本发明涉及一种R-T-B系烧结磁铁，特别涉及耐腐蚀性优异的磁铁。
背景技术：
已知以四方晶R2T14B化合物为主相的R-T-B系烧结磁铁(R为稀土元素，T为以Fe为必需元素的1种或2种以上的过渡金属元素，B为硼)具有优异的磁特性，是自1982年的发明(专利文献1)以来代表性的高性能永久磁铁。
特别是由稀土元素R由Nd、Pr、Dy、Ho、Tb构成的R-T-B系烧结磁铁的各向异性磁场Ha较大，被广泛用作永久磁铁材料。其中，将稀土元素R设为Nd的Nd2Fe14B烧结磁铁的饱和磁化Is、居里温度Tc、各向异性磁场Ha的平衡良好，被广泛用于民生、产业、运输设备等中。但是，已知R-T-B系烧结磁铁由于含有稀土元素作为主成分，因此耐腐蚀性较低。
在此，认为腐蚀的机理如下。首先，当由使用环境下的水蒸气等产生的水附着于烧结磁铁的表面上时，通过在主相和晶界间产生的电位差引起电池反应，且在该过程中产生氢。通过上述产生的氢吸附于富R相，从而富R相变化成氢氧化物。另外，在氢吸附后的富R相与水的电池反应中，产生吸附于富R相的量以上的氢。通过上述反应的进行，晶界部分体积膨胀，引起主相颗粒的脱落。其结果，呈现R-T-B系烧结磁铁的新生面，上述反应在内部进展。
对于该问题，专利文献2中，通过在晶界中以规定的比例形成R、O、C、N浓度均比R2T14B晶粒内高的R-O-C-N浓缩部，从而提高耐腐蚀性。
专利文献1：日本特开昭59-46008号公报
专利文献2：专利第5392440号公报
技术实现要素：
本发明要解决的技术问题
但是，近年来，对汽车用电动机等中使用的高性能磁铁的特性及可靠性的要求越来越严格，R-T-B系烧结磁铁也要求耐腐蚀性进一步提高。
本发明是鉴于这种状况而做出的，其目的在于，提供一种R-T-B系烧结磁铁，其具有比现有技术更优异的耐腐蚀性，并且磁特性不会降低。
用于解决技术问题的手段
为了解决上述技术问题并达成目的，本发明提供一种R-T-B系烧结磁铁，该R-T-B系烧结磁铁具有R2T14B晶粒，其特征在于，在由相邻的两个以上的上述R2T14B晶粒形成的晶界中，具有R、N、O、C的浓度比上述R2T14B晶粒内高的R-N-O-C浓缩部，上述R-N-O-C浓缩部的R中包含Y，且上述R-N-O-C浓缩部中的Y原子相对于R原子的比率为0.65以上且1.00以下，上述R-N-O-C浓缩部中的O原子相对于R原子的比率超过0且为0.20以下，上述R-N-O-C浓缩部中的N原子相对于R原子的比率为0.03以上且0.15以下。通过该结构，上述浓缩部表面的Y和N结合，并形成钝化层，因此，认为比以往抑制氢向晶界的吸附，并且比以往提高耐腐蚀性。
作为本发明优选的方式，优选上述R-T-B系烧结磁铁的切断面中，在由相邻的两个以上的上述R2T14B晶粒形成的晶界的面积中，上述R-N-O-C浓缩部占据的面积比率为0.20以上且0.75以下。通过该结构，可以有效地抑制腐蚀反应中产生的氢向晶界的吸附，因此，可以得到充分高的耐腐蚀性，并且可以防止磁特性的降低。
切断面是R-T-B系烧结磁铁的平行于磁化容易轴而切断的断面。
发明效果
根据本发明，可以得到具有比现有技术更优异的耐腐蚀性，并且磁特性不会降低的R-T-B系烧结磁铁。
具体实施方式
以下，基于实施方式详细地说明本发明。此外，本发明不被以下的实施方式及实施例所记载的内容限定。另外，以下所记载的实施方式及实施例中的构成要素中包含本领域技术人员可容易估计的要素、实际上相同的要素、所谓的均等范围的要素。进一步，以下所记载的实施方式及实施例中公开的构成要素也可以适宜组合，也可以适宜选择使用。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁将稀土元素(R)设为11.5at％以上且16.0at％以下的范围。在此，本实施方式中的R是包含Y的至少一种稀土元素。若R的含量小于11.5at％，则成为R-T-B系烧结磁铁的主相的R2T14B相的生成不充分，析出具有软磁性的α-Fe等，矫顽力显著降低。另一方面，若R的含量超过16.0at％，则作为主相的R2T14B相的体积比率降低，且剩余磁通密度降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，T为包含Fe或包含Fe及Co的1种以上的过渡金属元素(T)，设为75at％以上且83at％以下的范围。若T的含量低于75at％，则剩余磁通密度降低。另一方面，若T的含量超过83at％，则导致矫顽力的降低。T也可以是单独的Fe，也可以是Fe的一部分被Co取代。在将Fe的一部分取代为Co的情况下，可以不降低磁特性而提高温度特性。另外，Co的含量优选抑制在4.0wt％以下。这是由于如果大于4.0wt％，则磁特性降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁含有4.8at％以上且6.5at％以下的硼(B)。在B的含量低于4.8at％的情况下，不能得到较高的矫顽力。另一方面，若B的含量超过6.5at％，则剩余磁通密度降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中优选含有0.01at％以上且0.70at％以下的Al及Cu中的1种或2种。通过在该范围内含有Al及Cu中的1种或2种，可以实现所得到的烧结磁铁的高矫顽力化、高耐腐蚀性化、温度特性的改善。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁允许含有其它元素。例如，可以适当含有Zr、Ti、Bi、Sn、Ga、Nb、Ta、Si、V、Ag、Ge等元素。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的主相颗粒具有由R2T14B型的四方晶构成的晶体结构。另外，R2T14B晶粒的平均粒径通常为1μm～15μm左右。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的晶界包含R比R2T14B主相多的富R相或R-N-O-C浓缩部。作为其它的晶界相，也可以包含含有大量硼(B)的富B相。
晶界包含由两个R2T14B晶粒形成的二颗粒界面和由相邻的3个以上的R2T14B晶粒形成的多晶界部(三叉晶界)。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的R-N-O-C浓缩部的R中包含Y。另外，上述R-N-O-C浓缩部由R、N、O和C构成，但也可以含有这些以外的成分。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，R-N-O-C浓缩部中的Y原子相对于R原子的比率Y/R满足下式(1)。若Y/R低于0.65，则不能在上述浓缩部表面充分形成钝化层，耐腐蚀性较低。
0.65≤Y/R≤1.00……(1)
另外，更优选Y/R满足下式(2)。通过将Y/R设为上述范围内，与(1)式的情况相比，可以进一步提高R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性。
0.77≤Y/R≤1.00……(2)
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，R-N-O-C浓缩部中的O原子相对于R原子的比率O/R满足下式(3)。若O/R大于0.20，则上述浓缩部表面的Y容易与O结合，不能充分形成钝化层，因此，耐腐蚀性较低。
0.00＜O/R≤0.20……(3)
另外，优选O/R满足下式(4)。通过将O/R设为上述范围内，从而与(3)式的情况相比，可以进一步提高R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性。
0.00＜O/R≤0.16……(4)
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，R-N-O-C浓缩部中的N原子相对于R原子的比率N/R满足下式(5)。若N/R低于0.03，则不能在上述浓缩部表面上充分形成钝化层，耐腐蚀性较低。另外，若N/R大于0.15，则上述浓缩部以外的晶界的R被氮化，矫顽力及剩余磁通密度降低。
0.03≤N/R≤0.15……(5)
另外，优选N/R满足下式(6)。通过将N/R设为上述范围内，与(5)式的情况相比，可以进一步提高R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性。
0.06≤N/R≤0.15……(6)
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中，优选在R-T-B系烧结磁铁的切断面中，上述R-N-O-C浓缩部在由相邻的两个以上的上述R2T14B晶粒形成的晶界的面积中占据的面积比率为0.20以上且0.75以下。如果上述浓缩部在晶界中占据的面积比率低于0.20，则不能充分抑制氢向晶界的吸附，因此，耐腐蚀性较低。另一方面，如果上述浓缩部在晶界中占据的面积比率大于0.75，则作为非磁性相的富R相减少，不易引起磁分离，因此，矫顽力较低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的氧量为1500ppm以下，优选设为1300ppm以下。这是由于，如果氧量比1500ppm多，则磁特性降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的碳量为2000ppm以下，优选设为1500ppm以下。这是由于，如果碳量比2000ppm多，则磁特性降低。
本实施方式的R-T-B系烧结磁铁中的氮量为500ppm以上且2500ppm以下，优选为700ppm以上且2000ppm以下。如果氮量低于500ppm，则不能在R-N-O-C浓缩部表面上充分形成钝化层，耐腐蚀性降低。另外，如果氮量比2500ppm多，则上述浓缩部以外的晶界被氮化，矫顽力降低。
以下，针对本发明的制造方法的优选的例子进行说明。本实施方式的R-T-B系烧结磁铁的制造中，首先，准备能得到具有希望的组成的R-T-B系烧结磁铁那样的原料合金。原料合金可以通过在真空或惰性气体、优选为Ar气气氛中通过薄带连铸法、其它公知的熔解法制作。薄带连铸法中，将原料金属在Ar气气氛等惰性气体气氛中熔解，并使所得到的熔融金属喷出至旋转的辊的表面。利用辊骤冷的熔融金属骤冷凝固成薄片状。该骤冷凝固的合金具有晶体粒径为1.0～50.0μm的均质的组织。不限于薄带连铸法，可以通过高频感应熔融等熔解法得到原料合金。此外，为了防止熔解后的偏析，例如可以向水冷铜板上倾注并使其凝固。另外，也可以将通过还原扩散法得到的合金用作原料合金。
在本实施方式中得到R-T-B系烧结磁铁的情况下，基本上适用下述三合金法，该三合金法中，由作为原料合金的合计3种合金(即，以作为主相颗粒的R2T14B晶粒为主体的合金(主相合金)、比主相合金含有更多的R且有效地有助于晶界形成的合金(晶界合金1)、以Y为主体且有效地有助于晶界形成的合金(晶界合金2))制作烧结磁铁。
制作了上述3种合金之后，将主相合金、晶界合金1及晶界合金2粉碎。粉碎工序中，分别粉碎主相合金、晶界合金1及晶界合金2而制成粉末。
粉碎工序中具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～数mm左右。粗粉碎可以通过如下进行，即，使氢吸附于主相合金、晶界合金1及晶界合金2之后，基于不同的相之间的氢吸附量的不同释放氢，并进行脱氢，从而产生自身崩解的粉碎。氢吸附工序优选在室温下进行。另外，脱氢处理时为了释放氢优选加热进行。脱氢处理时的加热温度设为200℃以上，优选设为300℃以上。保持时间根据与保持温度的关系、原料合金的厚度等而改变，但至少设为30分钟以上，优选设为1小时以上。为了防止不必要的氧化，氢吸附时及脱氢处理时的气氛优选在惰性气体、特别是Ar气中进行。但是，仅晶界合金2的脱氢处理时的气氛，要在N2气流中以成为规定的氮量的值的方式进行。
粗粉碎粉被供应给微粉碎工序中。微粉碎中主要使用气流磨，将粒径为数百μm左右的粗粉碎粉做成平均粒径为2.0μm以上且5.5μm以下，优选做成3.0μm以上且5.0μm以下。使用了气流磨的微粉碎的方法是如下的方法，即，由狭小的喷嘴来释放高压惰性气体从而产生高速气流，通过该高速气流来加速粗粉碎粉末并产生粗粉碎粉彼此的碰撞或与靶材或容器壁的碰撞从而来进行粉碎。
在调整烧结磁铁的氧浓度的情况下，进行调整以使微粉碎时的工序的氧浓度成为规定的值，从而进行微粉碎。
将得到的微粉提供给混合工序。通过将得到的3种合金以规定的质量比例混合，从而可以得到混合粉。此时，作为混合方法，优选通过机械式混炼方法进行。另外，混炼时间设为2分钟以上且180分钟以下，为了防止突发的氧化，混合时的气氛优选在惰性气体气氛中进行。主相合金、晶界合金1及晶界合金2的配合比率优选为：以重量比率计，主相合金设为80以上且90以下，晶界合金1设为5以上且15以下，晶界合金2设为5以上且15以下。如以上所述，通过将3种合金以规定的比例混合，可以调整上述浓缩部在晶界中占据的面积比率。
为了提高成型时的润滑及取向性，可以添加规定量的脂肪酸或脂肪酸的衍生物或烃。例如，作为上述脂肪酸，可举出硬脂酸或油酸。例如，作为上述脂肪酸的衍生物，可举出：硬脂酸系或油酸系的硬脂酸锌、硬脂酸钙、硬脂酸铝、硬脂酸酰胺、油酸酰胺或乙烯基双异硬脂酸酰胺。例如，作为上述烃，可举出石蜡或萘。可以在微粉碎时添加0.01～0.30wt％左右的这些脂肪酸或脂肪酸的衍生物或烃。
将得到的混合粉提供给磁场中成型。磁场中成型中的成型压力可以设为0.3ton/cm2以上且3.0ton/cm2以下(30MPa以上且300MPa以下)的范围。从成型开始到结束，成型压力也可以恒定，也可以渐增或渐减，或者也可以不规则地变化。成型压力越低取向性越良好，但若成型压力过低，则成型体的强度不足，从而在操作中产生问题，因此，考虑到这一点，从上述范围中选择成型压力。磁场中成型中得到的成型体的最终的相对密度通常为40％以上且60％以下。
施加的磁场只要设为10kOe以上且20kOe以下(800kA/m以上且1600kA/m以下)左右即可。施加的磁场的种类不限定于静磁场，也可以是脉冲磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲磁场。
从防止微粉的氧化及烧结磁铁氧量的增加的观点出发，磁场中成型也可以在惰性气体气氛内进行。
接下来，将得到的成型体在真空或惰性气体气氛中烧结。烧结温度需要根据组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的不同等各条件进行调整，但在1000℃以上且1200℃以下烧结1小时以上且8小时以下。若烧结时间小于1小时，则不能充分进行致密化，烧结磁铁的密度显著变低，对磁特性造成不良影响。另外，若烧结长于8小时，则异常晶粒生长显著进行，对磁特性、特别是矫顽力造成不良影响。为了抑制不需要的扩散及晶粒生长，也可以使用两步烧结法或SPS(放电等离子体烧结法)、微波烧结法等。
在惰性气体气氛中对上述烧结磁铁进行时效处理。该工序是使晶界最佳化、控制矫顽力的重要工序。在分两步进行时效处理的情况下，在800℃附近、500℃附近保持规定时间是有效的。如果在烧结后进行800℃附近的时效处理，则矫顽力增大。另外，在500℃附近的时效处理中，矫顽力也大幅增加，因此，从提高矫顽力的观点出发，以两个阶段进行时效处理是非常有效的。
时效处理的温度、时间在不同条件下会发生改变，因此需要适当调整。另外，也可以不连续进行第一阶段的处理和第二阶段的处理，而在两个阶段中间加入烧结磁铁的加工工序后，进行第二阶段的时效处理。
经过以上处理的烧结磁铁被切断成规定尺寸、形状。然后，也可以适当加工烧结磁铁的表面。烧结磁铁的表面的加工方法没有特别限定，可以进行机械加工。作为机械加工，例如可举出使用了磨刀石的研磨处理等。
实施例
以下，使用实施例及比较例详细地说明本发明的内容，但本发明不限定于以下的实施例。
(实施例1)
分别通过薄带连铸法制作了具有14.4at％Nd-7.2at％B-76.7at％Fe-1.0at％Co-0.5at％Cu的组成的主相合金、具有32at％Nd-68at％Fe的组成的晶界合金1和具有11.3at％Y-88.7at％Fe的组成的晶界合金2。
对得到的各个合金在室温下进行了氢吸附。接着，在600℃下在惰性气体气氛中进行了1小时的脱氢处理。此时，关于脱氢处理时的气氛，主相合金及晶界合金1是在Ar气气氛中进行，晶界合金2是在将氮气浓度设为1150ppm的气氛下进行的。
向得到的粗粉碎粉中分别添加作为粉碎助剂的0.10wt％油酸酰胺，使用诺塔混合机(Nauta mixer)，在氮气氛围中进行60分钟混合。接着，使用气流式粉碎机(气流磨，jet mill)，在将氧浓度调节为200ppm后的高压氮气气氛中进行微粉碎，并得到上述微粉碎粉的平均粒径分别为4.0μm的微粉碎粉。
分别称量所得到的各微粉碎粉，使主相合金:晶界合金1:晶界合金2成为80:10:10的重量比例，利用混合机进行了60分钟混合。此外，为了防止材料的氧化，这些操作全部在惰性气体即N2气氛中进行。将主相合金、晶界合金1、晶界合金2的混合比示于表1中。
将上述得到的混合粉在氮气中进行磁场中成型。具体而言，在15kOe的磁场中以140MPa的压力进行成型，得到20mm×18mm×13mm的成型体。磁场方向为与压制方向垂直的方向。
将上述成型体在真空中在1030℃下烧结4小时。将得到的烧结磁铁在Ar气气氛中在800℃下进行1小时并在500℃下进行1小时的两个阶段的时效处理。
得到的R-T-B系烧结磁铁的磁特性使用直流磁化测定装置(BH示踪仪)进行测定。作为磁特性，测定了剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。将Br及HcJ的测定结果示于表2中。在Br为13.5kG以上的情况下，视为剩余磁通密度没有降低。在HcJ为11.5kOe以上的情况下，视为矫顽力没有降低。优选HcJ为12.5kOe以上的情况。
将得到的R-T-B系烧结磁铁平行于磁化容易轴切断后，埋入环氧树脂中，并研磨该断面。研磨中使用市售的研磨纸，一边从目数较低的研磨纸更换到较高的研磨纸一边进行研磨。此时，不添加水等而进行研磨。这是由于如果使用水，则晶界成分会腐蚀。接着，使用抛光轮(buff)和金刚石磨粒进行研磨。最后，为了再次消除表面氧化膜的影响，通过离子研磨对表面进行了研磨。
R-N-O-C浓缩部中的各元素的原子浓度通过进行用电子探针微量分析仪(Electron Probe Micro Analyzer，以下记为EPMA)的定量分析来求得。对于每一个样品，将5个部位的测定值的平均值作为该样品的原子浓度。根据求得的各元素的浓度，计算R-N-O-C浓缩部中的Y原子相对于R原子的比率(Y/R)、R-N-O-C浓缩部中的O原子相对于R原子的比率(O/R)、R-N-O-C浓缩部中的N原子相对于R原子的比率(N/R)。将这些结果示于表2中。
得到的R-T-B系烧结磁铁的切断面中，R-N-O-C浓缩部在由相邻的两个以上的上述R2T14B晶粒形成的晶界的面积中占据的面积比率通过如下方式计算出。
(1)获取R-T-B系烧结磁铁的研磨后断面的背散射电子图像，将上述图像以规定阈值(level)进行二值化，特定主相晶粒部分和晶界部分，算出晶界部分的面积。此外，二值化以背散射电子图像的信号强度为基准进行。已知原子序号较大的元素的含量越多，背散射电子图像的信号强度越强。晶界部分中，比主相部分更多地存在原子序号较大的稀土元素，以规定阈值进行二值化来特定主相晶粒部分和晶界部分是通常进行的方法。另外，即使产生在测定时进行二值化而未特定二颗粒界面的部分的部分，该未特定的二颗粒界面的部分也在晶界部分整体的误差范围内，在计算晶界部分的面积时不会对数值范围造成影响。
(2)然后，利用EPMA对R-T-B系烧结磁铁的研磨后断面观察元素分布并进行分析。对于50μm见方的区域，对随机的5个视野进行EPMA的元素分布测绘(256点×256点)。
(3)根据EPMA中得到的Nd、Y、N、O、C的特性X射线强度的测绘数据，计算了上述(1)中特定的主相晶粒部分中的Nd、Y、N、O、C的各元素的特性X射线强度的平均值和标准偏差。
(4)根据EPMA中得到的Nd、Y、N、O、C的特性X射线强度的测绘数据，对各个元素分别特定特性X射线强度的值比上述(3)中求得的主相晶粒部分中的特性X射线强度的(平均值+3×标准偏差)的值更大的部分，并将该部分定义为该元素的浓度比主相晶粒内更浓地分布的部分。
(5)将上述(1)中特定的晶界和上述(4)中特定的Nd、Y、N、O、C的各元素的浓度比主相晶粒内更浓地分布的部分完全重合的部分特定为(Nd、Y)-N-O-C浓缩部，并计算该部分的面积。
(6)通过将上述(5)中计算的(Nd、Y)-N-O-C浓缩部的面积除以上述(1)中计算的晶界的面积，从而计算出(Nd、Y)-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率。将这些结果示于表2中。
用于耐腐蚀性试验中的样品是将上述R-T-B系烧结磁铁加工成13mm×8mm×2mm的板状。然后，测定上述板状磁铁的重量，在高度加速寿命试验机内放置在120℃、2个大气压、相对湿度100％的饱和水蒸气气氛中。针对上述板状磁铁每50小时测定一次重量，并进行评价，直到上述板状磁铁的重量从测定开始时刻的重量减少0.5wt％为止。将结果示于表2中。此外，将直到减少0.5wt％的时间为1000hr以上的样品判定为比现有技术耐腐蚀性高，并将时间为1200hr以上的样品判定为耐腐蚀性更高。
＜比较例1＞
分别通过薄带连铸法制作了具有14.4at％Nd-7.2at％B-76.7at％Fe-1.0at％Co-0.5at％Cu的组成的主相合金、具有32at％Nd-68at％Fe的组成的晶界合金1的原料合金。
使氢在室温下吸附于所得到的各原料合金后，以600℃进行1小时脱氢处理，并将原料合金进行了粗粉碎。脱氢处理时的气氛在Ar气下进行。
在进行微粉碎前，向各原料合金的粗粉碎粉末中添加作为粉碎助剂的0.1wt％的油酸酰胺，使用诺塔混合机，在氮气气氛中进行60分钟混合。接下来，通过高压N2气进行微粉碎，分别得到了平均粒径为4.0μm的微粉碎粉末。
然后，以90:10的重量比混合得到的主相合金的微粉碎粉末和晶界合金1的微粉碎粉末，并调整了R-T-B系烧结磁铁的混合粉末。本工序以后，与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价以及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表1，并将评价结果综合示于表2。
＜比较例2＞
分别通过薄带连铸法制作了具有14.4at％Nd-7.2at％B-76.7at％Fe-1.0at％Co-0.5at％Cu的组成的主相合金和具有32at％Nd-68at％Fe的组成的晶界合金1的原料合金。
使氢在室温下吸附于所得到的各原料合金后，以600℃进行1小时脱氢处理，并将原料合金进行粗粉碎。脱氢处理在Ar气-氮气的混合气氛中进行，并将脱氢处理时的氮气浓度设为300ppm来进行。
在进行微粉碎前，向各原料合金的粗粉碎粉末中添加作为粉碎助剂的0.1wt％油酸酰胺，使用诺塔混合机在氮气气氛中进行60分钟混合。接下来，通过高压N2气进行微粉碎，分别得到平均粒径为4.0μm的微粉碎粉末。
然后，将得到的主相合金的微粉碎粉末和晶界合金1的微粉碎粉末以90:10的重量比进行混合，并且仅添加作为氧源的0.2wt％氧化铝颗粒、作为碳源的0.02wt％碳黑颗粒，使用诺塔混合机混合60分钟，调整R-T-B系烧结磁铁的混合粉末。本工序以后，与实施例1同样地制作了烧结磁铁。并与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表1，并将评价结果综合示于表2。
如果较实施例1和比较例1、2，在R-N-O-C浓缩部中含有Y的情况下，在上述浓缩部表面形成有Y和N结合的钝化层，因此，认为比现有技术提高耐腐蚀性。
＜实施例2～实施例7，比较例3～比较例5＞
除了以将主相合金及晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并使晶界合金2成为表1所示的组成的方式来进行制作以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表1，并将评价结果综合示于表2。
如果比较实施例1～实施例7、比较例3～比较例5，在Y/R为0.65以上且1.00以下的范围内，耐腐蚀性显示较高的值。另外，在Y/R为0.77以上且1.00以下的范围内，耐腐蚀性显示更高的值。若Y/R低于0.65，则在上述浓缩部表面上未充分形成Y和N结合的钝化层，认为耐腐蚀性较低。
【表1】
【表2】
＜实施例8～实施例13，比较例6，比较例7＞
除了以将主相合金及晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并使晶界合金2成为表3所示的组成的方式来进行制作，并将微粉碎时的氧浓度改变为如表3所示以外，其它与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表3，并将评价结果综合示于表4。
如果比较实施例8～实施例13、比较例6、比较例7，在O/R超过0且为0.20以下的范围内，耐腐蚀性显示较高的值，在O/R超过0且为0.16以下时，显示更高的耐腐蚀性。另一方面，若O/R大于0.20，则R-N-O-C浓缩部表面的Y易于与O结合，不能充分形成钝化层，因此，认为不能充分抑制水和R-T-B系烧结磁铁中的R进行的电池反应所产生的氢向晶界的吸附，R-T-B系烧结磁铁的耐腐蚀性降低。
【表3】
【表4】
＜实施例14～实施例20，比较例8～比较例10＞
除了以将主相合金及晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并使晶界合金2成为表5所示的组成那样来制作，并使脱氢处理时的氮气浓度如表5所示变化以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表5，并将评价结果综合示于表6。
如果比较实施例14～实施例20、比较例8～比较例10，在N/R为0.03以上且0.15以下的范围内，耐腐蚀性高，磁特性也呈现高的值。在N/R为0.06以上且0.15以下的范围内，耐腐蚀性进一步提高。如果N/R小于0.03，则认为在上述浓缩部表面上未充分形成Y和N结合的钝化层，耐腐蚀性较低。另外，如果N/R比0.15大，则认为上述浓缩部以外的晶界的R会被氮化，矫顽力及剩余磁通密度变低了。
【表5】
【表6】
＜实施例21～实施例31＞
除了以将主相合金及晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并使晶界合金2成为表7所示的组成的方式来制作，并使各个合金的混合比例如表7所示的方式变化以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表7中，将评价结果综合示于表8中。
实施例21～实施例31中，上述浓缩部的面积比率为0.20以上且0.75以下的范围内，耐腐蚀性高且磁特性也呈现较高的值。在上述浓缩部的面积比率低于0.20的情况下，不能充分抑制氢向晶界的吸附，因此，认为耐腐蚀性降低了。另外，如果上述浓缩部的面积比率大于0.75，则作为非磁性相的富R相减少，难以引起磁分离，因此，认为矫顽力降低。
【表7】
【表8】
＜实施例32＞
除了以将具有11.4at％Nd-3.0at％Ce-7.2at％B-76.7at％Fe-1.2at％Al-0.5at％Cu的组成的主相合金、晶界合金1的组成与实施例1同样，并使晶界合金2成为表9所示的组成的方式来制作以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10。
＜实施例33＞
除了以将具有11.4at％Nd-3.0at％Pr-7.2at％B-76.7at％Fe-1.2at％Al-0.5at％Cu的组成的主相合金和晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并使晶界合金2成为表9所示的组成的方式来进行制作以外，其它与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10。
＜比较例11＞
将具有11.4at％Nd-3.0at％Ce-7.2at％B-76.7at％Fe-1.2at％Al-0.5at％Cu的组成的主相合金和晶界合金1的组成设为与实施例1同样，并分别通过薄带连铸法制作了原料合金。此时，不添加晶界合金2，并将主相合金和晶界合金1的混合比设为以重量比例计为90:10，除此以外，其它与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10中。
＜比较例12＞
将具有11.4at％Nd-3.0at％Pr-7.2at％B-76.7at％Fe-1.2at％Al-0.5at％Cu的组成的主相合金和晶界合金1的组成设为与实施例1同样，分别通过薄带连铸法制作了原料合金。此时，不添加晶界合金2，将主相合金和晶界合金1的混合比设为以重量比例计为90:10，除此以外，与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10中。
＜比较例13＞
除了设为具有13at％Ce-87at％Fe的组成的晶界合金2以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1同样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10中。
＜比较例14＞
除了设为具有13at％Pr-87at％Fe的组成的晶界合金2以外，其它都与实施例1同样地制作了烧结磁铁。与实施例1一样地进行了Y/R、O/R、N/R的计算、R-N-O-C浓缩部在晶界中占据的面积比率、磁特性评价及耐腐蚀性的评价，将制作条件综合示于表9，并将评价结果综合示于表10中。
根据实施例32、实施例33及比较例11、比较例12，可知即使在用Ce、Pr取代了主相组成的R的一部分的情况下，也存在R-N-O-C浓缩部，因此耐腐蚀性高，磁特性也不降低。
根据比较例13、14可知，即使使R-N-O-C浓缩部的R的结构改变为不含有Y，也没发现耐腐蚀性改善效果。认为这是由于Y以外的R中，在R-N-O-C浓缩部表面未形成与N的钝化层。
【表9】
【表10】
产业上的可利用性
如上所述，本发明的R-T-B系烧结磁铁在用于电动机等旋转机用的磁铁中的情况下，具有良好的电动机性能，并且耐腐蚀性高，由此，可以长期间使用，因此，优选用作电动机用的R-T-B系烧结磁铁。