率，例如有助于使生产工艺简化。6.试验例6(原料粉末的制备)按照与试验例1相同的方式制备稀土合金粉末F(最大粒径350pm或更低)，其成分组成为27质量。/。Nd-3质量y。Pr-l质量。/。B-余量为Fe。另外，通过与上述相同的淬火方法制备成分组成为75质量%Dy-25质量。/。Cu的合金片，并使用己垸溶剂将该合金片在湿球磨机内进行处理，从而制得平均粒径为20pm的75Dy-25Cu合金粉末。如后面的表6所示，将0.03质量％至15质量％的75Dy-25Cu合金粉末加入到稀土合金粉末F中，在己垸溶剂中进行搅拌混合，并将混合物自然干燥。通过这种方式，制得用于制造实施例41至50的稀土磁体的各原料粉末。另一方面，按照与制备稀土合金粉末F相同的工序制备成分组成为26.61质量。/oNd-3质量。/。Pr-0.39质量。/。Dy-l质量。/oB-余量为Fe的稀土合金粉末G、成分组成为25.5质量。/。Nd-3质量。/。Pr-1.5质量。/。Dy-l质量MB-余量为Fe的稀土合金粉末H、以及成分组成为17.9质量%Nd-3质量。/。Pr-9.1质量。/。Dy-l质量n/。B-余量为Fe的稀土合金粉末I。这些稀土合金粉末G至I为在对快速淬火合金进行熔融时预先加入Dy而制成的合金粉末。顺带提及，在制备比较例7的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末F。(冷模塑—热模塑—热塑加工)关于后续工艺，按照与试验例1相同的方式顺次进行冷模塑、热模塑和热塑加工。在实施例41至50中，在Ar气氛中于75(TC下进一步进行热处理1小时。顺带提及，在比较例7至10中省略了热处理步骤。随后，按照与试验例l相同的方式测量磁特性。试验例6的多种条件和结果一同示于表6中。<table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>表6主要说明了如下内容。SP，从表6中看出，与不含有作为元素RH的Dy的比较例7相比，在实施例41至50中，含有作为元素RH的Dy，并且随着Dy含量的提高，矫顽磁力Hcj显著提高。更具体而言，从实施例41与比较例7之间的对比可以理解到，当含有很低含量(0.02质量％)的Dy时，可看到矫顽磁力得到提高的效果，而不会导致剩磁Br的任何改变。另外，当将根据本发明的制造方法获得的实施例44与比较例8(在比较例8中，通过常规的熔融方法将Dy预先加入到稀土合金中)进行比较时，尽管磁体中的Dy含量几乎相同，但是实施例44中矫顽磁力Hcj较大。从实施例46与比较例9、以及实施例49与比较例10的对比，也可看到同样的趋势。据信产生这些结果的原因如下-根据本发明的制造方法，作为元素RH的元素Dy优先扩散至晶界相内，同时，元素Dy向主晶粒内的扩散被抑制。7.试验例7(原料粉末的制备)将成分组成为29质量。/。Pr-l质量。/。B-0.5质量。/。Ga-余量为Fe的稀土合金在1,35(TC下熔融，并将该熔体由喷嘴喷射至镀有Cr的铜制旋转辊(旋转辊的圆周速度是20m/秒)上，从而获得快速淬火的合金片。使用切碎机将该快速淬火的合金片粉碎并过筛，以制得最大粒径为350pm或更低的稀土合金粉末。此外，将成分组成为80质量MDy-20质量。/。Co的80Dy-20Co合金高频熔融，并通过离心雾化法将该熔体雾化，以获得粒度分布为30pm至70pm的80Dy-20Co合金粉末。如后面的表7所示，将0.2质量％至6质量％的80Dy-20Co合金粉末加又到稀土合金粉末a中，并在己烷溶剂中进行湿法混合。通过这种方式，制得用于制造实施例51至56的稀土磁体的各原料粉末。另一方面，按照与制备稀土合金粉末a相同的工序制备如下稀土合金粉末成分组成为29质量。/。Pr-0.8质量。/。Dy-l质量。/。B-0.5质量y。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末b(其中Dy是在进行快速淬火合金的熔融时预先加入的)；以及成分组成为28.2质量。/。Pr-1.6质量。/。Dy-l质量y。B-0.5质量MGa-余量为Fe的稀土合金粉末c(其中Dy是在进行快速淬火合金的熔融时预先加入的)。顺带提及，在制备比较例11的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末a;在制备比较例12的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末b;而在制备比较例13的稀土磁体时，直接使用稀土合金粉末c。(冷模塑)将55g各原料粉末或各稀土合金粉末a至c装入冷压模具中，并通过施加3吨/平方厘米的压力而成形，从而制备出圆柱状冷压体(外径23mm，内径14mm，高度30mm)。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于80(TC下加热该模具、并施加3吨/平方厘米的压力约15秒钟而成形，从而制得高度为约20mm的致密化的圆柱状热压体。(热塑加工)将所述热压体置于反向挤出装置的模具中，并通过在大气中于85(TC下加热该模具来使其反向挤出，从而获得内径和高度发生变形的热塑加工体(外径23mm，内径18mm，高度40mm)，并将未挤出的底部切掉。通过这种方式，制得在半径方向上具有磁各向异性的圆柱状稀土磁体。(稀土磁体的微结构)从实施例51至56的各稀土磁体上切下样品，将其嵌入树脂中，在抛光和蚀刻之后，用SEM观测该样品。结果观测到由多个板状晶粒以及包围在该晶粒外周的晶界相构成的微结构。此外，对各结构的图像进行了拍照，并测定晶粒尺寸。此时，通过如下方式来计算晶粒尺寸拍摄稀土磁体的C平面(放大倍数10,000倍)后在该图像中绘制若干条直线，并且总共测量50个晶粒的长度，随后计算所测得的长度的平均值。此外，使用与SEM连接的EDX分析仪来测定晶粒和晶界相中稀土元素的浓度，结果证实比较例11的磁体所含的晶粒中包含作为主相的Pr2FenB相，并且晶界相中富含Pr。另外，证实了实施例53的磁体所含的晶粒中包含作为主相的Pr2Fet4B相，并且晶界相比晶粒更富含Dy。对于实施例53的稀土磁体(含有1质量％的80Dy-20Co合金粉末，其中纯Dy部分相当于0.8质量％)，在磁体的表面部分、磁体的中心部分及其中间部分(10、mxl0iam的区域)进一步进行EDX分析，并测量各区域中元素Dy的浓度。在这一方面，作为元素Dy在磁体表面部分的浓度，测定距离圆柱状磁体最外层表面的深度为10pm的部分处的元素Dy的浓度。作为元素Dy在磁体中心部分的浓度，测定对应于圆柱状磁体的内径与外径的平均值的部分处的元素Dy的浓度。作为元素Dy在中间部分的浓度，测定介于磁体表面部分与磁体中心部分之间的部分处的元素Dy的浓度。其结果为元素Dy在磁体表面部分的浓度为0.83%，在磁体中间部分的浓度为0.82%,在磁体中心部分的浓度为0.84%。即，元素RH在从磁体的表面部分至磁体内部的深度方向上的浓度差值为2.4%。因此，可看出与常规的梯度烧结磁体(参见专利文献JP-A-2006-303436的表1中所描述的距离表面10pm或500pm的部分处的数据)相比，在本发明的稀土磁体中元素Dy的浓度在整个磁体范围内都具有极为优异的均匀性。这些结果证实了元素Dy集中于晶界相中，同时，从磁体的表面部分至磁体的中心部分，元素Dy以几乎恒定的浓度分布存在。艮卩，这表明，与使元素Dy由磁体表面扩散并渗入的方法相比，根据本发明，在磁体的内部Dy浓度显然是均匀的。顺带提及，从实施例53以及其他实施例的Dy浓度分布结果可容易地推断，元素Dy以相似的方式分布在晶界相中。(磁特性的测量)使用振动样品磁强计(VSM)来测定通过以下方法获得的弧形磁片(4(高)mmx4(宽)mmx2.5(厚)mm)的磁力，并通过进行退磁场校正来测定矫顽磁力(Hcj)和剩磁(Br)，所述的方法为将各圆柱状稀土磁体切割成高度方向为4mm，并进一步沿圆周将其分成16份。试验例7的各种条件和结果一同示于表7中。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table>表7主要说明了如下内容。S卩，与实施例51至56的稀土磁体相比，比较例11的稀土磁体具有较小的矫顽磁力Hcj。这是由于该磁体是只使用了稀土合金粉末a而制成的，而未将80Dy-20Co合金粉末与稀土合金粉末a混合。在合金熔融同时，通过加入与实施例53和54的稀土磁体中同样量的Dy，制得比较例12和13的稀土磁体。在比较例12和13的稀土磁体中，由于加入了Dy，因此可看到矫顽磁力Hcj增加，但是剩磁Br的降低量稍大，并且矫顽磁力Hcj的增加量较小。据信，这是因为在合金熔融时加入Dy使得主晶体中的Pr被Dy所置换，并使得Dy原子与Fe原子之间以磁矩反平行的方式耦合，因此剩磁降低，同时未均匀地形成包围主晶粒的晶界相。另一方面，可以看出，与比较例11的稀土磁体相比，实施例51至56的稀土磁体表现出较大的矫顽磁力Hcj。此外，随着80Dy-20Co合金粉末的混合量增加，矫顽磁力Hcj随之升高。据信，其原因如下在对原料粉末进行冷模塑、热模塑和热塑加工的过程中，元素Dy向晶界相中进行扩散，并且可有效地提高矫顽磁力Hcj。在实施例51至56的所有稀土磁体中，主晶体的晶粒尺寸为约0.2pm至0.3pm，这是接近于适合获得高矫顽磁力的单畴晶粒尺寸的理想尺寸。8.试验例8(热处理)对于试验例7中制得的实施例53的稀土磁体，将其弧状磁片置于真空热处理炉内，并在Ar气氛中于50(TC至1,00(TC下热处理1小时。随后，按照与试验例7相同的方式测量晶粒尺寸和磁特性。试验例8的各种条件和结果一同示于表8中。<table>tableseeoriginaldocumentpage46</column></row><table>表8主要说明了如下内容。即，当增加了热处理时，剩磁Br几乎未改变，而矫顽磁力Hqj进一步增加。据信，其原因如下通过热处理促进了元素Dy向晶界相内的扩散，并且元素Dy能够更为均匀地内扩散到晶界相中。此外，当热处理温度为500'C至900。C时，在剩磁Br与矫顽磁力Hcj之间获得优异的平衡。据信，产生这种情况的原因如下例如，元素Dy充分地扩散至晶界相内，并且使得大部分的元素Dy保持在晶界相中，从而抑制了晶粒中的Dy被元素Pr置换，并限制了剩磁的降低，还防止晶粒发生粗化，从而获得高的矫顽磁力。另一方面，当热处理温度为l,OO(TC时，剩磁Br和矫顽磁力Hcj均降低。据信，其原因可归结于以下事实晶粒生长至晶粒尺寸超过lpm，因此矫顽磁力Hcj降低。基于这一原因，为了获得高的矫顽磁力Hcj，将晶粒尺寸控制为1pm或更低应该是有效的。9.试验例9(原料粉末的制备)将试验例7中制备的成分组成为29质量MPr-l质量n/oB-0.5质量n/。Ga-余量为Fe的快速淬火的合金片粉碎并过筛，从而制得最大粒径为74pm或更低的稀土合金粉末a。此外，将具有不同的成分组成的RH合金熔体喷射至旋转辊(旋转辊的圆周速度是10m/秒)的表面上，从而制得具有不同成分组成的快速淬火的合金片。利用球磨机分别将这些快速淬火的合金片进一步粉碎，从而制得平均粒径为20pm的RH合金粉末。制备后面的表9中所示的7种RH合金粉末，即90Dy-10Co合金粉末、80Dy-20Co合金粉末、60Dy-40Co合金粉末、85Dy-15Fe合金粉末、87Dy-13Mn合金粉末、90Dy-10Cr合金粉末以及80Tb-20Co合金粉末。这些合金的熔点为750。C至U80。C,低于纯Dy金属的熔点(1，412°C)。将上述各种RH合金粉末称重，使其混合量均为0.5质量％，将这些RH合金粉末加入到稀土合金粉末a中，通过球磨机(溶剂环己烷)混合10分钟，并且在将溶剂干燥之后，收集粉末。通过这种方式，制得分别用于制造实施例63至69的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例14的稀土磁体时，使用成分组成为29.4质量。/。Pr-0.4质量Q/。Dy-l质量。/。B-0.5质量。/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末d，其中在合金熔融时加入0.4质量。/。的Dy，以使其含量几乎等于上>述原料粉末中Dy的质量％。(冷模塑)将80g各原料粉末装于冷压模具中，并通过施加4吨/平方厘米的压力而成形，从而制得矩形冷压体(43mmx38mmxl0mm)。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于82(TC下加热该模具、并施加3吨/平方厘米的压力约20秒钟而成形，从而制得28mmx38mmx10mm的致密化的热压体，其相对密度达到99%。(热塑加工)将所述热压体置于压制模具中，并通过在Ar气氛中于SOO'C下加热该模具来将其压制变形，同时进行挤出，从而获得带状热塑加工体(18mmx59mmx10mm)。(热处理).利用电火花线切割机将所述热塑加工体切割至尺寸为10mm(直径)x7mm(高)，并在真空中于80(TC下热处理30分钟。随后，按照与试验例7相同的方式测量磁特性。试验例9的各种条件和结果一同示于表9中。表9<table>tableseeoriginaldocumentpage49</column></row><table>表9主要说明了如下内容。即，虽然在使用Dy系RH合金粉末(实施例63至68)或使用Tb系RH合金粉末(实施例69)时，混合量相对较低(0.5质量％)，但是，与比较例4(其中通过加入几乎相同量的Dy而制成稀土磁体)相比，仍然获得了高的矫顽磁力Hcj。此外，由于通过形成共晶合金而使各RH合金的熔点降低，因此应当理解的是，通过热处理产生了促进向晶界相内扩散的效果。同样，从实施例64与实施例69之间的对比可看出，与使用Dy系合金时相比，在使用Tb系合金时矫顽磁力Hcj的增加量更大。这归因于以下事实Tb的晶体磁各向异性大于Dy的晶体磁各向异性。此外，可以看出，通过适当地选择RH合金的添加元素可以调节矫顽磁力Hcj以及剩磁Br。IO.试验例10(原料粉末的制备)如后面的表IO所示，按照与试验例7相同的方式制备如下合金粉末成分组成为29质量y。Pr-l质量n/。B-0.5质量WGa-余量为Fe的稀土合金粉末a、成分组成为27质量。/。Pr-2质量。/。Nd-l质量。/。B-0.6质量e/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末e、成分组成为22质量MPr-5质量y。Nd-l质量。/。B-0.5质量。/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末f、成分组成为19质量。/。Pr-10质量y。Nd-l质量。/。B-0.5质量。/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末g、成分组成为14质量。/。Pr-15质量Q/。Nd-l质量。/。B-0.5质量n/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末h;以及成分组成为29质量n/。Nd-l质量。/。B-0.5质量。/。Ga-余量为Fe的稀土合金粉末i。将80Dy-20Co合金粉末称重，使其混合量为1质量％，将该80Dy-20Co合金粉末加入到各稀土合金粉末a、e、f、g、h和i中，然后通过球磨机混合(溶剂环己垸)10分钟，并且在将溶剂干燥之后，收集粉末。通过这种方式，制得用于制造实施例70至75的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例12的稀土磁体时，直接使用试验例7中制备的稀土合金粉末b(其是通过在进行快速淬火合金的熔融时预先加入Dy而制成的合金粉末)。(冷模塑—热模塑—热塑加工—热处理)关于后续工艺，按照与试验例9相同的方式进行冷模塑、热模塑和热塑加工，并在Ar气氛中于750'C下进一步进行热处理1小时。随后，按照与试验例l相同的方式测量磁特性。试验例10的多种条件和结果一同示于表10中。<table>tableseeoriginaldocumentpage52</column></row><table>表IO主要说明了如下内容。g卩，在(Pr,Nd)系稀土磁体(实施例71至74，其中，纯Pr系稀土磁体的Pr(实施例70)被Nd部分地置换)、或纯Nd系稀土磁体(实施例75)的情况中，矫顽磁力Hcj均类似地得到提高。在纯Pr系稀土磁体(实施例70)以及(Pr，Nd)系稀土磁体(实施例71至74)中，与纯Nd系稀土磁体(实施例75)的情况相比，其剩磁Br稍低，但是矫顽磁力Hcj极高。从这些结果可以理解到，本发明中的R优选主要由Pr或者主要由Pr和Nd构成，并且在这种情况中，会获得具有优异的磁特性的稀土磁体。ll.试验例11(原料粉末的制备)通过将成分组成为30质量MPr-2质量MCo-l质量％8-0.3质量"/。Ga-余量为Fe的稀土合金进行熔融铸造，从而制成铸锭，并将该铸锭置于真空炉内。在抽真空后，在将温度由室温升至78(TC的过程中供入氢气，使氢气贮存在合金铸锭内，随后通过抽真空的方式将氢气释放。使用捣碎机，将经过这种处理而发生塌陷的铸锭粉碎，从而制得最大粒径为105nm的HDDR粉末j。此外，按照与上面相同的方式制备成分组成为29.6质量。/。Pr-0.4质量。/。Dy-2质量。/。Co-l质量%B-0.3质量。/。Ga-余量为Fe的HDDR粉末k(其是通过预先加入Dy而制成的粉末)。另外，按照与试验例7相同的方式制备80Dy-20Co合金粉末。随后，将80Dy-20Co合金粉末称重，使其混合量为0.5重量％，将该80Dy-20Co合金粉末加入到HDDR粉末j中，并在己烷溶剂中进行湿法混合，并将混合物自然干燥。通过这种方式，制得用于制造实施例76至79的稀土磁体的各原料粉末。顺带提及，在制备比较例15的稀土磁体时，直接使用HDDR粉末k。(冷模塑)将5g各原料粉末装于冷压模具中，并在加入1,600kA/米的磁场的同时，通过施加2吨/平方厘米的压力而成形，从而制得棱柱状的此处，试验例7至10中的冷压体为磁各向同性的，而试验例11中的冷压体为磁各向异性的，这是由于使用了具有磁各向异性的HDDR粉末k，并且冷模塑是在磁场中进行的。(热模塑)将所述冷压体置于热压模具中，并通过在氩气气氛中于80(TC下加热该模具、并施加3吨/平方厘米的压力约15秒钟而成形，从而制备出高度方向上被压制的棱柱状的热压体(10mmx10mmx6.7mm)。(热处理)在Ar气氛中于600'C至90(TC下将所述热压体热处理1小时。待样品冷却后，通过使用BH示踪器来测量磁特性。试验例11的各种条件和结果一同示于表11中。表ll<table>tableseeoriginaldocumentpage55</column></row><table>表11主要说明了如下内容。即，与试验例7至10类似，当通过HDDR法制备HDDR粉末k并将其作为原料粉末时，制得这样的稀土磁体，其表现出较高的矫顽磁力Hcj，同时抑制了剩磁Br的降低。此外，与使用HDDR粉末k(其中Dy是被预先加入的)制备的比较例15的稀土磁体相比，实施例76至79的稀土磁体获得了较高的磁特性。尽管在上文中已经描述了本发明的稀土磁体及其制造方法，但是本发明并不局限于这些实施方案和实施例，并且在不偏离本发明的精神和范围的情况下，可以进行各种改变和修改。本专利申请基于2008年7月4日提交的日本专利申请No.2008-175675、2009年4月6日提交的日本专利申请No.2009-091688和2009年5月28日提交的日本专利申请No.2009-128779，它们的内容以引用的方式并入本文。权利要求1.一种稀土磁体，其是至少通过热模塑而形成的，所述稀土磁体包含晶粒以及包围在所述晶粒外周的晶界相，所述晶粒包含作为主相的R2X14B相，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，并且X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe；其中元素RH在所述晶界相中的浓度高于其在所述晶粒中的浓度，其中所述元素RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；并且其中，从所述磁体的表面部分至所述磁体的中心部分，所述元素RH以基本上恒定的浓度分布存在。2.—种稀土磁体，其是至少通过热模塑而形成的，所述稀土磁体包含晶粒以及包围在所述晶粒外周的晶界相，所述晶粒包含作为主相的R2XmB相，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，并且X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe;其中元素RH在所述晶界相中的浓度高于其在所述晶粒中的浓度，其中所述元素RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；其中，从所述磁体的表面部分至所述磁体的中心部分，所述元素RH以基本上恒定的浓度分布存在；并且其中在从所述磁体的表面部分至所述磁体的内部的深度方向上所述元素RH的浓度差值在10%以内。3.根据权利要求2所述的稀土磁体，其中所述晶粒的平均晶粒尺寸为1pm或更低。4.根据权利要求2所述的稀土磁体，其中R至少包含Nd和/或Pr。5.根据权利要求3所述的稀土磁体，其中R至少包含Nd和/或Pr。6.根据权利要求2所述的稀土磁体，其中元素RH的含量为0.01质量％至10质量％。7.根据权利要求3所述的稀土磁体，其中元素RH的含量为0.01质量％至10质量％。8.根据权利要求4所述的稀土磁体，其中元素RH的含量为0.01质量％至10质量％。9.根据权利要求5所述的稀土磁体，其中元素RH的含量为0.01质量％至10质量％。10.根据权利要求2至9中任意一项所述的稀土磁体，其是通过将原料粉末至少进行热模塑而形成的，其中所述原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末。11.根据权利要求10所述的稀土磁体，其中所述原料粉末含有0.01质量％至10质量％的RH金属和/或RH合金。12.根据权利要求10所述的稀土磁体，其中所述RH合金包含选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素。13.根据权利要求11所述的稀土磁体，其中所述RH合金包含选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素。14.一种制造稀土磁体的方法，该方法包括-制备原料粉末的步骤，该原料粉末包含混合有或涂敷有RH金属和/或RH合金的R-X-B系合金粉末，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe，并且RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；对所制得的所述原料粉末进行冷模塑以获得冷压体的步骤；以及对所获得的所述冷压体进行热模塑以获得热压体，或者对所获得的所述热压体进一步进行热塑加工以获得热塑加工体的步骤。15.根据权利要求14所述的方法，其中所述原料粉末含有0.01质量％至10质量。/。的RH金属和/或RH合金。16.根据权利要求14所述的方法，还包括将所述热压体或所述热塑加工体进行热处理的步骤。17.根据权利要求15所述的方法，还包括将所述热压体或所述热塑加工体进行热处理的步骤。18.根据权利要求16所述的方法，其中在50(TC至90(TC的温度下进行所述热处理。19.根据权利要求17所述的方法，其中在500'C至90(TC的温度下进行所述热处理。20.根据权利要求14至19中任意一项所述的方法，其中所述RH合金包含选自由Cu、Al、Ga、Ge、Sn、In、Si、Ag、Au、Pd、Co、Fe、Ni、Cr和Mn所组成的组中的至少一种元素。全文摘要本发明提供一种稀土磁体，其是至少通过热模塑而形成的，所述稀土磁体包含晶粒以及包围在所述晶粒外周的晶界相，所述晶粒包含作为主相的R₂X₁₄B相，其中R为选自由Nd、Pr、Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素，并且X为Fe、或者为部分被Co置换的Fe；其中元素RH在所述晶界相中的浓度高于其在所述晶粒中的浓度，其中元素RH为选自由Dy、Tb和Ho所组成的组中的至少一种元素；并且从所述磁体的表面部分至所述磁体的中心部分，元素RH以基本上恒定的浓度分布存在。文档编号H01F1/053GK101640087SQ200910150108公开日2010年2月3日申请日期2009年7月3日优先权日2008年7月4日发明者平冈将宏,桥野早人,薮见崇生,铃木俊治申请人:大同特殊钢株式会社