稀土磁体的制作方法

本发明涉及稀土磁体，特别是涉及主相具有ThMn₁₂型的晶体结构的稀土磁体。

背景技术：

永磁体的应用涉及电子学、信息通讯、医疗、机床领域、产业用和汽车用电机等广泛的领域。另外，在二氧化碳排出量的抑制的要求提高的期间，出于混合动力汽车的普及、产业领域中的节能和放电效率的改善等，近年来对更高特性的永磁体开发的期待正在高涨。

当前，作为高性能磁体席卷市场的Nd－Fe－B系磁体在近年来已从开发初期的在音圈电机(VCM)和核磁共振成像诊断装置(MRI)中的应用扩大到汽车、电梯和风力发电用部件等中的应用。

另外，关于作为永磁体的主要用途的电机，在数W～数kW的宽范围输出的电机中使用Nd－Fe－B系磁体。在这些电机中，关于汽车用电机，使用环境为百数十℃的高温，且电机自身因高负荷运转而发热。因此，对于在汽车用的电机中使用的磁体，要求高温下的磁特性的下降小。

对于Nd－Fe－B系磁体，磁化和矫顽力因磁体的温度上升而易于下降。为了确保高温下的Nd－Fe－B系磁体的磁特性、特别是矫顽力，大多在Nd－Fe－B系磁体中添加有Dy。但是，由于Dy的产地有限，因此近年来Dy的确保变得不容易，价格也开始急剧上升。

鉴于此，替代Nd－Fe－B系磁体，研究了高温下的磁特性优异的稀土磁体。

例如，在对比文件1中，公开了一种包含具有ThMn₁₂型的晶体结构的主相以及SmCu₄、SmFe₂Si₂和ZrB等非磁性粒界相的稀土磁体。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：特开2001-189206号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

关于Nd－Fe－B系磁体和专利文献1中公开的稀土磁体，都通过作为非磁性相的粒界相来包围作为磁性相的主相。由此，防止磁化反转向周围传播，从而提高了矫顽力。但是，本发明人发现如下的课题：关于这些磁体的任一者，高温时的磁化和矫顽力都依然不够。

本发明是为了解决上述课题而完成的，目的在于提供常温时自不必说、高温时的磁化和矫顽力也优异的稀土磁体。予以说明，此处所说的常温是指20～30℃，高温是指120～200℃。

用于解决课题的手段

本发明人为了实现上述目的，反复进行了专心研究，使本发明得以完成。其主旨如下所述。

＜1＞稀土磁体，其是具有主相和副相的稀土磁体，其中，

所述主相具有ThMn₁₂型的晶体结构，

所述副相包含Sm₅Fe₁₇系相、SmCo₅系相、Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相的至少任一者，

在将所述稀土磁体的体积设为100％时，所述副相的体积分数为2.3～9.5％，且α－Fe相的体积分数为9.0％以下，且

所述稀土磁体的密度为7.0g/cm³以上。

＜2＞＜1＞项中记载的稀土磁体，其中，所述Sm₅Fe₁₇系相的Fe的一部分被Ti置换。

＜3＞＜2＞项中记载的稀土磁体，其中，Sm₅Fe₁₇系相包含Sm₅(Fe_0.95Ti_0.05)₁₇相。

＜4＞＜1＞～＜3＞项的任一项中记载的稀土磁体，其中，所述SmCo₅系相的Co的一部分被Cu置换。

＜5＞＜4＞项中记载的稀土磁体，其中，SmCo₅系相包含Sm(Co_0.8Cu_0.2)₅相。

＜6＞＜1＞～＜5＞项的任一项中记载的稀土磁体，其中，所述主相的组成由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示，

上式中，

R¹为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的稀土元素，

R²为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，

T为选自Ti、V、Mo、Si、Al、Cr和W中的1种以上的元素，

M为选自不可避免杂质元素以及Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，

0≤x≤0.5，

0≤y≤0.8，

4.0≤a≤9.0，

b＝100－a－c－d，

3.0≤c≤7.0，且

0≤d≤3.0。

＜7＞＜1＞～＜6＞项的任一项中记载的稀土磁体，其中，Sm₅Fe₁₇系相、SmCo₅系相、Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相各自包含Sm₅Fe₁₇相、SmCo₅相、Sm₂O₃相和Sm₇Cu₃相。

＜8＞＜7＞项中记载的稀土磁体，其中，所述Sm₇Cu₃系相包含Sm相和SmCu相以3:4的比例混合存在的相。

＜9＞＜8＞项中记载的稀土磁体，其中，所述Sm相包括结晶相和非晶Sm相。

发明效果

根据本发明，可提供常温时自不必说、高温时的磁化和矫顽力也优异的稀土磁体。

附图说明

图1A是示意性示出本发明的稀土磁体的组织的一部分的截面图。

图1B是示意性示出以往的稀土磁体的组织的一部分的截面图。

图2是Sm－Cu体系的相图。

图3A是示出用高角度散射环状暗场扫描透射电子显微镜观察稀土磁体的组织的结果的图。

图3B是示出对图3A的图像进行了Fe－映射(マッピング)的结果的图。

图3C是示出对图3A的图像进行了Sm－映射的结果的图。

图3D是示出对图3A的图像进行了Cu－映射的结果的图。

图4是对于实施例1a～11a和比较例51a～56a的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc与Br的关系的坐标图。

图5是对于实施例1b～17b和比较例51b～52b的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc与Br的关系的坐标图。

图6是对于实施例1c～9c和比较例51c～54c的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc与Br的关系的坐标图。

图7是对于实施例1d～7d和参考例51d的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc与Br的关系的坐标图。

附图标记说明

10 主相

20,50 副相

60 SmCu相

70 Sm相

100 本发明的稀土磁体

500 以往的稀土磁体

具体实施方式

以下，详细说明根据本发明的稀土磁体的实施方式。予以说明，以下示出的实施方式不限定本发明。

图1A是示意性示出本发明的稀土磁体的组织的一部分的截面图。如图1A所示，本发明的稀土磁体100具有主相10和副相20。稀土磁体100具有多个这样的主相10和副相20，图1A示出其一部分。

(主相)

主相10具有ThMn₁₂型的晶体结构。主相10如图1所示那样地被副相20包围。

关于主相10的组成，只要主相10具有ThMn₁₂型的晶体结构、具有作为稀土磁体的磁性相那样的组成就不特别限定。例如，可举出SmFe₁₁Ti、SmFe₁₀Mo₂、NdFe₁₁TiN等。优选SmFe₁₁Ti和SmFe₁₀Mo₂等。由于本发明的稀土磁体100大多经过加热工序而制作，因此与具有N的NdFe₁₁TiN等相比，就SmFe₁₁Ti、SmFe₁₀Mo₂而言，在稀土磁体100的制作中主相10的分解少。

主相10的优选组成由式(R¹_(1-x)R²_x)_a(Fe_(1-y)Co_y)_bT_cM_d表示。以下，对该式的R¹、R²、Fe、Co、T和M进行说明。

(R¹)

R¹为稀土元素，主相10因R¹而呈现磁性。从磁特性的观点考虑，R¹优选为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的稀土元素。由于这些元素的斯蒂芬(Stephen)因子为正，因此主相10可以为具有各向异性的磁性相。由于Sm的斯蒂芬因子特别大，因此通过R¹为Sm，主相10的各向异性变得特别强。

(R²)

R²的一部分可以被斯蒂芬因子为负的R²置换。R²使主相10的ThMn₁₂型的晶格收缩。通过该收缩，即使在使磁体处于高温时或使氮原子等进入ThMn₁₂型的晶格内时，也能使ThMn₁₂型的晶体结构稳定化。另一方面，主相10的磁各向异性因R²而减弱。

R²对R¹的置换比例x可考虑ThMn₁₂型的晶体结构的稳定性与主相10的磁各向异性的确保的均衡来适当决定。在本发明中，R²对R¹置换不是必须的。即使在R²的置换比例x为0的情况下，通过T的含量调整和热处理等，也能实现ThMn₁₂型的晶体结构的稳定化。另一方面，如果置换比例x为0.5以下，则不会导致主相10的磁各向异性显著下降。置换比例x优选为0≤x≤0.3。

作为R²，可举出选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素。在重视ThMn₁₂型的晶体结构的稳定性的情况下，优选为Zr。在重视主相10的磁各向异性的情况下，优选重稀土元素，即Tb、Dy和Ho。

R¹和R²的合计含量a优选为4.0～9.0原子％。如果含量a为4.0原子％以上，则α－Fe相的析出变得不显著，在热处理后可降低α－Fe相的体积分数，可充分发挥作为稀土磁体的性能。含量a更优选为7.0原子％以上。另一方面，如果含量a为9.0原子％以下，则具有ThMn₁₂型的晶体结构的相不会多至必要程度以上。因此，磁化不会下降。含量a更优选为8.5原子％以下。

(T)

T为选自Ti、V、Mo、Si、Al、Cr和W中的1种以上的元素。如果T的含量增加，则ThMn₁₂型的晶体结构的稳定性增加。但是，由于主相10中的Fe的含量减少与T的含量增加的部分相应的量，因此磁化下降。

为了使磁化改善，只要使T的含量下降即可，但在该情况下，ThMn₁₂型的晶体结构的稳定性被损害。由此，α－Fe相析出从而磁化和矫顽力下降。

T的含量c可考虑ThMn₁₂型的晶体结构的稳定性与磁化之间的均衡来适当决定。T的含量c优选为3.0～7.0原子％。如果含量c为3.0原子％以上，则对ThMn₁₂型的晶体结构不会过度损害稳定性。更优选为4.0原子％以上。另一方面，如果含量c为7.0原子％以下，则主相10中的Fe的含量不会过度减少，不会使稀土磁体的磁化降低。更优选为6.0原子％以下。

关于使ThMn₁₂型的晶体结构稳定化的作用，在Ti、V、Mo、Si、Al、Cr和W中，Ti最强。从磁各向异性及矫顽力与磁化之间的均衡的观点考虑，优选T为Ti。Ti即使其含量为少量，也能使ThMn₁₂型的晶体结构稳定化。因此，可抑制Fe的含量的减少。

(M)

M为选自不可避免杂质元素以及Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素。这些元素是在原料和/或制造工序中会不可避免地混入主相10中的元素。

M的含量d理想地为越少越好，可以为0原子％。但是，使用纯度过高的原料会导致制造成本的上升，因此M的含量d优选为0.1原子％以上。另一方面，如果M的含量d为3.0原子％以下，则性能的下降程度在实用上为可允许的程度。M的含量d更优选为1.0原子％以下。

(Fe和Co)

主相10除了包含目前为止说明的R¹、R²、T和M外，还包含Fe。主相10因Fe的存在而呈现磁性。

可用Co置换Fe的一部分。通过该置换，得到了Slater-Pauling规则(スレーターポーリング則)的效应，其结果，磁化和磁各向异性改善。另外，主相10的居里点上升，由此高温时的磁化也改善。

Slater-Pauling规则的效应与Co对Fe的置换比例y相关联。在置换比例y为0～0.3之间时，高温时的磁化和磁各向异性增加。如果置换比例y超过0.3，则高温时的磁化和磁各向异性开始减少。而且，如果置换比例y成为0.8，则高温时的磁化和磁各向异性的改善效果大致失去。因此，优选为0≤y≤0.8，更优选为0≤y≤0.3。

Fe和Co在主相10中为R¹、R²、T和M的余量。因此，Fe和Co的含量b(原子％)由100－a－c－d表示。

(副相)

如图1所示，副相20包围主相10。作为副相20，包含Sm₅Fe₁₇系相、SmCo₅系相、Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相的至少任一者。这些相之中，Sm₅Fe₁₇系相和SmCo₅系相为显示出高于主相10的磁各向异性的磁性相。另一方面，Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相为非磁性相。

作为Sm₅Fe₁₇系相，不仅包含Sm₅Fe₁₇相，只要不阻碍副相20的功能，还可以包含Sm和Fe的一部分被其它元素置换的相，或其它元素进入于Sm₅Fe₁₇系相之中的相。对于SmCo₅系相、Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相，也是不仅包含SmCo₅相、Sm₂O₃相和Sm₇Cu₃相，还可以包含上述那样的相。

另外，Sm₇Cu₃系相也可以是如下那样的相。图2是Sm－Cu体系的相图(T.B.Massalski,Binary Alloy Phase Diagrams,II Ed.,pp.1479-1480)。如从图2可知的那样，在相图上，由于不存在Sm₇Cu₃相，因此Sm₇Cu₃相为非平衡相。因此，Sm₇Cu₃系相多被分为Sm相和SmCu相而存在，根据相图状态，其比例为(Sm相):(SmCu相)＝4:3。即，Sm相和SmCu相以该比例分散来构成Sm₇Cu₃相。

这样，被分为Sm相和SmCu相而存在，在稀土磁体中被确认。例如，图3A～图3D是示出对稀土磁体的组织进行面分析的结果的一例的图。图3A是示出用高角度散射环状暗场扫描透射电子显微镜(HAADF－STEM:High-Angle Annular Dark Field Scanning Transmission Electron Microscopy)观察稀土磁体的组织的结果的图。图3B是示出对图3A的图像进行了Fe－映射的结果的图。图3C是示出对图3A的图像进行了Sm－映射的结果的图。图3D是示出对图3A的图像进行了Cu－映射的结果的图。

如从图3B可知的那样，在稀土磁体的内部，SmCu相60和Sm相70被分开而存在。关于图3C和图3D也确认了同样的内容。

另外，由于Sm₇Cu₃相为非平衡相，因此在被分为Sm相和SmCu相的Sm₇Cu₃系相中的Sm相中，结晶相和非晶相混合存在。据此，Sm₇Cu₃系相也包括Sm相(结晶相)、非晶Sm相和SmCu相混合存在的情形。

接着，对副相20的作用进行说明。

在副相20如Sm₅Fe₁₇系相和/或SmCo₅系相那样为显示出高于主相10的磁各向异性的磁性相的情况下，可得到如下的效果。即，副相20将主相10的晶粒各自隔离，同时防止主相10内的磁畴壁的移动，其结果，磁体的磁化和矫顽力改善。

另一方面，在副相20如Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相那样为非磁性相的情况下，可得到如下的效果。即，副相20通过将主相10的晶粒各自隔离，防止主相10的磁化反转向周围传播，磁体的磁化和矫顽力改善。

不受理论所约束，但通过这样的副相20，常温自不必说、高温下的磁化和矫顽力改善的原因认为如下。

通常，在将合金熔液冷却以生成主相和粒界相时，首先生成主相，从其残液生成粒界相。在生成主相时，杂质等被排出至残液中。因此，从残液生成的粒界相为各种元素成为浑然一体地存在，在热方面不稳定。

另一方面，本发明的稀土磁体100的副相20预先准备主相10和副相20，其后，使多个副相20包围在主相10的表面上。因此，即使副相20如Sm₅Fe₁₇相、SmCo₅相、Sm₂O₃相和Sm₇Cu₃相那样为非平衡相，也可以为在热方面稳定的相。

如上所述，这些副相20包围主相10，提高稀土磁体100的磁化和矫顽力。另外，由于副相20在热方面稳定，因此即使稀土磁体100处于高温，提高了的磁化和矫顽力也不会下降。

从组织上而言也暗示了磁化和矫顽力的改善。图1B是示意性示出以往的稀土磁体的组织的一部分的截面图。图1B是为了与图1A比较而示出的。

如图1B所示，以往的稀土磁体500包含主相10和粒界相50。以往的稀土磁体500具有多个这样的主相10和粒界相50，图1B示出了其一部分。予以说明，在以往的稀土磁体500中，主相10与本发明的稀土磁体100同样，也具有ThMn₁₂型的晶体结构。

在以往的稀土磁体500中，就粒界相50而言，在生成主相10之后，从其残液(未图示)生成粒界相50。在生成粒界相50时，此后凝固的液体的残液包围凝固已结束而成为固体的主相10的表面。然后，该残液凝固形成粒界相50。因此，粒界相50具有被覆主相10的形态。

另一方面，本发明的稀土磁体100预先准备主相10和副相20，使多个副相20包围主相10的表面。而且，副相20与主相10相比是微小的。因此，在本发明的稀土磁体100中，如图1所示，主相10被多个微小的副相20集合而成的集合体包围。

接着，对构成副相20的具有Sm₅Fe₁₇系相、SmCo₅系相、Sm₂O₃系相和Sm₇Cu₃系相的晶体结构的相，分别进行说明。

(Sm₅Fe₁₇系相)

Sm₅Fe₁₇系相为具有六方晶结构的非平衡相。另外，Sm₅Fe₁₇系相也为显示出高的磁各向异性的磁性相。如下地提供Sm₅Fe₁₇系相。将成为Sm₅Fe₁₇系相而称量的Sm和Fe熔化形成金属熔液，将该熔液急冷凝固以制成薄片。然后，将该薄片粉碎以制成粉末。也可以热处理该粉末。

Sm₅Fe₁₇系相的Fe的一部分也可以被Ti置换。这样的相由Sm₅(Fe_(1-p)Ti_p)₁₇相表示。如果p为0～0.3的范围，则Sm₅(Fe_(1-p)Ti_p)₁₇相作为本发明的稀土磁体100的副相20起作用。另外，Sm₅(Fe_(1-p)Ti_p)₁₇相不仅可以通过上述那样的熔化和急冷凝固来提供，而且也可以通过通常的熔化和凝固来提供。

(SmCo₅系相)

SmCo₅系相为具有六方晶结构的非平衡相。另外，SmCo₅系相也为显示出高的磁各向异性的磁性相。SmCo₅系相不仅可以通过上述那样的熔化和急冷凝固来提供，而且也可以通过通常的熔化和凝固来提供。

SmCo₅系相的Co的一部分也可以被Cu置换。这样的相由Sm(Co_(1-q)Cu_q)₅表示。如果q为0～0.4的范围，则由Sm(Co_(1-q)Cu_q)₅表示的相作为本发明的稀土磁体100的副相20起作用。另外，由Sm(Co_(1-q)Cu_q)₅表示的相不仅可以通过上述那样的熔化和急冷凝固来提供，而且也可以通过通常的熔化和凝固来提供。

(Sm₂O₃系相)

Sm₂O₃系相只要是作为本发明的稀土磁体100的副相20起作用的金属氧化物的相，其提供方式就不特别限定。例如，Sm₂O₃系相可通过将Sm或Sm合金氧化来提供。或者，Sm₂O₃系相也可以在生成Sm化合物时附属地提供。

(Sm₇Cu₃系相)

Sm₇Cu₃系相为非磁性相。Sm₇Cu₃系相作为本发明的稀土磁体100的副相20起作用。另外，Sm₇Cu₃系相不仅可以通过上述那样的熔化和急冷凝固来提供，而且也可以通过通常的熔化和凝固来提供。

(副相的体积分数)

在将稀土磁体100的体积设为100％时，副相20的体积分数为2.3～9.5％。副相20的体积分数通过实施例中说明的方法来测定。

在副相20为磁性相时，如果副相20的体积分数为2.3％以上，则副相20将主相10的各晶粒隔离，同时防止主相10内的磁畴壁的移动，其结果，能使磁体的磁化和矫顽力改善。副相20的体积分数优选为3.0％以上。另一方面，在副相20为磁性相时，如果副相20的体积分数为9.5％以下，则副相20不会成为过剩的厚度。而且，不会阻碍磁畴壁的移动。副相20的体积分数优选为8.0％以下，更优选为7.0％以下。

从主相10的各晶粒的隔离和磁畴壁的移动的观点考虑，副相20的厚度优选为1nm～3μm。如果副相20的厚度为1nm以上，则副相20将主相10的各晶粒隔离的作用变得更明显。更优选为0.2μm以上。另一方面，如果副相20的厚度为3μm以下，则磁畴壁的移动不会明显受阻。

在副相20为非磁性相时，如果副相20的体积分数为2.3％以上，则通过副相20将主相10的各晶粒隔离，能防止主相10的磁化反转向周围传播，从而提高磁化和矫顽力。副相20的体积分数优选为3.0％以上。另一方面，在副相20为非磁性相时，如果副相20的体积分数为9.5％以下，则稀土磁体100的磁化不会降低。副相20的体积分数优选为8.0％以下，更优选为7.0％以下。

(α－Fe相的体积分数)

在将稀土磁体100的体积设为100％时，α－Fe相的体积分数为0～9％。α－Fe相主要在主相10中存在，有时在副相20中也微量地存在。当在稀土磁体100中存在α－Fe相时，磁各向异性下降，由此磁化下降。另外，矫顽力也下降。因此，理想的是，α－Fe相的体积分数尽可能低。

在主相10较多地含有T的情况下，在主相10中易于存在α－Fe相。在这样的情况下，如果通过显著地急冷来提供主相10，也能降低α－Fe相的体积分数。但是，由于显著的急冷招致制造成本的上升，因此α－Fe相的体积分数优选为2.0％以上。另一方面，如果α－Fe相的体积分数为9.0％以下，则磁化和矫顽力的下降在实用上处于允许范围内。α－Fe相的体积分数优选为7.0％以下，更优选为5.0％以下。

予以说明，α－Fe相通过实施例中说明的方法来测定。当在主相10内存在α－Fe相时，主相10的体积分数将排除α－Fe相的体积分数。当在副相20中存在α－Fe相的情况下，副相20的体积分数将排除α－Fe相的体积分数。

在不影响稀土磁体100的磁特性的范围内，稀土磁体100也可以包含目前为止说明的相以外的相。此时，在将稀土磁体100的体积设为100％时，副相20、α－Fe相和余量各自的体积分数的合计成为100％。余量为主相10、不影响稀土磁体100的磁特性的相、以及不可避免包含的相。主相10、副相20和α－Fe相各自的体积分数通过实施例中说明的方法来测定。因此，不影响稀土磁体100的磁特性的相和不可避免包含的相的合计(百分率)可通过从100％减去主相10、副相20和α－Fe相各自的体积分数(百分率)的合计来求得。

(稀土磁体的密度)

稀土磁体100的密度为7.0g/cm³以上。稀土磁体100的密度通过实施例中说明的方法来测定。

本发明的稀土磁体100的副相20预先准备主相10和副相20，其后，使多个副相20包围主相10的表面。此时，使多个副相20尽可能无间隙地包围主相10的表面的方式使磁化改善。

如果稀土磁体100的密度为7.0g/cm³以上，则磁化不会显著下降。优选为7.5g/cm³以上。另一方面，如果稀土磁体100的密度为7.9g/cm³以下，则不会招致制造成本的上升。理想的是，在使多个副相20包围主相10的表面时，这些相之间完全没有间隙。但是，如果为了使这些相之间完全没有间隙，则制造成本会因成品率的下降等而上升。而且，如果稀土磁体100的密度为7.9g/cm³，则实质上与这些相之间完全没有间隙相同。稀土磁体100的密度可以为7.7g/cm³以下。

(制造方法)

接着，对本发明的稀土磁体100的制造方法进行说明。予以说明，只要稀土磁体100满足目前为止所说明的要件，其制造方法不受以下说明的方法所限定。

＜第1实施方式＞

本发明的稀土磁体100的制造方法的第1实施方式包括：

制作具有成为主相10的组成的第1合金，将上述第1合金粉碎，制成第1合金粉末，

制作具有成为副相20的组成的第2合金，将上述第2合金粉碎，制成第2合金粉末，

将上述第1合金粉末和上述第2合金粉末混合以形成混合体，将上述混合体压粉成形，制成压粉体，和

将上述压粉体烧结，制成烧结体。

接着，对各工序进行说明。

(第1合金制作工序)

以成为主相10的组成的方式称量各元素的纯金属或包含各元素的母合金作为原材料。此时，预估在其之后的工序中由特定的物质蒸发等带来的组成变动来称量原材料。然后，将称量的原材料熔化以形成熔液，将该熔液冷却，制作第1合金。

关于熔化方法，只要能将纯金属或母合金熔化，其方法就不特别限定。例如，可举出高频熔化等。

关于熔液的冷却，从抑制α－Fe相的生成且得到均匀微细组织的观点考虑，优选将熔液急冷。急冷是指以1×10²～1×10⁷K/秒的速度冷却。通过形成均匀微细组织，在粉碎第1合金时，能抑制各粉末的组织的偏差。

作为急冷方法，例如可举出带坯连铸或熔融纺丝。在主相10为难以生成α－Fe相的组成的情况下，关于熔液的冷却，例如也可以是在模具中铸造熔液的方法(模具铸造法)。在使用带坯连铸或熔融纺丝的情况下，作为第1合金，可得到厚度为数十～数百μm的薄片。在使用模具铸造法的情况下，作为第1合金，可得到铸块。

(第2合金制作工序)

以成为副相20的组成的方式，将各元素的纯金属或包含各元素的母合金熔化以形成熔液，除此以外，与第1合金制作工序同样。

(第1合金粉末制作工序)

第1合金被粉碎，被制成几～十几μm的第1合金粉末。作为粉碎方法，可举出使用喷射磨、球磨机、颚式破碎机和锤碎机的方法。在喷射磨中，通常使用氮气流。

也可以将第1合金氢粉碎。作为氢粉碎方法，可举出如下方法：将第1合金在常压～数个大气压下于室温～500℃下处理，使第1合金吸留氢，其后将其粉碎。

在粉碎第1合金前，优选将第1合金在900～1200℃下预先进行固溶处理。通过固溶处理，粉碎前的第1合金的组织变得均匀，能抑制粉碎后的各个第1合金粉末的组织的偏差。

(第2合金粉末制作工序)

第2合金粉末制作工序与第1合金粉末制作工序同样。予以说明，在第1合金粉末制作工序和第2合金粉末制作工序可以各自分别进行，也可以对第1合金和第2合金各自称量必要的量，其后将第1合金和第2合金一起粉碎。通过一起粉碎，第1合金粉末和第2合金粉末易于被相互分散。

另外，在将第1合金和第2合金氢粉碎的情况下，在烧结它们的压粉体时，在烧结的升温过程中氢从压粉体中被放出，在压粉成形时添加的烃系润滑剂易于被除去。其结果，能抑制碳和氧等杂质残留在得到的烧结体中。在通过氢粉碎来制作第1合金粉末和第2合金粉末的任一者的情况下，能在该任一者的部分中抑制杂质的残留。

(压粉成形工序)

分别称量必要量的第1合金粉末和第2合金粉末，在它们中添加0.01～0.5质量％的润滑剂并混合，得到混合体。作为润滑剂，可举出硬脂酸、硬脂酸钙、油酸和辛酸等。予以说明，在将第1合金和第2合金一起粉碎的情况下，在一起粉碎的粉末中添加润滑剂，制成混合体。

在模具的内部装填混合体，将其压粉成形得到压粉体。对模具施加1～2T的直流磁场或3～5T的脉冲磁场。由此，能赋予压粉体磁取向性。

(烧结工序)

将压粉体在氩气等非活性气氛中或真空中于950～1200℃下持续烧结0.1～12小时，得到烧结体。

在为了烧结而使压粉体升温时，优选在真空中升温至300～500℃的温度范围，在该温度范围持续保持1～2小时。通过这样操作，能除去压粉成形工序中添加的润滑剂。

在主相10的R¹选自Sm的情况下，压粉体在1000℃左右开始收缩，且Sm的蒸发进行。因此，为了抑制Sm的蒸发，对于1000℃左右，优选在非活性气体气氛中烧结压粉体。另外，为防备Sm的蒸发的影响，第1合金粉末的Sm含量优选预先多于主相10的目标含量。

在进行加压烧结的情况下，一边对压粉体施加40～1000MPa的静压一边将其烧结。该情况的加压气氛、烧结温度和烧结时间分别为氩气氛、600～1000℃和0.01～1小时。与非加压烧结相比，加压烧结能在低温度下且短时间内完成烧结。由此，可抑制副相20的分解和/或晶粒的粗化。

烧结后，也可以在氩气等非活性气体中或真空中对烧结体进行热处理。热处理温度可根据副相20的组成在500～1000℃的范围内适当决定。热处理时间可根据副相20的体积分数在2～48小时的范围内适当决定。

例如，在副相20为Sm₇Cu₃系相的情况下，由于Sm₇Cu₃的熔点低，因此优选在500～800℃下在1～12小时的范围内进行热处理。在副相20为Sm₅Fe₁₇系相和/或SmCo₅系相的情况下，优选在700～900℃下在4～48小时的范围内进行热处理。特别地，在副相20为Sm₅Fe₁₇系相的情况下，由于Sm₅Fe₁₇在1000℃以上会分解，因此关键是在900℃以下进行热处理。另外，如果热处理温度成为高温，则主相10和/副相20会粗化。

这样，通过在烧结后对烧结体进行热处理，主相10和副相20的结合变得进一步牢固，稀土磁体100的磁化和矫顽力进一步改善。

＜第2实施方式＞

在副相20如Sm₂O₃系相等那样为金属氧化物相的情况下，准备氧化物粉末代替第1实施方式的第2合金粉末。

作为金属氧化物粉末的准备方法，可举出将构成金属氧化物的金属元素的纯金属粉末氧化的方法。也可以将包含构成金属氧化物的金属元素的合金的粉末氧化。

＜第3实施方式＞

本发明的稀土磁体100的制造方法的第3实施方式包括：

制作具有成为主相10的组成的第1合金，将上述第1合金粉碎，制成第1合金粉末，

制作具有成为副相20的组成的第2合金，将上述第2合金粉碎，制成第2合金粉末，

将上述第1合金粉末压粉成形，形成压粉体，

将上述压粉体烧结，制成烧结体，且

在上述烧结体的表面涂布上述第2合金粉末，形成被覆烧结体，加热上述被覆烧结体，使上述第2合金在上述烧结体的粒界中扩散。

第3实施方式的第1合金制作工序、第2合金制作工序、第1合金粉末制作工序和第2合金粉末制作工序与第1实施方式相同。

第3实施方式的压粉成形工序除了不将第1合金粉末和第2合金粉末混合，而将第1合金粉末单独地压粉成形以外，与第1实施方式的压粉成形工序同样。

第3实施方式的烧结工序除了烧结将第1合金粉末单独地压粉成形而成的压粉体以外，与第1实施方式的烧结工序同样。

(扩散工序)

在第3实施方式中，在烧结体的表面涂布第2合金粉末，形成被覆烧结体，加热该被覆烧结体，使第2合金在烧结体的粒界中扩散。扩散有第2合金的粒界为稀土磁体100的副相20。

第2合金粉末的涂布方法只要能使第2合金在烧结体的粒界中扩散就不特别限定。例如，可举出用刷毛等将在溶剂中混合第2合金粉末而成的浆料涂布在烧结体的表面的方法，或通过丝网印刷将第2合金粉末涂布在烧结体的表面的方法等。

制作浆料时使用的溶剂只要不妨碍稀土磁体100的磁特性就不特别限定。例如，可举出硅脂或甘醇等烃系溶剂等。

在将第2合金粉末涂布在烧结体的表面之前，优选预先除去烧结体的表面的氧化膜。由此，第2合金在烧结体的粒界中易于扩散。在氧化膜的厚度为0.1μm以上时，氧化膜的除去是特别有效的。作为氧化膜的除去方法，可举出使用研削盘将烧结体的表面研削的方法，或使用喷砂装置将烧结体的表面抛丸的方法等。

加热被覆烧结体以使第2合金在烧结体的粒界中扩散。加热气氛优选在减压中或真空中。这是由于在第2合金的扩散前，即使在烧结体中的主相粒子之间存在空气等，通过将被覆烧结体设置在减压中或真空中，该空气等也会被除去，第2合金在粒界中变得易于扩散。

加热温度可根据副相20的组成在500～1000℃的范围内适当决定。另外，加热时间可根据副相20的体积分数在2～48小时的范围内适当决定。

也可以与第1实施方式的烧结后的热处理同样地，对第2合金在粒界中扩散而成的烧结体进一步进行热处理。

＜第4实施方式＞

在副相20如Sm₂O₃系相等那样为金属氧化物的情况下，准备氧化物粉末代替第3实施方式的第2合金粉末。

作为金属氧化物粉末的准备方法，可举出将构成金属氧化物的金属元素的纯金属粉末氧化的方法。也可以将包含构成金属氧化物的金属元素的合金的粉末氧化。

＜第5实施方式＞

代替第3实施方式的扩散工序，也可以在填充有第2合金粉末的容器内插入烧结体，加热该容器。

＜第6实施方式＞

可举出如下方法等：在第3实施方式中，代替制作第2合金粉末，制作第2合金板材，使该第2合金板材与烧结体接触，将其加热和加压。另外，代替加热和加压，也可将第2合金板材与烧结体焊接。

实施例

以下，通过实施例进一步具体说明本发明。予以说明，本发明不受以下的实施例中使用的条件所限制。

(实施例1a～7a)

实施例1a～7a通过相当于上述的第1实施方式的方法来制作稀土磁体100。

以规定的比率称量高纯度的Sm、Fe、Ti、V和Mo，在氩气气氛中进行高频熔化，使用带坯连铸装置制作薄片状的第1合金。

另外，以规定的比率称量高纯度的Sm、Fe和Ti，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm₅(Fe_0.95Ti_0.05)₁₇的方式设定第2合金的组成。

以相对于第1合金的质量，第2合金的质量成为4％的方式将第1合金和第2合金混合，将其装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到混合体。构成混合体的粒子的大小以当量球径计为约5μm。

在该混合体中添加0.05质量％的油酸，将其填充在模具内部，进行压粉成形，得到压粉体。对模具施加2T的磁场。成形压力为120MPa。

将该成形体在氩气气氛中于1180℃下持续烧结2小时，得到烧结体。在烧结体被冷却至室温后，将其在800℃下持续热处理4小时。予以说明，烧结体的大小为8mm×8mm×5mm的长方体。

(比较例51a～53a)

除了第1合金的组成以外，与实施例1a～7a同样地操作，制作稀土磁体。

(比较例54a)

除了在第1合金和第2合金的混合时，相对于第1合金的质量，第2合金的质量为0％以外，与实施例1a～7a同样地操作，制作稀土磁体100。

(实施例8a～9a)

以规定的比率称量Sm－Cu母合金和Sm－Co母合金，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。然后，以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm(Co_0.8Cu_0.2)₅的方式设定第2合金的组成，除此以外，与实施例1a～7a同样地操作，制作稀土磁体100。

(比较例55a)

除了在第1合金和第2合金的混合时，相对于第1合金的质量，第2合金的质量为0％以外，与实施例8a～9a同样地操作，制作稀土磁体。

(实施例10a～11a)

除了加压烧结压粉体以外，与实施例1a～7a同样地操作，制作稀土磁体100。加热烧结在真空中进行。另外，加压压力为400MPa或100MPa。另外，烧结时间为10分钟。予以说明，在加压烧结时，使用インコネル制的模具。

(比较例56a)

除了将加压压力设为0MPa(无加压)以外，与实施例10a～11a同样地操作，制作稀土磁体。

(实施例1b～7b)

实施例1b～7b是通过相当于上述的第3实施方式或第4实施方式的方法制作稀土磁体100。

以规定的比率称量高纯度的Sm、Zr、Fe、Co和Ti，在氩气气氛中进行高频熔化，使用带坯连铸装置制作薄片状的第1合金。使用该第1合金得到的稀土磁体100的主相10的组成由(Sm_0.875Zr_0.125)₈(Fe_0.77Co_0.23)₈₈Ti₄表示。

将第1合金装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第1合金粉末。第1合金粉末的大小以当量球径计为约5μm。

在该第1合金粉末中添加0.05质量％的油酸，将其填充在模具内部，进行压粉成形，得到压粉体。对模具施加2T的磁场。成形压力为120MPa。

将该成形体在氩气气氛中于1180℃下持续烧结2小时，得到烧结体。然后，将烧结体冷却至室温。予以说明，烧结体的大小为8mm×8mm×5mm的长方体。

另外，以规定的比率称量高纯度的Sm、Fe和Ti，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm₅(Fe_0.95Ti_0.05)₁₇的方式设定第2合金的组成。

进而，以规定的比率称量Sm－Cu母合金和Sm－Co母合金，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm(Co_0.8Cu_0.2)₅或Sm₇Cu₃的方式设定第2合金的组成。

将这些第2合金各自分别装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第2合金粉末。第2合金粉末的大小以当量球径计为5～15μm。

准备市售的高纯度Sm₂O₃粉末代替第2合金粉末。该氧化物粉末的大小以当量球径计为3μm。

将这些第2合金粉末或氧化物粉末各自分别在乙二醇中混合，制备浆料。

将这些浆料涂布在研磨成8mm×8mm×4mm的大小的烧结体的两表面，得到被覆烧结体。关于浆料的涂布，使用丝网印刷法，以每一个面1～5次将浆料涂布于烧结体。根据该涂布次数来调整副相20的体积分数。

将该被覆烧结体在真空中于800℃下持续加热8小时，使第2合金或氧化物渗透到烧结体的粒界中。

(比较例51b)

除了不将浆料涂布于烧结体，在真空中于800℃下持续加热8小时以外，与实施例1b～7b同样地操作，制作稀土磁体。

(比较例52b)

除了在烧结体的表面以每个面8次来涂布浆料以外，与实施例1b～7b同样地操作，制作稀土磁体。

(实施例1c～4c)

实施例1c～4c是通过相当于上述的第3实施方式的方法使被覆烧结体的加热温度变化来制作稀土磁体。

以规定的比率称量高纯度的Sm、Ce、Zr、Fe、Co和Ti，在氩气气氛中进行高频熔化，使用带坯连铸装置制作薄片状的第1合金。使用该第1合金得到的稀土磁体100的主相10的组成由(Sm_0.75(CeZr)_0.25)₈(Fe_0.77Co_0.23)₈₇Ti₅表示。

将第1合金装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第1合金粉末。第1合金粉末的大小以当量球径计为约5μm。

在该第1合金粉末中添加0.05质量％的硬脂酸钙作为润滑剂，其后将其填充在模具内部，进行压粉成形，得到压粉体。对模具间歇性地施加3T的脉冲磁场。成形压力为150MPa。

将该压粉体在真空中升温至500℃，其后，将其在氩气气氛中于1150℃下持续烧结3小时，得到烧结体。然后，将烧结体冷却至室温。予以说明，通过在真空中将压粉体升温，能抑制润滑剂的脱离。通过在氩气气氛中进行烧结，能抑制Sm的蒸发。

另外，以规定的比率称量Sm－Cu母合金，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm₇Cu₃的方式设定第2合金的组成。

将该第2合金装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第2合金粉末。第2合金粉末的大小以当量球径计为5～15μm。

将该第2合金粉末与硅脂混合，制备浆料。

将该浆料涂布于研磨成8mm×8mm×4mm的大小的烧结体的两表面，得到被覆烧结体。浆料的涂布使用丝网印刷法以每一个面3次进行涂布。由此，将相当于5质量％的第2合金粉末涂布于烧结体。

将该被覆烧结体在真空炉内于600～900℃下持续加热8小时，使第2合金渗透到烧结体的粒界中。其后，将被覆烧结体炉内冷却。

(比较例51c)

比较例51c除了不将浆料涂布于烧结体，将烧结体在真空中于700℃下持续加热8小时以外，与实施例1c～4c同样地操作，制作稀土磁体。

(比较例52c)

比较例52c除了将加热温度设为500℃以外，与实施例1c～4c同样地操作，制作稀土磁体。

(实施例5c～9c)

实施例5c～9c除了以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm₅(Fe_0.95Ti_0.05)₁₇的方式设定第2合金的组成且将加热温度设为500～900℃以外，与实施例1c～4c同样地操作，制作稀土磁体100。

(比较例53c)

比较例53c除了不将浆料涂布于烧结体，将烧结体在真空中于700℃下持续加热8小时以外，与实施例5c～9c同样地操作，制作稀土磁体。

(比较例54c)

比较例54c除了将加热温度设为1000℃以外，与实施例5c～9c同样地操作，制作稀土磁体。

(实施例1d～7d)

实施例1d～7d通过相当于上述的第3实施方式的方法使主相10的Co含量变化，制作稀土磁体100。

以规定的比率称量高纯度的Sm、Zr、Fe、Co和Ti，在氩气气氛中进行高频熔化，使用带坯连铸装置制作薄片状的第1合金。使用该第1合金得到的稀土磁体100的主相10的组成由(Sm_0.875Zr_0.125)₈(Fe_(1-y)Co_y)₈₈Ti₄表示，y的值为0～0.8。

将第1合金装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第1合金粉末。第1合金粉末的大小以当量球径计为约5μm。

在该第1合金粉末中添加0.05质量％的油酸，将其填充在模具内部，进行压粉成形，得到压粉体。对模具施加2T的磁场。成形压力为120MPa。

将该压粉体在真空中升温至500℃，其后，将其在氩气气氛中于1150℃下持续烧结3小时，得到烧结体。然后，将烧结体冷却至室温。

另外，以规定的比率称量高纯度的Sm、Fe和Ti，在氩气氛中进行高频熔化，制作薄片状的第2合金。以稀土磁体100的副相20的组成成为Sm₅(Fe_0.95Ti_0.05)₁₇的方式设定第2合金的组成。

将该第2合金装入使用氮气流的喷射磨装置中，得到第2合金粉末。第2合金粉末的大小以当量球径计为5～15μm。

将该第2合金粉末与硅脂混合，制备浆料。

将该浆料涂布于研磨成8mm×8mm×4mm的大小的烧结体的两表面，得到被覆烧结体。浆料的涂布使用丝网印刷法每一个面涂布3次。由此，将以烧结体整体计相当于5质量％的第2合金粉末涂布于烧结体。

将该被覆烧结体在真空炉中于1200℃下持续加热8小时，使第2合金渗透到烧结体中。其后，将其炉内冷却。

(参考例51d)

作为参考例51d，准备主相为Nd₂Fe₁₄B的Nd－Fe－B系烧结磁体。

(评价)

对实施例、比较例和参考例的各稀土磁体进行X射线衍射(XRD：X Ray Diffraction)分析，从X射线衍射谱确定主相的晶体结构。在副相的体积分数成为5～10％的情况下，根据X射线衍射的低强度衍射线确定副相的晶体结构，同时求出副相的体积分数。此时，将X射线衍射谱的全部的峰强度设为100时，将副相的峰强度的比例(百分率)作为副相的体积分数。在副相的体积分数小于5％的情况下，由于副相少，因此通过该方法不能确定副相的晶体结构，也不能求得副相的体积分数。因此，在副相的体积分数小于5％的情况下，使用后述的方法。

研磨实施例、比较例和参考例的各稀土磁体的表面，用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscpe)对研磨后的表面进行组织观察，同时进行基于能量分散型X射线分光法(EDX：Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)的面分析(映射)。组织观察和面分析的视场的大小为100×100μm。对面分析结果进行图像解析，求出主相占据的面积的比例(百分率)，将其设为主相的体积分数(百分率)。另外，在副相的体积分数小于5％的情况下，根据面分析结果确定副相的组成。

进而，使用透射性电子显微镜(TEM：Transmission Electron Microscope)对稀土磁体研磨后的表面进行微小组织部的晶格解析，分别确定副相和α-Fe相，求出它们的体积分数。

关于磁特性，使用物理特性测定装置(PPMS：Physical Property Measurement System)，对实施例、比较例和参考例的各稀土磁体，测定剩余磁通密度Br和固有矫顽力iHc。剩余磁通密度Br和固有矫顽力iHc都在25℃和160℃下测定。

另外，通过气相置换法(比重计)测定实施例、比较例和参考例的稀土磁体的密度，作为磁体密度。

将评价结果示于表1～表7。在表1～表7中一并示出主相10的晶体结构、组成和体积分数，及副相20的晶体结构、体积分数，以及第2合金粉末的混合量或换算量。另外，一并示出α－Fe相的体积分数和磁体的密度。

表1～表3中记载的合金混合量是以相对于第1合金粉末的质量的百分率(质量％)表示在第1合金粉末中混合的第2合金粉末的质量的值。

在表4～表7中记载了浆料在每一面的涂布次数(丝网印刷次数)。另外，在表4～表7中，将通过表中记载的每一面的涂布次数在烧结体的两面进行了涂布时的烧结体整体所涂布的第2合金的质量换算成相对于第1合金粉末的质量的百分率(质量％)并予以记载。例如，在表5的实施例1c中，“合金换算值为5质量％”是指通过每一面3次将浆料涂布于烧结体的两面，烧结体整体(两面)所涂布的第2合金粉末的质量相对于第1合金粉末的质量为5％。

在坐标图中汇总了表1～表3的结果的图为图4。即，图4是对实施例1a～11a和比较例51a～56a的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc和Br的关系的坐标图。

在坐标图中汇总了表4的结果的图为图5。即，图5是对实施例1b～17b和比较例51b～52b的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc和Br的关系的坐标图。

在坐标图中汇总了表5～表6的结果的图为图6。即，图6是对实施例1c～9c和比较例51c～54c的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc和Br的关系的坐标图。

在坐标图中汇总了表7的结果的图为图7。即，图7是对实施例1d～9d和参考例51d的稀土磁体，示出在25℃和160℃下的iHc和Br的关系的坐标图。

表1～表3和图4汇总了通过第1实施方式的制造方法(将第1合金粉末和第2合金粉末混合烧结的制造方法)制作的稀土磁体的评价结果。

如从表1～表3和图4可知的那样，实施例1a～11a的稀土磁体在常温下自不必说，高温下的Br和iHc改善。另外，通过扫描型电子显微镜观察确认了实施例1a～11a的稀土磁体的主相的厚度为0.2～20μm。

与此相对，比较例51a～54a由于如下原因，在常温和/或高温下未确认出Br和/或iHc的改善。比较例51a为Sm过剩，主相不具有ThMn₁₂型的晶体结构。比较例52a为Ti过剩，α－Fe相多。比较例53a不包含Ti，由此主相不具有ThMn₁₂型的晶体结构。而且，比较例54a不包含副相，由此在常温和高温下没有确认Br和iHc的改善。

表4和图5汇总了通过第3实施方式的制造方法(将第2合金粉末浆料涂布于烧结体之后加热的制造方法)制作的稀土磁体的评价结果。在表4和图5中，还包括通过第4实施方式的制造方法(将金属氧化物浆料代替第2合金粉末涂布于烧结体的制造方法)制作的稀土磁体的评价结果。

如从表4和图5可知的那样，实施例1b～7b的稀土磁体在常温下自不必说，高温下的Br和iHc改善。

与此相对，比较例51b由于没有涂布第2合金粉末浆料，因此副相没有出现，在常温和高温下没有确认出Br和iHc的改善。比较例52b由于过剩地涂布了第2合金粉末浆料，因此副相的体积分数变得过剩，在常温和高温下没有确认出Br的改善。

表5～表6和图6汇总了通过第3实施方式的制造方法(将第2合金粉末浆料涂布于烧结体之后加热的制造方法)制作的稀土磁体的评价结果。在稀土磁体的制作时，使被覆烧结体(浆料涂布后的烧结体)的加热温度变化。

如从表5～表6和图6可知的那样，实施例1c～9c的稀土磁体在常温下自不必说，高温下的Br和iHc改善。

与此相对，比较例51c和比较例53c由于没有涂布第2合金粉末浆料，因此副相没有出现，在常温和高温下，没有确认出Br和iHc、特别是iHc的改善。比较例52c由于将浆料涂布于烧结体后的加热温度过低，因此副相的体积分数不够，其结果，在常温和高温下没有确认出Br和iHc、特别是iHc的改善。主相不具有ThMn₁₂型的晶体结构。比较例54c由于被覆烧结体(浆料涂布后的烧结体)的加热温度过高，因此副相分解，副相的体积分数不够，特别地，高温下的iHc没有改善。

表7和图7汇总了通过第3实施方式的制造方法(将第2合金粉末浆料涂布于烧结体之后加热的制造方法)制作的稀土磁体的评价结果。在稀土磁体的制作时，使主相的Co含量变化。另外，参考例51d为Nd－Fe－B系磁体的结果。

如从表7和图7可知的那样，可知Nd－Fe－B系磁体在高温下iHc显著下降。与此相对，主相具有ThMn₁₂型的晶体结构的实施例1d～6d的稀土磁体由于主相10内的Co含量，在常温和高温下Br和iHc下降。但是，在实施例1d～6d的稀土磁体中，如果Co的置换比例y为0～0.8的范围，则与Nd－Fe－B系磁体相比，高温下的iHc良好。

根据以上结果，可确认本发明的效果。