R?T?B系永久磁鐵的制作方法

本發明涉及以稀土類元素(r)、fe或fe及co作為必須的至少一種以上的鐵族元素(t)及硼(b)作為主成分的r-t-b系永久磁鐵。

背景技術：

r-t-b系永久磁鐵具有優異的磁特性，因此被用于硬盤驅動器的音圈電動機(vcm)、搭載于混合動力汽車上的電動機等的各種電動機、或家電產品等上。在電動機等中使用r-t-b系永久磁鐵的情況下，為了適應高溫下的使用環境，要求具有高的矯頑力。

另外，在將r-t-b系永久磁鐵組裝于電動機等產品中時，在磁化狀態下難以進行處理，因此，磁化處理多在將r-t-b系永久磁鐵組裝于產品后進行。在將r-t-b系永久磁鐵組裝于產品的狀態下，與r-t-b系永久磁鐵制造時相比，不能施加大的外部磁場，因此，與矯頑力同樣也需要提高磁化特性。

作為提高r-t-b系永久磁鐵的矯頑力的方法，已知有將r-t-b系永久磁鐵的主相結晶顆粒微細化的方法。雖然機制不完全明確，但推測為通過將主相結晶顆粒微細化，作為逆磁區的發生源的結晶晶界附近的缺陷減少。但是，在將主相結晶顆粒微細化的情況下，存在磁化特性變差的課題。

專利文獻1中公開有如下技術，將與ndfeb燒結磁鐵的c軸垂直的截面上的晶粒的粒徑的中值設為4.5μm以下，將上述截面上的上述粒徑為1.8μm以下的晶粒的面積率設為5％以下，由此得到良好的矯頑力和磁化特性。但是，存在下述課題：在將主相結晶顆粒更微細化時，不能將粒徑1.8μm以下的晶粒的面積率設為5％以下，不能得到良好的磁化特性。

專利文獻1：國際公開2014/034650號小冊子

非專利文獻1：近角聰信著《強磁性體的物理(下)》

技術實現要素：

本發明正是鑒于上述而完成的，本發明的目的在于，在主相結晶顆粒微細的r-t-b系永久磁鐵中，提供良好的矯頑力和磁化特性。

用于解決課題的技術手段

專利文獻1中記載有，作為通過使粒徑1.8μm以下的結晶顆粒的面積率為5％以下而得到良好的磁化率的理由，粒徑為1.8μm以下的晶粒是單磁區顆粒。多磁區顆粒的磁化過程為磁壁移動型，容易引起磁化反轉，與之相對，單磁區顆粒的磁化過程為磁化旋轉型，為了使單磁區顆粒的磁化的朝向一致需要的外部磁場比為了使多磁區顆粒的磁化的朝向一致需要的外部磁場強。因此，在現有的r-t-b系永久磁鐵中，僅減小粒徑1.8μm以下的單磁區顆粒的比例不能防止磁化率變差，在對主相結晶顆粒進行微細化方面受到限制。

本申請發明者等對主相結晶顆粒進行進一步微細化，即使在存在粒徑1.8μm以下的主相結晶顆粒的情況下也能夠得到良好的磁化特性的方法進行了深入研究。其結果發現，通過增厚存在于主相結晶顆粒間的二顆粒晶界，即使在存在微細的主相結晶顆粒的情況下，也能夠得到良好的磁化特性。

本發明是基于上述發現而完成的。具體而言，本發明提供一種r-t-b系永久磁鐵，其特征在于，含有r-t-b系化合物作為主相結晶顆粒，其中，r為稀土類元素，t為必須有fe或者fe和co的鐵族元素，b為硼，并且含有相鄰的兩個所述主相結晶顆粒間的二顆粒晶界，所述主相結晶顆粒的平均粒徑為0.9μm以上2.8μm以下，所述二顆粒晶界厚度為5nm以上200nm以下。

可以認為是通過使二顆粒晶界的厚度形成在上述這樣的范圍內，將相鄰的主相結晶顆粒彼此磁分斷、隔離。非專利文獻1中示出，在顆粒被磁隔離的情況下，沒有來自相鄰的顆粒的磁影響，因此，靜磁能低，與顆粒未隔離的情況相比，單磁區臨界徑減小。因此認為，當在主相結晶顆粒間形成厚的二顆粒晶界，主相結晶顆粒彼此被磁分斷時，主相結晶顆粒的單磁區臨界徑減小。

如果主相結晶顆粒的單磁區臨界徑減小，則即使是現有的成為單磁區顆粒那種粒徑的主相結晶顆粒，也能夠作為多磁區顆粒存在。因此，即使主相結晶顆粒的平均粒徑在比目前的主相結晶顆粒的平均粒徑小的0.9μm以上2.8μm以下的范圍，也能夠具有良好的磁化特性。

在上述r-t-b系永久磁鐵的任意的切斷面上，粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒相對于該切斷面的面積的面積率也可以為5％以下。在粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率為5％以下的情況下，有得到更良好的磁化特性的趨勢。這認為是因為0.6μm以下的主相結晶顆粒是單磁區顆粒。

本發明的r-t-b系永久磁鐵中還可以含有ga，r的含量為29.5質量％以上35.0質量％以下，b的含量為0.70質量％以上0.95質量％以下，ga的含量為0.05質量％以上1.5質量％以下。

本發明的r-t-b系永久磁鐵還可以含有al，且al的含量也可以為0.03質量％以上0.4質量％以下。

本發明的r-t-b系永久磁鐵還可以含有cu，且cu的含量也可以為0.05質量％以上1.5質量％以下。

本發明的r-t-b系永久磁鐵中，co的含量也可以為0.1質量％以上4質量％以下。

本發明的r-t-b系永久磁鐵還可以含有zr，zr的含量也可以為0.05質量％以上2.5質量％以下。

發明效果

根據本發明，在主相結晶顆粒微細的r-t-b系永久磁鐵中，通過控制二顆粒晶界厚度，可以提供良好的矯頑力和磁化特性。

附圖說明

圖1是本發明涉及的r-t-b系永久磁鐵截面的示意圖；

圖2是說明二顆粒晶界厚度的測定方法的示意圖；

圖3是表示實驗例1和實驗例3的磁化特性的圖表。

符號說明

2主相結晶顆粒

4晶界相

6二顆粒晶界

6a、6b邊界

8三叉晶界

具體實施方式

以下，參照附圖對本發明進行詳細說明。此外，本發明不受用于實施下述發明的方式(以下稱作實施方式)限定。另外，在下述實施方式中的構成要素中，可以包含本領域技術人員容易設想的要素、實質上相同的要素、所謂等同范圍的要素。進而，可以將下述實施方式所公開的構成要素進行適當組合。

對本實施方式的r-t-b系永久磁鐵的實施方式進行說明。本實施方式的r-t-b系永久磁鐵是含有r-t-b系化合物作為主相結晶顆粒的r-t-b系永久磁鐵，其特征在于，包含相鄰的上述主相結晶顆粒間的二顆粒晶界，上述主相結晶顆粒的平均粒徑為0.9μm以上2.8μm以下，上述二顆粒晶界厚度為5nm以上200nm以下。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵是使用r-t-b系合金形成的燒結體。如圖1所示，本實施方式的r-t-b系永久磁鐵包含多個主相結晶顆粒2和存在于主相結晶顆粒彼此的晶界的晶界相4。

主相結晶顆粒2由r-t-b系化合物構成。作為r-t-b系化合物，可舉出具有由r2t14b型的四方晶構成的晶體結構的r2t14b作為一例。上述主相結晶顆粒只要含有r、t、b作為主成分即可，也可以含有其它元素。

r表示一種以上的稀土類元素。稀土類元素是指屬于長周期型周期表的第三族的sc、y和鑭系元素。在鑭系元素中，例如包括la、ce、pr、nd、sm、eu、gd、tb、dy、ho、er、tm、yb、lu等。稀土類元素分為輕稀土類元素及重稀土類元素，重稀土類元素是指gd、tb、dy、ho、er、tm、yb、lu，輕稀土類元素是這些以外的稀土類元素。

本實施方式中，t表示fe、或者fe及包含co的一種以上的鐵族元素。t可以單獨為fe，也可以是fe的一部分用co置換。在fe的一部分置換為co的情況下，可以提高溫度特性而不降低磁特性。

在本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，可以將b的一部分置換為碳(c)。該情況下，除磁鐵的制造變得容易之外，還能夠降低制造成本。另外，c的置換量為實質上不影響磁特性的量。

在本實施方式的構成主相結晶顆粒2的r-t-b系化合物可以含有各種公知的添加元素。具體而言，可以含有ti、v、cu、cr、mn、ni、zr、nb、mo、hf、ta、w、al、ga、si、bi、sn等元素的至少一種的元素。

本實施方式的主相結晶顆粒的平均粒徑為0.9μm以上2.8μm以下。如果主相結晶顆粒的平均粒徑在該范圍，則得到良好的矯頑力和磁化特性。在主相結晶顆粒的平均粒徑低于0.9μm的情況下，有成為單磁區顆粒的主相結晶顆粒的比例增加，磁化特性變差的趨勢。在主相結晶顆粒的平均粒徑超過2.8μm的情況下，有矯頑力降低的趨勢。進而，主相結晶顆粒的平均粒徑也可以為2.0μm以下通過設為該范圍，容易獲得更加高的矯頑力。另外，主相結晶顆粒的平均粒徑也可以為1.1μm以上。通過設為該范圍，容易獲得更良好的磁化特性。主相結晶顆粒的平均粒徑通過使用的微粉末的粒徑或燒結條件等進行控制。

本實施方式中，通過使用圖像處理等方法分析r-t-b系永久磁鐵的截面，求出主相結晶顆粒的粒徑。具體而言，在通過圖像分析求出了r-t-b系永久磁鐵的截面上的各主相結晶顆粒的截面積后，將具有該截面積的圓的直徑(圓當量直徑)定義為該截面中的該主相顆粒的粒徑。進一步，對在該截面上存在于成為分析對象的視野的全部主相結晶顆粒求粒徑，將(主相結晶顆粒的粒徑的合計值)/(主相結晶顆粒的個數)表示的算術平均值定義為該r-t-b系永久磁鐵中的主相結晶顆粒的平均粒徑。此外，在各向異性磁鐵的情況下，將與r-t-b系永久磁鐵的磁化容易軸平行的截面用于分析。

在本實施方式的r-t-b系永久磁鐵的任意的切斷面上，如果粒徑為0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率為5％以下，則通過單磁區顆粒的減少，得到更良好的磁化特性。粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率可以為3％以下，也可以為2.6％以下。粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率可以通過微粉碎時的分級條件、或燒結條件等進行控制。就粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率而言，利用上述方法特定粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒，通過圖像處理軟件計算。此外，粒徑為0.6μm以下的主相結晶顆粒也可以不存在。即，粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率也可以為0％。粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率可以為0％以上，也可以為0.04％以上。

本實施方式的主相結晶顆粒的晶界中存在的晶界相4含有相較于主相結晶顆粒含有大量r的富r相。作為富r相，除了以r為主成分的r金屬相之外，也可以含有r氧化物相、r6t13m相(m為選自al、ga中的至少一種)等。也可以含有硼(b)原子的配合比例高的富b相。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵的晶界由形成于兩個主相結晶顆粒間的二顆粒晶界和形成于三個以上的主相結晶顆粒間的三叉晶界構成。本實施方式中，二顆粒晶界厚度為5nm以上200nm以下，與通常的r-t-b系永久磁鐵的二顆粒晶界厚度2～3nm相比，極其寬廣地構成。在r-t-b系永久磁鐵的主相結晶顆粒間所形成的二顆粒晶界厚度低于5nm的情況下，主相結晶顆粒彼此的磁分離不充分，因為主相結晶顆粒的單磁區臨界徑增大，從而有磁化特性降低的趨勢。二顆粒晶界厚度的范圍也可以為5.0nm以上197nm以下。二顆粒晶界厚度的下限也可以為5.6nm。在包圍主相結晶顆粒的所有區域，二顆粒晶界厚度不需要在該寬度的范圍內。即使局部存在二顆粒晶界厚度薄的區域，通過在局部包含如上述的厚的二顆粒晶界，也可以磁隔離主相結晶顆粒，且通過減小單磁區臨界徑，得到良好的磁化特性。二顆粒晶界厚度為5nm以上的二顆粒晶界的比例也可以為60％以上，二顆粒晶界厚度為5.6nm以上的二顆粒晶界的比例也可以為60％以上。

本發明的二顆粒晶界厚度是指60點測定值的平均值。圖2是具體表示測定本實施方式的二顆粒晶界厚度的方法的示意圖。在相鄰的主相結晶顆粒2之間形成二顆粒晶界6及三叉晶界8。著眼于測定對象的二顆粒晶界6，確定該二顆粒晶界和與其相連的三叉晶界8的邊界6a、6b。該邊界6a、6b因為其附近不是測定對象，所以可以不太正確。確定邊界6a、6b后，將其間4等分，引出三條等分線。將該三條等分線的位置作為二顆粒晶界厚度的測定點，得到3點測定值。對任意選擇的20處的二顆粒晶界進行該測定，將合計60個測定點的測定值的平均作為二顆粒晶界厚度。

本發明中，二顆粒晶界厚度為5nm以上的二顆粒晶界的比例是指測定了二顆粒晶界厚度的合計60個測定點中的二顆粒晶界厚度的測定值為5nm以上的測定點所占的比例。

為了形成這樣厚的二顆粒晶界，需要調整原料金屬的組成、時效處理條件等。另外，如上述，本實施方式的主相結晶顆粒的平均粒徑為0.9μm以上2.8μm以下。在主相結晶顆粒的平均粒徑為這樣的范圍的情況下，主相結晶顆粒的比表面積增加，因此，有難以形成厚的二顆粒晶界的趨勢。因此，為了如上所述在主相結晶顆粒的粒徑小的磁鐵中形成厚的二顆粒晶界，將磁鐵組成和時效處理條件調整為特定的條件是非常重要的。具體而言，如后述，通過以b含量比化學計量組成少的特定的組成使時效處理時間更短時間化并加速冷卻速度，容易形成厚的二顆粒晶界。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中的r的含量可以為29.5質量％以上35.0質量％以下，也可以為31.0質量％以上33.0質量％。也可以為31.0質量％以上32.7質量％以下。r的含量為29.5質量％以上時，成為r-t-b系永久磁鐵的主相的r-t-b系化合物的生成非常容易進行。因此，具有軟磁性的α-fe等難以析出，磁特性不易降低。另外，在r的含量為規定范圍以上的情況下，有容易形成厚的二顆粒晶界的趨勢。如果r的含量為35.0質量％以下，則r-t-b系永久磁鐵中所含的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，本實施方式中，從成本降低及避免資源風險這一點出發，作為r含有的重稀土類元素的量可以為1.0質量％以下。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，b的含量可以為0.70質量％以上0.95質量％以下，特別是也可以為0.80質量％以上0.90質量％以下。也可以為0.80質量％以上0.89質量％以下。這樣，通過將b的含量設為比由r2t14b表示的基本組成的化學計量比少的特定的范圍，可以促進厚的二顆粒晶界的生成。

t表示fe或含有fe及co的一種以上的鐵族元素。t可以單獨為fe，也可以是fe的一部分用co置換。fe的含量是r-t-b系永久磁鐵的構成要素中的實質性的余量，fe的一部分也可以用co置換。在將fe的一部分置換為co而含有co的情況下，co的含量可以為4質量％以下，也可以為0.1質量％以上，也可以為0.1質量％以上2質量％以下，也可以為0.3質量％以上1.5質量％以下，也可以為0.5質量％以上1.5質量％以下。如果co的含量為4質量％以下，則有剩余磁通密度容易提高的趨勢。另外，如果co的含量為0.3質量％以上，則有耐蝕性容易充分提高的趨勢。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，也可以含有ga。ga的含量可以為0.05質量％以上1.5質量％以下，也可以為0.3質量％以上1.0質量％以下，也可以為0.3質量％以上0.9質量％以下。通過以該范圍含有ga，可以促進二顆粒晶界的形成。可以實現得到的磁鐵的高矯頑力化、高耐蝕性化、溫度特性的改善。如果ga的含量為1.5質量％以下，則有剩余磁通密度容易提高的趨勢。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，也可以含有cu。cu的含量可以為0.05質量％以上1.5質量％以下的范圍，也可以為0.2質量％以上1.0質量％以下，也可以為0.4質量％以上1.0質量％以下。通過含有cu，可以實現得到的磁鐵的高矯頑力化、高耐蝕性化、溫度特性的改善。如果cu的含量為1.5質量％以下，則有剩余磁通密度容易提高的趨勢。另外，如果cu的含量為0.05質量％以上，則有矯頑力容易提高的趨勢。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，也可以含有al。通過含有al，可以實現得到的磁鐵的高矯頑力化、高耐蝕性化、溫度特性的改善。al的含量可以為0.03質量％以上0.4質量％以下，也可以為0.05質量％以上0.25質量％以下。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，也可以含有zr。通過含有zr，可以抑制永久磁鐵的制造過程中的主相結晶顆粒的異常晶粒生長，使得到的永久磁鐵的組織均勻且微細，可以提高磁特。另外，也有將過剩的碳的一部分作為zrc相固定化的效果。zr的含量可以為0.05質量％以上，也可以為0.40質量％以上。通過將zr設為0.40質量％以上，即使在使用粒徑小的微粉末的情況下，也能夠容易地抑制異常晶粒生長。由此，容易得到高的矯頑力。另外，zr的含量可以為2.5質量％以下，也可以為2.0質量％以下。在zr的含量為2.5質量％以下的情況下，有剩余磁通密度容易提高的趨勢。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，也可以含有上述以外的添加元素。具體而言，可舉出ti、v、cr、mn、ni、nb、mo、hf、ta、w、si、bi、sn、ca等。該添加元素的含量在將r-t-b系永久磁鐵整體設為100質量％時，也可以為合計2.0質量％以下。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，從耐蝕性的觀點出發，氧(o)的含量也可以為0.05質量％以上。從磁特性的觀點出發，氧(o)的含量也可以為0.2質量％以下。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，碳(c)的含量也可以為0.05質量％以上0.3質量％以下。如果碳量為0.3質量％以下，則有得到的r-t-b系永久磁鐵的磁特性容易提高的趨勢。如果碳量為0.05質量％以上，則在進行磁場成形時容易進行取向。因為碳量主要成形前通過潤滑劑來進行添加，所以可以根據上述潤滑劑的添加量進行控制碳量。

另外，本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中中，氮(n)的含量也可以為0.15質量％以下。如果n的含量在該范圍內，則有矯頑力容易提高的趨勢。n的含量沒有下限，也可以為0質量％。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵通常被加工成任意的形狀使用。本實施方式的r-t-b系永久磁鐵的形狀沒有特別限定例如，可以設為長方體、六面體、平板狀、四棱柱等柱狀、r-t-b系永久磁鐵的截面形狀為c型的圓筒狀等任意的形狀。作為四棱柱，例如也可以是底面為長方形的四棱柱、底面為正方形的四棱柱。

另外，本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中，包括將該磁鐵加工后磁化的磁鐵產品、和沒有將該磁鐵磁化的磁鐵產品這兩者。

＜r-t-b系永久磁鐵的制造方法＞

對本實施方式的r-t-b系永久磁鐵的制造方法的一例進行說明。本實施方式的r-t-b系永久磁鐵可以通過通常的粉末冶金法制造，該粉末冶金法具有制備原料合金的制備工序、將原料合金粉碎而得到微粉末的粉碎工序、將微粉末成形而制作成形體的成形工序、將成形體燒結而得到燒結體的燒結工序、及對燒結體實施時效處理的熱處理工序。

制備工序是制備具有本實施方式的r-t-b系永久磁鐵中所含的各元素的原料合金的工序。此外，本實施方式中，對使用一種合金的1合金法的情況進行說明，但也可以使用鑄造兩種合金并將它們混合來制作原料粉末的2合金法。

首先，準備具有規定的元素的原料金屬，使用它們進行薄片連鑄法等。由此可以制備原料合金。作為原料金屬，例如可舉出稀土類金屬或稀土類合金、純鐵、純鈷、硼鐵、或它們的合金。使用這些原料金屬制備得到具有所希望的組成的r-t-b系永久磁鐵的原料合金。

粉碎工序是將在制備工序中得到的原料合金粉碎而得到微粉末的工序。該工序可以為粗粉碎工序及微粉碎工序這2階段，但也可以為1階段。粗粉碎工序例如也可以使用搗磨機、顎式破碎機、布朗粉碎機等在惰性氣體氣氛中進行。在粗粉碎工序中，將原料合金粉碎至粒徑為數百μm～數mm左右。

另外，為了得到高的磁特性，粉碎工序至燒結工序的各工序中的氣氛也可以是低氧濃度。氧濃度通過各制造工序中的氣氛的控制等進行調整。如果各制造工序的氧濃度高，則合金的粉末中的稀土類元素氧化，容易生成r氧化物，在燒結中不能還原，而容易以r氧化物的形式直接析出到晶界中，從而得到的r-t-b系永久磁鐵的剩余磁通密度br容易降低。因此，例如，也可以將各工序的氧濃度設為100ppm以下。

微粉碎工序中，將粗粉碎工序中得到的粗粉末微粉碎，制備平均粒徑為數μm左右的微粉末。微粉末的平均粒徑只要考慮到燒結后的晶粒的成長程度進行設定即可。微粉碎例如可以使用氣流磨、珠磨機等進行。

在使用氣流磨想得到小粒徑的微粉末的情況下，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、向容器壁的附著，有收率降低的趨勢。因此，在將合金的粗粉末進行微粉碎時，通過添加硬脂酸鋅、油酸酰胺等粉碎助劑來防止粉末彼此的再凝集、向容器壁的附著，可以以高的收率得到微粉末。另外，通過這樣添加粉碎助劑，用于成形時也能夠得到容易取向的微粉末。粉碎助劑的添加量根據微粉末的粒徑或添加的粉碎助劑的種類變化，但以質量％計也可以為0.1％～1％左右。

作為氣流磨這種干式粉碎以外的方法，有濕式粉碎法。作為濕式粉碎法，例如可以采用使用小徑的珠來進行高速攪拌的珠磨機。另外，也可以多段粉碎，即在采用氣流磨的干式粉碎后，進一步采用珠磨機進行濕式粉碎。

成形工序是將微粉末在磁場中成形來制作成形體的工序。具體而言，在將微粉末充填于配置在電磁鐵中的模型內后，通過電磁鐵施加磁場，一邊使微粉末的結晶軸取向，一邊對微粉末進行加壓，由此進行成形。該磁場中的成形例如只要在1000～1600ka/m的磁場中以30～300mpa左右的壓力進行即可。

此外，作為成形方法，除如上述那樣將微粉末原樣成形的干式成形之外，還可以采用使微粉末分散于油等溶劑中成形為漿料的濕式成形。

燒結工序是對成形體進行燒結而得到燒結體的工序。在磁場中成形后，將成形體在真空或惰性氣體氣氛中燒結，可以得到燒結體。燒結條件也可以根據成形體的組成、微粉末的粉碎方法、粒度等條件適宜設定，例如只要以950℃～1050℃進行1～48小時左右即可。

熱處理工序是在燒結了成形體后對r-t-b系永久磁鐵進行時效處理的工序。燒結后，以比燒結時低的溫度保持得到的r-t-b系永久磁鐵等，由此對r-t-b系永久磁鐵實施時效處理。經過該工序后，決定形成于相鄰的主相結晶顆粒間的二顆粒晶界厚度及其組成。但是，這些微細結構不僅僅通過該工序來控制，根據上述的燒結工序的諸條件及微粉末的狀況、磁鐵組成等的平衡來決定。因此，只要考慮到磁鐵組成及時效處理條件和燒結體的微細結構的關系來設定時效處理條件即可。

時效處理中的處理溫度也可以設為450～550℃，處理時間也可以設為10～30分鐘的范圍。在實施時效處理時，晶界相變化為液相，主相結晶顆粒的最表面也部分熔解而被融入液相。該主相結晶顆粒的熔解反應中，成為主相結晶顆粒-液相的界面能量降低的狀態。在時效時間長的情況下，主相結晶顆粒的熔解反應結束，界面能量上升，液相會從二顆粒晶界溢出而集中于三重點，二顆粒晶界厚度變薄。為了形成厚的二顆粒晶界，需要在與主相結晶顆粒-液相的界面能量降低的階段、即主相結晶顆粒的熔解反應進行的階段進行急冷。另外，在主相結晶顆粒被微細化的情況下，主相結晶顆粒的比表面積增加，熔解反應性提高，因此，需要以更短時間的熱處理并且需要進一步提高冷卻速度。本實施方式中的冷卻速度也可以設為70℃/分鐘以上。通過對原料合金組成和上述的燒結條件及時效處理條件進行各種設定，可以控制二顆粒晶界厚度。

時效處理在上述時效處理之前根據需要也可以進行多次處理。此時的處理溫度也可以為700℃以上900℃以下。

得到的r-t-b系永久磁鐵根據需要也可以加工成所希望的形狀。加工方法例如可舉出切斷、研磨等形狀加工或滾筒研磨等倒角加工等。

也可以具有對加工后的r-t-b系永久磁鐵的晶界進一步使重稀土元素擴散的工序。晶界擴散可以通過在用涂布或蒸鍍等使包含重稀土元素的化合物附著于r-t-b系永久磁鐵的表面之后進行熱處理，或者在包含重稀土元素的蒸氣的氣氛中對r-t-b系永久磁鐵進行熱處理來實施。由此，能夠進一步提高r-t-b系永久磁鐵的矯頑力。

通過以上的工序得到的r-t-b系永久磁鐵也可以實施鍍層或樹脂覆膜、氧化處理、化學處理等表面處理。由此，能夠進一步提高耐蝕性。

此外，在本實施方式中，進行加工工序、晶界擴散工序、表面處理工序，但這些各工序并沒有必要一定進行。

通過以上的方法得到本實施方式的r-t-b系永久磁鐵，但r-t-b系永久磁鐵的制造方法不限于上述，也可以適當變更。

本實施方式的r-t-b系永久磁鐵通過燒結來制作。即，本實施方式的r-t-b系永久磁鐵也被稱作r-t-b系燒結磁鐵。但是，本發明的r-t-b系永久磁鐵不限于r-t-b系燒結磁鐵。

其次，基于具體的實施例更詳細說明本發明，但本發明不限于以下的實施例。

實施例

(實驗例1～6)

首先，準備r-t-b系永久磁鐵的原料金屬，通過薄片連鑄法準備原料合金，以得到具有表1所示的組成a的r-t-b系永久磁鐵。此外，表1中，bal.表示將各合金的整體組成設為100質量％的情況下的余量，t.re表示稀土類的合計質量％。

[表1]

接著，在使得到的原料合金吸藏氫之后在ar氣氛下、500℃下進行1小時的脫氫，以此進行氫粉碎處理。之后，將得到的粗粉末在ar氣氛下冷卻至室溫。

在得到的組成a的粗粉末中添加0.15質量％的油酸酰胺作為粉碎助劑，混合后，使用氣流磨進行微粉碎。另外，在進行微粉碎時，通過改變氣流磨的分級條件，調節微粉末的粉碎粒徑。實驗例1～4中，以r-t-b系永久磁鐵的主相結晶顆粒的平均粒徑為2.7μm～2.8μm的范圍的方式制作微粉末。同樣制作微粉末,使得在實驗例5中主相結晶顆粒的平均粒徑為3.0μm左右，在實驗例6中主相結晶顆粒的平均粒徑3.5μm左右。

將得到的微粉末在低氧氣氛下充填到配置于電磁鐵中的模型內，一邊施加1200ka/m的磁場，一邊進行施加了120mpa的壓力的磁場中成形，得到成形體。

之后，將成形體在真空中以1030℃燒結12小時后，進行急冷。

將得到的燒結體在ar氣體氣氛下進行2階段的時效處理。第1階段(時效1)的處理以溫度為850℃，處理時間為1小時進行。關于第2階段(時效2)的時效處理，改變處理溫度及處理時間進行制作，調整二顆粒晶界厚度。表2表示時效2的處理條件。之后，以表2所示的條件進行急冷，制作實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵。

對實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵的組織及磁特性進行評價。作為組織，求出r-t-b系永久磁鐵的任意的切斷面的二顆粒晶界厚度、主相結晶顆粒的平均粒徑。作為磁特性，測定r-t-b系永久磁鐵的磁化特性、剩余磁通密度br、矯頑力hcj。

得到的r-t-b系永久磁鐵作為碎片形狀，使用hrtem觀察研磨截面，并進行二顆粒晶界厚度的評價。二顆粒晶界厚度的具體的測定方法如上述。表2表示實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵的二顆粒晶界厚度。

對實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵評價主相結晶顆粒的平均粒徑。就主相結晶顆粒的平均粒徑而言，研磨試樣的截面并用sem進行觀察，將其加入到圖像分析軟件中求粒度分布。表2表示主相結晶顆粒的平均粒徑的值。

針對實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵，通過熒光x射線分析法及電感耦合等離子體質譜法(icp-ms法)進行組成分析。其結果，可以確認r-t-b系永久磁鐵都與目標組成(表1所示的組成)大致一致。

磁化特性和磁特性的測定方法如下。首先，使用b-h示蹤儀對未磁化狀態的各r-t-b系永久磁鐵施加3koe的磁場，之后，使施加磁場返回0，測定磁化磁場3koe下的殘留磁通密度br。一邊使磁場以每次3koe增加至15koe，之后使磁場以每次5koe增加至15koe，一邊重復進行上述順序，分別測定以至25koe時刻的各磁化磁場磁化時合的br。之后，一邊使磁場每次5koe增加至30koe～60koe，一邊進行脈沖磁化，同樣分別地測定br。將各磁化磁場下的br的值除以以60koe進行脈沖磁化時的br所得的值作為該磁化磁場下的磁化率。作為一例，圖3表示實驗例1和實驗例3中的磁化特性的圖表。根據圖3確認，如果比較實驗例1和實驗例3中的磁化特性，則在實驗例1中，在施加了30koe以上的情況下得到95％以上的磁化率，與之相對，在實驗例3中，在9koe時刻得到95％以上的磁化率。表2表示實驗例1～6的各r-t-b系永久磁鐵中的、施加了15koe的磁場時的磁化率的值、和以60koe磁化時的br和hcj的值。施加了15koe的磁場時的磁化率為95％以上的情況下，判斷為良好的磁化特性，97％以上的情況下，判定為更良好的磁特性，98％以上的情況下，判定為更加良好的磁化特性。

表2表示主相結晶顆粒的平均粒徑為2.8μm以下的實驗例1～4、和平均粒徑大于2.8μm的實驗例5～6。根據主相結晶顆粒的平均粒徑和二顆粒晶界厚度進行判斷，實驗例2、3、4相當于實施例，除此以外相當于比較例。在二顆粒晶界厚度低于5nm的實驗例1中，磁化率降低，與之相對，在二顆粒晶界厚度為5nm以上的實驗例2～4中，得到95％以上的磁化率。在主相結晶顆粒的平均粒徑大于2.8μm的實驗例5、6中，即使二顆粒晶界厚度低于5nm，也能夠得到98％以上的磁化率，在平均粒徑大于2.8μm的情況下，不會產生磁化率降低這樣的問題，但與實驗例1～4相比，矯頑力降低。

[表2]

(實驗例7～10)

以得到表1所示的組成b的r-t-b系永久磁鐵的方式配合原料，與實驗例1同樣地進行原料合金的鑄造、氫粉碎處理。

在得到的組成b的粗粉末中添加0.4質量％的油酸酰胺作為粉碎助劑，混合后，使用氣流磨進行微粉碎。與實驗例1同樣地調整分級條件，制作微粉末，以使r-t-b系永久磁鐵的主相結晶顆粒的平均粒徑為1.5～1.6μm。

將得到的微粉末與實驗例1同樣地進行成形、燒結、時效處理，得到實驗例7～10的各r-t-b系永久磁鐵。表3表示時效2的處理條件。

與實驗例1同樣，對實驗例7～10中得到的各r-t-b系永久磁鐵的二顆粒晶界厚度、主相結晶顆粒的平均粒徑、15koe的磁場時的磁化率、及磁特性進行評價，其結果示于表3。

對實驗例7～10中得到的各r-t-b系永久磁鐵，與實驗例1同樣地進行組成分析，結果確認到，r-t-b系永久磁鐵都與目標組成(表1所示的組成)大致一致。

表3中，根據二顆粒晶界厚度進行判斷，實驗例8、9、10相當于實施例，除此以外相當于比較例。在二顆粒晶界厚度低于5nm的實驗例7中，磁化率降低，與之相對，在二顆粒晶界厚度為5nm以上的實驗例8～10中，得到95％以上的磁化率。

[表3]

(實驗例11～20)

以得到表1所示的組成c的r-t-b系永久磁鐵的方式配合原料，與實驗例1同樣地進行原料合金的鑄造、氫粉碎處理。

在實驗例11～20中將作為微粉碎的方法，使用氣流磨進行干式粉碎的實驗例11～15與進行干式粉碎之后使用珠磨機進一步進行濕式粉碎的實驗例16～20進行比較。

作為干式粉碎，在得到的組成c的粗粉末中添加0.8質量％的油酸酰胺粉碎助劑，混合后，使用氣流磨進行微粉碎。在進行微粉碎時，通過改變氣流磨的分級條件，調節微粉末的粉碎粒徑，調節主相結晶顆粒的平均粒徑。進而，將得到的微粉末與實驗例1同樣地進行成形、燒結、時效處理，得到實驗例11～15的各r-t-b系永久磁鐵。表4表示時效2的處理條件。

作為濕式粉碎，在得到的組成c的粗粉末中添加0.15質量％的油酸酰胺作為粉碎助劑，混合后，使用氣流磨進行微粉碎，直至以d50計粒徑成為4.0μm。對于通過氣流磨進行了微粉碎的粉末進一步使用珠磨機進行微粉碎。珠磨機進行的粉碎使用直徑0.8mm的氧化鋯珠，溶劑使用n-石蠟。在通過珠磨機進行微粉碎時，通過改變珠磨機的粉碎時間，從而調節微粉末的粉碎粒徑，調節主相結晶顆粒的平均粒徑。

將得到的微粉末在低氧氣氛下以維持漿料的狀態充填于配置在電磁鐵中的模型內，在同時施加1200ka/m的磁場并且施加120mpa的壓力的磁場中成形，得到成形體。進而，將得到的成形體在真空中以180℃進行2小時的脫溶劑后，與實驗例1同樣地進行燒結、時效處理，得到實驗例16～20的各r-t-b系永久磁鐵。表4表示時效2的處理條件。

與實驗例1同樣對實驗例11～20中得到的各r-t-b系永久磁鐵的二顆粒晶界厚度、主相結晶顆粒的平均粒徑、施加了15koe的磁場時的磁化率、及磁特性進行評價，將其結果示于表4。

對實驗例11～20中得到的各r-t-b系永久磁鐵，使用sem對任意的破斷面進行觀察，之后，使用圖像處理軟件計算粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率。表4表示實驗例11～20的各r-t-b系永久磁鐵中的粒徑為0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率。

對實驗例11～20中得到的各r-t-b系永久磁鐵，與實驗例1同樣地進行了組成分析，結果可確認，r-t-b系永久磁鐵都與目標組成(表1所示的組成)大致一致。

表4中，根據主相結晶顆粒的平均粒徑判斷，實驗例12～15、實驗例17～20及實驗例17a相當于實施例，除此以外相當于比較例。如果將干式粉碎和濕式粉碎進行比較，則在通過濕式粉碎制作的實驗例16～20中，與通過干式粉碎制作的實驗例11～15相比，粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率更大。對于該理由，推測是因為，在濕式粉碎中，在粉碎中顆粒從端部開始破碎，其成為超微細的顆粒，該超微細的顆粒在燒結后成為粒徑0.6μm以下的主相結晶顆粒。在主相結晶顆粒的平均粒徑低于0.9μm的比較例即實驗例11、16中，盡管二顆粒晶界厚度為5nm以上，磁化率也降低。在主相結晶顆粒的平均粒徑為0.9μm以上2.8μm以下的實施例即實驗例12～15、實驗例17～20及實驗例17a中，得到良好的磁化率，在主相結晶顆粒的平均粒徑為1.1μm以上的實驗例13～15、及實驗例18～20中，得到更良好的磁化率。另外確認到，在粒徑為0.6μm以下的主相結晶顆粒的面積率為5％以下的實驗例12中，與上述面積率超過5％的實驗例17相比，得到更良好的磁化率。

以上，基于實施方式對本發明進行了說明。實施方式是示例，本領域技術人員應理解，可以在本發明的權利要求范圍內進行各種變形及變更、而且這樣的變形例及變更也在本發明的權利要求范圍內。因此，本說明書中的記述以及附圖不應該看作是限定性的而應該看作是例證性的。

產業上的可利用性

根據本發明，在主相結晶顆粒微細的r-t-b系永久磁鐵中，通過控制二顆粒晶界厚度，可以提供良好的矯頑力和磁化特性。