R‑T‑B系永久磁铁的制作方法

本发明涉及以稀土类元素(r)、fe或fe及co作为必须的至少一种以上的铁族元素(t)及硼(b)作为主成分的r-t-b系永久磁铁。

背景技术：

r-t-b系永久磁铁具有优异的磁特性，因此被用于硬盘驱动器的音圈电动机(vcm)、搭载于混合动力汽车上的电动机等的各种电动机、或家电产品等上。在电动机等中使用r-t-b系永久磁铁的情况下，为了适应高温下的使用环境，要求具有高的矫顽力。

另外，在将r-t-b系永久磁铁组装于电动机等产品中时，在磁化状态下难以进行处理，因此，磁化处理多在将r-t-b系永久磁铁组装于产品后进行。在将r-t-b系永久磁铁组装于产品的状态下，与r-t-b系永久磁铁制造时相比，不能施加大的外部磁场，因此，与矫顽力同样也需要提高磁化特性。

作为提高r-t-b系永久磁铁的矫顽力的方法，已知有将r-t-b系永久磁铁的主相结晶颗粒微细化的方法。虽然机制不完全明确，但推测为通过将主相结晶颗粒微细化，作为逆磁区的发生源的结晶晶界附近的缺陷减少。但是，在将主相结晶颗粒微细化的情况下，存在磁化特性变差的课题。

专利文献1中公开有如下技术，将与ndfeb烧结磁铁的c轴垂直的截面上的晶粒的粒径的中值设为4.5μm以下，将上述截面上的上述粒径为1.8μm以下的晶粒的面积率设为5％以下，由此得到良好的矫顽力和磁化特性。但是，存在下述课题：在将主相结晶颗粒更微细化时，不能将粒径1.8μm以下的晶粒的面积率设为5％以下，不能得到良好的磁化特性。

专利文献1：国际公开2014/034650号小册子

非专利文献1：近角聪信著《強磁性体的物理(下)》

技术实现要素：

本发明正是鉴于上述而完成的，本发明的目的在于，在主相结晶颗粒微细的r-t-b系永久磁铁中，提供良好的矫顽力和磁化特性。

用于解决课题的技术手段

专利文献1中记载有，作为通过使粒径1.8μm以下的结晶颗粒的面积率为5％以下而得到良好的磁化率的理由，粒径为1.8μm以下的晶粒是单磁区颗粒。多磁区颗粒的磁化过程为磁壁移动型，容易引起磁化反转，与之相对，单磁区颗粒的磁化过程为磁化旋转型，为了使单磁区颗粒的磁化的朝向一致需要的外部磁场比为了使多磁区颗粒的磁化的朝向一致需要的外部磁场强。因此，在现有的r-t-b系永久磁铁中，仅减小粒径1.8μm以下的单磁区颗粒的比例不能防止磁化率变差，在对主相结晶颗粒进行微细化方面受到限制。

本申请发明者等对主相结晶颗粒进行进一步微细化，即使在存在粒径1.8μm以下的主相结晶颗粒的情况下也能够得到良好的磁化特性的方法进行了深入研究。其结果发现，通过增厚存在于主相结晶颗粒间的二颗粒晶界，即使在存在微细的主相结晶颗粒的情况下，也能够得到良好的磁化特性。

本发明是基于上述发现而完成的。具体而言，本发明提供一种r-t-b系永久磁铁，其特征在于，含有r-t-b系化合物作为主相结晶颗粒，其中，r为稀土类元素，t为必须有fe或者fe和co的铁族元素，b为硼，并且含有相邻的两个所述主相结晶颗粒间的二颗粒晶界，所述主相结晶颗粒的平均粒径为0.9μm以上2.8μm以下，所述二颗粒晶界厚度为5nm以上200nm以下。

可以认为是通过使二颗粒晶界的厚度形成在上述这样的范围内，将相邻的主相结晶颗粒彼此磁分断、隔离。非专利文献1中示出，在颗粒被磁隔离的情况下，没有来自相邻的颗粒的磁影响，因此，静磁能低，与颗粒未隔离的情况相比，单磁区临界径减小。因此认为，当在主相结晶颗粒间形成厚的二颗粒晶界，主相结晶颗粒彼此被磁分断时，主相结晶颗粒的单磁区临界径减小。

如果主相结晶颗粒的单磁区临界径减小，则即使是现有的成为单磁区颗粒那种粒径的主相结晶颗粒，也能够作为多磁区颗粒存在。因此，即使主相结晶颗粒的平均粒径在比目前的主相结晶颗粒的平均粒径小的0.9μm以上2.8μm以下的范围，也能够具有良好的磁化特性。

在上述r-t-b系永久磁铁的任意的切断面上，粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒相对于该切断面的面积的面积率也可以为5％以下。在粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率为5％以下的情况下，有得到更良好的磁化特性的趋势。这认为是因为0.6μm以下的主相结晶颗粒是单磁区颗粒。

本发明的r-t-b系永久磁铁中还可以含有ga，r的含量为29.5质量％以上35.0质量％以下，b的含量为0.70质量％以上0.95质量％以下，ga的含量为0.05质量％以上1.5质量％以下。

本发明的r-t-b系永久磁铁还可以含有al，且al的含量也可以为0.03质量％以上0.4质量％以下。

本发明的r-t-b系永久磁铁还可以含有cu，且cu的含量也可以为0.05质量％以上1.5质量％以下。

本发明的r-t-b系永久磁铁中，co的含量也可以为0.1质量％以上4质量％以下。

本发明的r-t-b系永久磁铁还可以含有zr，zr的含量也可以为0.05质量％以上2.5质量％以下。

发明效果

根据本发明，在主相结晶颗粒微细的r-t-b系永久磁铁中，通过控制二颗粒晶界厚度，可以提供良好的矫顽力和磁化特性。

附图说明

图1是本发明涉及的r-t-b系永久磁铁截面的示意图；

图2是说明二颗粒晶界厚度的测定方法的示意图；

图3是表示实验例1和实验例3的磁化特性的图表。

符号说明

2主相结晶颗粒

4晶界相

6二颗粒晶界

6a、6b边界

8三叉晶界

具体实施方式

以下，参照附图对本发明进行详细说明。此外，本发明不受用于实施下述发明的方式(以下称作实施方式)限定。另外，在下述实施方式中的构成要素中，可以包含本领域技术人员容易设想的要素、实质上相同的要素、所谓等同范围的要素。进而，可以将下述实施方式所公开的构成要素进行适当组合。

对本实施方式的r-t-b系永久磁铁的实施方式进行说明。本实施方式的r-t-b系永久磁铁是含有r-t-b系化合物作为主相结晶颗粒的r-t-b系永久磁铁，其特征在于，包含相邻的上述主相结晶颗粒间的二颗粒晶界，上述主相结晶颗粒的平均粒径为0.9μm以上2.8μm以下，上述二颗粒晶界厚度为5nm以上200nm以下。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁是使用r-t-b系合金形成的烧结体。如图1所示，本实施方式的r-t-b系永久磁铁包含多个主相结晶颗粒2和存在于主相结晶颗粒彼此的晶界的晶界相4。

主相结晶颗粒2由r-t-b系化合物构成。作为r-t-b系化合物，可举出具有由r2t14b型的四方晶构成的晶体结构的r2t14b作为一例。上述主相结晶颗粒只要含有r、t、b作为主成分即可，也可以含有其它元素。

r表示一种以上的稀土类元素。稀土类元素是指属于长周期型周期表的第三族的sc、y和镧系元素。在镧系元素中，例如包括la、ce、pr、nd、sm、eu、gd、tb、dy、ho、er、tm、yb、lu等。稀土类元素分为轻稀土类元素及重稀土类元素，重稀土类元素是指gd、tb、dy、ho、er、tm、yb、lu，轻稀土类元素是这些以外的稀土类元素。

本实施方式中，t表示fe、或者fe及包含co的一种以上的铁族元素。t可以单独为fe，也可以是fe的一部分用co置换。在fe的一部分置换为co的情况下，可以提高温度特性而不降低磁特性。

在本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，可以将b的一部分置换为碳(c)。该情况下，除磁铁的制造变得容易之外，还能够降低制造成本。另外，c的置换量为实质上不影响磁特性的量。

在本实施方式的构成主相结晶颗粒2的r-t-b系化合物可以含有各种公知的添加元素。具体而言，可以含有ti、v、cu、cr、mn、ni、zr、nb、mo、hf、ta、w、al、ga、si、bi、sn等元素的至少一种的元素。

本实施方式的主相结晶颗粒的平均粒径为0.9μm以上2.8μm以下。如果主相结晶颗粒的平均粒径在该范围，则得到良好的矫顽力和磁化特性。在主相结晶颗粒的平均粒径低于0.9μm的情况下，有成为单磁区颗粒的主相结晶颗粒的比例增加，磁化特性变差的趋势。在主相结晶颗粒的平均粒径超过2.8μm的情况下，有矫顽力降低的趋势。进而，主相结晶颗粒的平均粒径也可以为2.0μm以下通过设为该范围，容易获得更加高的矫顽力。另外，主相结晶颗粒的平均粒径也可以为1.1μm以上。通过设为该范围，容易获得更良好的磁化特性。主相结晶颗粒的平均粒径通过使用的微粉末的粒径或烧结条件等进行控制。

本实施方式中，通过使用图像处理等方法分析r-t-b系永久磁铁的截面，求出主相结晶颗粒的粒径。具体而言，在通过图像分析求出了r-t-b系永久磁铁的截面上的各主相结晶颗粒的截面积后，将具有该截面积的圆的直径(圆当量直径)定义为该截面中的该主相颗粒的粒径。进一步，对在该截面上存在于成为分析对象的视野的全部主相结晶颗粒求粒径，将(主相结晶颗粒的粒径的合计值)/(主相结晶颗粒的个数)表示的算术平均值定义为该r-t-b系永久磁铁中的主相结晶颗粒的平均粒径。此外，在各向异性磁铁的情况下，将与r-t-b系永久磁铁的磁化容易轴平行的截面用于分析。

在本实施方式的r-t-b系永久磁铁的任意的切断面上，如果粒径为0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率为5％以下，则通过单磁区颗粒的减少，得到更良好的磁化特性。粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率可以为3％以下，也可以为2.6％以下。粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率可以通过微粉碎时的分级条件、或烧结条件等进行控制。就粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率而言，利用上述方法特定粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒，通过图像处理软件计算。此外，粒径为0.6μm以下的主相结晶颗粒也可以不存在。即，粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率也可以为0％。粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率可以为0％以上，也可以为0.04％以上。

本实施方式的主相结晶颗粒的晶界中存在的晶界相4含有相较于主相结晶颗粒含有大量r的富r相。作为富r相，除了以r为主成分的r金属相之外，也可以含有r氧化物相、r6t13m相(m为选自al、ga中的至少一种)等。也可以含有硼(b)原子的配合比例高的富b相。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁的晶界由形成于两个主相结晶颗粒间的二颗粒晶界和形成于三个以上的主相结晶颗粒间的三叉晶界构成。本实施方式中，二颗粒晶界厚度为5nm以上200nm以下，与通常的r-t-b系永久磁铁的二颗粒晶界厚度2～3nm相比，极其宽广地构成。在r-t-b系永久磁铁的主相结晶颗粒间所形成的二颗粒晶界厚度低于5nm的情况下，主相结晶颗粒彼此的磁分离不充分，因为主相结晶颗粒的单磁区临界径增大，从而有磁化特性降低的趋势。二颗粒晶界厚度的范围也可以为5.0nm以上197nm以下。二颗粒晶界厚度的下限也可以为5.6nm。在包围主相结晶颗粒的所有区域，二颗粒晶界厚度不需要在该宽度的范围内。即使局部存在二颗粒晶界厚度薄的区域，通过在局部包含如上述的厚的二颗粒晶界，也可以磁隔离主相结晶颗粒，且通过减小单磁区临界径，得到良好的磁化特性。二颗粒晶界厚度为5nm以上的二颗粒晶界的比例也可以为60％以上，二颗粒晶界厚度为5.6nm以上的二颗粒晶界的比例也可以为60％以上。

本发明的二颗粒晶界厚度是指60点测定值的平均值。图2是具体表示测定本实施方式的二颗粒晶界厚度的方法的示意图。在相邻的主相结晶颗粒2之间形成二颗粒晶界6及三叉晶界8。着眼于测定对象的二颗粒晶界6，确定该二颗粒晶界和与其相连的三叉晶界8的边界6a、6b。该边界6a、6b因为其附近不是测定对象，所以可以不太正确。确定边界6a、6b后，将其间4等分，引出三条等分线。将该三条等分线的位置作为二颗粒晶界厚度的测定点，得到3点测定值。对任意选择的20处的二颗粒晶界进行该测定，将合计60个测定点的测定值的平均作为二颗粒晶界厚度。

本发明中，二颗粒晶界厚度为5nm以上的二颗粒晶界的比例是指测定了二颗粒晶界厚度的合计60个测定点中的二颗粒晶界厚度的测定值为5nm以上的测定点所占的比例。

为了形成这样厚的二颗粒晶界，需要调整原料金属的组成、时效处理条件等。另外，如上述，本实施方式的主相结晶颗粒的平均粒径为0.9μm以上2.8μm以下。在主相结晶颗粒的平均粒径为这样的范围的情况下，主相结晶颗粒的比表面积增加，因此，有难以形成厚的二颗粒晶界的趋势。因此，为了如上所述在主相结晶颗粒的粒径小的磁铁中形成厚的二颗粒晶界，将磁铁组成和时效处理条件调整为特定的条件是非常重要的。具体而言，如后述，通过以b含量比化学计量组成少的特定的组成使时效处理时间更短时间化并加速冷却速度，容易形成厚的二颗粒晶界。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中的r的含量可以为29.5质量％以上35.0质量％以下，也可以为31.0质量％以上33.0质量％。也可以为31.0质量％以上32.7质量％以下。r的含量为29.5质量％以上时，成为r-t-b系永久磁铁的主相的r-t-b系化合物的生成非常容易进行。因此，具有软磁性的α-fe等难以析出，磁特性不易降低。另外，在r的含量为规定范围以上的情况下，有容易形成厚的二颗粒晶界的趋势。如果r的含量为35.0质量％以下，则r-t-b系永久磁铁中所含的r-t-b系化合物的比例增加，因此，剩余磁通密度容易提高。另外，本实施方式中，从成本降低及避免资源风险这一点出发，作为r含有的重稀土类元素的量可以为1.0质量％以下。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，b的含量可以为0.70质量％以上0.95质量％以下，特别是也可以为0.80质量％以上0.90质量％以下。也可以为0.80质量％以上0.89质量％以下。这样，通过将b的含量设为比由r2t14b表示的基本组成的化学计量比少的特定的范围，可以促进厚的二颗粒晶界的生成。

t表示fe或含有fe及co的一种以上的铁族元素。t可以单独为fe，也可以是fe的一部分用co置换。fe的含量是r-t-b系永久磁铁的构成要素中的实质性的余量，fe的一部分也可以用co置换。在将fe的一部分置换为co而含有co的情况下，co的含量可以为4质量％以下，也可以为0.1质量％以上，也可以为0.1质量％以上2质量％以下，也可以为0.3质量％以上1.5质量％以下，也可以为0.5质量％以上1.5质量％以下。如果co的含量为4质量％以下，则有剩余磁通密度容易提高的趋势。另外，如果co的含量为0.3质量％以上，则有耐蚀性容易充分提高的趋势。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，也可以含有ga。ga的含量可以为0.05质量％以上1.5质量％以下，也可以为0.3质量％以上1.0质量％以下，也可以为0.3质量％以上0.9质量％以下。通过以该范围含有ga，可以促进二颗粒晶界的形成。可以实现得到的磁铁的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性的改善。如果ga的含量为1.5质量％以下，则有剩余磁通密度容易提高的趋势。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，也可以含有cu。cu的含量可以为0.05质量％以上1.5质量％以下的范围，也可以为0.2质量％以上1.0质量％以下，也可以为0.4质量％以上1.0质量％以下。通过含有cu，可以实现得到的磁铁的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性的改善。如果cu的含量为1.5质量％以下，则有剩余磁通密度容易提高的趋势。另外，如果cu的含量为0.05质量％以上，则有矫顽力容易提高的趋势。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，也可以含有al。通过含有al，可以实现得到的磁铁的高矫顽力化、高耐蚀性化、温度特性的改善。al的含量可以为0.03质量％以上0.4质量％以下，也可以为0.05质量％以上0.25质量％以下。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，也可以含有zr。通过含有zr，可以抑制永久磁铁的制造过程中的主相结晶颗粒的异常晶粒生长，使得到的永久磁铁的组织均匀且微细，可以提高磁特。另外，也有将过剩的碳的一部分作为zrc相固定化的效果。zr的含量可以为0.05质量％以上，也可以为0.40质量％以上。通过将zr设为0.40质量％以上，即使在使用粒径小的微粉末的情况下，也能够容易地抑制异常晶粒生长。由此，容易得到高的矫顽力。另外，zr的含量可以为2.5质量％以下，也可以为2.0质量％以下。在zr的含量为2.5质量％以下的情况下，有剩余磁通密度容易提高的趋势。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，也可以含有上述以外的添加元素。具体而言，可举出ti、v、cr、mn、ni、nb、mo、hf、ta、w、si、bi、sn、ca等。该添加元素的含量在将r-t-b系永久磁铁整体设为100质量％时，也可以为合计2.0质量％以下。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，从耐蚀性的观点出发，氧(o)的含量也可以为0.05质量％以上。从磁特性的观点出发，氧(o)的含量也可以为0.2质量％以下。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，碳(c)的含量也可以为0.05质量％以上0.3质量％以下。如果碳量为0.3质量％以下，则有得到的r-t-b系永久磁铁的磁特性容易提高的趋势。如果碳量为0.05质量％以上，则在进行磁场成形时容易进行取向。因为碳量主要成形前通过润滑剂来进行添加，所以可以根据上述润滑剂的添加量进行控制碳量。

另外，本实施方式的r-t-b系永久磁铁中中，氮(n)的含量也可以为0.15质量％以下。如果n的含量在该范围内，则有矫顽力容易提高的趋势。n的含量没有下限，也可以为0质量％。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁通常被加工成任意的形状使用。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，可以设为长方体、六面体、平板状、四棱柱等柱状、r-t-b系永久磁铁的截面形状为c型的圆筒状等任意的形状。作为四棱柱，例如也可以是底面为长方形的四棱柱、底面为正方形的四棱柱。

另外，本实施方式的r-t-b系永久磁铁中，包括将该磁铁加工后磁化的磁铁产品、和没有将该磁铁磁化的磁铁产品这两者。

＜r-t-b系永久磁铁的制造方法＞

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系永久磁铁可以通过通常的粉末冶金法制造，该粉末冶金法具有制备原料合金的制备工序、将原料合金粉碎而得到微粉末的粉碎工序、将微粉末成形而制作成形体的成形工序、将成形体烧结而得到烧结体的烧结工序、及对烧结体实施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。此外，本实施方式中，对使用一种合金的1合金法的情况进行说明，但也可以使用铸造两种合金并将它们混合来制作原料粉末的2合金法。

首先，准备具有规定的元素的原料金属，使用它们进行薄片连铸法等。由此可以制备原料合金。作为原料金属，例如可举出稀土类金属或稀土类合金、纯铁、纯钴、硼铁、或它们的合金。使用这些原料金属制备得到具有所希望的组成的r-t-b系永久磁铁的原料合金。

粉碎工序是将在制备工序中得到的原料合金粉碎而得到微粉末的工序。该工序可以为粗粉碎工序及微粉碎工序这2阶段，但也可以为1阶段。粗粉碎工序例如也可以使用捣磨机、颚式破碎机、布朗粉碎机等在惰性气体气氛中进行。在粗粉碎工序中，将原料合金粉碎至粒径为数百μm～数mm左右。

另外，为了得到高的磁特性，粉碎工序至烧结工序的各工序中的气氛也可以是低氧浓度。氧浓度通过各制造工序中的气氛的控制等进行调整。如果各制造工序的氧浓度高，则合金的粉末中的稀土类元素氧化，容易生成r氧化物，在烧结中不能还原，而容易以r氧化物的形式直接析出到晶界中，从而得到的r-t-b系永久磁铁的剩余磁通密度br容易降低。因此，例如，也可以将各工序的氧浓度设为100ppm以下。

微粉碎工序中，将粗粉碎工序中得到的粗粉末微粉碎，制备平均粒径为数μm左右的微粉末。微粉末的平均粒径只要考虑到烧结后的晶粒的成长程度进行设定即可。微粉碎例如可以使用气流磨、珠磨机等进行。

在使用气流磨想得到小粒径的微粉末的情况下，被粉碎的粉末表面非常活性，因此，容易引起粉碎的粉末彼此的再凝集、向容器壁的附着，有收率降低的趋势。因此，在将合金的粗粉末进行微粉碎时，通过添加硬脂酸锌、油酸酰胺等粉碎助剂来防止粉末彼此的再凝集、向容器壁的附着，可以以高的收率得到微粉末。另外，通过这样添加粉碎助剂，用于成形时也能够得到容易取向的微粉末。粉碎助剂的添加量根据微粉末的粒径或添加的粉碎助剂的种类变化，但以质量％计也可以为0.1％～1％左右。

作为气流磨这种干式粉碎以外的方法，有湿式粉碎法。作为湿式粉碎法，例如可以采用使用小径的珠来进行高速搅拌的珠磨机。另外，也可以多段粉碎，即在采用气流磨的干式粉碎后，进一步采用珠磨机进行湿式粉碎。

成形工序是将微粉末在磁场中成形来制作成形体的工序。具体而言，在将微粉末充填于配置在电磁铁中的模型内后，通过电磁铁施加磁场，一边使微粉末的结晶轴取向，一边对微粉末进行加压，由此进行成形。该磁场中的成形例如只要在1000～1600ka/m的磁场中以30～300mpa左右的压力进行即可。

此外，作为成形方法，除如上述那样将微粉末原样成形的干式成形之外，还可以采用使微粉末分散于油等溶剂中成形为浆料的湿式成形。

烧结工序是对成形体进行烧结而得到烧结体的工序。在磁场中成形后，将成形体在真空或惰性气体气氛中烧结，可以得到烧结体。烧结条件也可以根据成形体的组成、微粉末的粉碎方法、粒度等条件适宜设定，例如只要以950℃～1050℃进行1～48小时左右即可。

热处理工序是在烧结了成形体后对r-t-b系永久磁铁进行时效处理的工序。烧结后，以比烧结时低的温度保持得到的r-t-b系永久磁铁等，由此对r-t-b系永久磁铁实施时效处理。经过该工序后，决定形成于相邻的主相结晶颗粒间的二颗粒晶界厚度及其组成。但是，这些微细结构不仅仅通过该工序来控制，根据上述的烧结工序的诸条件及微粉末的状况、磁铁组成等的平衡来决定。因此，只要考虑到磁铁组成及时效处理条件和烧结体的微细结构的关系来设定时效处理条件即可。

时效处理中的处理温度也可以设为450～550℃，处理时间也可以设为10～30分钟的范围。在实施时效处理时，晶界相变化为液相，主相结晶颗粒的最表面也部分熔解而被融入液相。该主相结晶颗粒的熔解反应中，成为主相结晶颗粒-液相的界面能量降低的状态。在时效时间长的情况下，主相结晶颗粒的熔解反应结束，界面能量上升，液相会从二颗粒晶界溢出而集中于三重点，二颗粒晶界厚度变薄。为了形成厚的二颗粒晶界，需要在与主相结晶颗粒-液相的界面能量降低的阶段、即主相结晶颗粒的熔解反应进行的阶段进行急冷。另外，在主相结晶颗粒被微细化的情况下，主相结晶颗粒的比表面积增加，熔解反应性提高，因此，需要以更短时间的热处理并且需要进一步提高冷却速度。本实施方式中的冷却速度也可以设为70℃/分钟以上。通过对原料合金组成和上述的烧结条件及时效处理条件进行各种设定，可以控制二颗粒晶界厚度。

时效处理在上述时效处理之前根据需要也可以进行多次处理。此时的处理温度也可以为700℃以上900℃以下。

得到的r-t-b系永久磁铁根据需要也可以加工成所希望的形状。加工方法例如可举出切断、研磨等形状加工或滚筒研磨等倒角加工等。

也可以具有对加工后的r-t-b系永久磁铁的晶界进一步使重稀土元素扩散的工序。晶界扩散可以通过在用涂布或蒸镀等使包含重稀土元素的化合物附着于r-t-b系永久磁铁的表面之后进行热处理，或者在包含重稀土元素的蒸气的气氛中对r-t-b系永久磁铁进行热处理来实施。由此，能够进一步提高r-t-b系永久磁铁的矫顽力。

通过以上的工序得到的r-t-b系永久磁铁也可以实施镀层或树脂覆膜、氧化处理、化学处理等表面处理。由此，能够进一步提高耐蚀性。

此外，在本实施方式中，进行加工工序、晶界扩散工序、表面处理工序，但这些各工序并没有必要一定进行。

通过以上的方法得到本实施方式的r-t-b系永久磁铁，但r-t-b系永久磁铁的制造方法不限于上述，也可以适当变更。

本实施方式的r-t-b系永久磁铁通过烧结来制作。即，本实施方式的r-t-b系永久磁铁也被称作r-t-b系烧结磁铁。但是，本发明的r-t-b系永久磁铁不限于r-t-b系烧结磁铁。

其次，基于具体的实施例更详细说明本发明，但本发明不限于以下的实施例。

实施例

(实验例1～6)

首先，准备r-t-b系永久磁铁的原料金属，通过薄片连铸法准备原料合金，以得到具有表1所示的组成a的r-t-b系永久磁铁。此外，表1中，bal.表示将各合金的整体组成设为100质量％的情况下的余量，t.re表示稀土类的合计质量％。

[表1]

接着，在使得到的原料合金吸藏氢之后在ar气氛下、500℃下进行1小时的脱氢，以此进行氢粉碎处理。之后，将得到的粗粉末在ar气氛下冷却至室温。

在得到的组成a的粗粉末中添加0.15质量％的油酸酰胺作为粉碎助剂，混合后，使用气流磨进行微粉碎。另外，在进行微粉碎时，通过改变气流磨的分级条件，调节微粉末的粉碎粒径。实验例1～4中，以r-t-b系永久磁铁的主相结晶颗粒的平均粒径为2.7μm～2.8μm的范围的方式制作微粉末。同样制作微粉末,使得在实验例5中主相结晶颗粒的平均粒径为3.0μm左右，在实验例6中主相结晶颗粒的平均粒径3.5μm左右。

将得到的微粉末在低氧气氛下充填到配置于电磁铁中的模型内，一边施加1200ka/m的磁场，一边进行施加了120mpa的压力的磁场中成形，得到成形体。

之后，将成形体在真空中以1030℃烧结12小时后，进行急冷。

将得到的烧结体在ar气体气氛下进行2阶段的时效处理。第1阶段(时效1)的处理以温度为850℃，处理时间为1小时进行。关于第2阶段(时效2)的时效处理，改变处理温度及处理时间进行制作，调整二颗粒晶界厚度。表2表示时效2的处理条件。之后，以表2所示的条件进行急冷，制作实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁。

对实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁的组织及磁特性进行评价。作为组织，求出r-t-b系永久磁铁的任意的切断面的二颗粒晶界厚度、主相结晶颗粒的平均粒径。作为磁特性，测定r-t-b系永久磁铁的磁化特性、剩余磁通密度br、矫顽力hcj。

得到的r-t-b系永久磁铁作为碎片形状，使用hrtem观察研磨截面，并进行二颗粒晶界厚度的评价。二颗粒晶界厚度的具体的测定方法如上述。表2表示实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁的二颗粒晶界厚度。

对实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁评价主相结晶颗粒的平均粒径。就主相结晶颗粒的平均粒径而言，研磨试样的截面并用sem进行观察，将其加入到图像分析软件中求粒度分布。表2表示主相结晶颗粒的平均粒径的值。

针对实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁，通过荧光x射线分析法及电感耦合等离子体质谱法(icp-ms法)进行组成分析。其结果，可以确认r-t-b系永久磁铁都与目标组成(表1所示的组成)大致一致。

磁化特性和磁特性的测定方法如下。首先，使用b-h示踪仪对未磁化状态的各r-t-b系永久磁铁施加3koe的磁场，之后，使施加磁场返回0，测定磁化磁场3koe下的残留磁通密度br。一边使磁场以每次3koe增加至15koe，之后使磁场以每次5koe增加至15koe，一边重复进行上述顺序，分别测定以至25koe时刻的各磁化磁场磁化时合的br。之后，一边使磁场每次5koe增加至30koe～60koe，一边进行脉冲磁化，同样分别地测定br。将各磁化磁场下的br的值除以以60koe进行脉冲磁化时的br所得的值作为该磁化磁场下的磁化率。作为一例，图3表示实验例1和实验例3中的磁化特性的图表。根据图3确认，如果比较实验例1和实验例3中的磁化特性，则在实验例1中，在施加了30koe以上的情况下得到95％以上的磁化率，与之相对，在实验例3中，在9koe时刻得到95％以上的磁化率。表2表示实验例1～6的各r-t-b系永久磁铁中的、施加了15koe的磁场时的磁化率的值、和以60koe磁化时的br和hcj的值。施加了15koe的磁场时的磁化率为95％以上的情况下，判断为良好的磁化特性，97％以上的情况下，判定为更良好的磁特性，98％以上的情况下，判定为更加良好的磁化特性。

表2表示主相结晶颗粒的平均粒径为2.8μm以下的实验例1～4、和平均粒径大于2.8μm的实验例5～6。根据主相结晶颗粒的平均粒径和二颗粒晶界厚度进行判断，实验例2、3、4相当于实施例，除此以外相当于比较例。在二颗粒晶界厚度低于5nm的实验例1中，磁化率降低，与之相对，在二颗粒晶界厚度为5nm以上的实验例2～4中，得到95％以上的磁化率。在主相结晶颗粒的平均粒径大于2.8μm的实验例5、6中，即使二颗粒晶界厚度低于5nm，也能够得到98％以上的磁化率，在平均粒径大于2.8μm的情况下，不会产生磁化率降低这样的问题，但与实验例1～4相比，矫顽力降低。

[表2]

(实验例7～10)

以得到表1所示的组成b的r-t-b系永久磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的铸造、氢粉碎处理。

在得到的组成b的粗粉末中添加0.4质量％的油酸酰胺作为粉碎助剂，混合后，使用气流磨进行微粉碎。与实验例1同样地调整分级条件，制作微粉末，以使r-t-b系永久磁铁的主相结晶颗粒的平均粒径为1.5～1.6μm。

将得到的微粉末与实验例1同样地进行成形、烧结、时效处理，得到实验例7～10的各r-t-b系永久磁铁。表3表示时效2的处理条件。

与实验例1同样，对实验例7～10中得到的各r-t-b系永久磁铁的二颗粒晶界厚度、主相结晶颗粒的平均粒径、15koe的磁场时的磁化率、及磁特性进行评价，其结果示于表3。

对实验例7～10中得到的各r-t-b系永久磁铁，与实验例1同样地进行组成分析，结果确认到，r-t-b系永久磁铁都与目标组成(表1所示的组成)大致一致。

表3中，根据二颗粒晶界厚度进行判断，实验例8、9、10相当于实施例，除此以外相当于比较例。在二颗粒晶界厚度低于5nm的实验例7中，磁化率降低，与之相对，在二颗粒晶界厚度为5nm以上的实验例8～10中，得到95％以上的磁化率。

[表3]

(实验例11～20)

以得到表1所示的组成c的r-t-b系永久磁铁的方式配合原料，与实验例1同样地进行原料合金的铸造、氢粉碎处理。

在实验例11～20中将作为微粉碎的方法，使用气流磨进行干式粉碎的实验例11～15与进行干式粉碎之后使用珠磨机进一步进行湿式粉碎的实验例16～20进行比较。

作为干式粉碎，在得到的组成c的粗粉末中添加0.8质量％的油酸酰胺粉碎助剂，混合后，使用气流磨进行微粉碎。在进行微粉碎时，通过改变气流磨的分级条件，调节微粉末的粉碎粒径，调节主相结晶颗粒的平均粒径。进而，将得到的微粉末与实验例1同样地进行成形、烧结、时效处理，得到实验例11～15的各r-t-b系永久磁铁。表4表示时效2的处理条件。

作为湿式粉碎，在得到的组成c的粗粉末中添加0.15质量％的油酸酰胺作为粉碎助剂，混合后，使用气流磨进行微粉碎，直至以d50计粒径成为4.0μm。对于通过气流磨进行了微粉碎的粉末进一步使用珠磨机进行微粉碎。珠磨机进行的粉碎使用直径0.8mm的氧化锆珠，溶剂使用n-石蜡。在通过珠磨机进行微粉碎时，通过改变珠磨机的粉碎时间，从而调节微粉末的粉碎粒径，调节主相结晶颗粒的平均粒径。

将得到的微粉末在低氧气氛下以维持浆料的状态充填于配置在电磁铁中的模型内，在同时施加1200ka/m的磁场并且施加120mpa的压力的磁场中成形，得到成形体。进而，将得到的成形体在真空中以180℃进行2小时的脱溶剂后，与实验例1同样地进行烧结、时效处理，得到实验例16～20的各r-t-b系永久磁铁。表4表示时效2的处理条件。

与实验例1同样对实验例11～20中得到的各r-t-b系永久磁铁的二颗粒晶界厚度、主相结晶颗粒的平均粒径、施加了15koe的磁场时的磁化率、及磁特性进行评价，将其结果示于表4。

对实验例11～20中得到的各r-t-b系永久磁铁，使用sem对任意的破断面进行观察，之后，使用图像处理软件计算粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率。表4表示实验例11～20的各r-t-b系永久磁铁中的粒径为0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率。

对实验例11～20中得到的各r-t-b系永久磁铁，与实验例1同样地进行了组成分析，结果可确认，r-t-b系永久磁铁都与目标组成(表1所示的组成)大致一致。

表4中，根据主相结晶颗粒的平均粒径判断，实验例12～15、实验例17～20及实验例17a相当于实施例，除此以外相当于比较例。如果将干式粉碎和湿式粉碎进行比较，则在通过湿式粉碎制作的实验例16～20中，与通过干式粉碎制作的实验例11～15相比，粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率更大。对于该理由，推测是因为，在湿式粉碎中，在粉碎中颗粒从端部开始破碎，其成为超微细的颗粒，该超微细的颗粒在烧结后成为粒径0.6μm以下的主相结晶颗粒。在主相结晶颗粒的平均粒径低于0.9μm的比较例即实验例11、16中，尽管二颗粒晶界厚度为5nm以上，磁化率也降低。在主相结晶颗粒的平均粒径为0.9μm以上2.8μm以下的实施例即实验例12～15、实验例17～20及实验例17a中，得到良好的磁化率，在主相结晶颗粒的平均粒径为1.1μm以上的实验例13～15、及实验例18～20中，得到更良好的磁化率。另外确认到，在粒径为0.6μm以下的主相结晶颗粒的面积率为5％以下的实验例12中，与上述面积率超过5％的实验例17相比，得到更良好的磁化率。

以上，基于实施方式对本发明进行了说明。实施方式是示例，本领域技术人员应理解，可以在本发明的权利要求范围内进行各种变形及变更、而且这样的变形例及变更也在本发明的权利要求范围内。因此，本说明书中的记述以及附图不应该看作是限定性的而应该看作是例证性的。

产业上的可利用性

根据本发明，在主相结晶颗粒微细的r-t-b系永久磁铁中，通过控制二颗粒晶界厚度，可以提供良好的矫顽力和磁化特性。