专利名称：稀土烧结磁铁及其制造方法
技术领域：
本发明涉及R-Fe-B系稀土磁铁及其制造方法。
最近，R-Fe-B系磁铁的用途日益扩大，Nd或Pr的消耗量急剧地增加，因此在谋求作为贵重资源的Nd或Pr的有效利用的同时，强烈地要求将R-Fe-B系磁铁的材料成本降低。
减少Nd或Pr的消耗量的最简单的方法是用与Nd或Pr具有同样作用的稀土元素取代Nd或Pr。但是，已知，如果在R-Fe-B系稀土磁铁中添加Nd或Pr以外的稀土元素，磁化等的磁特性会劣化，迄今为止，在R-Fe-B系稀土磁铁的制造中，几乎没有使用过Nd或Pr以外的稀土元素。
例如，如果在原料中和Nd一起添加作为一种稀土元素的钇(Y)，将该原料熔化、凝固而制作R-Fe-B系合金，Y就进入合金的主相中。已知R-Fe-B系合金的主相，本来具有正方晶的R2Fe14B型结晶结构，其R在以Nd或Pr(以及取代其的Dy或Tb等)构成时显示最高磁化。构成这样的主相的R2Fe14B型结晶结构的R，如果用Y等稀土元素取代其一部分或者全部，磁化就大大降低。
在Proc.16th lnter.Workshop on Rare Earth Magnets and theirApplications，2000.P99中报告了和Nd或Pr一起添加作为一种稀土元素的Ce的R-Fe-B系磁铁。根据该报告，由于添加Ce，残留磁通密度Br单调地减少。
从以上可知，必须尽可能地避免在原料中添加Nd或Pr(以及取代其的Dy或Tb等)以外的降低磁化的稀土元素R。
一方面，Nd或Pr不仅构成主相，而且也存在于晶界相中，在进行烧结工序时，具有形成液相的重要作用。但是，存在于晶界相中的Nd或Pr在烧结工序中，虽然具有重要的作用，但在晶界相中也形成非磁性相，对磁化的提高没有任何帮助。换言之，作为原料投入的Nd或Pr的某些部分常常消耗于非磁性相的形成，对磁特性没有直接的帮助。
为了有效地利用Nd或Pr、高效地发挥优良的磁特性，优选使Nd或Pr的大部分进入R2Fe14B型结晶相内。但是，目前还不存在这样的技术。
另一方面，为了改善R-Fe-B系稀土磁铁的耐热性，通过向原料合金中添加Co，用Co取代具有正方晶的R2Fe14B型结晶结构的主相中的Fe的一部分。如果用Co取代Fe的一部分，主相的居里温度就上升，因而即使在更高的温度环境下，也能够发挥优良的磁铁特性。
近年来，在汽车用电动机等领域，已经需要更高特性的磁铁，要求使用比铁氧体磁铁具有更高特性的R-Fe-B系稀土磁铁。但是，在象汽车用电动机那样的高温环境下使用，R-Fe-B系稀土磁铁的耐热性是不够的，迫切要求进一步提高其耐热性。
为了进一步提高R-Fe-B系稀土磁铁的耐热性，认为优选添加更多的Co。但是，添加在原料合金中的Co，不仅在烧结磁铁的主相中取代Fe，而且也存在于晶界相中，因此形成NdCo2化合物(或PrCo2化合物)。即，添加的Co的一部分，不用于取代Fe，而是在晶界相中白白消耗掉。进而，该NdCo2化合物是强磁性体，因而也发生使烧结磁铁的矫顽磁力降低的问题。因此，仅单纯地增加Co添加量，不能用Co有效地取代主相中的Fe，并且，通过增加上述化合物，大大降低了R-Fe-B系稀土磁铁的矫顽磁力。
本发明的另一目的在于，提供通过使添加的Co高效地进入主相，而发挥优良的磁特性的稀土烧结磁铁及其制造方法。
本发明的稀土烧结磁铁是以组成式(R1x+R2y)T100-x-y-zQz(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T是选自所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，组成比x、y和z分别满足8≤x≤18原子％、0.1≤y≤3.5原子％、以及3≤z≤20原子％，R2的浓度在所述晶界相中比在上述结晶粒中高。
组成比x和y优选满足0.01≤y/(x+y)≤0.23的关系式。
R2优选必须包括Y(钇)。
氧量按重量比优选是2000ppm以上、8000ppm以下。
本发明的稀土烧结磁铁的制造方法包括准备以组成式(R1x+R2y)T100-x-y-zQz(R1是选自除La、Y和Sc以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T是选自所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素)表示的、组成比x、y和z分别满足8≤x≤18原子％、0.1≤y≤3.5原子％、和3≤z≤20原子％的稀土合金粉末的工序，以及烧结上述稀土合金粉末的工序，使在烧结前存在于具有上述稀土合金中的Nd2Fe14B型结晶结构的主相结晶粒中的R2在烧结工序中向晶界相扩散，由此使R2的浓度在晶界相的至少一部分中比在上述结晶粒中高。
在上述稀土合金粉末中含有的氧量，按重量比优选是2000ppm以上、8000ppm以下。
上述烧结工序具有使在烧结前存在于上述稀土合金中的晶界相中的R1在烧结工序中向上述主相结晶粒中扩散的作用。另外，上述烧结工序在上述晶界相中形成R2的氧化物。
上述烧结工序优选包括在650～1000℃范围的温度下保持10～240分钟的第1工序，以及在比上述第1工序中的保持温度高的温度下进行烧结的第2工序。
上述稀土合金粉末优选在控制氧浓度的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
上述稀土合金粉末优选在氧浓度被控制在20000ppm以下的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
上述稀土合金粉末的平均粒径(FSSS粒度)优选在5μm以下。
并且，优选在上述稀土合金粉末的粒子表面形成薄薄的氧化层。
本发明的稀土烧结磁铁，是以组成式(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-rQzMr(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T1是Fe，T2是选自除Fe以外的所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，M是选自Al、Ga、Sn和ln中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，组成比x、y、z、p、q和r分别满足8≤x+y≤18原子％、0＜y≤4原子％、3≤z≤20原子％、0＜q≤20原子％、0≤q/(p+q)≤0.3、以及0≤r≤3原子％，R2的浓度在晶界相中的至少一部分中比在上述结晶粒中高。
组成比y优选满足0.5≤y≤3原子％的关系式。
R2优选必须包括Y(钇)。
T2优选必须包括Co(钴)。
氧量按重量比优选在2000ppm以上、8000ppm以下。
按照本发明的稀土烧结磁铁的制造方法，用于提供以组成式(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-rQzMr(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T1是Fe，T2是选自除Fe以外的所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，M是选自Al、Ga、Sn和ln中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，包括准备组成比x、y、z、p、q和r分别满足8≤x+y≤18原子％、0＜y≤4原子％、3≤z≤20原子％、
0＜q≤20原子％、0≤q/(p+q)≤0.3、以及0≤r≤3原子％的合金粉末的过程，以及烧结上述稀土合金粉末的过程；使在烧结前存在于具有上述稀土合金中的Nd2Fe14B型结晶结构的主相结晶粒中的R2在烧结工序中向晶界相扩散，由此使R2的浓度在晶界相中的至少一部分中比在上述结晶粒中高。
在上述稀土合金粉末中含有的氧量，按重量比优选在2000ppm以上、8000ppm以下。
在优选实施方式中，上述烧结工序，使在烧结前存在于上述稀土合金中的晶界相中的R1在烧结工序中向上述主相结晶粒中扩散。
在优选实施方式中，上述烧结工序，在上述晶界相中形成R2的氧化物。
上述烧结工序，优选包括在650～1000℃范围的温度下保持10～240分钟的第1工序，以及在比上述第1工序中的保持温度高的温度下进行烧结的第2工序。
上述稀土合金粉末优选是在控制氧浓度的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
上述稀土合金粉末优选在氧浓度被控制在20000ppm以下的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
上述稀土合金粉末的平均粒径(FSSS粒度)优选是5μm以下。
按照本发明，通过使Y等在晶界相扩散，在晶界相中不消耗Nd或Pr等主相中不可缺少的稀土元素，而有效地利用，能够提供维持高主相磁化、发挥优良磁特性的稀土烧结磁铁。
另外，按照本发明的其他实施方式，通过使Y等稀土元素R2聚集在晶界相，使在主相中有助于磁特性提高的元素(Co或Ni等)在晶界相中不被白白消耗，能够有效地进入主相中。另外，也能够使在Nd或Pr等主相中不可缺少的稀土元素进入主相中。因此，既有效地利用这些元素，又能够进一步加提高耐热性等磁铁特性。
图1是示意地表示主相和晶界相的图，(a)表示在原料合金阶段的组织结构，(b)表示在烧结工序中的组织结构，(c)表示烧结磁铁的组织结构。
图2是表示能够适合在本发明中使用的氢粉碎处理中的温度分布一例的曲线图。
图3是表示在以Nd11.8RE′2.4Fe79.7B6.1(RE′是Y、La或者Ce)的组成式表示的烧结磁铁中，Y、La和Ce的添加量和残留磁通密度Br的关系曲线图。
图4(a)是表示烧结磁铁A(Nd11.8Y2.4Fe79.7B6.1)的组成图像照片，图4(b)是表示烧结磁铁A的Y映象照片，图4(c)是示意地表示烧结磁铁A的组织的图。
图5(a)是表示烧结磁铁B(Nd11.8La2.4Fe79.7B6.1)的组成图像照片，图5(b)是表示烧结磁铁B的La映象照片，图5(c)是示意地表示烧结磁铁B的组织的图。
图6(a)是表示烧结磁铁C(Nd11.8Ce2.4Fe79.7B6.1)的组成图像照片，图6(b)是表示烧结磁铁C的Ce映象照片，图6(c)是示意地表示烧结磁铁C的组织的图。
图7是示意地表示主相和晶界相的图，(a)表示在原料合金阶段的组织结构，(b)和(c)表示在烧结工序中的组织结构，(d)表示烧结磁铁的组织结构。
图8是表示居里点(居里温度)、Y添加量、及Co添加量的关系曲线图。曲线的纵轴是居里温度，横轴是Y添加量。
图9是表示矫顽磁力HcJ、Y添加量、及Co添加量的关系曲线图。曲线的纵轴是矫顽磁力，横轴是Co添加量。
图10(a)～(f)表示原料合金的组成图像照片和元素映象照片，图10(a)是组成图像照片，图10(b)～(f)分别是Nd、Dy、Co、Fe和Y的映象照片。
图11(a)～(f)表示烧结磁铁的组成图像照片和元素映象照片，图11(a)是组成图像照片，图11(b)～(f)分别是Nd、Dy、Co、Fe和Y的映象照片。
具体实施例方式
(实施方式1)在本发明的第1实施方式中，除了Nd以外，添加Y、La、Sc，通过使上述元素浓缩在晶界相中，如果不添加Y等，就使在晶界相中大概被生成非磁性相所消耗的Nd从晶界相向主相结晶粒内扩散，从而作为担当硬磁性相的主相(Nd2Fe14B相)的构成元素而有效地利用。另外，所述的Nd2Fe14B相也包括Nd的一部分被Pr、Dy和/或Tb取代的相。
按照本发明的稀土磁铁，Nd的大部分存在于作为主相的Nd2Fe14B相内，在晶界相中，Y、La、Sc代替Nd，起到Nd的作用。因此，可几乎不降低磁化，而减少Nd(Pr)的使用量。
根据本发明人的试验，在钢锭铸造合金或带材铸造合金等的原料合金阶段，Y主要存在于主相中，使磁化降低。本发明具有在形成所述原料合金的粉末后，在烧结时主相中的Y被浓缩在晶界相中的特点。另外，在用钢锭铸造法(冷却速度不足102℃/秒)冷却合金熔液时，可使Y以高浓度存在于主相中。另外，用带材铸造法的冷却速度在102℃/秒以上。
首先，参照图1说明本发明的特点。
图1是示意地表示主相结晶粒和晶界相的图，表示Nd或Pr从原料合金阶段经过烧结工序怎样地进行扩散分布。
首先，如图1(a)所示，在母合金阶段，Y和Nd同时进入主相结晶粒内，构成作为主相的Nd2Fe14B相。在钢锭合金中，在晶界相中的Y浓度处于比结晶粒内的Y浓度低的状态，在晶界相中形成富Nd相。
在带材铸造合金中，Y等R2也存在于晶界，这是由于非平衡所导致。存在于晶界中的R2在以下的工序中也具有和存在于主相中的R2相同效果。
根据本发明，如图1(b)所示，在烧结过程中Y从主相结晶粒内向晶界相扩散，在晶界相中生成Y的氧化物。此时，使Nd向反方向扩散。其结果，如图1(c)所示，在晶界相中的Y浓度比主相结晶粒内的Y浓度高，使在主相中含有的Y减少，能够使磁化增大。
这样，为了实现Y和Nd的相互扩散，认为在烧结工序中，需要使适量的氧存在于晶界相中。即，在本发明中，之所以引起上述扩散，是利用Y比Nd更稳定地和氧结合，而形成氧化物的性质。为了使这样的氧导入晶界相，例如优选在粉碎工序中使粉末表面发生薄薄的氧化。
以下，更详细地说明本发明的第1实施方式。
首先，准备以组成式(R1x+R2y)T100-x-y-zQz表示的稀土合金。式中，R1是选自除Y(钇)、La(镧)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T是选自所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，组成比x、y和z分别满足8≤x≤18原子％、0.1≤y≤3.5原子％、和3≤z≤20原子％。
为了制作这样的合金，例如可以使用钢锭铸造法或急冷法(带材铸造法或离心铸造法)。以下，选择使用带材铸造法为例，说明原料合金的制作方法。
首先，利用高频熔炼，在氩气氛中使具有上述组成的合金熔化，形成合金熔液。接着，该合金熔液在1350℃保持后，采用单辊法使合金熔液急冷，得到厚度约0.3mm的薄片状合金锭。此时的冷却条件，例如规定辊圆周速度是约1米/秒、冷却速度是500℃/秒、过冷却是200℃。在随后的氢粉碎前，将这样制成的急冷合金铸片粉碎成1～10mm大小的薄片状。采用带材铸造法的原料合金的制造方法，例如在美国专利第5383978号说明书中已公开。
如上所述，在这样的原料合金阶段，Y主要存在于Nd2Fe14B的主相中。
将粗粉碎成上述的薄片状的原料合金铸片填充到数个原料容器(例如不锈钢制)中，然后搭载在台架上。此后，将搭载原料容器的台架插入氢气炉的内部。接着，关闭氢气炉的盖体，开始氢脆化处理(以下，有时称作“氢粉碎处理”)工序。氢粉碎处理，例如按照如图2所示的温度分布图进行。在图2的例子中，首先进行0.5小时的抽真空工序I后，进行2.5小时的吸氢过程II。在吸氢过程II中，向炉内供给氢气，使炉内形成氢气氛。此时的氢压力优选是200～400kPa左右。
接着，在0～3Pa左右的减压下进行加热，5.0小时的脱氢过程III后，一边向炉内供给氩气，一边进行5.0小时的原料合金的冷却过程IV。
在冷却过程IV中，在炉内的气氛温度比较高的阶段(例如超过100℃时)，向氢气炉内部供给常温的惰性气体，进行冷却。此后，在原料合金温度降低至较低水平的阶段(例如100℃以下时)，从冷却效率的观点考虑，优选向氢气炉内部供给冷却至低于常温温度的(例如低于室温10℃左右)惰性气体。氩气的供给量可以是10～100Nm3/分钟。
原料合金的温度降低至20～25℃左右，向氢气炉内部送入大致常温(比室温低，但和室温的差在5℃以下范围的温度)的惰性气体，优选原料的温度保持达到常温水平。由于这样，在打开氢气炉的盖体时，能够避免在炉内部发生结露的情况。由于结露如果在炉内部存在水分，在接下来进行的抽真空过程中其水分会发生气化，因而难以使真空度上升，在抽真空过程I中所需要的时间变长，因此是不理想的。
在从氢气炉中取出氢粉碎后的粗粉碎合金粉末时，优选在惰性气氛下进行取出动作，以便粗粉碎粉不和大气接触。这样进行是为了防止粗粉碎粉发生氧化、发热，提高磁铁的磁特性。接着，将粗粉碎的原料合金填充在数个原料容器中，然后搭载在台架上。
利用氢粉碎，将稀土合金粉碎成0.1mm～数mm左右的大小，其平均粒径在500μm以下。氢粉碎后，优选使用旋转冷却器等冷却装置，使脆化的原料合金进行更细的破碎的同时进行冷却。在将较高温度状态下的原料原样地取出时，可以使利用旋转冷却器等的冷却处理的时间相对延长。
通过氢粉碎，原料合金的富R部分吸很多氢，从该部分形成裂纹，所以制成的粗粉碎粉的表面露出许多Nd，处于非常容易氧化的状态。
接着，使用喷射粉碎机粉碎装置对在第1粉碎工序中制作的粗粉碎粉进行微粉碎。在本实施方式中使用的喷射粉碎机粉碎装置上连接着旋流分级机。
喷射粉碎机粉碎装置接收在第1粉碎工序中粗粉碎的稀土合金(粗粉碎粉)的供给，在粉碎机内进行粉碎。在粉碎机内粉碎的粉末经过旋流分级机被收集在回收罐内。
以下，进行更详细的说明。
导入粉碎机内的粗粉碎粉在粉碎机内被从内部喷嘴高速喷射出的惰性气体卷起，在粉碎机内与高速气流一起旋转。于是，通过被粉碎物彼此间的相互碰撞进行细粉碎。
这样细粉碎的粉末粒子乘上升气流导入分级旋转器中，在分级旋转器中进行分级，粗粉体不离开分级旋转器，被再度粉碎。粉碎成规定粒径以下的粉体，导入旋流分级机的分级机机身内。在分级机机身内，规定粒径以上的相对较大的粉末粒子被堆积在设置于下部的回收罐中，但喷射粉和惰性气体气流一起从排气管排出到外部。
在本实施方式中，在导入喷射粉碎机粉碎装置内的惰性气体中稍微混入氧(20000ppm以下，例如10000ppm左右)。由此，使微粉碎粉的表面发生适度的氧化，在微粉碎粉和大气气氛接触时不发生剧烈的氧化、发热。
在烧结工序中，认为粉末表面的氧化在使Y从主相向晶界相的扩散中起了重要的作用。根据本发明人的研究，优选将粉末中的氧量，按重量比调节至2000ppm以上、8000ppm以下的范围内。
如上所述，通过氢粉碎得到的粗粉碎粉，由于其表面容易被氧化，所以，氢粉碎对Y在烧结工序中从主相向晶界相的扩散有很好的效果。
另外，为了使Y从结晶粒内向晶界相扩散，优选使粉末的平均粒径(FSSS粒度)在5μm以下，更优选在4μm以下。这是因为如果粒径超过5μm而变得过大，Y的扩散距离会变得过长，因而在结晶粒(主相)内残留的Y的量增加，磁化降低。
另外，粉碎装置不限于喷射粉碎机，也可使用超微粉碎机或球喷射机。
在本实施方式中，在摇动混合器内向用上述方法制成的磁性粉末中例如添加0.3重量％的润滑剂并进行混合，用润滑剂覆盖合金粉末粒子的表面。作为润滑剂可以使用以石油系溶剂稀释的脂肪酸酯。在本实施方式中，作为脂肪酸酯使用己酸甲酯，作为石油系溶剂使用异链烷烃。己酸甲酯和异链烷烃的重量比例如是1∶9。这样的液体润滑剂，覆盖粉末粒子的表面，在发挥防止粒子氧化效果的同时，发挥提高压制时的取向性和粉末成型性的机能(成型体的密度变得均匀，不发生破碎、缺口等缺陷)。
润滑剂的种类也不限于上述的润滑剂。作为脂肪酸酯，除了己酸甲酯以外，例如，也可以使用辛酸甲酯、月桂基酸甲酯、月桂酸甲酯等。作为溶剂，可以使用以异链烷烃为代表的石油系溶剂或环烷系溶剂等。润滑剂的添加时间是任意的，例如可以是在利用喷射粉碎机粉碎装置进行微粉碎前、微粉碎中、微粉碎后的任何时候。代替液体润滑剂，或者和液体润滑剂一起也可以使用硬酯酸锌等固体(干式)润滑剂。
接着，使用公知的压制装置，在取向磁场中将以上述方法制成的磁性粉末进行成型。
对上述的粉末成型体优选依次进行在650～1000℃范围内的温度下保持10～240分钟的工序，以及此后在高于上述的保持温度的高温下(例如1000～1100℃)进行烧结的工序。烧结时，尤其在生成液相时(温度处于650～1000℃的范围内时)，如果晶界相中的Nd开始熔融，就在大量存在于主相结晶粒内的Y和大量存在于晶界相的Nd之间发生相互扩散。即，Y接受与在主相结晶粒内部和晶界相之间的浓度梯度成正比(相当于“在主相和液相中的Y浓度差”)的扩散驱动力，从主相向晶界相扩散，与此相反，Nd从晶界相向主相中扩散。
向晶界相扩散的Y，和存在于晶界相的氧结合，形成氧化物而被消耗掉，因而维持成为扩散驱动力的Y的浓度梯度。和Nd相比，Y容易稳定地生成氧化物，进行从主相向液相中的Y扩散，另一方面，液相的Nd向主相扩散。
为了使Y向晶界相充分地扩散、使存在于晶界相的Nd大量进入主相中，如上所述，优选将粉末中的氧量按重量比控制在2000ppm以上、8000ppm以下的范围内。这是因为，如果氧量低于2000ppm，就不能充分地进行Y向晶界相的扩散，Y大量地残留在主相中，导致磁化降低。相反，如果氧量超过8000ppm，而变得过多，稀土元素被氧化物的生成所消耗，因而使对液相生成有帮助的稀土元素的量减少，其结果，或降低烧结密度，或磁特性劣化，因此是不理想的。如此，在使用控制了氧浓度的粉末形成的烧结磁铁中，含有最终以重量比为2000～8000ppm的氧。
另外，如氢粉碎工序后合金中所残存的氢过多，有可能无法顺畅地进行烧结工序，然而通过本实施方式中，因为在650～1000℃的温度下进行的热处理工序中，氢从合金中脱离，故可得到优良的烧结磁铁。最终得到的烧结磁铁中所含有的氢浓度以重量比在5～100ppm。
再者，即使在添加La或Sc的情况下，也能够抑制Nd或Pr等主相中不可缺少的稀土元素在晶界相的消耗，维持主相的高磁化，能够提供发挥优良磁特性的稀土烧结磁铁。
(实施例)使用上述本发明的制造方法，从Y、La和Ce分别和Nd一起作为稀土元素添加的原料合金制成烧结磁铁。但原料合金使用钢锭铸造法(熔液冷却速度不足102℃/秒)制作。
图3表示Y、La和Ce的添加量和残留磁通密度Br的关系。各烧结磁铁的组成式以Nd11.8RE′2.4Fe79.7B6.1表示。在此，RE′是Y、La或者Ce。
从图3可知，作为RE′在添加Ce时，随其添加量增加，Br单调地降低。与此相反，作为RE′在添加Y或者La时，与添加Ce的情况相比较，添加量在约3.5原子％以下的范围内，Br的降低非常小。已知，尤其在添加Y时，Br的降低比例极小，Y比La作为添加元素更好。
从图3的曲线可以作出以下的推断。即，在添加量是3.5原子％以下时，Y或La存在于晶界相，几乎不进入主相，因而磁化不降低，但添加量超过3.5原子％时，过剩的Y或La不能向晶界相扩散，在主相中大量含有，结果清楚地观察到磁化的降低。另一方面，随Ce的添加量增加，磁化单调地降低，这被认为是因为所添加的Ce从最初就进入主相中。
下面，关于具有以下组成的烧结磁铁A～C，使用EPMA(电子束探针·微量分析仪)观察其组织。
烧结磁铁ANd11.8Y2.4Fe79.7B6.1烧结磁铁BNd11.8La2.4Fe79.7B6.1烧结磁铁CNd11.8Ce2.4Fe79.7B6.1
在图4～图6中示出上述各磁铁组织的组成图像照片(后方散射电子像)、元素映象照片(荧光X射线像)和示意图。在图4(a)、图5(a)和图6(a)所示的组成图像照片中，亮的部分表示晶界相，暗的部分表示主相结晶粒内。从图4(b)和图5(b)的元素映象(mapping)可知，Y或La大致均等地大量存在于晶界相中，从主相向晶界相偏析、聚集。与此相对，从图6(b)可知，Ce大致均匀地存在于烧结磁铁内，未观察到Ce在晶界相中浓缩的现象。
根据本发明人的种种试验，在(R1x+R2y)T100-x-y-zQz的组成式中的组成比x和y，优选满足0.01≤y/(x+y)≤0.23的关系式。
(实施方式2)以下，说明本发明的第2实施方式。在本实施方式中，除了Nd或Pr等稀土元素以外，添加Y、La、Sc，由于这些元素浓缩在晶界相，如果不添加Y等，就使在晶界相中大概是被强磁性化合物的生成所消耗的Co等过渡金属进入主相结晶粒内，使Co等有效地取代担当硬磁性相的主相(Nd2Fe14B相)的Fe。在此所说的Nd2Fe14B相，也包括Nd的一部分用Pr或Dy或Tb取代的相。
在本实施方式中添加Co时，Co的大部分存在于作为烧结磁铁的主相的Nd2Fe14B相内。与此相对，像以往那样，在不添加Y、La或者Sc时，如果多量添加Co，Co也会大量存在于晶界相中，在晶界相中生成强磁性化合物。如上所述，如果在晶界相中大量形成NdCo2等强磁性化合物，不仅使在主相中有助于居里温度上升的Co量减少，而且磁铁整体的矫顽磁力也降低。
在本实施方式中，Y、La、Sc浓缩在晶界相中，因而在晶界相中的Co浓度降低，Nd3Co比NdCo2更容易生成。Nd3Co是非磁性化合物，因此不引起烧结磁铁的矫顽磁力降低。
另外，在本发明的情况下，Y、La、Sc浓缩在晶界相中的结果，Nd(Pr)的大部分有效地进入主相内，因此磁化几乎不降低，也使Nd(Pr)的使用量减少成为可能。
根据本发明人的试验，在钢锭铸造合金或急冷合金(带材铸造合金)等原料合金阶段，Y主要存在于主相中，使磁化降低。本实施方式具有在形成这样的原料合金的粉末后，在进行烧结时主相中的Y在晶界相中浓缩的特征。
下面，参照图7说明本实施方式中的磁铁的特征。
图7是示意地表示主相结晶粒和晶界相的图，表示Nd、Y和Co从原料合金阶段经过烧结工序是怎样进行扩散、分布的。
首先，如图7(a)所示，在母合金阶段，Y和Nd一起进入主相结晶粒内，构成作为主相的Nd2Fe14B相。在晶界相中的Y浓度处于比结晶粒内的Y浓度低的状态，在晶界相中形成富Nd相。Co存在于主相和晶界相中。
在带材铸造合金或离心铸造合金等急冷合金中，Y等R2也存在于晶界相，这是有非平衡状态所造成的。存在于晶界的R2也在以下的工序中，和存在于主相的Y发挥相同的效果。
按照本发明，如图7(b)所示，在烧结工序中，Y从主相结晶粒内向晶界相扩散，在晶界相生成Y的氧化物。此时，使Nd向反方向扩散。其结果，如图7(c)所示，在晶界相中的Y浓度变得高于主相结晶粒内的Y浓度，在主相中含有的Y减少，磁化增大。像这样的Y和Nd的相互扩散的结果，晶界相变成Y主体的相，因此Co也向主相移动。
像这样，为了实现Y和Nd(及Co)的相互扩散，在进行烧结工序时，认为有必要在晶界相中存在适量的氧。即，在本发明中，所以引起上述扩散，是利用Y比Nd和氧更稳定地结合，而形成氧化物的性质。为了使这样的氧导入晶界相，例如优选在粉碎工序中使粉末表面发生薄薄的氧化。
以下，更详细地说明本发明的第2实施方式。
首先，准备以(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-rQzMr表示的稀土合金。在此，R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T1是Fe，T2是选自除Fe以外的所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，M是选自Al、Ga、Sn和1n中的至少一种元素，组成比x、y、z、p、q和r分别满足8≤x+y≤18原子％、0＜y≤4原子％、3≤z≤20原子％、0＜q≤20原子％、0≤q/(p+q)≤0.3、以及0≤r≤3原子％。再者，p+q＝100-x-y-z-r成立。
为了制作这样的合金，例如可以使用钢锭铸造法或带材铸造法。以下，选择使用带材铸造法为例，说明原料合金的制作方法。
首先，利用高频熔炼，在氩气氛中使具有上述组成的合金熔化，形成合金熔液。接着，将该合金熔液在1350℃保持后，采用单辊法使合金熔液急冷，得到厚度约0.3mm的薄片状合金锭。此时的急冷条件，例如规定辊圆周速度是约1米/秒、冷却速度是500℃/秒、过冷却是200℃。在随后的氢粉碎前，将这样制成的急冷合金铸片粉碎成1～10mm大小的薄片状。采用带材铸造法的原料合金的制造方法，例如在美国专利第5383978号说明书中已公开。
如上所述，在这样的原料合金阶段，Y主要存在于Nd2Fe14B的主相中。
将粗粉碎成上述的薄片状的原料合金铸片填充到数个原料容器(例如不锈钢制)中，然后搭载在台架上。此后，将搭载原料容器的台架插入氢气炉的内部。接着，关闭氢气炉的盖体，开始氢脆化处理(以下，有时称作“氢粉碎处理”)工序。氢粉碎处理，例如按照图2所示的温度分布图进行。在图2的例子中，首先进行0.5小时的抽真空过程I后，进行2.5小时的吸氢过程II。在吸氢过程II中，向炉内供给氢气，使炉内形成氢气氛。此时的氢气压力优选是200～400kPa左右。
接着，在0～3Pa左右的减压下进行5.0小时的脱氢过程III后，一边向炉内供给氩气，一边进行5.0小时的原料合金的冷却过程IV。
在冷却过程IV中，在炉内的气氛温度比较高的阶段(例如超过100℃时)，向氢气炉内部供给常温的惰性气体，进行冷却。此后，在原料合金温度降低至较低水平的阶段(例如100℃以下时)，从冷却效率的观点考虑，优选向氢气炉10内部供给冷却至低于常温温度的(例如低于室温10℃左右)惰性气体。氩气的供给量可以是10～100Nm3/分钟左右。
如原料合金的温度降低至20～25℃左右，则向氢气炉内部送入大致常温(比室温低，但和室温的差在5℃以下范围的温度)的惰性气体，原料的温度优选保持到常温水平。由于这样，在打开氢气炉的盖体时，能够避免在炉内部发生结露的情况。由于结露如果在炉内部存在水分，在抽真空过程中其水分会发生冻结、气化，因而难以使真空度上升，则在抽真空过程I中所需要的时间变长，因此是不理想的。
在从氢气炉中取出氢粉碎后的粗粉碎合金粉末时，优选在惰性气氛下进行取出动作，以便粗粉碎粉不和大气接触。这样进行，是因为防止粗粉碎粉发生氧化、发热，提高磁铁的磁特性。接着，将粗粉碎的原料合金填充在数个原料容器中，然后搭载在台架上。
利用氢粉碎，将稀土合金粉碎成0.1mm～数mm左右的大小，其平均粒径在500μm以下。氢粉碎后，优选使用旋转冷却器等冷却装置，使脆化的原料合金进行更细的解碎的同时进行冷却。在将较高温度状态的原料原样地取出时，可以使利用旋转冷却器等的冷却处理的时间相对延长。
在利用氢粉碎制成的粗粉碎粉的表面露出许多Nd，处于非常容易氧化的状态。
接着，使用喷射粉碎机粉碎装置对在第1粉碎工序中制作的粗粉碎粉进行微粉碎。在本实施方式中使用的喷射粉碎机粉碎装置上连接有旋流分级机。
喷射粉碎机粉碎装置接收在第1粉碎工序中被粗粉碎的稀土合金(粗粉碎粉)的供给，在粉碎机内进行粉碎。在粉碎机内粉碎的粉末经过旋流分级机被收集在回收罐内。
以下，进行更详细的说明。
导入粉碎机内的粗粉碎粉在粉碎机内被从内部喷嘴高速喷射出的惰性气体卷起，在粉碎机内与高速气流一起旋转。于是，通过被粉碎物彼此间的相互碰撞进行细粉碎。
这样细粉碎的粉末粒子乘上升气流被导入分级旋转器中，在分级旋转器中进行分级，粗粉体再次被粉碎。粉碎成规定粒径以下的粉体，被导入旋流分级机的分级机机身内。在分级机机身内，规定粒径以上的相对大的粉末粒子被堆积在设置于下部的回收罐中，但喷射粉和惰性气体气流一起从排气管排出到外部。
在本实施方式中，在导入喷射粉碎机粉碎装置内的惰性气体中稍微混入氧(20000ppm以下，例如10000ppm左右)。由此，使微粉碎粉的表面发生适度的氧化，在微粉碎粉和大气气氛接触时不发生剧烈的氧化、发热。
在烧结工序中，认为粉末表面的氧化使在Y从主相向晶界相的扩散中起了重要的作用。根据本发明人的研究，优选将粉末中的氧量按重量比调节至2000ppm以上、8000ppm以下的范围内。
另外，为了使Y从结晶粒内向晶界相扩散，优选使粉末的平均粒径(FSSS粒度)在5μm以下，更优选在4μm以下。这是因为，如果粒径超过5μm而变得较大，Y的扩散距离就变得过长，因而在结晶粒(主相)内残留的Y的量增加，导致磁化降低。
在本实施方式中，对以上述方法制成的磁性粉末，在摇动混合器内例如添加0.3重量％的润滑剂，进行混合，用润滑剂覆盖合金粉末粒子的表面。作为润滑剂可以使用以石油系溶剂稀释的脂肪酸酯。在本实施例中，作为脂肪酸酯使用己酸甲酯，作为石油系溶剂使用异链烷烃。己酸甲酯和异链烷烃的重量比例如是1∶9。这样的液体润滑剂，覆盖粉末粒子的表面，在发挥防止粒子氧化效果的同时，发挥提高压制时的取向性和粉末成型性的机能(成型体的密度变得均匀，不发生破碎、缺口等缺陷)。
润滑剂的种类也不限于上述的润滑剂。作为脂肪酸酯，除了己酸甲酯以外，例如，也可以使用辛酸甲酯、月桂基酸甲酯、月桂酸甲酯等。作为溶剂，可以使用以异链烷烃为代表的石油系溶剂或环烷系溶剂等。润滑剂的添加时间是任意的，例如可以是在利用喷射粉碎机粉碎装置进行微粉碎前、微粉碎中、微粉碎后的任何时候。代替液体润滑剂，或者和液体润滑剂一起也可以使用硬酯酸锌等固体(干式)润滑剂。
接着，使用公知的压制装置，在取向磁场中将以上述方法制成的磁性粉末进行成型。
对上述的粉末成型体依次进行在650～1000℃范围内的温度下保持10～240分钟的过程，以及此后在高于上述的保持温度的高温下(例如1000～1100℃)进行烧结的过程。烧结时，尤其在生成液相时(温度处于650～1000℃的范围内时)，如果晶界相中的Nd开始熔融，就在大量存在于主相结晶粒内的Y和大量存在于晶界相的Nd之间发生相互扩散。即，Y接受正比于在主相结晶粒内部和晶界相之间的浓度梯度(相当于“在主相和液相中的Y浓度差”)的扩散驱动力，从主相向晶界相扩散，与此相反，Nd从晶界相向主相中扩散。
在本实施方式中，可得到氧量以重量比在2000～8000ppm的烧结体。并且，因为在650～1000℃的范围内进行的热处理中含氢量减少，故最终的烧结体中的氢量以重量比被抑制在5～100ppm的范围内。
向晶界相扩散的Y，和存在于晶界相中的氧结合，生成氧化物被消耗掉，因而维持成为扩散驱动力的Y的浓度梯度。和Nd相比，Y容易稳定地生成氧化物，因而进行从主相向液相中的Y扩散，另一方面，液相的Nd向主相扩散。此时，晶界相成为Y主体的相，因此从体积比的关系考虑，Co向主相移动，取代一部分主相的Fe。
另外，为了使Y向晶界相充分地扩散、使存在于晶界相的Nd或Co等大量进入主相中，如上所述，优选将粉末中的氧量按重量比控制在2000ppm以上、8000ppm以下的范围内。因为如果氧量低于2000ppm，就不能充分地进行Y向晶界相的扩散，Y大量地残留在主相中，导致磁化降低。相反，如果氧量超过8000ppm而变得过多，稀土元素被生成氧化物而消耗，因而导致有助于液相生成的稀土元素的量减少，其结果，或降低烧结密度，或由于主相比率减少而导致磁特性劣化，因此是不理想的。
再者，即使在添加La或Sc的情况下，通过使这些元素在晶界相中浓缩，能够抑制Co等过渡金属元素、以及Nd或Pr等的主相中不可缺少的稀土元素在晶界相中的消耗。
作为稀土元素R1，具体地可以使用Pr、Nd、Sm、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Lu中的至少一种元素。为了得到充分的磁化，稀土元素R1中的50原子％以上，优选由Pr或者Nd中的任一个或者两者所占有。
如果稀土元素(R1+R2)的合计低于8原子％，由于析出α-Fe相，有矫顽磁力降低的危险。另外，如果稀土元素(R1+R2)的合计超过18原子％，除了作为目的的正方晶Nd2Fe14B型化合物外，大量析出富R的第2相，有磁化降低的危险。因此，稀土元素(R1+R2)的合计优选处于8～18原子％的范围内。
作为T2，除了Co以外，还适合使用Ni、V、Cr、Mn、Cu、Zr、Nb、Mo等过渡金属元素。过渡金属元素(T1+T2)中的T1，即Fe占有的比例优选在50原子％以上。因为如果Fe的比例低于50原子％，Nd2Fe14B型化合物的饱和磁化本身减少。在本发明中，R2聚集在晶界相的结果是使所添加的T2效率良好地进入主相内。R2在晶界相中不大量形成所不希望的化合物，因而R2的添加量能够比过去多。在本发明中，能够使T2的添加量增大至20原子％。
Q是B和/或C，是为了使Nd2Fe14B型结晶结构稳定地析出所必须的。在Q的添加量不到3原子％时，会析出R2T17相，因而使矫顽磁力降低，显著地损害退磁曲线的矩形性。另外，如果Q的添加量超过20原子％，就析出磁化小的第2相。因此Q的含量优选在3～20原子％的范围内。
为了进一步提高粉末的磁各向异性，也可以给予其他的添加元素M。作为添加元素M，适合使用选自Al、Ga、Sn、以及In中的至少一种元素。也可以完全不添加所述的添加元素M。在添加时，优选使添加量在3原子％以下。因为如果添加量超过3原子％，不是强磁性相的第2相析出，而磁化低下。再者，为了得到磁各向同性，不需要添加元素M，但为了提高固有矫顽磁力，可以添加Al、Cu、Ga等。
(实施例)以下，说明本发明的第2实施方式的实施例。
在本实施例中，首先，准备在(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-zQzMr的组成式中，具有R1是Nd和Dy、R2是Y(钇)、T1是Fe、T2是Co、Q是B(硼)、M是Cu和Al的种种组成的原料合金。各元素的组成比调节为Nd为5～10原子％，Dy为4原子％，Y为0～5原子％，Co为0～6原子％，B为6原子％，Cu为0.2原子％，Al为0.4原子％，Fe为余量。
在Ar气氛中，将上述合金加热至1400℃，制成合金熔液，将该合金熔液浇入水冷铸模中。合金熔液被冷却，得到厚5mm左右的合金铸片。
在该合金铸片吸收氢后，一边进行真空排气，一边加热至600℃左右，使其脆化(氢处理)。通过所述氢处理，从合金得到粗粉碎粉。使用喷射粉碎机将该粗粉碎粉进行微粉碎，制成平均粒径(FSSS粒度)约为3.5μm的粉末。喷射粉碎机的粉碎气氛是包含氧为10000体积ppm左右的氮气。
以100MPa(兆帕)压制这样制成的粉末，制成具有5mm×25mm×20mm大小的成型体。在进行压制时，沿垂直于压制方向外加取向磁场，使粉末取向。
接着，在Ar气氛中烧结该粉末成型体。烧结温度是1060℃，烧结时间是约4小时。
对这样得到的烧结磁铁，进行居里点和矫顽磁力评价。
图8是表示Co添加量是3原子％和6原子％时的居里温度(居里点)和Y添加量的关系曲线图。图9是表示Y添加量是0原子％、1原子％、3原子％和5原子％时的矫顽磁力HcJ和Co添加量的关系曲线图。
首先，从图8可知，随Y添加量从0原子％增加，居里温度上升，但在某种水平下大致饱和。Co添加量越多，该饱和水平越高。从图8可以确认，Co的居里温度上升效果，因Y添加而增大。
另一方面，从图9可得知以下的情况。
即，在不添加Y时，如果增加Co添加量，矫顽磁力就急剧地降低，与此相对，在添加适量的Y时，不导致矫顽磁力降低，可以增大Co添加量。换言之，由于添加Y，既避免矫顽磁力的大幅度降低，又增加Co添加量，由此可充分地提高居里温度。
根据图9，在完全不添加Y时，如果Co添加量超过约2原子％，矫顽磁力的降低严重。其原因被认为是在完全不添加Y时，Co添加量越多，在晶界相中形成的NdCo2(强磁性化合物)的量越增加。
在Co添加量少时，在不添加Y时和Y添加量是1原子％时未观察到矫顽磁力的大的差别。但是，如果Co添加量为3原子％以上，不添加Y时的矫顽磁力，随Co添加量的增加而大大降低，与此相对，添加Y时的矫顽磁力不取决于Co添加量，保持大致一定的水平。这是因为，作为Y添加的效果，将在晶界相中形成的NdCo2(强磁性化合物)的量抑制到较低。但是，如果Y添加量变得过大(例如成为5原子％以上)，晶界相中的Y氧化物增加，矫顽磁力降低。根据本发明人的试验，Y添加量的优选范围是0＜y≤4原子％，更优选范围是0.5＜y≤3原子％。再者，从尽可能避免矫顽磁力降低的观点考虑，如果将Y添加量的上限限制得更低，该上限就为约2原子％。
在使Y添加量最适合时，可以使Co添加量上升至20原子％。在本发明的情况下，Co添加量的优选范围是0＜q≤20原子％，更优选范围是0＜q≤15原子％。
下面，使用EPMA(电子束探针.微量分析仪)，观察具有Nd10Dy4Y2Fe71Co7B6组成的钢锭合金和烧结磁铁的组织。
图10表示钢锭合金的组成图像照片和元素映象照片，图11表示烧结磁铁的组成图像照片和元素映象照片。
在图10(a)和图11(a)所示的组成图像照片中，亮部分表示晶界相，暗部分表示主相结晶粒内。
在图10和图11中，(b)～(f)分别表示Nd、Dy、Co、Fe和Y的映象照片。
将图10(a)和(b)进行比较可知，在钢锭合金阶段，Nd多存在于晶界相中。另外，将图10(a)和(d)进行比较可知，在该阶段，Co也多存在于晶界相中。与此相对，将图10(a)和(f)进行比较可知，Y多存在于主相中。
在烧结磁铁阶段，从图11(f)可知，Y多存在于晶界相中(浓缩在晶界相中)，将图11(a)和(d)进行比较可知，Co大量进入主相中。
这样可知，通过烧结，Y浓缩在晶界相的结果是Co从晶界相向主相中移动。于是，在主相中Co取代Fe，有助于居里温度上升。像以往那样，在Co多存在于晶界相中的情况下，在烧结后，大量形成强磁性的NdCo2，与此相对，在本发明中，利用Y的作用使晶界相内的Co的浓度大大降低，结果，在晶界相中几乎不形成强磁性的NdCo2，从而抑制矫顽磁力降低。
再者，在(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-zQzMr的组成式中的组成比x和y优选满足0.01≤y/(x+y)≤0.23的关系式。
在R-Fe-B系磁铁中，稀土元素R容易氧化，因而耐腐蚀性降低，结果，存在磁特性劣化的问题。R-Fe-B系磁铁的耐腐蚀性降低的理由如下。即，存在于R-Fe-B系磁铁的晶界中的Nd或Pr和大气中的水分发生反应，形成氢氧化物。伴随该氢氧化物的形成，在晶界发生体积膨胀，因此在局部产生强应力，在磁铁的一部分发生脱粒。从发生这样的脱粒的部位容易进行氧化或腐蚀。
本发明人对本发明的稀土磁铁进行了耐腐蚀性评价。在该耐腐蚀性评价中使用的试料组成(原子％)如以下的表1所示。
对上述试料1～4的磁铁，在2气压、125℃、相对湿度85％的加速试验环境下，进行保持24小时的耐腐蚀性试验。根据因腐蚀而发生的脱粒量评价耐腐蚀性的程度。
试验的结果，在试料1和2之间，没有看到有意义的差别。但是，试料3的脱粒量为试料1的1/2左右，试料4的脱粒量为试料1的1/5左右。
在上述试料中添加的Y和氧的结合力强，不形成氢氧化物，而作为氧化物稳定地存在。因此，如果Y存在于晶界，就不易发生伴随氢氧化物形成的体积膨胀，也难以发生脱粒。这是由添加Y产生的特殊效果，在代替Y而添加La时，得不到这样的效果。
权利要求
1.一种稀土烧结磁铁，它是以组成式(R1x+R2y)T100-x-y-zQz(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T是选自所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，组成比x、y和z分别满足8≤x≤18原子％、0.1≤y≤3.5原子％、以及3≤z≤20原子％，R2的浓度在晶界相中的至少一部分中比在所述结晶粒中高。
2.如权利要求1所述的稀土烧结磁铁，其中，组成比x和y满足0.01≤y/(x+y)≤0.23的关系式。
3.如权利要求1所述的稀土烧结磁铁，其中，R2必须包括Y(钇)。
4.如权利要求1～3中的任一项所述的稀土烧结磁铁，其中，氧量按重量比在2000ppm以上、8000ppm以下。
5.一种稀土烧结磁铁的制造方法，该制造方法包括准备以组成式(R1x+R2y)T100-x-y-zQz表示的稀土合金(R1是选自除La、Y和Sc以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T是选自所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素)的、组成比x、y和z分别满足8≤x≤18原子％、0.1≤y≤3.5原子％、以及3≤z≤20原子％的合金粉末的工序，以及烧结所述稀土合金粉末的工序，使在烧结前存在于具有所述稀土合金中的Nd2Fe14B型结晶结构的主相结晶粒中的R2在烧结工序中向晶界相扩散，由此使R2的浓度在晶界相的至少一部分中比在所述结晶粒中高。
6.如权利要求5所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，在所述稀土合金粉末中含有的氧量，按重量比在2000ppm以上、8000ppm以下。
7.如权利要求5或6所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序使在烧结前存在于所述稀土合金中的晶界相中的R1在烧结过程中向所述主相结晶粒中扩散。
8.如权利要求5～7中的任一项所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序，在所述晶界相中形成R2的氧化物。
9.如权利要求5～8中的任一项所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序包括在650～1000℃范围的温度下保持10～240分钟的第1工序，以及在比所述第1工序中的保持温度高的温度下进行烧结的第2工序。
10.如权利要求5～9中的任一项所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末是在控制氧浓度的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
11.如权利要求5～10中的任一项所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末是在氧浓度控制在20000ppm以下的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
12.如权利要求5～11中的任一项所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末的平均粒径(FSSS粒度)在5μm以下。
13.一种稀土烧结磁铁，它是以组成式(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-rQzMr(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T1是Fe，T2是选自除Fe以外的所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，M是选自Al、Ga、Sn和ln中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，组成比x、y、z、p、q和r分别满足8≤x+y≤18原子％、0＜y≤4原子％、3≤z≤20原子％、0＜q≤20原子％、0≤q/(p+q)≤0.3、以及0≤r≤3原子％，R2的浓度在晶界相中的至少一部分中比在所述结晶粒中高。
14.如权利要求13所述的稀土烧结磁铁，其中，组成比y满足0.5≤y≤3原子％的关系式。
15.如权利要求13所述的稀土烧结磁铁，其中，R2必须包括Y(钇)。
16.如权利要求13所述的稀土烧结磁铁，其中，T2必须包括Co(钴)。
17.如权利要求13所述的稀土烧结磁铁，其中，氧量按重量比在2000ppm以上、8000ppm以下。
18.一种稀土烧结磁铁的制造方法，用于提供以组成式(R1x+R2y)(T1p+T2q)100-x-y-z-rQzMr(R1是选自除La(镧)、Y(钇)和Sc(钪)以外的所有稀土元素中的至少一种元素，R2是选自La、Y和Sc中的至少一种元素，T1是Fe，T2是选自除Fe以外的所有过渡元素中的至少一种元素，Q是选自B和C中的至少一种元素，M是选自Al、Ga、Sn和ln中的至少一种元素)表示的、含有以具有Nd2Fe14B型结晶结构的结晶粒作为主相的稀土烧结磁铁，该制造方法包括准备组成比x、y、z、p、q和r分别满足8≤x+y≤18原子％、0＜y≤4原子％、3≤z≤20原子％、0＜q≤20原子％、0≤q/(p+q)≤0.3、以及0≤r≤3原子％的合金粉末的工序，以及烧结所述稀土合金粉末的工序，使在烧结前存在于具有所述稀土合金中的Nd2Fe14B型结晶结构的主相结晶粒中的R2在烧结过程中向晶界相扩散，由此使R2的浓度在晶界相中的至少一部分中比在所述结晶粒中高。
19.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，在所述稀土合金粉末中含有的氧量，按重量比在2000ppm以上、8000ppm以下。
20.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序，使在烧结前存在于所述稀土合金中的晶界相中的R1在烧结过程中向所述主相结晶粒中扩散。
21.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序，在所述晶界相中形成R2的氧化物。
22.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述烧结工序包括在650～1000℃范围的温度下保持10～240分钟的第1工序，以及在比所述第1工序中的保持温度高的温度下进行烧结的第2工序。
23.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末是在控制氧浓度的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
24.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末是在氧浓度控制在20000ppm以下的气体中进行粉碎的稀土合金粉末。
25.如权利要求18所述的稀土烧结磁铁的制造方法，其中，所述稀土合金粉末的平均粒径(FSSS粒度)在5μm以下。
全文摘要
本发明提供减少在晶界相中构成非磁性相的Nd或Pr的量,而且显示优良的磁特性的稀土烧结磁铁。是以组成式(R文档编号H01F1/058GK1347123SQ0113137
公开日2002年5月1日 申请日期2001年9月30日 优先权日2000年10月4日
发明者金子裕治, 谷口克哉, 关野贵夫 申请人:住友特殊金属株式会社