RFeB系烧结磁体的制作方法

本发明涉及包含稀土类元素(以下，称为“r”)、fe(铁)和b(硼)作为主要构成元素的rfeb系烧结磁体。

背景技术：

rfeb系烧结磁体由sagawa等人于1982年发现，并且具有包括剩磁的很多磁特性远高于常规的永磁体的磁特性的优势。因此，rfeb系烧结磁体用于如包括混合动力汽车和电动汽车用的汽车电机和工业机器用的电机等的各种电机，扬声器，耳机和永磁体式磁共振诊断装置等各种产品中。

矫顽力为表示磁体的磁特性的指标之一。根据当将具有与磁化强度方向相反的反向的磁场(反向磁场)施加至磁体时磁化强度变为0的磁体的磁场的强度来表示矫顽力。矫顽力的值越大，对反向磁场的耐性越高。如，例如各种电机的转子等特别是在方向或强度波动的外部磁场中使用的磁体需要较高的矫顽力。

用于提高rfeb系烧结磁体的矫顽力的方法之一是减小构成rfeb系烧结磁体的各晶粒的粒径(grainsize)。该方法使得各晶粒不那么容易具有形成于其中的、其中磁化强度已经沿反向磁场的方向反转的相反磁化强度部分，从而实现矫顽力的提高。为了生产其中各晶粒具有减小的粒径的rfeb系烧结磁体，使用其中具有减小的粒径的合金粉末用作rfeb系烧结磁体的原料的方法。

然而，即使当具有减小的粒径的合金粉末用作原料并且烧结时，也存在其中一些晶粒异常生长从而增大粒径的称为“异常晶粒生长(abnormalgraingrowth)”的现象发生的情况，导致矫顽力降低。专利文献1和2各自记载了其中zr(锆)引入至原料合金中的rfeb系烧结磁体。zr的引入防止在烧结期间晶粒生长以抑制异常晶粒生长。在原料合金中zr的含量在专利文献1中为0.03～0.25质量％和在专利文献2.中为0.02～1.5质量％。专利文献2表明，在引入nb(铌)和/或hf(铪)来代替zr、或者nb(铌)和/或hf(铪)与zr一起引入的情况下，rfeb系烧结磁体中产生相同的效果。

专利文献1和2各自表明，通过将al和/或cu与zr等一起引入，可以使rfeb系烧结磁体具有较高的矫顽力、较高的耐腐蚀性和改进的温度特性。al和cu的总含量在专利文献1中为0.02～0.5质量％和在专利文献2中为0.02～0.6质量％。然而，专利文献1和2均没有提及单独的al或单独的cu的任何含量范围，尽管实施例中示出了特定的数值(专利文献1示出引入0.2质量％的al和0.05质量％的cu，或者引入0.25质量％的al和0.07质量％的cu；而专利文献2示出引入0.054质量％的al和0.1质量％的cu)。

此外，专利文献2表明，通过组合添加cu和co，使得能够获得高矫顽力的退火温度的范围变宽。专利文献2中的退火为其中在烧结步骤之后、将烧结物在所给出的温度范围(专利文献2中，退火温度范围为500至800℃)内并且比用于烧结的温度(专利文献2中，1,000至1,100℃)低的温度下加热的处理。变宽的退火温度范围导致退火时扩大的温度波动的允许范围并且可以同时使更大量的rfeb系烧结磁体退火，从而改进生产效率。专利文献2记载了，co的含量为0.5～5质量％。然而，如上所述，专利文献2没有提及cu的任何含量范围，尽管在实施例中示出特定的数值和仅示出cu和al的总含量。

专利文献1：jp-a-2004-296848

专利文献2：jp-a-2006-210376

专利文献3：wo2006/004014

技术实现要素：

方向和强度波动的外部磁场中所使用的磁体不仅需要具有高矫顽力而且需要具有提高的矩形比。矩形比表示为当磁化强度曲线的第二象限(去磁作用曲线)中的磁化强度变为剩磁br的90％时的反向磁场hk与矫顽力(当磁化强度变为0时的反向磁场)hcj之间的比，即，hk/hcj。矩形比越高，磁化强度伴随波动的磁场的波动越小。较高的矩形比意味着磁体在波动的磁场中具有稳定的性质。专利文献1和2中记载的rfeb系烧结磁体不能具有充分高的矩形比的值。

退火温度范围需要设定为使得不仅矫顽力而且矩形比具有高的值，并且需要较宽。

通过本发明解决的问题在于提供一种rfeb系烧结磁体，其具有高的矩形比并且能获得高的矫顽力值和矩形比值的退火温度范围宽。

为了解决上述问题，根据本发明的rfeb系烧结磁体包含：

24～31质量％的选自由nd、pr、la和ce组成的组中的至少一种元素(以下，称为“r^l”)；

0.1～6.5质量％的选自由dy和tb组成的组中的至少一种元素(以下，称为“r^h”)；

0.8～1.4质量％的b；

0.03～0.2质量％的选自由zr、ti(钛)、hf和nb组成的组中的至少一种元素；

0.8～5.5质量％的co；

0.1～1.0质量％的cu；和

0.1～1.0质量％的al，

其中，余量为fe和不可避免的杂质，

其中，组合物中cu和al的总含量高于0.5质量％。

r^l的含量作为通过四舍五入到最接近的整数得到的值而给出，和其它元素的含量作为通过四舍五入到最接近的小数点后第一位得到的值而给出。

在根据本发明的rfeb系烧结磁体中，cu的含量和al的含量各自为0.1质量％以上且cu和al的总含量高于0.5质量％。此外，co以0.8质量％以上的量包含在其中。结果，rfeb系烧结磁体具有提高的矩形比，并且能给出高的矫顽力值和高的矩形比值的退火温度范围变宽。认为这是因为由于co、cu和al的此类含量，使得rfeb系烧结磁体中形成包含co、cu和al的晶界(grainboundaries)并且晶界具有阻断晶粒之间的磁性相互作用的效果，从而改进矫顽力和矩形比二者。在一定温度下进行的退火得到比之前更高的矫顽力值和矩形比值的情况下，通过在该温度附近的温度下进行的退火也获得较高的矫顽力值和矩形比值，结果，能够获得高的矫顽力值和高的矩形比值的退火温度范围变宽。

阻断晶粒之间的磁性相互作用的效果主要通过co和cu产生。然而，co和cu在晶界处易于分离成各相，因此，co和cu本身不能产生充分的效果。认为除了co和cu以外al的添加抑制co与cu之间的相分离，使得可以充分阻断晶粒之间的磁性相互作用。如上所述，在专利文献2中，以少至0.054质量％(小于本发明中的下限0.1质量％)的单量(singleamount)添加al，并且提及co和cu作为具有加宽退火温度范围的效果的仅有元素。

然而，在al的含量过高的情况下，即使当使用晶界扩散处理时，rfeb系烧结磁体的主相中的一些fe也被al取代，导致剩磁降低。因此，在rfeb系烧结磁体中al的含量为1.0质量％以下。同时，在cu的含量过高的情况下，不仅rfeb系烧结磁体具有降低的剩磁而且cu过剩地存在于晶界处，导致矩形比降低。因此，在rfeb系烧结磁体中cu的含量为1.0质量％以下。

另一方面，因为co本身具有磁性，所以co可以由晶粒内的一些fe替换至一定程度。由此，co的含量在晶界处不需要高于晶粒内。co的含量在0.8～5.5质量％的范围内以致co刚好以产生上述效果所必需的量存在于晶界处并且一些fe对co的替换不会有问题。从抑制矫顽力降低的观点，上述范围内的co的含量的优选范围为0.8～3.0质量％。co的含量优选在1.4～2.5质量％的范围内，因为这导致甚至更宽的退火温度范围。

由于cu和al是非磁性的，因而这些元素当存在于晶粒内时，导致磁化强度降低。因此，在根据本发明的rfeb系烧结磁体中，期望cu和al的含量在晶界处比在晶粒内更高。此类rfeb系烧结磁体可以通过使用包括以下的处理来获得：准备既不包含cu也不包含al的rfeb系烧结物或者以比最终要获得的rfeb系烧结磁体中少的量包含cu和/或al的rfeb系烧结物；将包含cu和al二者的粘附材料附着至烧结物的表面；然后加热烧结物以使来自表面的cu和al主要通过晶界扩散至烧结物内部。该处理称为晶界扩散处理。通过此类晶界扩散处理产生的rfeb系烧结磁体具有其中cu的含量和al的含量从rfeb系烧结磁体的表面朝向其内部逐渐减少的分布。

期望根据本发明的rfeb系烧结磁体在其晶界处包含r3(co,fe)相。r3(co,fe)相在没有晶格缺陷的情况下构成为以3:1的比例的稀土类元素r的原子和co与fe二者的原子。r3(co,fe)相在室温下为顺磁性的。顺磁性的r3(co,fe)相在晶界处的存在与铁磁性的元素co和fe在晶界处的存在相比更促进阻断晶界之间的磁性相互作用，并且这不仅改进矫顽力和矩形比而且加宽了能获得高的矫顽力值和高的矩形比值的退火温度范围。在生产根据本发明的rfeb系烧结磁体时在烧结期间在晶界处产生r3(co,fe)相，并且通过在晶界处cu的存在而降低r3(co,fe)相的熔点以使r3(co,fe)相扩散遍布全部晶界。这也有助于矫顽力和矩形比的改进以及有助于能获得高的矫顽力值和高的矩形比值的退火温度范围的宽度的增加。

由于根据本发明的rfeb系烧结磁体包含选自由zr、ti、hf和nb组成的组中的至少一种元素，因而防止该烧结磁体具有由于异常晶粒生长导致的降低的矫顽力。作为防止异常晶粒生长用的元素，专利文献2提及选自由zr、hf和nb组成的组中的至少一种元素。然而，在本发明中，ti可以代替这些元素来使用或者与这些元素一起使用。该选自由zr、ti、hf和nb中的至少一种元素的含量在使得这些元素刚好以产生上述效果且这些元素不降低rfeb系烧结磁体的剩磁所必需的量存在于rfeb系烧结磁体中的0.03～0.2质量％的范围内。

r^h包含在根据本发明的rfeb系烧结磁体中还可以用于提高矫顽力。然而，尽管r^h提高rfeb系烧结磁体的矫顽力，但是已知的是，其在晶粒内的存在导致剩磁降低。还已知的是，r^h具有提高矫顽力的效果只要r^h存在于晶粒的表面附近即可。因此，在根据本发明的rfeb系烧结磁体中，r^h的含量在0.1～6.5质量％的范围内，并且期望的是，其含量在各晶粒的表面比在晶粒的中心高。在该方面，此类rfeb系烧结磁体可以通过进行包括以下的晶界扩散处理来生产：准备不包含r^h的rfeb系烧结物或者r^h含量比根据本发明的rfeb系烧结磁体的r^h含量低的rfeb系烧结物；将包含r^h的粘附材料附着至烧结物的表面；然后加热烧结物以使r^h从表面经由烧结物的晶界扩散至烧结物的晶粒的表面附近。在r^h已经通过晶界扩散处理引入至rfeb系烧结磁体的情况下，与al和cu的含量相同，该rfeb系烧结磁体作为整体具有其中r^h的含量从rfeb系烧结磁体的表面朝向其内部逐渐减少的分布。

优选的是，根据本发明的rfeb系烧结磁体以0.05～1.0质量％的量进一步包含ga(镓)。通过将ga与co以组合引入，矫顽力可以得到提高。

一般地，在稀土类元素的含量较高的情况下，在rfeb系烧结磁体的晶界处比在其主相中更多地形成具有高的稀土类元素含量和低熔点的富含稀土类的相。在晶界扩散处理期间，富含稀土类的相熔融以使r^h更容易扩散遍布rfeb系烧结磁体的全部晶界。结果，矫顽力和矩形比得到提高。同时，由于稀土类元素昂贵，因而其含量的增加导致提高的成本。根据本发明的rfeb系烧结磁体即使在所有稀土类元素的总含量为32质量％以下，即，相对低的情况下，也具有20koe以上的矫顽力和90％以上的矩形比。因此，可以以降低的成本获得高矫顽力和高矩形比。

根据本发明，可以获得一种rfeb系烧结磁体，其具有高矩形比并且能够获得高的矫顽力值和高的矩形比值的退火温度的范围宽。

附图说明

[图1]图1为示出根据本发明的rfeb系烧结磁体的生产方法的一个实例的简图。

[图2]图2为示出实施例1和2中生产根据本发明的rfeb系烧结磁体时的退火温度与矫顽力的测量值之间的关系的图。

[图3]图3示出在实施例1和2中的生产期间的退火温度与矩形比的测量值之间的关系的图。

[图4]图4为示出在实施例1和2中的生产期间的退火温度与剩磁的测量值之间的关系的图。

[图5]图5为示出在实施例3和4中的生产期间的退火温度与矫顽力的测量值之间的关系的图。

[图6]图6为示出在实施例3和4中的生产期间的退火温度与矩形比的测量值之间的关系的图。

[图7]图7包括示出测定实施例3的试样中从表面沿深度方向的(a)al；(b)cu；(c)nd；和(d)tb的各自的含量的分布的检测结果的图。

[图8]图8为示出实施例3和5～7以及比较例1中生产根据本发明的rfeb系烧结磁体时的退火温度与矫顽力的测量值之间的关系的图。

[图9]图9为示出在实施例3和比较例2与3中的生产期间的退火温度与hk95/hcj的测量值之间的关系的图。

具体实施方式

根据本发明的rfeb系烧结磁体的实施方案使用图1至图9来说明。

(1)组成

本实施方案的rfeb系烧结磁体包含24～31质量％的r^l，0.1～6.5质量％的r^h，0.8～1.4质量％的b，0.03～0.2质量％的选自由zr、ti、hf和nb组成的组中的至少一种元素，0.8～5.5质量％的co，0.1～1.0质量％的cu，和0.1～1.0质量％的al，余量为fe和不可避免的杂质。然而，cu和al的总含量需要高于0.5质量％。本实施方案的rfeb系烧结磁体除了这些元素以外还可以包含0.05～1.0质量％的ga。

在生产本发明的rfeb系烧结磁体时，优选的是，通过在以下(2)中将描述的晶界扩散处理将cu和al引入至rfeb系烧结磁体中，以使其含量在晶界处比晶粒内高。由此生产的rfeb系烧结磁体具有其中cu的含量和al的含量在至少某些表面中最高的分布。还优选像cu和al一样，通过晶界扩散处理将r^h引入至rfeb系烧结磁体中。然而，cu、al和r^h中的至少一种可以通过晶界扩散处理以外的方法引入至rfeb系烧结磁体中(在该情况下，可以由此引入这些元素中的全部)。例如，cu、al和r^h中的至少一种可以预先添加至烧结物的原料中。

本实施方案的rfeb系烧结磁体可以进一步包含，至多0.1质量％的cr(铬)，至多0.1质量％的mn(锰)，至多0.1质量％的ni，至多3,500ppm的o(氧)，至多2,000ppm的n(氮)，和至多2,000ppm的c(碳)作为不可避免的杂质。期望的是，o的含量为1,500ppm以下，n的含量为1,000ppm以下，和c的含量为1,000ppm以下。

(2)生产方法

根据一个实施方案的rfeb系烧结磁体的生产方法的实例参照图1来说明。首先，通过以下方法生产包含rfeb系烧结物的基材11。准备以对应于要生产的基材11的组成的量包含各元素的原料合金。在进行随后将描述的晶界扩散处理的情况下，所使用的原料为不包含cu、al和r^h中的至少一种(或者可以都不包含这些)并且以以上示出的各范围内的量包含其它元素的原料，或者为以低于最终获得的rfeb系烧结磁体中的各量包含cu、al和r^h中的至少一种(或者可以包含cu、al和r^h中的全部)的原料。同时，在不进行晶界扩散处理的情况下，使用包含cu、al和r^h和最终获得的rfeb系烧结磁体以上述所示的范围内的各量包含的其它各元素的原料。

可以通过粉碎原料合金以生产原料粉末111(参见图1中的(a))，在原料粉末111在磁场中取向的同时使原料粉末111压缩成形，从而生产压缩成形物112(参见图1中的(b))，和加热压缩成形物112以烧结原料粉末111(参见图1中的(c))来获得基材11(按压法)。可选择地，基材11可以通过以与上述相同的方式生产原料粉末111，将原料粉末111填充至具有与所要生产的基材11对应的形状的模具113中(参见图1中的(b’))，并且使原料粉末在磁场中取向，并且在不进行压缩成形(plp(无按压法(press-lessprocess))法；参见专利文献3)的情况下加热并烧结取向的原料粉末(参见图1中的(c’))。关于原料粉末111的粒径，烧结用的加热温度等、在生产常规的rfeb系烧结磁体时所使用的条件可以原样使用。例如，从生产其中晶粒具有减小的粒径的rfeb系烧结磁体的观点，期望的是，原料粉末的粒径较小。期望调节原料粉末以具有3μm以下的例如通过激光法测定的中值粒径(d50)(参见专利文献3)。在烧结期间的温度可以为例如，在按压法中在1,000至1,100℃(参见专利文献1和2)的范围内或者在plp法中在900至1,050℃(参见专利文献3)的范围内。

在以下方式中对生产的基材11进行通过晶界扩散法的处理。首先，生产包含要通过晶界扩散处理引入的r^h、cu和al中的一种以上的元素的粘附材料12。优选用作粘附材料12的原料的是例如，r^h、cu和al的合金以及硅脂122。具体地，将合金粉碎以生产晶界扩散处理用粉末121，并且添加硅脂122且与晶界扩散处理用粉末121混合，从而生产糊状粘附材料12(参见图1中的(d))。代替r^h、cu和al的合金，可以使用各自为粉末形式的三种元素金属或者可以使用三种金属中的两种金属的合金和剩余的一种元素金属的粉末。r^h可以仅为dy和tb中的一种或者可以为二者。在通过晶界扩散处理引入r^h、cu和al中的两种以下的元素的情况下，使用仅包含要引入的元素的合金。

随后，将粘附材料12施涂至基材11的表面，并且将涂覆后的基材11加热至给定的温度(参见图1中的(e))。由此，包含在粘附材料12中的要进行晶界扩散的元素扩散至基材的晶界内。该加热时的温度可以例如在700至1,000℃的范围内。

通过由此进行晶界扩散处理，获得未退火的rfeb系烧结磁体13。同时，在不进行晶界扩散处理的情况下，原样使用获得的基材11作为未退火的rfeb系烧结磁体13。接下来，将获得的未退火的rfeb系烧结磁体13在比烧结时所使用的温度低的温度下加热，从而进行退火(参见图1中的(f))。退火的温度例如在460至560℃的范围内。尽管进行退火一次就足够了，但是可以进行两次以上的处理。通过上述步骤，获得根据该实施方案的rfeb系烧结磁体10(参见图1中的(g))。

(3)根据该实施方案的rfeb系烧结磁体的实施例

以下示出其中生产根据该实施方案的rfeb系烧结磁体的实施例。

(3-1)实施例1和2

分别具有表1所示的组成(测量值)的合金1和2用作原料以通过plp法生产基材。随后，将各基材成形为厚度为4.8mm的板状。然后，将通过将硅脂添加至通过粉碎包含75.3质量％的tb、18.8质量％的cu和5.9质量％的al的tbcual合金获得的晶界扩散处理用粉末中获得的粘附材料施涂至板状基材的前面和后面，并且将涂覆后的基材在900℃下加热15小时，从而进行晶界扩散处理以生产未退火的rfeb系烧结磁体。在460至560℃的范围内的温度下各自加热由此获得的未退火的rfeb系烧结磁体以进行退火。由此，实施例1的rfeb系烧结磁体和实施例2的rfeb系烧结磁体分别由合金1和合金2来生产。在实施例1和2各自中，生产多个基材和未退火的rfeb系烧结磁体，并且在退火时，分别在不同的温度(在460至560℃的范围内间隔为20℃的不同温度)下加热多个未退火的rfeb系烧结磁体。在实施例1和2各自中，分析获得的rfeb系烧结磁体中的一种的组成，并且测量值在表2中示出。

表1

作为基材用原料的合金的组成(单位：质量％)

表2

获得的rfeb系烧结磁体的组成(单位：质量％)

在实施例1和2各自中，各获得的rfeb系烧结磁体中各元素的含量在根据本发明的范围内。实施例1的rfeb系烧结磁体与实施例2的rfeb系烧结磁体相比，具有较高的al含量和cu含量。同时，实施例2的rfeb系烧结磁体与实施例1的rfeb系烧结磁体相比，具有较高的co含量。尽管实施例1和2的rfeb系烧结磁体包含0.03质量％的未包含在基材的原料中的dy，但是认为这是因为tbcual合金已经包含微量的dy作为杂质。

测定实施例1和2的使用不同退火温度生产的rfeb系烧结磁体各自的矫顽力hcj、矩形比sq和剩磁br。图2示出矫顽力hcj的测定结果，图3示出矩形比sq的测定结果，和图4示出剩磁br的测定结果。

实施例1中的矫顽力hcj的值在22.5～23.3koe的范围内和实施例2中的矫顽力hcj的值在22.3～23.2koe的范围内；获得超过20koe的充分高的值。认为这是因为zr包含在用作基材的原料的合金中抑制异常晶粒生长的发生和因为晶界扩散处理使tb以比rfeb系烧结磁体的晶粒中心高的含量存在于晶粒的表面。

通过在遍及该范围的温度下进行的退火实验而生产的烧结磁体的矫顽力hcj的值在相对于中值(实施例1中为22.9koe和实施例2中为22.8koe)的±2％的范围内。其矫顽力hcj没有示出随着退火温度上升或下降而降低的趋势。

实施例1中的矩形比的值在96.1～96.7％(中值，96.4％)的范围内和实施例2中的矩形比的值在95.5～96.3％(中值，95.9％)的范围内；获得超过95％的充分高的值。认为其原因与高矫顽力hcj相同。通过在遍及该范围的温度下进行的退火实验生产的烧结磁体的矩形比sq的值在相对于中值的±0.4％的范围内。其矩形比sq没有示出随着退火温度上升或下降而降低的趋势。

如上所述，在实施例1和2中，通过遍及宽度范围为100℃的460至560℃的温度下进行退火实验而获得充分高的矫顽力hcj的值和矩形比sq的值。另外，无论退火温度的差如何，获得的值均基本均匀。由此，即使在使大量的未退火的rfeb系烧结磁体同时退火的情况下，可以获得基本上均质(eveninquality)的rfeb系烧结磁体而不受未退火的rfeb系烧结磁体之间的几十摄氏度的温度差的影响。因此，rfeb系烧结磁体的生产效率可以得到提高。

另外，关于剩磁br，无论退火温度的差如何，在实施例1和2各自中均获得基本上均匀的值。

(3-2)实施例3和4(ga的存在或不存在)

接下来，通过由具有表3中所示的组成(测量值)的合金3作为原料生产含ga基材并且以与实施例1和2相同的方式使基材进行晶界扩散处理来生产rfeb系烧结磁体(实施例3)。通过由表3中所示的合金4作为原料生产无ga的基材并且以与如上所述相同的方式使基材进行晶界扩散处理从而将ga以外的各元素的含量调节至接近于实施例3中的那些的值来生产另一种rfeb系烧结磁体(实施例4)。在实施例3和4各自中，分析获得的rfeb系烧结磁体中的一种的组成，并且测量值在表4中示出。

表3

作为基材用原料的合金的组成(单位：质量％)

表4

获得的rfeb系烧结磁体的组成(单位：质量％)

测定实施例3和4的使用不同的退火温度生产的rfeb系烧结磁体各自的矫顽力hcj和矩形比sq。图5示出矫顽力hcj的测定结果，和图6示出矩形比sq的测定结果。在实施例3中，与实施例1和2相同，获得超过20koe的矫顽力的充分高的值，并且通过在遍及该范围的温度下进行退火实验生产的烧结磁体的矫顽力的值在相对于中值(23.28koe)的±2％的范围内。在实施例3中，矩形比的值在96.5～97.4％(中值，97.0％)的范围内；获得超过95％的充分高的值。实施例3中对应于各温度的矫顽力的值和矩形比的值高于实施例4。由此确定，ga添加至根据本发明的rfeb系烧结磁体中提高了矫顽力的值和矩形比的值。

接下来，测定实施例3的试样的从表面沿深度方向al、cu、nd和tb各自的含量分布，并且说明其结果。测定结果在图7中示出。图7中的(a)至(d)各自示出从板状试样的一个表面(其中表面的位置取作0)沿深度方向的位置的含量的分布。由于试样的厚度为4.8mm，各图中的位置“2.4mm”为深度方向的中心。al、cu和tb的含量从试样的各表面朝向内部逐渐减少，而nd的含量没有示出该趋势。这是由于al、cu和tb已经通过晶界扩散处理引入至试样中的事实。

(3-3)实施例3和5～7、比较例1(co的浓度不同)

接下来，作为co浓度不同的rfeb系烧结磁体的实施例5～7和比较例1的试样与以上给出的实施例3的试样一起来说明。除了基材中co等的浓度不同以外，以与实施例3相同的方式生产实施例5～7和比较例1的这些试样。用于实施例5～7和比较例1的试样的原料合金各自的组成的测量值在表5中示出，通过分析实施例和比较例各自中获得的rfeb系烧结磁体中的一个获得的组成的测量值在表6中示出。合金5～7分别为实施例5～7的试样的原料，和合金a为比较例1的试样的原料。

表5

作为基材用原料的合金的组成(单位：质量％)

表6

获得的rfeb系烧结磁体的组成(单位：质量％)

测定实施例3和5～7的使用不同的退火温度生产的rfeb系烧结磁体的矫顽力hcj，并且其结果在图8中示出。通过在遍及460至560℃(在实施例6中460至580℃)的范围的温度下进行退火而生产的实施例3、5和6(co含量为2.46、0.93和1.42)的试样具有超过20koe的充分高的矫顽力hcj的值。在实施例7中，仅仅分别经历了在最低温度(460℃)和最高温度(580℃)下进行的退火的试样的矫顽力hcj轻微地低于20koe，和其它试样的矫顽力hcj超过20koe。关于通过在遍及该范围的温度下进行退火而生产的试样的矫顽力与中值(实施例3中为23.2koe；实施例5中为22.5koe；实施例6中为22.9koe；和实施例7中为19.9koe)的偏差，实施例3中的偏差为±1.5％，实施例5中的偏差为±2.7％，实施例6中的偏差为±1.9％，和实施例7中的偏差为±3.8％。在各实施例中，该偏差小于±5％。相对地，在比较例1中，通过在遍及该范围的温度下进行退火而生产的试样的矫顽力hcj的值低至13.9～17.3koe，和与中值(15.6koe)的偏差大至±11.1％，其绝对值为5％以上。

如上所示，实施例3和5～7的rfeb系烧结磁体与比较例1的相比，随着变化的退火温度矫顽力变化较小，因此，具有宽的退火温度范围。在这些实施例的rfeb系烧结磁体中，特别是co含量在1.4～2.5质量％的范围内的实施例3和6的rfeb系烧结磁体与实施例5和7相比，具有较高的矫顽力，并且随着变化的退火温度矫顽力变化较小。在该方面，实施例3和6的rfeb系烧结磁体优于实施例5和7。

co的浓度影响rfeb系烧结磁体的居里温度(curietemperature)。例如，实施例5的烧结磁体(co含量，0.93质量％)的居里温度为317℃，而实施例3的烧结磁体(co含量，2.46质量％)的居里温度为335℃。

(3-3)实施例3、6和7以及比较例1的晶界的组成

接下来，测定实施例3、6和7以及比较例1的rfeb系烧结磁体各自的晶界的组成，并且示出其结果。在该测定中，用电子显微镜观察各rfeb系烧结磁体的截面以获得其图像，并且指定图像中的晶界的11～15个部分。各部分的组成通过epma来测定。其结果在表7(实施例3)、表8(实施例6)、表9(实施例7)和表10(比较例1)中示出。在各表中，nd、pr、tb(这三种元素属于稀土类元素r)、fe、co、al、cu和ga的含量以原子百分比表示。另外，实施例和比较例的rfeb系烧结磁体各自包含微量的除了这八种元素以外的元素，因此，这八种元素的总含量并非总是100(原子％)。

表7

实施例3(co＝2.46质量％)的晶界中的各部分的组成

表8

实施例6(co＝1.42质量％)的晶界中的各部分的组成

表9

实施例7(co＝5.45质量％)的晶界中的各部分的组成

表10

比较例1(co＝9.18质量％)的晶界中的各部分的组成

表7～10中的备注列中由“主相”表示的各测试部分具有与rfeb系磁体的主相(r2fe14b)接近的组成。备注列中由“富含o、c”表示的各测试部分比其它测试部分具有更高的o或c含量，并且认为已经包含形成在其中的氧化物或碳化物，尽管这未在表中示出。由“主相”和“富含o、c”表示的这些测试部分各自具有比其它测试部分低的co含量。

以下讨论除了由“主相”和“富含o、c”表示的这些测试部分以外的具有较高co含量的测试部分的测定结果。关于这些测试部分中的各自，表7～10中示出的八种元素分成三个组：nd、pr和tb(稀土类元素r)；fe和co(铁族元素)；和al、cu和ga。测定各组的总含量。此外，测定包含nd、pr和tb的组与包含fe和co的组之间的含量比。其结果在表11(实施例3)、表12(实施例6)、表13(实施例7)和表14(比较例1)中示出。

表11

实施例3(co＝2.46质量％)的晶界中的各部分的组成(2)

表12

实施例6(co＝1.42质量％)的晶界中的各部分的组成(2)

表13

实施例7(co＝5.45质量％)的晶界中的各部分的组成(2)

表14

比较例1(co＝9.18质量％)的晶界中的各部分的组成(2)

表11～14中的结果在以下示出。在实施例3、6和7的各rfeb系烧结磁体中，三个组各自的元素总含量如下：包含nd、pr和tb的组的总含量在60～70原子％的范围内；包含fe和co的组的总含量在20～35原子％的范围内；和包含al、cu和ga的组的总含量在6～10原子％的范围内。相对地，在比较例1的rfeb系烧结磁体中，三个组中的至少一个组的元素总含量不在以上示出的对应范围内。

此外，在实施例3和6中，在大量的测试部分的各自中(实施例3中六个部分中的三个；实施例6中七个部分中的五个)稀土类元素r与铁族元素之间的含量比大于2.5但小于3.2。相对地，在实施例7和比较例1中，不存在含量比在上述范围内的部分。认为稀土类元素r与铁族元素之间的含量比为3附近的值，即，大于2.5但小于3.2的测试部分(晶界)包含r3(co,fe)相。这些结果与图8中示出的在生产期间的退火温度和矫顽力的测量值之间的关系的比较在以下示出。通过在任意温度下进行的退火而生产的其中含量比在上述范围内的实施例3和6的rfeb系烧结磁体，与其中含量比在上述范围外的实施例7和比较例1的rfeb系烧结磁体相比，具有较高矫顽力并且随着变化的退火温度矫顽力变化较小从而获得较宽退火温度范围。即，rfeb系烧结磁体中r3(co,fe)相在晶界中的存在有助于提高矫顽力和加宽退火温度范围。

(3-4)实施例3和比较例2与3(用于晶界扩散处理中的合金之间组成的差异)

接下来，对其中使用不包含al的tbcu合金使由与实施例3中相同母料生产的基材进行晶界扩散处理的比较例2，和对其中使用不包含cu的tbal合金使基材进行晶界扩散处理的比较例3给出说明。比较例2中使用的tbcu合金包含85.4质量％的tb和14.6质量％的cu，而比较例3中使用的tbal合金包含95.4质量％的tb和4.6质量％的al。将分别包含这两种合金的两种粘附材料和包含tbalcu合金的一种粘附材料各自施涂至基材使得粘附材料中以相同的量包含tb(实施例3对应于关于tbalcu合金的实验)。粘附材料的实际施涂量以板状基材的每一表面(17mm×17mm)的合金量计，在实施例3(tbalcu合金)中为73g，在比较例2(tbcu合金)中为64g和在比较例3(tbal合金)中为57g。涂覆后的基材在与实施例1等相同的条件下加热，从而进行晶界扩散处理。分析比较例2和3各自生产的rfeb系烧结磁体试样中的一个的组成，并且测量值在表15中示出。

表15

获得的rfeb系烧结磁体的组成(单位：质量％)

在注意cu和al的含量的情况下，比较例2和3中单独cu的含量和单独al的含量在根据本发明的各范围(各自为0.1～1.0质量％)内。然而，比较例2中cu和al的总含量为0.49质量％和比较例3中cu和al的总含量为0.35质量％，这些含量值在根据本发明的范围(高于0.5质量％)之外。因此，比较例2和3的试样不是根据本发明的rfeb系烧结磁体。

在实施例3和比较例2与3中，使用包含相同量的tb的粘附材料使由相同的母料生产的基材进行晶界扩散处理。尽管如此，实施例3中获得的rfeb系烧结磁体与比较例2和3中获得的rfeb系烧结磁体相比，具有较高的tb含量。即，在晶界扩散处理中使用包含cu和al二者的tbcual合金，与使用仅包含cu或al的tbcu或tbal合金相比，tb更有效地扩散遍布基材的各晶界。

各自测定实施例3和比较例2与3中各自通过在不同温度下进行的退火而生产的rfeb系烧结磁体以求得以下定义的hk95/hcj的值。hk95/hcj定义为退磁曲线中的磁化强度变为剩磁br的95％时的反向磁场(表示为“hk95”)与矫顽力hcj的比。与矩形比sq相同，hk95/hcj为退磁曲线的矩形性(squareness)的指标，并且等于除了表述“磁化强度变为剩磁br的90％时的反向磁场”中的“90％”替换为“95％”以外的上述定义的sq。与sq相比，hk95/hcj取决于矩形度更宽地变化。hk95/hcj的测定结果在图9中示出。结果表明，通过在遍及以上示出的范围的温度下进行的退火而生产的实施例3的烧结磁体与比较例2和3的烧结磁体相比，具有更高的hk95/hcj值和更良好的矩形性。

本发明不限于以上示出的实施方案，并且当然可以进行各种改变。例如，尽管以上示出的实施方案包含nd和pr作为r^l，但是rfeb系烧结磁体可以包含nd或pr，或者可以除了nd和/或pr以外还包含la和/或ce，或者包含la和/或ce来代替nd和/或pr。尽管以上示出的实施方案包含tb和dy作为r^h，但是rfeb系烧结磁体可以包含tb或dy。

本申请基于2018年7月9日提交的日本专利申请no.2018-129932和2019年1月23日提交的日本专利申请no.2019-009098，并且其内容通过参考并入本文中。

附图标记说明

10...rfeb系烧结磁体

11...基材

111...原料粉末

112...压缩成形物

113...模具

12...粘附材料

121...晶界扩散处理用粉末

122...硅脂

13...未退火的rfeb系烧结磁体