R-t-b系烧结磁体及其制造方法

R-t-b系烧结磁体及其制造方法
【专利摘要】一种R?T?B系烧结磁体，其特征在于，下述式(1)所示的组成满足下述式(2)～(9)，uRwBxGazAlvCoqTigFejM (1)(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，M为R、B、Ga、Al、Co、Ti和Fe以外的元素，u、w、x、z、v、q、g、j表示质量％)；29.0≤u≤32.0 (2)(其中，重稀土类元素RH为R?T?B系烧结磁体的10质量％以下)；0.93≤w≤1.00 (3)0.3≤x≤0.8 (4)；0.05≤z≤0.5 (5)；0≤v≤3.0 (6)；0.15≤q≤0.28 (7)；60.42≤g≤69.57 (8)；0≤j≤2.0 (9)；并且g除以Fe的原子量所得的值设为g’，v除以Co的原子量所得的值设为v’，z除以Al的原子量所得的值设为z’，w除以B的原子量所得的值设为w’，q除以Ti的原子量所得的值设为q’时，满足下述式(A)和(B)。0.06≤(g’+v’+z’)?(14×(w’?2×q’))(A) 0.10≥(g’+v’+z’)-(14×(w’-q’))(B)。
【专利说明】
R-T-B系烧结磁体及其制造方法
技术领域
[0001 ]本发明涉及R-T-B系烧结磁体及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 已知以R2T14B型化合物为主相的R-T-B系烧结磁体(R为稀土类元素中的至少一种 且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的至少一种且必须包含Fe)是永磁体中最高性能的磁 体，被用于硬盘驱动器的音圈马达(VCM)，电动汽车用(EV、HV、PHV等）马达，产业仪器用马达 等各种马达、家电制品等中。
[0003] R-T-B系烧结磁体主要由包含R2T14B化合物的主相和位于该主相的晶界部分的晶 界相构成。作为主相的R2T 14B化合物是具有高磁化的强磁性材料，形成R-T-B系烧结磁体的 特性的根本。
[0004] R-T-B系烧结磁体在高温下矫顽力Hcj(以下有时简记为"Hcj"）降低，引起不可逆热 退磁。因此，特别是用于电动汽车用马达(或者混合动力汽车用马达)时，即便高温下也要求 维持高的Hcj。并且为了抑制高温下的不可逆热退磁，即为了高温下也维持高Hcj，要求在室 温下获得更高的H cJ。
[0005] 已知在R-T-B系烧结磁体中，若用重稀土类元素 RH(主要为Dy和/或Tb)置换作为主 相的R2T14B化合物中的R所含的轻稀土类元素 RL(主要为Nd和/或Pr)的一部分，则Hcj提高，并 且随着重稀土类元素RH的置换量的增加Hcj提高。
[0006] -直以来，为了提高Hcj，虽然在R-T-B系烧结磁体中大量添加重稀土类元素(主要 是Dy)，但存在残留磁通密度Br(有时简记为"Br"）降低的问题。因此，近年来采用有以下的方 法，即、使重稀土类元素从R-T-B系烧结磁体的表面向内部扩散，在主相晶粒的外壳部使重 稀土类元素稠化，一边抑制B r的降低，一边获得高HcJ。
[0007] 但是，Dy由于产地受限等理由，所以具有供给不稳定、或者价格变化等的问题。因 此，要求尽量不使用Dy等重稀土类元素(尽量减少使用量)而提高R-T-B系烧结磁体的H cJ的 技术。
[0008] 专利文献1中记载了：通过与以往通常使用的R-T-B系合金比较，B量限定到相对少 的特定的范围，并且含有选自Al、Ga、Cu中的1种以上的金属元素 M，而使R2Tn相生成，通过充 分确保以该R2T17相为原料生成的过渡金属富集相(R 6T13M)的体积率，从而获得抑制Dy的含 量并且矫顽力提高的R-T-B系稀土类烧结磁体。
[0009] 专利文献2中公开了：通过与通常的R-T-B系合金相比，减少B量，并且使B、Al、Cu、 Co、Ga、C、0的量为规定的范围，进而Nd及Pr、以及Ga及C相对于B的原子比分别满足特定的关 系，由此得到高的残留磁通密度和矫顽力。
[0010] 另外，作为R-T-B系烧结磁体的如提高手段，提出有各种方法，即在R-T-B系烧结磁 体中利用特定手段将含有重稀土类元素RH的金属、合金、化合物等供给至R-T-B系烧结磁体 表面，用热处理使重稀土类元素RH扩散到磁体内部，通过用重稀土类元素RH置换R 2T14B化合 物的外壳部的轻稀土类元素RL，由此抑制Br的降低，并且提高H cJ。
[0011]例如，专利文献3公开有如下的方法，即在处理室内配置含有R-Fe-B系稀土类烧结 磁体体和重稀土类元素RH(选自Dy、Ho和Tb中的至少1种）的块体，将这些加热到700 °C以上 且1000°C以下，将重稀土类元素RH从块体中供给到R-Fe-B系稀土类烧结磁体的表面，并且 使重稀土类元素RH扩散到R-Fe-B系稀土类烧结磁体的内部。
[0012]进而，专利文献4中记载有如下:通过将含有4~10质量％的07的R-T-B系合金与具 有1080°C以上的熔点的高熔点化合物(选自Al、Ga、Mg、Nb、Si、Ti、Zr中的任一种的氧化物、 硼化物、碳化物、氮化物、或硅化物)混合、成形、烧结，由此不会增高〇 7浓度的情况下，获得 高的矫顽力，并且能够抑制添加了 Dy所致的磁化(Br)等的磁特性的降低。
[0013]现有技术文献
[0014] 专利文献
[0015] 专利文献1:国际公开第2013/008756号 [0016] 专利文献2:国际公开第2013/191276号 [0017] 专利文献3:国际公开第2007/102391号 [0018] 专利文献4:国际公开第2010/073533号

【发明内容】

[0019] 发明想要解决的技术问题
[0020] 但是，本发明人等发现，存在如下的问题:如专利文献1、2所记载的那样，在与通常 的R-T-B系烧结磁体相比减少B量(少于fcTwB型化合物的化学计量比的B量）、且添加了 Ga等 的组成的烧结磁体中，B量仅发生稍微变化，Hcj会发生大幅变化。
[0021] 例如，有B量仅发生0.01质量％变化时，Hcj发生100kA/m变化的情况。相对于此，通 常的R-T-B系烧结磁体(含有多于fcTwB型化合物的化学计量比的B量的B)即便B量发生0.1 质量％的变化，Hcj也几乎不变化。
[0022] 因此，在与通常的R-T-B系烧结磁体比减少B量，且添加了 Ga等的组成的烧结磁体 中，为了抑制Hcj的变化，而需要以0.01质量％的高精度对B量进行管理。但是，在量产设备 中，将原料合金熔化、铸造时，将B量以例如0.01质量％的精度进行管理是非常困难的。
[0023] 本发明的一个实施方式(实施方式1)是为了解决这样的问题而完成的，其目的在 于提供Hcj的变化相对于B量的变化少、且具有高B r和高Hcj的R-T-B系烧结磁体。
[0024]以下对另外的实施方式的课题进行说明。
[0025] 在专利文献1中，因为需要制造与以往不同的新的组成的R-T-B系合金，所以需要 从一开始就找到合金的熔化和铸造条件、粉碎条件、烧结条件、热处理条件等所有的最佳条 件，并且在这些各条件与现状的制造条件不同时，每次制造新的R-T-B系合金时需要改变各 个设备的诸条件等，有招致制造时的工时和成本增加这样的问题。
[0026] 进而，根据专利文献1，虽然可以得到与以往相比Hcj高的R-T-B系烧结磁体，但是为 了满足用于电动汽车用马达、混合动力汽车用马达等时所要求的高Hcj，Dy的使用是不可或 缺的。因此，为了削减Dy的使用量，不得不应用专利文献3公开的这样的从R-T-B系烧结磁体 的表面供给重稀土类元素，并扩散到内部的方法等。
[0027] 但是，如果在专利文献1的R-T-B系稀土类烧结磁体中应用专利文献3所公开的方 法，则有角形比Hk/Hcj(以下简称为"H k/Hcj'Hk为在J[磁化的大小]-H[磁场的强度]曲线的 第2象限中，J相对于Jr[残留磁化= Br]的值达到一定比例的值的位置的H值。R-T-B系烧结磁 体中，作为一定比例的值大多使用0.9\1[0.9乂8^。）大幅降低的问题。
[0028]另外，根据专利文献4，虽然不增高Dy浓度也能够获得高的矫顽力，但原本R-T-B系 合金中所含有的Dy量非常多(R-T-B系合金中为4~10质量％)，所以无法满足尽量不使用重 稀土类元素RH，并且不降低B r而使Hcj提高这样的用户的需求。
[0029]另外，专利文献4中，虽然使用选自Al、Ga、Mg、Nb、Si、Ti、Zr中任一种的氧化物、硼 化物、碳化物、氮化物、或硅化物作为高熔点化合物，但这些化合物中所含的氧、硼、碳、氮、 硅等即便在烧结后也残存在磁体中，有可能使所得到的磁体的磁特性劣化。
[0030]本发明的另一个实施方式(实施方式2)的目的在于，廉价地提供尽量不使用重稀 土类元素 RH，抑制Br的降低并且具有高Hcj和高Hk/Uj的R-T-B系烧结磁体。
[0031]用于解决课题的手段
[0032] 本发明的实施方式1的方案1-1的R-T-B系烧结磁体，其特征在于，下述式（1)所示 的组成满足下述式(2)~(9)，
[0033] uRwBxGazAlvCoqTigFejM (1)
[0034] (R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，M为1?、8、6&^1、(：〇、11和?6以外的元 ，u、w、x、z、v、q、g、j^^/j、质里 /〇)
[0035] 29.0 彡u彡 32.0 (2)
[0036](其中，重稀土类元素RH为R-T-B系烧结磁体的10质量％以下）
[0037] 0.93 彡 w彡 1.00 (3)
[0038] 〇.3^x^0.8 (4)
[0039] 0.05彡 z 彡0.5 (5)
[0040] 〇?3.〇 (6)
[0041 ] 0.15彡q彡0.28 (7)
[0042] 60.42 彡 g彡 69.57 (8)
[0043] 0^j^2.0 (9)
[0044] 当g除以Fe的原子量所得的值设为g'、v除以Co的原子量所得的值设为v'、z除以A1 的原子量所得的值设为z'、w除以B的原子量所得的值设为w'、q除以Ti的原子量所得的值设 为q'时，满足下述式(A)和(B)。
[0045] 0.06^；(g，+v，+z，)-(14X(w ，-2Xq，)) (A)
[0046] 0? 10^：(g'+v'+z'）_(14X (w'-q'）） (B)
[0047] 本发明的实施方式1的方案1-2为方案1-1所述的R-T-B系烧结磁体，其中，0.18<q 彡0.28〇
[0048] 本发明的实施方式1的方案1-3为方案1-1或者1-2所述的R-T-B系烧结磁体，其特 征在于，具有R2T 14B化合物(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素 中的至少一种且必须包含Fe)、
[0049] R6T13A化合物(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的 至少一种且必须包含Fe，A为Ga、Al、Cu和Si中的至少一种且必须包含Ga)、和 [0050] T的硼化物共存的组织。
[0051]本发明的实施方式1的方案1-4是方案1-1~1-3中任一项所述的R-T-B系烧结磁 体，其特征在于，R-T-B系烧结磁体的任意截面中的R6T13A化合物的面积比率为2%以上。 [0052]本发明的实施方式2的方案2-1为R-T-B系烧结磁体的制造方法，其包括如下的工 序：
[0053] 准备含有R:27~35质量％ (R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd)，
[0054] B:0.9~1.0质量％，
[0055] Ga:0.15~0.6质量％，
[0056] 余量T(T为过渡金属元素中的至少一种且必须包含Fe)和不可避免的杂质的合金 粉末的工序，
[0057]准备Ti的氢化物的粉末的工序，
[0058]将合金粉末和Ti的氢化物粉末按照混合后的混合粉末100质量％中所含有的Ti为 〇. 3质量％以下进行混合并准备混合粉末的工序，
[0059] 对混合粉末进行成形并准备成形体的工序，
[0060] 对成形体进行烧结并准备R-T-B系烧结磁体原材的工序，以及 [0061 ]对R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序。
[0062]本发明的方案2-2是方案2-1所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其包括:替代对 R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序，准备由含有Dy和/或Tb的金属、合金或者化合物 构成的RH扩散源的工序，
[0063]实施向R-T-B系烧结磁体原材中供给RH扩散源的Dy和/或Tb并使之扩散的RH供给 扩散处理的工序，以及
[0064]对RH供给扩散处理工序后的R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序。
[0065] 本发明的方案2-3是方案2-1或者2-2所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其中，B 为0.91~1.0质量％。
[0066] 本发明的方案2-4是方案2-1~2-3中任一项所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法， 其中，R-T-B系烧结磁体具有
[0067] R2T14B化合物(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的 至少一种且必须包含Fe)、
[0068] R6T13M化合物(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的 至少一种且必须包含Fe，M为Ga、Al、Cu和Si中的至少一种且必须包含Ga)、和 [0069] Ti的硼化物共存的组织。
[0070]本发明的方案2-5为方案2-4所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其中，
[0071] R-T-B系烧结磁体的任意的截面中的R6T13M化合物的面积比率为1 %以上。
[0072]本发明的方案2-6为方案2-5所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其中，R-T-B系 烧结磁体的任意的截面中的R6Ti3M化合物的面积比率为2 %以上。
[0073]发明的效果
[0074] 本发明的一个实施方式可以提供Hcj的变化相对于B量的变化少，且具有高Br和高 Hcj的R-T-B系烧结磁体。
[0075] 另外，本发明的另一实施方式可以廉价地提供在尽量不使用重稀土类元素 RH的情 况下，抑制Br的降低并且具有高Hcj和高Hk/Uj的R-T-B系烧结磁体。
【附图说明】
[0076] 图1为实施方式1的试样No. 25利用FE-SEM得到的反射电子像的照片。
[0077] 图2为表示实施方式1的分析位置3中的EDX的光谱数据的说明图。
[0078]图3使用FIB在图1的虚线位置沿纵深方向选出，采用FE-SEM进行观察的照片。
[0079]图4为表示利用电子射线衍射对实施方式1的粒状结晶进行结晶结构分析的结果 的说明图。
[0080]图5为表示利用电子射线衍射对实施方式1的针状结晶进行结晶结构分析的结果 的说明图。
[0081 ]图6是实施方式1的试样No. 20利用FE-SEM得到的反射电子像的照片。
[0082]图7是实施方式1的试样No.21利用FE-SEM得到的反射电子像的照片。
[0083] 图8是表示实施方式2的实施例3的R-T-B系烧结磁体的Ti量与Hcj的关系的图表。
[0084] 图9是表示实施方式2的实施例3的R-T-B系烧结磁体的Ti量与Br的关系的图表。
[0085] 图10是表示实施方式2的实施例3的R-T-B系烧结磁体的Ti量与Hk的关系的图表。
[0086] 图11是表示实施方式2的实施例3的R-T-B系烧结磁体的Ti量与Hk/Hcj的关系的图 表。
[0087] 图12是表示实施方式2的实施例4的R-T-B系烧结磁体的Ti量与Hcj的关系的图表。 [0088]图13是表示实施方式2的实施例5的R-T-B系烧结磁体的FE-TEM的组织观察结果的 照片。
[0089]图14是表示表征实施方式2的图13的部位a的电子射线衍射的结晶结构的衍射图 形的照片。
[0090 ]图15是表不表征实施方式2的图13的部位b的电子射线衍射的结晶结构的衍射图 形的照片。
[0091]图16是表示表征实施方式2的图13的部位c的电子射线衍射的结晶结构的衍射图 形的照片。
[0092]图17是表示实施方式2的TiB2的X射线衍射结果的图表。
[0093]图18是表示实施方式2的Nd6Fe13Ga合金的X射线衍射结果的图表。
【具体实施方式】
[0094]以下基于附图详细说明本发明的实施方式。予以说明，以下的说明中，虽然根据需 要使用表示特定的方向或位置的术语(例如，"上"、"下"、"右"、"左"及包含这些术语的其他 的术语），这些术语的使用是用于容易理解参照了附图的发明，本发明的技术范围并不受这 些术语的含义的限制。
[0095] 1 ?实施方式1
[0096]本发明人等研究的结果发现:通过按照特定的范围内的含量添加钛，在制造工序 中生成钛的硼化物，由此从R-T-B系烧结磁体全部的B量减去制造工序中因与Ti结合而消耗 掉的B量所得到的B量（以下有时将未与Ti形成硼化物的残留的B量作为有效B量记载为"Bm 量"）少于通常的R-T-B系烧结磁体全部的B量(少于R2T14B型化合物的化学计量比的B量），并 且添加了 Ga等的组成的烧结磁体中，Hcj的变化相对于B量的变化受到抑制。而且，本发明人 等还确认到：在进行了这样的Ti的添加时，与比R2T14B型化合物的化学计量比的B量少且添 加了 Ga的烧结磁体中见到的效果相同地得到高Br和高Hcj。
[0097] 1-1 ?关于Ti添加
[0098]本发明人等确认了在本实施方式的R-T-B系烧结磁体中形成Ti的硼化物(TiB和/ 或TiB2)。另外，本实施方式中，使其生成Ti的硼化物，从而前述Beff量比通常的R-T-B系烧结 磁体的B量变少。基于这些，本发明人等想到:通过含有规定的含量的Ti，由此即便B量发生 变化Hcj的变化也会受到抑制的机理如下。其中，想提醒的是以下示出的机理并不意味着本 实施方式的发明的技术范围受到限制。
[0099]如上所述，采用与通常的R-T-B系烧结磁体相比B量减少（少于R2T14B型化合物的化 学计量比的B量），再添加了 Ga等的组成的烧结磁体能够得到高的Hcj。
[0100] 这可以认为：如果B量低于R2T14B型化合物的化学计量比，则R和T变为剩余而生成 R2T17相，通常随着B量的降低磁特性急剧降低，但是如果磁体组成中含有Ga，则代替R 2T17相 生成R-T-Ga相(代表性为R6T13A化合物），由此可以得到高的Hcj。
[0101]此处，本说明书中的所谓的"R-T-Ga相"是含有R20原子％以上且35原子％以下、 T55原子％以上且75原子％以下、Ga3原子％以上且15原子％以下的相，典型的可列举 R6T13Ga化合物。予以说明，由于R-T-Ga相中有混入作为不可避免的杂质的Al、Si、Cu等的情 况，因此可以规定为R 6T13A化合物(R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金 属元素中的至少一种且必须包含Fe，A为Ga、Al、Cu和Si中的至少一种且必须包含Ga)。例如， 有成为R6T 13(Gai-i-y-sAliSiyCu s)化合物的情形。
[0102] 但是，如上所述，与通常的R-T-B系烧结磁体相比B量减少，进一步添加了 Ga等的组 成的烧结磁体中，如果B量发生变化，则Hcj发生较大变化。这可以认为：由于B量与R2T14B型化 合物的化学计量比相比多少会变少(R、T多少会有剩余），R-T-Ga相的生成量会发生较大变 化，所以Hcj的B量依赖性变大。
[0103] 与此相对，本发明人深入研究的结果可知，在通过添加Ti形成硼化物（TiB和/或 TiB2)，由此使前述B eff量少于fcTwB型化合物的化学计量比的B量时，能够使Hcj对于磁体总 体的B量的依赖性减小。
[0104]这可认为:如本实施方式所述，通过在与由R2Fe14B型化合物的化学计量比求得的B 量相比，B量多的组成的R-T-B系烧结磁体中形成Ti的硼化物，由此使Beff量比通常的R-T-B 系烧结磁体的B量减少时，因Ga的添加而使R 2Tn相等的生成受到抑制，生成R-T-Ga相，结果， 虽然Hcj提高，但此时如果磁体总体组成的B量相对于fcTwB型化合物的化学计量比的B量发 生变化，则TiB与TiB 2的生成比发生变化，即，由磁体总体组成的B量与fcTwB型化合物的化 学计量比求得的B量之差较小（即，含有的B量更少)时，与TiB2相比多数生成TiB;相反，由磁 体总体组成的B量和R 2T14B型化合物的化学计量比求得的B量之差较大时（即，含有的B量更 多的情况），与TiB相比多数生成TiB 2。如此，B越多越生成B富集的Ti硼化物(TiB2)，B越少越 生成B贫乏的Ti硼化物(TiB)，由此即便磁体总体的B量发生变化，也能使磁体中未与Ti生成 化合物的B量(Brf f量)的变化减小，该结果认为，能够使R-T-Ga相的生成量的变化相对于B量 的变化减小，能够抑制Hcj的变化。
[0105]基于这些，进一步研究的结果发现，通过Ti量和B量满足式(A)和式(B)，可以使R-T-Ga相的生成量为适当的范围，因此可以抑制Hcj的变化相对于B量的变化，并且得到高B r和 尚 Hcj。
[0106] 0.06 彡（g'+v'+z'）-(14X(w'_2Xq'）） (A)
[0107] 0? 10^：(g'+v'+z'）_(14X (w'-q'）） (B)
[0108] 此处，g'是g除以Fe的原子量(55.845)得到的值，v'是v除以Co的原子量(58.933) 得到的值，z'是z除以A1的原子量(26.982)得到的值，w'是w除以B(10.811)的原子量得到的 值，q '是q除以T i的原子量(47.867)得到的值。
[0109] 对式(A)和式(B)进行说明。
[0110]前述Beff量如果低于fcTwB型化合物的化学计量比，则Fe与能够容易置换主相的Fe 位点的Co、Al成为剩余（即，Fe、Co与A1的合计与fcTwB型化合物的化学计量比的T量相比为 剩余）。因此，所有的Ti成为TiB 2时（即Ti与最多的B结合时），为了使前述Beff量比fcTwB型化 合物的化学计量比的B量减少，[(g'+v'+z'）_(14X (w'_2Xq'））](未形成主相的Fe、Co、Al 的合计）需要大于〇(Fe、Co与A1为剩余）。另外，进一步规定未形成该主相的Fe、Co、Al的合计 为0.06以上的是式(A)。通过设为0.06以上，从而可以使R-T-Ga相适当地生成。另外，式(A) 可以使用？6&)、〇)&)^1(2)、8(?)、11^)的各自分析值除以？ 6、(：0^1、8、11的原子量而得 到的值(g'、V'、Z'、w'、q'）计算求出。后述的式B也同样。
[0111] 其原因是如果未形成主相的Fe、Co、Al的合计不足0.06,则由于R-T-Ga相的相比率 过少，因此有可能无法获得高的Hcj。
[0112] 进而，本实施方式中，所有的Ti成为TiB时（即Ti与最少的B结合时），用(式)B规定 [&'+，+2'）-(14\(?'1'））](未形成主相的？ 6、0^1的合计)为0.10以下的情况。其原因 是：若未形成主相的Fe、Co、Al的合计超过0.10,则R-T-Ga相的比率变得过高，主相比率降 低，有可能无法得到高的B r。
[0113] 如上所述，本实施方式的R-T-B系烧结磁体中，可以具有fcTwB化合物、R6T13A化合 物和Ti的硼化物(TiB 2或TiB和TiB2)共存的组织。另外，在优选的方案中，本实施方式的R-T-B系烧结磁体中，其任意的截面中R 6T13A化合物以面积比率计含有2%以上。予以说明，如后 述的实施例所示，R6T 13A化合物的面积比率可以利用市售的图像分析软件分析R-T-B系烧结 磁体的任意的截面的由FE-SEM (电场放射型扫描电子显微镜)得到的反射电子像(BSE像）的 图像而求出。
[0114]予以说明，本说明书中"任意的截面"是指，例如像包含中心部的截面那样，在显示 本发明的R-T-B系烧结磁体的典型的特征的合理的期待的基础上所选择的任意的截面，并 不包含未显示本发明的特征这样的随意选择的截面。
[0115] 卜2 ?组成
[0116] 以下对本实施方式的R-T-B系烧结磁体的组成详情进行说明。
[0117] 如上所述，本实施方式添加Ti，生成Ti的硼化物，从而使前述Beff量比通常的R-T-B 系烧结磁体的B量减少，并且含有Ga等。由此，在晶界生成R-T-Ga相，即使抑制Dy等的重稀土 类元素的含量，也能得到高的H cj。
[0118] 本实施方式的R-T-B系烧结磁体的组成可通过式(1)表示。
[0119] uRwBxGazAlvCoqTigFejM (1)
[0120] (R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，M为1?、8、6&^1、(：〇、11和?6以外的元 ，u、w、x、z、v、q、g、j^^/j、质里 /〇)
[0121] 以下对各个元素的组成范围，即u、w、x、z、v、q、g、j的数值范围进行说明。
[0122] 1)稀土类元素(R)
[0123] 本实施方式的R-T-B系烧结磁体中的R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd。 本实施方式的R-T-B系烧结磁体即使不使用重稀土类元素RH也能得到高的B r和高的Hcj，因 此在要求更高的Hcj时，也可以削减RH的添加量，典型的，RH可以为10质量％以下，优选为5质 量％以下。
[0124] R的含量如式(2)所示为29.0质量％~32.0质量％。
[0125] 29.0 彡u彡 32.0 (2)
[0126] R低于29.0质量％时，有无法确保生成充分量的R-T-Ga相所需要的R而无法获得高 的Hcj的可能，若超过32.0质量％，则主相比率降低，无法得到高的B r。
[0127] 2)硼(B)
[0128] B的含量如式(3)所示为0.93质量％~1.00质量％。
[0129] 0.93 彡 w彡 1.00 (3)
[0130] B低于0.93质量％时，前述Beff量变得过少，R2T17相析出，无法得到高的H cj，或者主 相比率降低，无法得到高的Br，若超过1.00质量％，则有R-T-Ga相无法充分生成而不能得到 尚的Hcj的可能。
[0131] 3)镓(Ga)
[0132] Ga的含量如式(4)所示为0.3质量％~0.8质量％。
[0133] 〇.3^x^0.8 (4)
[0134] 若Ga低于0.3质量％^ljR-T-Ga相的生成量过少，无法使R2T17相消失，有可能不能 得到高的此，若超过0.8质量％，则存在不需要的Ga，主相比率降低，有可能B r降低。
[0135] 5)铝(A1)
[0136] A1的含量如式(5)所示为0.05质量％~0.5质量％。
[0137] 0.05彡 z 彡0.5 (5)
[0138] 通过含有A1，可以提高Hcjjl可以作为不可避免的杂质而含有，也可以主动添加而 含有。若A1超过0.5质量％，则可能使B r降低。以不可避免的杂质含有的量和主动添加的量 的合计计含有0.05质量％以上且0.5质量％以下。
[0139] 6 钴(Co)
[0140] Co的含量如式(6)所示为3.0质量％以下。
[0141] 〇?3.〇 (6)
[0142] Co可以含有3.0质量％以下。Co虽然对温度特性的提高、耐腐蚀性的提高有效，但 若Co的含量超过3.0质量％，则有可能无法得到高的B r。
[0143] 7)钛(Ti)
[0144] Ti的含量如式(7)所示为0.15质量％~0.28质量％。
[0145] 0.15 彡 q彡 0.28 (7)
[0146] Ti低于0.15质量％时，有可能无法抑制由B量的变化所致的Hcj的变化，若超过0.28 质量％，则主相比率降低，有可能无法得到高的Br。优选下述的式（10)所示的为0.18质量％ 以上且0.28质量％以下。可以进一步抑制由B量的变化所致的Hcj的变化。
[0147] 0.18 彡 q彡 0.28 (10)
[0148] 8)铁(Fe)
[0149] Fe的含量如式(8)所示为60.42质量％~69.57质量％。
[0150] 60.42 彡 g彡 69.57 (8)
[0151] Fe低于60.42质量％时，主相比率降低，有可能无法得到高的Br，若超过69.57质 量％dljR-T-Ga相等的生成超过所需，由此主相比率降低，有可能不能得到高的B r。
[0152] 9)元素 M
[0153] M是1?、8、6&、厶1、(：〇、11和卩6以外的元素。
[0154] 如式(9)所示，1?、8、6&^1、〇)、11和?6以外的元素11以合计计可以含有2.0质量％以 下。
[0155] 0^g^2.0 (9)
[0156] 即，式(9)显示出：出于所得到的R-T-B系烧结磁体的特性的改善等的目的，任意的 元素(可以是多个种类的元素)和不可避免的杂质(A1为不可避免的杂质时，A1除外）以合计 计可以含有最大至2.0质量％。
[0157]作为改善R-T-B系烧结磁体的特性的元素，例如，可以含有0质量％~2.0质量％的 Cu、Ni、厶8、厶11、]\1〇等。
[0158]特别优选含有Cu。通过含有Cu可以得到高的HcjXu的更优选的含量为0.05质量％ 以上且1.0质量％以下。
[0159] 予以说明，M的优选的实施方式之一是M由不可避免的杂质构成（其中，如上所述， 优选含有Cu)。作为本实施方式的R-T-B系烧结磁体所含的不可避免的杂质，可例示钕镨合 金(Nd-Pr合金），电解铁，硼铁合金等工业上使用的原料通常所含有的不可避免的杂质。作 为这样的不可避免的杂质，可例示Cr、Mn、Si等。进而，作为制造工序中的不可避免的杂质， 可例示〇(氧）、N(氮）、C(碳)等。优选0为600~8000ppm、N为800ppm以下、C为lOOOppm以下。
[0160] 予以说明，式（1)所示的1?、8、6&、六1、(：〇、1^、？6和_勺各自的含量(质量％)8卩11、1叉、 z、v、q、g和j的评价可以采用例如高频电感親合等离子体发光分光分析法（ICP发光分光分 析法，ICP-0ES)。另外氧量的评价可以采用例如利用气体熔解-红外线吸收法的气体分析装 置，氮量的评价可以采用例如利用气体熔解-导热法的气体分析装置，碳量的评价可以采用 例如利用燃烧-红外线吸收法的气体分析装置。
[0161] 1-3. R-T-B系烧结磁体的制造方法
[0162] 对本实施方式的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一例进行说明。R-T-B系烧结磁体 的制造方法包括获得合金粉末的工序、成形工序、烧结工序和热处理工序。以下对各工序进 行说明。
[0163] (1)获得合金粉末的工序
[0164] 按照规定的组成准备各个元素的金属或者合金，进行熔化、铸造，得到规定的组成 的合金。典型地，使用带式铸造法等，制造片状的合金。将获得的片状的原料合金进行氢粉 碎，粗粉碎粉的尺寸设为例如1. 〇mm以下。接着，利用喷射式粉碎机等对粗粉碎粉进行微粉 碎，从而获得例如粒径D50(利用基于气流分散法的激光衍射法得到的体积基准中值粒径） 为3~7wii的微粉碎粉(合金粉末）。关于合金粉末，可以使用1种的合金粉末(单合金粉末）， 也可以使用通过将2种以上的合金粉末混合、粉碎而得到的合金粉末(混合合金粉末)所谓 的双合金法，还可以使用公知的方法等按照本实施方式的组成方式制作合金粉末。可以在 喷射式粉碎机粉碎前的粗粉碎粉，喷射式粉碎机粉碎中和喷射式粉碎机粉碎后的合金粉末 中使用公知的润滑剂作为助剖。
[0165] 予以说明，关于Ti的添加，可以在使用带式铸造法等的原料合金的制作中，在得到 用于进行铸造的熔融金属时以Ti金属、Ti合金或者含Ti的化合物等的形式添加，得到含有 Ti的熔融金属后，将其凝固而得到。另外，代替其，可以在制作原料合金之后直至进行成形 之间，以Ti金属、Ti合金或者Ti含有化合物等形式添加，可列举出例如，在氢粉碎前后或喷 射式粉碎机粉碎后的合金粉末中添加T i的氢化物(T iH2等)的方法。
[0166] (2)成形工序
[0167] 使用所获得的合金粉末进行磁场中成形，得到成形体。磁场中成形使用如下的公 知的任意的磁场中成形方法，包括:在模具的模腔内插入干燥后合金粉末，并且边施加磁场 边进行成形的干式成形法，在模具的模腔内注入分散有合金粉末的浆料，并且边排出浆料 的分散介质边在磁场中进行成形的湿式成形法。
[0168] (3)烧结工序
[0169] 通过烧结成形体，从而得到烧结磁体。成形体的烧结可以使用公知的方法。予以说 明，为了防止烧结时的气氛所致的氧化，烧结优选在真空气氛中或者不活泼气体中进行。不 活泼气体优选使用氦、氩等不活泼气体。
[0170] (4)热处理工序
[0171] 出于提高磁特性的目的，优选对所得到的烧结磁体进行热处理。热处理温度、热处 理时间等可以采用公知的条件。出于成为最终制品形状等目的，可以对所得到的烧结磁体 实施研削等机械加工。这种情况下，热处理可以在机械加工前也可以在机械加工后。进而， 可以对所得到的烧结磁体实施表面处理。表面处理可以是公知的表面处理，例如可以进行 A1蒸镀、电镀Ni、树脂涂装等的表面处理。
[0172] 2.实施方式2
[0173] 本实施方式的特征在于，在与以往的R-T-B系烧结磁体几乎同样的组成(含有R、B、 Ga和Fe等，与专利文献1的烧结磁体相比，B量较高[0.9~1.0质量％ ]组成）的合金粉末中添 加规定量的Ti的氢化物的粉末（以下称为"Ti氢化物粉末"）。由此，可以提供尽量在不使用 重稀土类元素RH的情况下，抑制B r的降低且具有高Hcj和高Hk/Uj的R-T-B系烧结磁体。
[0174] 本实施方式的R-T-B系烧结磁体抑制Br的降低且具有高Hcj和高Hk/Hcj的理由虽然 不确定，但是认为原因是通过Ti氢化物粉末的添加，在烧结和/或热处理中，生成R 6T13M化合 物(代表性为Nd6Fe13Ga化合物）、Ti的硼化物(代表性为TiB 2化合物）。
[0175] 根据本实施方式，由于使用与以往的R-T-B系烧结磁体几乎同样的组成的合金粉 末，因此Hcj不会因B量的些微变化而发生较大变化(急剧降低）。另外，新型的合金不需要新 的工序等，基本上可以直接应用现有的制造条件。因此，可以比专利文献1更廉价地提供具 有与专利文献1的烧结磁体同等以上的高Hcj的烧结磁体。
[0176] 另外，本实施方式的R-T-B系烧结磁体可以抑制RH供给扩散处理所致的Hk/Uj的降 低。虽然该理由尚未确定，但认为与前述同样地，原因是通过Ti氢化物粉末的添加，在烧结 和/或热处理中，生成R 6T13M化合物和Ti的硼化物。
[0177] 另一方面，前述专利文献4中，高熔点化合物(选自Al、Ga、Mg、Nb、Si、Ti、Zr中任一 种的氧化物、硼化物、碳化物、氮化物、或硅化物）中所含的氧、硼、碳、氮、硅等即便在烧结后 也残存在磁体中，有使所得到的磁体的磁特性劣化的可能性，本实施方式中使用的Ti氢化 物粉末在烧结工序中分解成Ti和H2(氢气），氢气由磁体释放到烧结炉内，最终排出到烧结 炉外。因此，几乎没有使磁特性劣化的可能性。
[0178]如此，根据本实施方式，以廉价地提供尽量不使用重稀土类元素 RH的情况下，具有 与专利文献1的烧结磁体同等以上的高Hcj，且抑制Br降低，并且具有高Hk/Hcj的R-T-B系烧结 磁体。
[0179] 以下，对本实施方式进行说明。以下示出的本实施方式的说明中，如前述专利文献 3等所述的那样，将RH扩散源的重稀土类元素RH供给到R-T-B系烧结磁体原材的表面并使RH 扩散到R-T-B系烧结磁体原材的内部的情形称为"RH供给扩散处理"。另外，将实施RH供给扩 散处理后，不进行RH的供给而使RH扩散到R-T-B系烧结磁体原材的内部的情形称为"RH扩散 处理"。进而，将对烧结后的R-T-B系烧结磁体原材所实施的热处理以及对RH供给扩散处理 后或者RH扩散处理后所实施的热处理简称为"热处理"。另外，将热处理前的R-T-B系烧结磁 体称为"R-T-B系烧结磁体原材"，将热处理后的R-T-B系烧结磁体称为"R-T-B系烧结磁体"。
[0180] [ 1 ]R-T_B系烧结磁体的制造方法
[0181] (1)准备合金粉末的工序
[0182] 在准备合金粉末的工序中，合金粉末的组成如下所述。含有
[0183] R:27 ~35 质量 ％，
[0184] B:0.9~1.0质量％，
[0185] Ga:0.15~0.6质量％，
[0186] 残部T和不可避免的杂质。
[0187] 前述组成中，各元素的含量若低于前述范围的下限或者超过上限，则有时无法得 到抑制Br的降低且具有高Hcj和高Hk/Hcj的R-T-B系烧结磁体。B更优选为0.91~1.0质量％。 Ga优选为0.2~0.6质量％，更优选为0.3~0.6质量％，进一步优选为0.4~0.6质量％，最优 选为0.4~0.5质量％。
[0188] R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd。作为Nd以外的稀土类元素可列举出 Pr。进而，可以含有少量的Dy、Tb、Gd和Ho中的至少一种。Dy、Tb、Gd和Ho中的至少一种的含量 优选R-T-B系烧结磁体总体的1.0质量％以下。B的一部分可以用C置换。T为过渡金属元素中 的至少一种且必须包含Fe。作为Fe以外的过渡金属元素可列举出Co。进而可以含有少量的 V、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W#。
[0189] 作为上述以外的元素可以含有Cu、Al。以磁特性提高等为目的，Cu、Al可以主动地 添加，也可以有效利用使用原料、合金粉末的制造过程中不可避免的导入的Cu、Al(可以使 用作为杂质含有Cu、Al的原料）。〇1和A1的含量(主动添加的量和作为不可避免的杂质混入 的量的合计)优选各自为0.5质量％以下。
[0190] 关于准备合金粉末的工序，按照前述组成称量各元素的原料，利用公知的制造方 法制成粉末。例如，利用带式铸造法制作合金，利用氢粉碎法将所得到的合金制成粗粉碎粉 末。或者利用喷射式粉碎机等对该粗粉碎粉末进行微粉碎，制成微粉碎粉末。合金粉末可以 是粗粉碎粉末、微粉碎粉末中的任一种。
[0191] (2)准备Ti的氢化物的粉末的工序
[0192] Ti氢化物粉末可以利用市售的粉末。市售的Ti氢化物粉末的粒径为利用例如以基 于气流分散式激光衍射法测定所得到的体积中心值即D50为50wii左右。Ti氢化物粉末为与 金属(Ti金属）的状态相比非常稳定的物质，而且，因为可以用喷射式粉碎机等进行粉碎，所 以具有以下的优点：即使利用喷射式粉碎机等对市售的Ti氢化物粉末进行微粉碎而成为微 粉碎粉末（以D50计为5mi以下），也可以比较安全地操作。
[0193] 另外，如前所述，在前述专利文献4中，高熔点化合物(选自Al、Ga、Mg、Nb、Si、Ti、Zr 中的任一种的氧化物、硼化物、碳化物、氮化物、或硅化物）中所含的氧、硼、碳、氮、硅等即便 在烧结后也残存在磁体中，有使所得到的磁体的磁特性劣化的可能性，本实施方式中使用 的Ti氢化物粉末，在烧结工序中分解成Ti和H 2(氢气），氢气由磁体中释放到烧结炉内，最终 排出到烧结炉外。因此，具有几乎没有使磁特性劣化的可能性的优点。另外，由此可以抑制 R-T-B系烧结磁体的氧含量、碳含量、氮含量的增加，例如，可以制造氧含量2000ppm以下、碳 含量1500ppm以下、氮含量lOOOppm以下的R-T-B系烧结磁体，可以更进一步提高磁特性。
[0194] (3)准备混合粉末的工序
[0195] 根据前述准备的合金粉末和Ti氢化物粉末按照混合后的混合粉末100质量％中含 有的Ti为0.3质量％以下方式进行混合，制成混合粉末。如果混合后的混合粉末100质量％ 中含有的Ti超过0.3质量％，则无法得到抑制B r的降低且具有高Hcj和高Hk/Hcj的R-T-B系烧 结磁体。Ti的混合量优选为0.05~0.3质量％，更优选为0.12~0.3质量％，进一步优选为 0.18~0.3质量％，最优选为0.22~0.3质量％。混合优选将由粗粉碎粉末构成的合金粉末 和(未粉碎的)Ti氢化物粉末混合后利用喷射式粉碎机等进行微粉碎。通过在混合后进行微 粉碎可以更均匀地混合，并且可以用与以往同样的工序而不追加新的工序地准备由合金粉 末和Ti氢化物粉末的微粉碎粉末构成的混合粉末。当然，也可以将合金粉末和Ti氢化物粉 末分别微粉碎后利用公知的混合手段进行混合而准备混合粉末。这种情况下，混合可以是 干式、湿式中的任一种。
[0196] (4)准备成形体的工序
[0197] 成形前述混合粉末并制成成形体。成形用公知的成形手段进行。例如，可以应用将 干燥后的合金粉末供给到模具的模腔内，并在磁场中进行成形的干式成形法;或者将含有 合金粉末的浆料注入到模具的模腔内，并且边排出浆料的分散介质边在磁场中使合金粉末 成形的湿式成形法等。
[0198] (5)准备R-T-B系烧结磁体原材的工序
[0199] 烧结前述成形体并制成R-T-B系烧结磁体原材(烧结体）。烧结用公知的烧结手段 进行。例如，可以应用烧结温度为1 〇〇〇 °C以上且1180 °C以下、烧结时间为1小时至10小时左 右、在真空气氛中或者不活泼气体(氦、氩等）中烧结的方法等。
[0200] (6)对R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序
[0201]对前述R-T-B系烧结磁体原材实施热处理并制成R-T-B系烧结磁体。热处理的温 度、时间、气氛等可以应用公知的条件。例如，可以采用仅在比较低的温度(400 °C以上且600 °C以下）的热处理（一段热处理）；或者在比较高的温度（700°C以上且烧结温度以下（例如 1050°C以下））进行的热处理后，在比较低的温度(400°C以上且600°C以下）进行热处理(二 段热处理)等的条件。作为优选条件，可列举在730°C以上且1020°C以下实施5分钟至500分 钟左右的热处理，冷却后(冷却到室温或者440°C以上且550°C以下后），进而在440°C以上且 550°C以下进行5分钟至500分钟左右的热处理。热处理气氛优选在真空气氛或者不活泼气 体(氦、氩等)下进行。
[0202]为了进一步提高R-T-B系烧结磁体的Hcj而实施RH供给扩散处理时，代替对前述R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序实施以下的工序。
[0203] (7)准备RH扩散源的工序
[0204]准备包含含有Dy和/或Tb的金属、合金或者化合物的RH扩散源的工序可以应用前 述专利文献3等公知的RH供给扩散处理中所公开的工序。
[0205] (8)实施RH供给扩散处理的工序
[0206]实施将RH扩散源的Dy和/或Tb供给到R-T-B系烧结磁体原材中并使之扩散的RH供 给扩散处理的工序可以应用前述专利文献3等公知的RH供给扩散处理所公开的工序。予以 说明，RH供给扩散处理如专利文献3所述，可以是由RH扩散源中将重稀土类元素RH边供给到 R-T-B系烧结磁体原材的表面边使其扩散到内部方法，还可以是使含有RH的金属、合金、化 合物等利用成膜(干式法或者湿式法)或涂布预先存在于R-T-B系烧结磁体原材的表面后， 通过热处理使其扩散到R-T-B系烧结磁体原材内部的方法。
[0207]为了进一步将利用前述RH供给扩散处理供给到R-T-B系烧结磁体原材内部的Dy 和/或Tb扩散到内部，可以进行RH扩散处理。RH扩散处理在实施了 RH供给扩散处理后，不重 新从RH扩散源进行Dy和/或Tb的供给而是进行加热。例如，实施RH供给扩散处理后，接着进 行RH扩散处理的情况下，在不重新从RH供给源供给Dy和/或Tb的条件下，优选在700°C以上 且1000°C以下，更优选800°C以上且950°C以下进行实施。或者，实施RH供给扩散处理后，仅 回收R-T-B系烧结磁体原材的情况下，对该R-T-B系烧结磁体原材在大气压以下的真空或者 不活泼气体气氛中，优选700 °C以上且1000 °C以下，更优选800 °C以上且950 °C以下实施。处 理时间例如为10分钟~24小时左右，更优选1小时~6小时左右。利用RH扩散处理在R-T-B系 烧结磁体原材内部中产生Dy和/或Tb的扩散，供给到表层附件的Dy和/或Tb进一步扩散到更 深处(原文:奥深<)，可以提高磁体总体的Hcj。
[0208] (9)对R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序
[0209]对RH供给扩散处理工序后（也可以在RH供给扩散处理工序后进行RH扩散工序）的 R-T-B系烧结磁体原材实施热处理并形成R-T-B系烧结磁体。该热处理与上述(6)的热处理 同样。
[0210] [2]R-T_B系烧结磁体
[0211]如前所述，通过Ti氢化物粉末的添加，在烧结和/或热处理(还包含代替实施热处 理的工序而实施RH供给扩散处理和热处理的情形）中，生成R6T13M化合物（代表性的是 Nd 6Fe13Ga化合物)和Ti的硼化物(代表性的是TiB2化合物）。即，利用本实施方式的R-T-B系 烧结磁体的制造方法得到的R-T-B系烧结磁体具有fcTwB化合物、R 6T13M化合物和Ti的硼化 物共存的组织。
[0212] R2T14B化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd。作为Nd以外的稀土 类元素可列举Pr。还可以含有少量的Dy、Tb、Gd和Ho中的至少一种。T为过渡金属元素中的至 少一种且必须包含Fe。作为Fe以外的过渡金属元素，可列举出Co』的一部可以用C置换。 [0 213] 在R6T13M化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd。作为Nd以外的稀 土类元素可列举出Pr。还可以含有少量的Dy、Tb、Gd和Ho中的至少一种。T为过渡金属元素中 的至少一种且必须包含 Fe。作为Fe以外的过渡金属元素，可列举出C〇(jM主要为Ga<3R 6Tl3M化 合物中，代表性的是Nd6Fe13Ga化合物。R6T13M化合物具有La 6ConGa3型结晶结构。R6T13M化合 物根据其状态有成为R6T13』1+a化合物(典型的，a为2以下）的情形。予以说明，即使是仅使用 Ga作为M时，也有R-T-B系烧结磁体中含有Al、Cu和Si从而成为R 6T13-a(Gai-x- y-zCuxAlySiz) 1+a 的情形。
[0214] 关于利用本实施方式的R-T-B系烧结磁体的制造方法得到的R-T-B系烧结磁体，其 任意的截面中R6T 13M化合物以面积比率计含有1 %以上。进而，具有更高的Hcj时，R6T13M化合 物以面积比率计含有2%以上。予以说明，R 6T13M化合物的面积比率如后述的实施例所示，可 利用市售的图像分析软件分析R-T-B系烧结磁体的任意的截面利用FE-SEM(电场放射型扫 描电子显微镜)得到的反射电子像(BSE像)的图像而求出。
[0215] Ti的硼化物代表性的为TiB2化合物。也有与TiB2化合物一起存在TiB化合物的情 形。予以说明，前述专利文献4的实施例中记载有:高熔点化合物为Ti C时，Ti C在烧结中与R-T-B系稀土类永磁体的材料中的B反应，生成TiB2并存在于晶界。但是，从TiC中分离后的C (碳)即使在烧结后也残存于磁体中，有使所得到的磁体的磁特性劣化的可能性。另外，认为 专利文献4的实施例中由于Ga含量为0.08质量％，所以几乎没有生成前述R 6T13M化合物。因 此，认为专利文献4中并没有得到像本实施方式这样的具有fcTwB化合物、R 6T13M化合物和Ti 的硼化物共存的组织的R-T-B系烧结磁体。
[0216]实施例
[0217] 1.实施方式1的实施例
[0218]〈实验例1>
[0219] 使用Nd金属、Pr金属、硼铁合金、Ga金属、Cu金属、A1金属、电解Co、Ti金属和电解铁 (金属均为纯度99%以上），按照规定的组成进行调配，将这些原料熔化并利用带式铸造法 进行铸造，得到厚度为0.2~0.4mm的片状原料合金。用氢加压气氛使所得到的片状的原料 合金氢脆化，在真空中加热到550°C、再冷却，实施脱氢处理，得到粗粉碎粉。
[0220] 接着，在得到的粗粉碎粉中相对于粗粉碎粉100质量％添加、混合0.04质量％的作 为润滑剂的硬脂酸锌后，使用气流式粉碎机(喷射式粉碎机装置），在氮气流中进行干式粉 碎，得到粒径D 5Q为4mi的微粉碎粉(合金粉末）。予以说明，本实验例中，通过将粉碎时氮气中 的氧浓度设为50ppm以下，以使最终得到的烧结磁体的氧量达到0.1质量％左右。另外，粒径 D 5〇是用基于气流分散法的激光衍射法得到的值(体积基准中值粒径）。
[0221] 在前述微粉碎粉中相对于微粉碎粉100质量％添加、混合0.05质量％的作为润滑 剂的硬脂酸锌后，在磁场中成形，得到成形体。成形装置使用了磁场施加方向与加压方向正 交的所谓的直角磁场成形装置(横磁场成形装置）。
[0222] 将得到的成形体在真空中、1070 °C~1090 °C下保持4小时并烧结后，进行急冷，得 到烧结磁体
[0223] 烧结磁体的密度为7.5Mg/m3以上。将所得到的烧结磁体的成分的分析结果示于表 1。予以说明，表1中的各成分使用高频电感耦合等离子体发光分光分析法(ICP-0ES)进行测 定。另外，〇(氧量)使用基于气体熔解-红外线吸收法的气体分析装置进行测定，N(氮量)使 用基于气体熔解-导热法的气体分析装置进行测定，C(碳量)使用基于燃烧-红外线吸收法 的气体分析装置进行测定。另外，表1中，Nd、Pr的量的合计值是R量(u)，用ICP-0ES测定的R、 8、6 &^1、(：〇、1^6以外的元素、即(：11、0111、31、0、1(：的量的合计值是11量(]_)。后述的表3、 5和7中也是相同的。另外，使用表1示出的值计算式(A)的（g'+V'+z'）-(14X(w'-2Xq'）_ 式(B)的(8'+，+2'）-(14\(?'^'）），在本发明的范围内的情况为"〇"，本发明的范围外的 情况为" X "，记载于表1"式A"和"式B"栏中。以下示出的表3、5和7中也同样。予以说明，如表 1示出的那样，试样No. 1~3、4~6、7~9、10~11、12~15、16~17分别是除了B量不同之外基 本相同的组成。
[0226] 对于所得到的烧结磁体，实施如下热处理:在900~1000°C保持2小时后，冷却至室 温，接着在500 °C保持2小时后，冷却至室温。对热处理后的烧结磁体实施机械加工，制作纵 向7_、横向7mm、厚度7mm的试样，用3.2MA/m的脉冲磁场磁化后，利用B-H测绘仪测定各试样 的B r及Hcj。测定结果示于表2。予以说明，进行了测定后Br及Hcj的R-T-B系烧结磁体的成分、 气体分析，结果是与表1的R-T-B系烧结磁体原材的成分、气体分析结果同等。
[0227] 进而，各个试样No. 1~3、4~6、7~9、10~11、12~15、16~17中的Hcj的变化相对于 B量的变化如以下所示求出。
[0228] 首先，求出各试样中（除B量以外基本相同的组成中）最低的B量与最高的B量中的B 量之差，进而，求出最低的Hcj与最高的Hcj之差，通过Hcj之差除以B量之差，由此求出B量变化 0.01质量％时，Hcj变化多少。例如，试样No. 4~6中的Hcj的变化如以下所述求出。
[0229] 首先，试样No . 4~6中，最低的B量是试样No . 4的0.90质量％，最高的B量是试样 No . 6的0.95质量％，最低的Hcj是试样No. 6的1278kA/m，最高的Hcj是试样No . 4的1509kA/m。 并且，B量如果从0.90质量％改变到0.95质量％ (变化0.05质量％时），则H。〗从1508kA/m改变 到1278kA/m(变化230kA/m)，因此如果B量变化0.01质量％，则如变化46kA/m( 230/ (0.05 X 100))。同样地，也求出试样No. 1~3、7~9、10~11、12~15、16~17。结果示于表2的"A Hcj/ 0.01B"栏中。以下示出的表6的AHcj/O.OlB也同样求出。
[0230] [表 2]
[0232] 如表2所不，作为本实施方式的实施例样品的试样No. 7~9、10~11、12~15、16~ 17，A Hcj/0.01B为24kA/m以下，Hcj的变化相对于B量的变化较少，且得到了高Br和高H cj。相 对于此，Ti量为本实施方式的范围外的试样No.l~3、4~6,其AHcj/O.OlB为46kA/m以上， Hcj的变化相对于B量的变化比实施例样品大，因此，若B量增加则Hcj降低(例如，试样No. 3为 1260kA/m)，无法得到高的Hcj。另外，由作为本实施方式的实施例样品的试样No. 10~11、12 ~15、16~17明显可知，若!^为0.18质量％以上，则六1^/0.018为121^/111以下，并且1^的变 化相对于B量的变化少。
[0233] 〈实验例2>
[0234] 使用Nd金属、Pr金属、硼铁合金、Ga金属、Cu金属、A1金属、电解Co、Ti金属和电解铁 (金属均为纯度99%以上），按照规定的组成进行调配，将这些原料熔化，利用带式铸造法进 行铸造，得到厚度为0.2~0.4_的片状原料合金。将所得到的片状的原料合金用与实验例1 同样的方法制作了粗粉碎粉。接着，将所得到的粗粉碎粉用与实验例1同样的方法进行干式 粉碎，得到了粒径D 5Q为4wii的微粉碎粉(合金粉末）。进而，利用与实验例1同样的方法在磁场 中成形，得到成形体。将得到的成形体在1080°C保持4小时并烧结后，进行急冷，得到了烧结 磁体。烧结磁体的密度为7.5Mg/m 3以上。
[0235] 将所得到的烧结磁体的成分的分析结果示于表3。予以说明，表3中的各成分使用 高频电感耦合等离子体发光分光分析法（ICP-0ES)进行测定。另外，0(氧量)使用基于气体 熔解-红外线吸收法的气体分析装置进行测定，N(氮量)使用基于气体熔解-导热法的气体 分析装置进行测定，C(碳量)使用基于燃烧-红外线吸收法的气体分析装置进行测定。另外， 由ICP-0ES的分析值计算得出的式(A)和式(B)的结果示于表3。对于所得到的烧结磁体与实 验例1同样实施了热处理。对热处理后的烧结磁体实施机械加工，制作纵向7mm，横向7mm，厚 度7mm的试样，用3.2MA/m的脉冲磁场磁化后，利用B-H测绘仪测定了各试样的Br及Hcj。测定 结果示于表4。予以说明，进行了测定Br及Hcj的R-T-B系烧结磁体的成分、气体分析，结果与 表3的R-T-B系烧结磁体原材的成分、气体分析结果同等。测定结果示于表4。
[0240]表3示出的试样No. 18除了不满足式(A)以外，是与作为实验例1示出的实施例样品 的试样No. 9基本相同组成。如表4所示，Ti即使在本发明的范围内，Ti与B的关系若为本发明 的范围外，则Hcj为1341KA/m，与试样No. 9的1444kA/m相比较，大幅降低。
[0241] 〈实验例3>
[0242] 使用Nd金属、Pr金属、硼铁合金、Ga金属、Cu金属、A1金属、电解Co和电解铁(金属均 为纯度99%以上），按照规定的组成进行调配，将这些原料熔化后利用带式铸造法进行铸 造，得到厚度为0.2~0.4mm的片状原料合金。用氢加压气氛对所得到的片状的原料合金进 行氢脆化后，在真空中加热到550°C、并冷却，实施脱氢处理，得到粗粉碎粉。接着，在得到的 粗粉碎粉中相对于粗粉碎粉100质量％添加、混合0.04质量％的作为润滑剂的硬脂酸锌后， 采用气流式粉碎机(喷射式粉碎机装置），在氮气流中进行干式粉碎，得到粒径D50为4wii的 微粉碎粉(合金粉末）。予以说明，本实验例中，通过将粉碎时氮气中的氧浓度设为50ppm以 下，以使最终得到的烧结磁体的氧量达到0.1质量％左右。另外，粒径D50是用基于气流分散 法的激光衍射法得到的值(体积基准中值粒径）。
[0243] 在前述微粉碎粉添加0.22质量％的粒径D50为lOwii以下的TiH2粉末，进而添加、混 合相对于微粉碎粉100质量％为〇.05质量％的作为润滑剂的硬脂酸锌后，在磁场中成形，得 到成形体。予以说明，成形装置使用磁场施加方向与加压方向正交的、所谓的直角磁场成形 装置(横磁场成形装置）。
[0244] 将得到的成形体在真空中，1040°C下保持4小时并烧结后，进行急冷，得到烧结磁 体。
[0245] 烧结磁体的密度为7.5Mg/m3以上。得到的烧结磁体的成分的分析结果示于表5。予 以说明，表5中的各成分使用高频电感耦合等离子体发光分光分析法（ICP-0ES)进行测定。 另外，0(氧量)使用基于气体熔解-红外线吸收法的气体分析装置进行测定，N(氮量)使用基 于气体熔解-导热法的气体分析装置进行测定，C(碳量)使用基于燃烧-红外线吸收法的气 体分析装置进行测定。另外，由ICP-0ES的分析值计算得出的式(A)和式(B)的结果示于表5。 如表5所示，试样No. 19~22是除了 B量不同以外基本相同的组成。
[0246] [表 5]
[0247]
[0248] 对于所得到的烧结磁体，实施如下热处理:在900~1000 °C保持2小时后，冷却至室 温，接着在500 °C保持2小时后，冷却至室温。对热处理后的烧结磁体实施机械加工，制作纵 向7mm，横向7mm，厚度7mm的试样，用3.2MA/m的脉冲磁场磁化后，利用B-H测绘仪测定各试样 的B r及HcJ。测定结果示于表6。予以说明，进行测定了Br及Hcj的R-T-B系烧结磁体的成分、气 体分析，结果与表5的R-T-B系烧结磁体原材的成分、气体分析结果同等。进而，试样No. 19~ 22中的Hcj的变化相对于B量的变化示于表6的A Hcj/0.01B中。
[0249] [表 6]
[0251] 如表6所示，本实施方式的实施例的样品AHcj/O.OlB仅变化6kA/m，且具有高Br和 高 Hcj。
[0252] 〈实验例4>
[0253] 使用Nd金属、Pr金属、硼铁合金、Ga金属、Cu金属、A1金属、电解Co和电解铁(金属均 为纯度99%以上），按照规定的组成进行调配，将这些原料熔化后利用带式铸造法进行铸 造，得到厚度为0.2~0.4mm的片状原料合金。用氢加压气氛对所得到的片状的原料合金进 行氢脆化后，在真空中加热到550°C，并冷却、实施脱氢处理，得到粗粉碎粉。接着，在得到的 粗粉碎粉中相对于粗粉碎粉100质量％添加、混合0.04质量％的作为润滑剂的硬脂酸锌后， 使用气流式粉碎机(喷射式粉碎机装置），在氮气流中进行干式粉碎，得到粒径D 5Q为4wii的微 粉碎粉(合金粉末）。予以说明，本实验例中，通过将粉碎时氮气中的氧浓度设为50ppm以下， 以使最终得到的烧结磁体的氧量达到0.1质量％左右。另外，粒径D 5Q是用基于气流分散法的 激光衍射法得到的值(体积基准中值粒径）。
[0254] 在前述微粉碎粉添加〇 ? 1~〇 ? 28质量％的粒径D5Q为10_以下的TiH2粉末，进而相 对于微粉碎粉100质量％添加、混合0.05质量％的作为润滑剂的硬脂酸锌后，在磁场中成 形，得到成形体。予以说明，成形装置使用场施加方向与加压方向正交的、所谓的直角磁场 成形装置(横磁场成形装置）。
[0255] 所得到的成形体在真空中1040°C下保持4小时并烧结后进行急冷，得到烧结磁体。
[0256] 烧结磁体的密度是7.5Mg/m3以上。所得到的烧结磁体的成分、气体分析(0(氧量）， N(氮量），C(碳量））的结果示于表7。予以说明，表7中的各成分使用高频电感耦合等离子体 发光分光分析法(ICP-0ES)进行测定。另外，0(氧量)使用基于气体熔解-红外线吸收法的气 体分析装置进行测定，N(氮量)使用基于气体熔解-导热法气体的分析装置进行测定，C(碳 量)使用基于燃烧-红外线吸收法的气体分析装置进行测定。另外，由ICP-0ES的分析值计算 的式(A)和式(B)的结果示于表7。如表7所示，试样No. 23~26、27~28除了Ti量不同以外，是 基本相同的细成。
[0257] [表 7]
[0259] 对于所得到的烧结磁体，实施如下热处理:在900~1000°C保持2小时后，冷却至室 温，接着在500 °C保持2小时后，冷却至室温。对热处理后的烧结磁体实施机械加工，制作纵 向7mm，横向7mm，厚度7mm的试样，用3 ? 2MA/m的脉冲磁场磁化后，利用B-H测绘仪，测定各试 样的Br及Hcj。测定结果示于表8。予以说明，进行测定了B r及Hcj的R-T-B系烧结磁体的成分、 气体分析，结果与表7的R-T-B系烧结磁体原材的成分、气体分析结果同等。测定结果示于表 8〇
[0260] [表 8]
[0262] 如表8所示，不满足式(A)和式(B)任一个的比较例样品与满足两者的本实施方式 的实施例样品相比较，Hcj大幅降低。
[0263] 〈实验例5>
[0264] 关于试样No.25(实施例）的样品，使用截面抛光机(Cross section polisher)(装 置名：SM-09010，日本电子制）进行切削加工，用FE-SEM(装置名：JSM-7001F，日本电子制）以 倍率2000倍对加工截面进行拍摄，由此得到的反射电子像示于图1。另外，基于FE-SEM附带 的H)X(装置名：JED-2300,日本电子制）的组成分析的结果示于表9。予以说明，EDX中由于缺 乏轻元素的定量性，所以对除B以外的元素进行测定。
[0265][表 9]
[0268] 如图1和表9所示，分析位置1 (相当于图1的1)是主相、即RAwB相，比RAwB相对比 度较亮的分析位置2(相当于图1的2)是R-T-Ga相(R 6T13A化合物）（含有R20原子％以上且35 原子％以下、T55原子％以上且75原子％以下、Ga3原子％以上且15原子％以下的相）。比 R 2T14B相对比度较暗的分析位置3(相当于图1的3)检测出90%以上的Ti。此处，如前所述，由 于B没有定量性，所以排除在外，因此无法判断Ti-B相。此处图2中表示分析位置3的EDX的光 谱数据。由光谱数据仅检测出Ti与B的峰，能够确认分析位置3由Ti和B构成。进而，使用FIB (装置名:FB2100，FB2000A，日立高新技术公司制)在图1的虚线的位置以纵深方向选出分析 位置3，使用FE-TEM (装置名：HF-2100日立高新技术公司制）进行观察，结果示于图3。如图3 所示，能够确认到Ti-B相是长宽比不同的2种结晶相。此处，将长宽比小的结晶称为"粒状结 晶"，将长宽比大的结晶称为"针状结晶"。对此，实施了利用电子射线衍射进行的结晶结构 的分析，结果示于图4(粒状结晶）、图5(针状结晶）中。由图4示出的粒状结晶的分析结果，能 够确认粒状结晶为TiB 2相(六方晶）。另外，由图5示出的针状结晶的分析结果能够确认针状 结晶为TiB相(斜方晶）。
[0269] 进而，关于除了 B量不同以外基本相同组成的试样No. 20和试样No. 21，用截面抛光 机(装置名：SM-09010,日本电子制)进行切削加工，使用FE-SEM(装置名:JSM-7001F，日本电 子制）以倍率20000倍对加工截面进行拍摄，由此得到的反射电子像示于图6(试样No. 20)、 图7(试样No. 21)中。图6示出的B量少为0.94质量％的试样No . 20的样品中，多观察到作为 Ti-B相的针状结晶（TiB相），图7示出的B量多为0.96质量％的试样No. 21的样品中，多观察 到作为Ti-B相的粒状结晶（TiB2相）。由该结果可知：即便B量发生变化，所形成的TiB相和 TiB 2相的比例也发生变化，从而相对于fcTwB型化合物的化学计量比为不足的B量(未与Ti 结合的B量)的变化变少，由此能够抑制Hcj的变化相对于B量的变化。
[0270] 〈实验例6>
[0271 ] 关于表1的试样No. 13、15和表3的试样No. 20、21、25(任一试样均是本实施方式的 实施例）的R-T-B系烧结磁体的任意的截面，实施镜面加工后，利用截面抛光机(SM-09010， 日本电子株式会社制)对该镜面的一部分实施离子束加工。接着，利用FE-SEM(电场放射型 扫描电子显微镜，JSM-7001F，日本电子株式会社制)观察(加速电压5kV、作业距离4mm、TTL 模式、倍率2000倍)该加工面。另外，利用图像分析软件（Scandium，0LYMPUS SOFT頂AGING S0LUT10NS GMBH制)分析利用FE-SEM得到的反射电子像(BSE像），求出R6T13A化合物(代表性 的是Nd6Fe13Ga化合物）的面积比率。关于利用FE-SEM得到的BSE像，构成该区域的元素的平 均原子序号越大越显示较亮，元素的原子序号越小越显示较暗。例如，晶界相(稀土类富集 相)显示为较亮，主相(RAmB相）、氧化物等显示为较暗。R 6T13A化合物以其中间左右的亮度 显示。利用图像分析软件进行的分析中，通过图像处理作成将BSE像的亮度作为横轴，频度 (面积)为纵轴的图表，利用EDS (能量色散型X射线分光法)搜索R6T13A化合物，与前述图表内 的特定的亮度对应并求出R 6T13A化合物的面积比率。予以说明，利用FE-SEM进行的反射电子 像(BSE像）的视野的广度为45miX60mi。结果示于表10。
[0272][表 10]
[0274] 如表10所示，本实施方式的R-T-B系烧结磁体中，在其任意的截面中R6T13A化合物 以面积比率计含有2%以上。
[0275] 〈实验例7>
[0276] 使用Nd金属、Pr金属、Dy金属、硼铁合金、Ga金属、Cu金属、A1金属、电解Co、Ti金属 和电解铁(金属均为纯度99%以上），按照表11所示的组成进行调配，将这些原料熔化后利 用带式铸造法进行铸造，得到厚度为0.2~0.4mm的片状原料合金。用氢加压气氛使所得到 的片状的原料合金氢脆化，在真空中加热到550°C、并冷却，实施脱氢处理，得到粗粉碎粉。
[0277] 接着，在得到的粗粉碎粉中相对于粗粉碎粉100质量％添加、混合0.04质量％的作 为润滑剂的硬脂酸锌后，使用气流式粉碎机(喷射式粉碎机装置），在氮气流中进行干式粉 碎，得到粒径D 5Q为4mi的微粉碎粉(合金粉末）。予以说明，本实验例中，通过将粉碎时氮气中 的氧浓度设为50ppm以下，以使最终得到的烧结磁体的氧量达到0.1质量％左右。另外，粒径 D 5〇是用基于气流分散法的激光衍射法得到的值(体积基准中值粒径）。
[0278] 在前述微粉碎粉中相对于微粉碎粉100质量％添加、混合0.05质量％的作为润滑 剂的硬脂酸锌后，在磁场中成形，得到成形体。成形装置使用磁场施加方向与加压方向正交 的、所谓的直角磁场成形装置(横磁场成形装置）。
[0279] 将所得到的成形体在真空中1090°C~1110°C下保持4小时并烧结后，进行急冷，得 到烧结磁体。
[0280]烧结磁体的密度为7.6Mg/m3以上。所得到的烧结磁体的成分的分析结果示于表 11。予以说明，表11中的各成分使用高频电感耦合等离子体发光分光分析法(ICP-0ES)进行 测定。另外，〇(氧量)使用基于气体熔解-红外线吸收法的气体分析装置进行测定，N(氮量） 使用基于气体熔解-导热法的气体分析装置进行测定，C(碳量)使用基于燃烧-红外线吸收 法的气体分析装置进行测定。另外，表11中，Nd、Pr、Dy的量的合计为R量(u)，用ICP-OES测定 的1?、8、6&^1、(：〇、1'1、？6以外的元素、8卩〇1、(^111、31、0、1(：的量的合计的值为11量（」_)。另 外，计算Fe(g)、Co(v)、Al(z)、B(w)、Ti(q)的分析值除以各自Fe、Co、Al、B、Ti的原子量而得 到的值(g'，v'，z'，w'，q'），以及使用该值计算式(A)的(g'+v'+z'）_(14X (w'_2Xq'））和式 (B)的(8'+，+2'）-(14\(?'^'）），并且在本发明的范围内的情况为"〇"，在本发明的范围 外的情况为"X"，记载于表11的"式A"和"式B"的栏中。予以说明，如表11所示，试样No.40~ 43、44~47分别为除了 B量不同以外基本相同的组成。
[0281][表 11]
[0283]对于所得到的烧结磁体，实施如下热处理:在1000°C保持2小时后，冷却至室温，接 着在500 °C保持2小时后，冷却至室温。对热处理后的烧结磁体实施机械加工，制作纵向7mm， 横向7mm，厚度7mm的试样，用3 ? 2MA/m的脉冲磁场磁化后，利用B-H测绘仪测定各试样的Br， 利用脉冲B-H测绘仪测定各试样的Hcj。测定结果示于表12。予以说明，进行已测定B r及Hcj的 R-T-B系烧结磁体的成分、气体分析，结果与表12的R-T-B系烧结磁体原材的成分、气体分析 结果同等。进而，将Hcj的变化相对于B量的变化示于表12的AHcj/O.OlB。
[0284][表 12]
[0286] 如表12所示，本发明的实施例的样品的A Hcj/0.01B仅变化14kA/m、及11 kA/m，且具 有尚Br和尚Hcj。
[0287] 2.实施方式2的实施例
[0288] 实施例1
[0289] 按照表13的A、B所示的合金组成称量各元素的原料，利用带式铸造法制作合金。利 用氢粉碎法将所得到的各合金进行粗粉碎并得到粗粉碎粉末。在所得到的合金A的粗粉碎 粉末中，按照混合后的混合粉末组成为表14的试样No. 2~6所不的组成混合TiH2,准备混合 粉末(粗粉碎粉末的混合粉末）。予以说明，试样No. 1是合金A的粗粉碎粉末，试样No . 7是合 金B的粗粉碎粉末，均没有混合TiH2。将前述试样No. 2~6的混合粉末和试样No. 1、7的粗粉 碎粉末分别利用喷射式粉碎机进行微粉碎，准备粒径D50(利用气流分散式激光衍射法测定 得到的体积中心值，以下同样）为4.2mi的试样No . 2~6的混合粉末(微粉碎粉末的混合粉 末)和试样No. 1、7的微粉碎粉末。
[0294] 将试样No. 2~6的混合粉末和试样No . 1、7的微粉碎粉末用直角磁场成形装置(横 向磁场成形装置）以磁场强度0.81^/111、压力491〇^(0.51:〇11/〇1]1 2)分别成形厚12111111\宽26111111 X长55mm(宽度方向为磁场施加方向）的成形体2个后，将得到的成形体在1030°C烧结4小 时，基于试样No . 2~6的混合粉末和试样No. 1、7的微粉碎粉末分别准备2个R-T-B系烧结磁 体原材(以下称为"试样No #的R-T-B系烧结磁体原材"，以下同样）。
[0295] 为了测定试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体的磁特性，对试样No. 1~7的R-T-B系烧 结磁体原材各自2个中的1个在真空气氛下、880°C的温度下实施3小时的热处理，冷却后，再 在500°C、真空气氛下进行2小时的热处理。将所得到的基于试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁 体原材的R-T-B系烧结磁体(以下称为"试样No #的R-T-B系烧结磁体"，以下同样)分别进行 切断和研削，加工成厚7.0mmX宽7.0_ X长7.0mm。利用B-H测绘仪测定加工后的试样No. 1 ~7的R-T-B系烧结磁体的磁特性。测定结果示于表15。予以说明，Hk/Hcj中，Hk在J(磁化大 小)-H(磁场强度）曲线的第2象限中，J为处于0.9XJ r(Jr为残留磁化，Jr = Br)的值的位置的 H值（以下同样）。
[0296] [表 15]
[0298] 如表15所示可知，合金粉末中混合TiH2、进行成形、烧结和热处理而成的R-T-B系 烧结磁体(试样No. 2~6，本发明例）与未混合TiH2粉末的试样(试样No. 1，比较例）比较，HcJ 大大提高。另外可知，混合粉末100质量％中含有的Ti量为0.22~0.27的范围尤其提高了 HcJ。进而，因TiH2的添加B r虽然有若干降低，但相对于HcJ的提高效果Br的降低并不那么大。 即，抑制Br的降低且提高了Hcj。进而，关于H k/Hcj，任一试样均具有0.98这样的高值。予以说 明，试样No. 7是专利文献1的再现例，与其他的试样比较，B量较低(0.88质量％ )。如表15所 示，RH供给扩散处理前的试样No. 7的R-T-B系烧结磁体的Hcj和Br与本实施方式基本相同。
[0299] 接着，对各个试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体原材2个中的1个进行切断和研削， 加工成厚7.4mm X宽7.4mm X长7.4mm。对于各个加工后的试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体 原材，在Mo板上依次层叠板状的由Dy金属构成的RH扩散源、保持构件、R-T-B系烧结磁体原 材、保持构件、板状的由Dy金属构成的RH扩散源，由此准备7种层叠体。予以说明，保持构件 中使用了Mo制的平织的金属网。将前述7种层叠体装入热处理炉内，在压力为O.lPa的真空 气氛下，880°C的温度下进行了5.5小时RH供给扩散处理。然后冷却炉内，仅取出试样No. 1~ 7的R-T-B系烧结磁体原材。将RH供给扩散处理后的试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体原材在 真空气氛下，880 °C的温度进行5小时RH扩散处理，冷却后，在500 °C、真空气氛下进行2小时 热处理，得到了 No.l~7的R-T-B系烧结磁体。所得到的试样No.l~7的R-T-B系烧结磁体的 整面各研削0.2mm，加工成厚7.0_ X宽7.0mm X长7.0_。利用脉冲B-H测绘仪对加工后的试 样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体的磁特性进行测定。测定结果示于表16。
[0300] [表 16]
[0302] 如表16所示可知，对在合金粉末中混合TiH2、进行成形和烧结而成的R-T-B系烧结 磁体原材实施RH供给扩散处理、RH扩散处理和热处理而得到的R-T-B系烧结磁体(试样No. 2 ~6，本发明例)与未混合TiH2粉末的烧结磁体(试样No. 1，比较例）比较，具有高的Hcj。另外， 即便在RH供给扩散处理后，Br和Hk/Hcj的降低也仅为一点点，具有高B r和高Hk/Uj。另一方面， 作为专利文献1的再现例的试样No . 7的R-T-B系烧结磁体与RH供给扩散前相比较，Hk/HcJ大 幅降低。
[0303] 实施例2
[0304]按照表17的C所示的合金组成称量各元素的原料，利用带式铸造法制造合金。利用 氢粉碎法对得到的合金进行粗粉碎，得到粗粉碎粉末。在所得到的合金C的粗粉碎粉末中按 照混合后的混合粉末的组成为表18所不的组成混合TiH2，准备试样No . 8~11的混合粉末 (粗粉碎粉末的混合粉末）。将前述试样No.8~11的混合粉末分别利用喷射式粉碎机进行微 粉碎，准备粒径D50为4.2mi的试样No. 8~11的混合粉末(微粉碎粉末的混合粉末）。
[0309]将试样No.8~11的混合粉末利用与实施例1同样的方法进行成形、烧结，分别准备 基于试样No. 8~11的混合粉末的R-T-B系烧结磁体原材2个。为了测定试样No. 8~11的R-T-B系烧结磁体的磁特性，对各个试样No. 8~11的R-T-B系烧结磁体原材2个中的1个实施与实 施例1同样的热处理和加工。利用B-H测绘仪对所得到的试样No.8~11的R-T-B系烧结磁体 的磁特性进行测定。测定结果示于表19。
[0310][表 19]
[0312] 本实施例是使B量(0.95替换为0.93)、Ga量(0.4替换为0.2)和Co量(0.5替换为 2.0)与实施例1的合金A的组成不同的例子。如表19所示，与基于合金A的R-T-B系烧结磁体 的磁特性相比虽然有若干劣化，但仍得到了优异的磁特性。
[0313] 接着，将试样No. 8~11的R-T-B系烧结磁体原材2个中的1个加工成与实施例1同样 的形状后，利用与实施例1同样的方法进行RH供给扩散处理、RH扩散处理和热处理。与实施 例1同样对所得到的试样No.8~11的R-T-B系烧结磁体进行加工后，利用脉冲B-H测绘仪测 定磁特性。测定结果示于表20。
[0316] 如表20所示可知，对在合金粉末中混合TiH2、进行成形和烧结而成的R-T-B系烧结 磁体原材实施RH供给扩散处理而得到的R-T-B系烧结磁体，其抑制Br的降低并且具有高HcJ 和尚 Hk/HcJ〇 [0317] 实施例3
[0318]按照表21的D~F所述的合金组成称量各元素的原料，利用带式铸造法制造合金。 利用氢粉碎法对所得到的各合金进行粗粉碎，得到粗粉碎粉末。在所得到的合金D~F的粗 粉碎粉末按照混合后的混合粉末的组成为表2 2所不的组成混合T i H 2，准备试样N o. 13~15、 17~20、22~25的混合粉末(粗粉碎粉末的混合粉末）。予以说明，试样No. 12是合金D的粗粉 碎粉末，试样No . 16是合金E的粗粉碎粉末，试样No . 21是合金F的粗粉碎粉末，均未混合 TiH2。将前述各混合粉末和粗粉碎粉末分别利用喷射式粉碎机进行微粉碎，准备粒径D50为 4.2ym的试样No .13~15、17~20、22~25的混合粉末（微粉碎粉末的混合粉末）和试样 No. 12、16和21的微粉碎粉末。
[0323] 利用与实施例1同样的方法对试样No. 13~15、17~20、22~2 5的混合粉末和试样 No. 12、16和21的微粉碎粉末进行成形、烧结，准备基于试样No. 13~15、17~20、22~25的混 合粉末和试样No. 12、16和21的微粉碎粉末的R-T-B系烧结磁体原材。
[0324] 为了测定试样No. 12~25的R-T-B系烧结磁体的磁特性，对试样No. 12~25的R-T-B 系烧结磁体原材进行了与实施例1同样的热处理和加工。利用B-H测绘仪对所得到的试样 No. 12~25的R-T-B系烧结磁体的磁特性进行测定。将测定结果示于图8~图11以及表23。图 8表示横轴为Ti量、纵轴为Hcj的测定结果，图9表示横轴为Ti量、纵轴为Br的测定结果，图10 表示横轴为Ti量、纵轴为Hk的测定结果，图11表示横轴为Ti量、纵轴为Hk/Hcj的测定结果。图 8~图11中圆形的曲线表示试样No. 12~15，三角形的曲线表示试样No. 16~20，菱形的曲线 表不试样No ? 21~25。
[0327] 本实施例是使合金的B量变化的例子。如图8所示可知，合金粉末中混合TiH2、进行 成形、烧结和热处理而成的R-T-B系烧结磁体(试样No. 13~15、17~20、22~25、本发明例） 与任一的B量中均未混合TiH2粉末的试样(试样No. 12、16和21、比较例）比较，Hcj大大提高。 另外可知，混合粉末100质量％中含有的Ti量为0.18~0.25的范围时尤其提高了H cJ。
[0328] 另外，如图9所示，本实施方式的R-T-B系烧结磁体虽然Br降低，但是Br的降低相对 于Hcj的提高效果并不那么明显。即，抑制B r的降低，并且提高Hcj。进而，如图10所示，Hk也高， 如图11所示，关于Hk/H。」，任一试样都具有超过0.95的高值。
[0329] 实施例4
[0330] 在实施例3的合金E的粗粉碎粉末中按照混合后的混合粉末100质量％中含有的Ti 为0 ~0.3(TiH2 为0 ~0.31，Ti〇2为 0 ~0.18)混合 11112、11〇2、1182、11(：和11_勺各粉末，用与实 施例1同样的方法进行微粉碎、成形、烧结和热处理而得到R-T-B系烧结磁体。利用B-H测绘 仪对所得到的R-T-B系烧结磁体的Hcj进行测定。测定结果示于图12及表24。图12表示横轴为 Ti量、纵轴为Hcj的测定结果，圆形的曲线表示TiH 2,三角形的曲线表示Ti02,菱形的曲线表 示TiB2，四角的曲线表示TiC，X标记的曲线表示混合有TiN的情形。
[0333] 如图12所示可知，混合有TiH2的情况下，Hcj大幅提高。如前所述，Ti02、TiB 2、TiC和 TiN中所含的氧、硼、碳、氮等即使在烧结后也残存于磁体中，有可能使所得到的磁体的磁特 性劣化。本实施方式中使用的TiH 2在烧结工序中分解成11和出(氢气），氢气由磁体释放到烧 结炉内，最终排出到烧结炉外。因此，几乎没有使磁特性劣化的可能性。
[0334] 实施例5
[0335] 对于实施例3的试样118的1?-1'-8系烧结磁体，进行了基于?￡-1￡11(电场放射型透 射型电子显微镜，HF-2100，株式会社日立高新技术公司制）的组织观察。其结果(DF-STEM 像)示于图13。另外，对于图13所示的部位a、b、c进行了基于EDS(能量色散型X射线分光法） 的组成分析。其结果示于表25。予以说明，对于部位a和b没有进行B的分析。另外，对于部位 a、b、c拍摄了电子射线衍射的表征结晶结构的衍射图形。其结果示于图14~16。图14是部位 a的衍射图形，图15是部位b的衍射图形，图16是部位c的衍射图形。
[0336]进而，关于用于鉴定化合物的R6T13M化合物与Ti的硼化物的标准试样，与前述同样 利用EDS进行了组成分析。其结果示于表26。作为Ti的硼化物的标准试样使用市售的TiB2。 首先，为了慎重起见，利用X射线衍射装置对市售的TiB 2进行了 X射线衍射，确认了其为TiB2 化合物无误。X射线衍射的结果示于图17。作为R6T13M化合物的标准试样使用R为Nd、T为Fe、M 为Ga，按照作为Nd 6Fe13Ga化合物的质量％的理论值的Nd: 52.1、Fe : 43.7、Ga: 4.2方式称量 Nd、Fe、Ga，使其恪化制作合金。所得到的合金的分析结果示于表27。测定该合金的X射线衍 射，确认为La6Co 1 iGa3型结晶结构的Nd6Fe 13Ga化合物无误。X射线衍射的结果示于图18。
[0343]从表25的部位a的基于EDS的组成分析结果以及图14所示的部位a的电子射线衍射 的表征结晶结构的衍射图形的结果，可以确认部位a是NcbFewB化合物。
[0344]另外，从表25~表27的组成分析结果以及图15所不的部位b的电子射线衍射的表 征结晶结构的衍射图形的结果，可以鉴定出部位b为N d 6 F e 13 G a化合物。即，在部位b的基于 EDS的组成分析结果和标准试样的组成分析结果中虽然Nd量有若干差异，但从构成元素以R (Nd和Pr)、Fe和Ga作为主体；图15所不的部位b的电子射线衍射的表征结晶结构的衍射图形 的结果与NdsFei3Ga化合物的结晶结构相同，可以鉴定出部位b为NdsFei3Ga化合物。
[0345]进而，从表25~表27的组成分析结果以及图16所不的部位c的电子射线衍射的表 征结晶结构的衍射图形的结果，可以鉴定出部位c为TiB2化合物。即，根据部位c的基于EDS 的组成分析结果与标准试样的组成分析结果类似且构成元素由Ti和B构成、图16所示的部 位c的电子射线衍射的表征结晶结构的衍射图形的结果与TiB 2化合物的结晶结构相同，可 鉴定出部位c为TiB2化合物。
[0346] 如以上所述，通过Ti氢化物粉末的添加，在烧结和/或热处理中，生成R6T13M化合物 (代表性的是Nd 6Fe13Ga化合物）与Ti的硼化物(代表性的是TiB2化合物）。即，可知由本实施 方式的R-T-B系烧结磁体的制造方法得到的R-T-B系烧结磁体具有fcTwB化合物、R 6T13M化合 物、Ti的硼化物共存的组织。
[0347] 实施例6
[0348] 对于实施例1的试样No. 1~7的R-T-B系烧结磁体(未实施RH供给扩散处理、RH扩散 处理的R-T-B系烧结磁体)的任意的截面实施镜面加工后，利用截面抛光机(SM-09010,日本 电子株式会社制)对该镜面的一部分实施离子束加工。接着，利用FE-SEM(电场放射型扫描 电子显微镜，JSM-7001F，日本电子株式会社制)观察(加速电压5kV，工作距离4mm，TTL模式， 倍率2000倍）该加工面。另外，利用图像分析软件（Scandium，0LYMPUS SOFT IMAGING SOLUTIONS GM BH制）对利用FE-SEM得到的反射电子像(BSE像)进行分析，求出R6T13M化合物 (代表性的是Nd 6Fe13Ga化合物）的面积比率。在利用FE-SEM得到的BSE像中，构成其区域的元 素的平均原子序号越大越较亮地显示，元素的原子序号越小越较暗地显示。例如，晶界相 (稀土类富集相)较亮地显示，主相(R 2T14B相）、氧化物等较暗地显示。R6T13M化合物用其中间 左右的亮度来显示。关于基于图像分析软件的分析，利用图像处理作成以BSE像的亮度为横 轴、频度(面积)为纵轴的图表，利用EDS (能量色散型X射线分光法)搜索R6T13M化合物，使其 与前述图表内的特定的亮度对应，求出R 6T13M化合物的面积比率。对截面上的不同的5视野 (各视野的宽度为45mi X 60mi)的BSE像分别进行该分析，将其平均值作为R6T13M化合物的面 积比率。其结果示于表28。
[0349] [表 28]
[0351] 关于在合金粉末中混合TiH2,并成形、烧结和热处理而成的R-T-B系烧结磁体(试 样No. 2~6，本发明例），如前所述，具有fcTwB化合物、R6T13M化合物和Ti的硼化物共存的组 织，如表28所述，R 6T13M化合物以面积比率计存在有1 %以上，特别是具有更高的Hcj的情况 下，R6T13M化合物以面积比率计存在有2%以上。另一方面，未混合TiH 2粉末的样品（试样 No. 1，比较例)和专利文献1的再现例的试样No. 7(比较例），虽然R6T13M化合物以面积比率计 存在有1 %以上，但未生成Ti的硼化物。本实施方式的R-T-B系烧结磁体抑制Br的降低且具 有高和高Hk/H cj可以认为:原因在于fcTwB化合物、R6T13M化合物、T i的硼化物共存的组织 以及R6T13M化合物的存在量。
[0352] 实施例7
[0353] 对于实施例2的试样No. 8~11的R-T-B系烧结磁体(未实施RH供给扩散处理、RH扩 散处理的R-T-B系烧结磁体），利用与实施例6同样的方法，求出R 6T13M化合物的面积比率。其 结果示于表29。
[0354] [表 29]
[0356] 关于在合金粉末中混合TiH2,并进行成形、烧结和热处理而成的R-T-B系烧结磁体 (试样No. 8~11，本发明例），如前所述，具有fcTwB化合物、R6T13M化合物、Ti的硼化物共存的 组织，如表29所示，R 6T13M化合物以面积比率计存在有1 %以上。
[0357] 实施例8
[0358] 按照表30的G、H所述的合金组成称量各元素的原料，利用带式铸造法制造合金。利 用氢粉碎法对所得到的各合金进行粗粉碎，得到粗粉碎粉末。在所得到的合金G的粗粉碎粉 末中按照混合后的混合粉末的组成为表31的试样N 〇 . 4 8~5 2所不的组成混合T i H 2，准备混 合粉末(粗粉碎粉末的混合粉末）。予以说明，试样No . 47是合金G的粗粉碎粉末，试样No. 53 是合金H的粗粉碎粉末，均未混合TiH2。利用喷射式粉碎机对前述试样No . 48~52的混合粉 末和试样No.47、53的粗粉碎粉末分别进行微粉碎，准备粒径D50(利用基于气流分散式激光 衍射法的测定得到体积中心值，以下同样)为4.2wii的试样No.48~52的混合粉末(微粉碎粉 末的混合粉末)和试样No. 47、53的微粉碎粉末。
[0359] [表 30]
[0363]利用与实施例1同样的方法对试样No.48~52的混合粉末和试样No.47、53的粗粉 碎粉末进行成形、烧结，准备基于试样No. 48~52的混合粉末和试样No. 47、53的粗粉碎粉末 的R-T-B系烧结磁体原材。为了测定试样No . 47~53的R-T-B系烧结磁体的磁特性，对试样 No.47~53的R-T-B系烧结磁体原材进行与实施例1同样的热处理和加工。利用B-H测绘仪对 所得到的试样No.47~53的R-T-B系烧结磁体的磁特性进行测定。测定结果示于表32。另外， 利用与实施例6同样的方法，求出R 6T13M化合物的面积比率。其结果示于表32。
[0364][表 32]
[0366]本实施例是使实施例1的合金A的组成变化而成的例子，特别是使Ga量从0.4质 量％增加到0.5质量％的例子。由表32可知：在合金粉末中混合TiH2并进行成形、烧结和热 处理而成的R-T-B系烧结磁体(试样No. 48~52,本发明例），与未混合TiH2粉末的烧结磁体 (试样No. 47，比较例)相比较，具有高的H。〗。另一方面，专利文献1的再现例的试样No. 53的R- T-B系烧结磁体的Hcj和Br虽然与本发明例为同程度，但Hk/Hcj大幅降低。
[0367] 另外，利用本实施例得到的R-T-B系烧结磁体在Ti量为0.22~0.27的范围时，抑制 8:的降低且具有15001^/111以上的高此。例如，若11量同为0.22的本实施例的试样如.50与实 施例1的试样No. 3相比较，Hcj提高50kA/m左右而BJI乎没有降低。
[0368] 进而，在合金粉末中混合TiH2并进行成形、烧结和热处理而成的R-T-B系烧结磁体 (试样No. 48~52，本发明例），如前所述，具有fcTwB化合物、R6T13M化合物、Ti的硼化物共存 的组织，如表32所示，R 6T13M化合物以面积比率计存在有2%以上。
[0369] 实施例9
[0370]按照表33的I、J所述的合金组成称量各元素的原料，利用带式铸造法制造合金。利 用氢粉碎法对所得到的各合金进行粗粉碎，得到粗粉碎粉末。在所得到的合金I的粗粉碎粉 末中按照混合后的混合粉末的组成为表34的试样No . 55~59所不的组成混合TiH2，准备混 合粉末(粗粉碎粉末的混合粉末）。予以说明，试样No . 54是合金I的粗粉碎粉末，试样No. 60 是合金J的粗粉碎粉末，均未混合TiH2。利用喷射式粉碎机对前述试样No . 55~59的混合粉 末和试样No. 54，60法粗粉碎粉末分别进行微粉碎，准备粒径D50 (用基于气流分散式激光衍 射法的测定得到的体积中心值，以下同样)为4.2m的试样No.55~59的混合粉末(微粉碎粉 末的混合粉末)和试样No. 54，60的微粉碎粉末。
[0375]利用与实施例1同样的方法对试样No . 55~59的混合粉末和试样No. 54,60的粗粉 碎粉末进行成形、烧结，准备基于试样No. 55~59的混合粉末和试样No. 54，60的粗粉碎粉末 的R-T-B系烧结磁体原材。为了测定试样No. 54~60法R-T-B系烧结磁体的磁特性，对试样 No. 54~60的R-T-B系烧结磁体原材进行与实施例1同样的热处理和加工。利用B-H测绘仪对 得到的试样No.54~60的R-T-B系烧结磁体的磁特性进行测定。测定结果示于表35。另外，利 用与实施例6同样的方法，求出R 6T13M化合物的面积比率。其结果示于表35。
[0376][表 35]
[0378] 本实施例是使实施例8的合金G的A1量从0.1质量％增加0.3质量％的例子。由表35 可知，在合金粉末中混合TiH2并进行成形，烧结和热处理而成的R-T-B系烧结磁体（试样 No. 55~59，本发明例），与未混合TiH2粉末的烧结磁体(试样No. 54，比较例）相比较，具有高 Hcj。另一方面，专利文献1的再现例的试样?')〇.60的1?-1'-13系烧结磁体的此和1^虽然与本发明 例为同程度，但H k/Hcj大幅降低。
[0379] 另外，关于利用本实施例得到的R-T-B系烧结磁体，在Ti量为0.19质量％时具有约 1500kA/m的高Hcj，在Ti量为0.22~0.27质量％的范围时具有1500kA/m以上的高Hcj。进而， 利用本实施例得到的R-T-B系烧结磁体，如前所述，具有fcTwB化合物、R 6T13M化合物和Ti的 硼化物共存的组织，如表35所示，R6T 13M化合物以面积比率计存在有1.9%以上，特别是具有 更高的Hcj的试样No. 56~59中，R6T13M化合物以面积比率计存在有2%以上。
[0380] 本申请主张申请日为2014年2月28日的日本国专利申请:特愿第2014-037838号和 申请日为2014年9月29日的日本国专利申请:特愿第2014-198073号为基础申请的优先权。 通过参照特愿第2014-037838号和特愿第2014-198073号，将其全部援引到本说明书中。
[0381] 产业上的利用可能性
[0382] 利用本发明得到的R-T-B系烧结磁体可适合用于硬盘驱动器的音圈马达(VCM)、电 动汽车用马达、混合动力汽车用马达等的各种马达、家电制品等。
【主权项】
1. 一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，下述式(1)所示的组成满足下述式(2)~(9)， URwBxGazAlvCoqTigFejM (1) 其中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含NcUM为1?、8、6&)1、(：〇、11和?6以外的元 ，u、w、x、z、v、q、g、j质/〇， 29.0彡u彡32.0 (2) 其中，重稀土类元素 RH为R-T-B系烧结磁体的10质量％以下， 0.93 彡 wC (3) 0.3^x^0.8 (4) 0.05彡z彡0.5 (5) 0?3.0 (6) 0.15彡q彡0.28 (7) 60.42彡g彡69.57 (8) 0^j^2.0 (9) 并且，当g除以Fe的原子量所得的值设为g'、v除以CO的原子量所得的值设为v'、z除以 Al的原子量所得的值设为z'、w除以B的原子量所得的值设为w'、q除以Ti的原子量所得的值 设为q'时，满足下述式(A)和(B)， 0.06<(g'+v'+z'）-(14X(w'_2Xq'）） (A) 0·10之（g'+v'+z '）-(14 X(w'-q'）） （B)。2. 根据权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其中， 0.18 彡 q彡 0.28。3. 根据权利要求1或者2所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于， 具有R2T14B化合物、R6T13A化合物和T i的硼化物共存的组织， 其中，R2T14B化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素 中的至少一种且必须包含Fe， R6Ti3A化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的至 少一种且必须包含Fe，A为Ga、Al、Cu和Si中的至少一种且必须包含Ga。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于， R-T-B系烧结磁体的任意截面中的R6T13A化合物的面积比率为2 %以上。5. -种R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于，其包括如下工序： 准备如下合金粉末的工序，所述合金粉末含有 R:27~35质量％、 Β:0·9 ~1.0 质量 ％、 Ga:0.15 ~0.6 质量 ％、 余量T和不可避免的杂质， 其中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的至少一种且 必须包含Fe， 准备Ti的氢化物的粉末的工序， 将合金粉末与Ti的氢化物的粉末按照混合后的混合粉末100质量％中含有的Ti为0.3 质量％以下进行混合，准备混合粉末的工序， 对混合粉末进行成形，准备成形体的工序， 对成形体进行烧结，准备R-T-B系烧结磁体原材的工序，和 对R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序。6. 根据权利要求5所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于，包括： 替代对R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序，准备由含有Dy和/或Tb的金属、合金 或者化合物构成的RH扩散源的工序， 实施将RH扩散源的Dy和/或Tb供给到R-T-B系烧结磁体原材并使之扩散的RH供给扩散 处理的工序， 对RH供给扩散处理工序后的R-T-B系烧结磁体原材实施热处理的工序。7. 根据权利要求5或者6所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于， B为0.91~1.0质量％。8. 根据权利要求5~7中任一项所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于， R-T-B系烧结磁体具有R2T14B化合物、R6T13M化合物和Ti的硼化物共存的组织， R2T14B化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的至 少一种且必须包含Fe， R6Ti3M化合物中，R为稀土类元素中的至少一种且必须包含Nd，T为过渡金属元素中的至 少一种且必须包含Fe，M为Ga、Al、Cu和Si中的至少一种且必须包含Ga。9. 根据权利要求8所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于， R-T-B系烧结磁体的任意截面中的R6T13M化合物的面积比率为1 %以上。10. 根据权利要求9所述的R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于， R-T-B系烧结磁体的任意截面中的R6T13M化合物的面积比率为2 %以上。
【文档编号】B22F3/00GK105960690SQ201580007076
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2015年2月27日
【发明人】深川智机, 野泽宣介, 西内武司, 古泽大介, 坂下信郎, 坂下信一郎
【申请人】日立金属株式会社