RTB系烧结磁体.pdf

本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体其特征在于，所述R-T-B系烧结磁体具有R2T14B结晶粒，在由相邻的2个以上的R2T14B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C浓缩部，相比R2T14B结晶粒内，所述R-O-C浓缩部的R、O以及C的浓度都更高，R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)。0.4＜(O/R)＜0.7 (1)。

1.  一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁体具有R₂T₁₄B结晶粒，
在由相邻的2个以上的所述R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C浓缩部，相比所述R₂T₁₄B结晶粒内，所述R-O-C浓缩部的R、O以及C的浓度都更高，
所述R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率O/R满足下述式(1)，

0.  4＜(O/R)＜0.7    (1)。

2.  如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C浓缩部具有立方晶系的结晶结构。

3.  如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率O/R满足下述式(2)，

0.  5＜(O/R)＜0.7    (2)。

4.  如权利要求3所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-T-B系烧结磁体中所含的氧量为2000ppm以下。

5.  如权利要求4所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C浓缩部中所含的R包括RL和RH，RL为至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素，RH为至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素。

6.  一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于，
所述R-T-B系烧结磁体具有R₂T₁₄B结晶粒，
在由相邻的2个以上的所述R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C-N浓缩部，相比所述R₂T₁₄B结晶粒内，所述R-O-C-N浓缩部的R、O、C以及N的浓度都更高，
所述R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率O/R满足下述式(1)’，

0.  4＜(O/R)＜0.7    (1)’。

7.  如权利要求6所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C-N浓缩部具有立方晶系的结晶结构。

8.  如权利要求7所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率O/R满足下述式(2)’，

0.  5＜(O/R)＜0.7    (2)’。

9.  如权利要求8所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-T-B系烧结磁体中所含的氧量为2000ppm以下。

10.  如权利要求9所述的R-T-B系烧结磁体，其中，
所述R-O-C-N浓缩部中所含的R包括RL和RH，RL为至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素，RH为至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素。

R-T-B系烧结磁体
技术领域
本发明涉及以稀土元素(R)、将Fe或者Fe和Co作为必须成分的至少1种以上的过渡金属元素(T)以及硼(B)为主要成分的R-T-B系烧结磁体。
背景技术
R-T-B(R为1种以上的稀土元素，T为包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素)类烧结磁体虽然具有优异的磁特性，但是由于作为主要成分含有容易被氧化的稀土元素，因此倾向于耐腐蚀性低。
因此，为了提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，通常大多在磁体素体的表面上实施树脂涂布或镀层等的表面处理来使用。另一方面，通过改变磁体素体的添加元素或内部结构，也能够使磁体素体本身的耐腐蚀性得到提高。使磁体素体本身的耐腐蚀性提高这在提高表面处理后的产品的可靠性方面是极其重要的，另外，由此，能够实施比树脂涂布或镀层简易的表面处理，从而还具有能够降低制品的成本的优点。
一直以来，例如，在专利文献1中提出：通过将永久磁体合金中的碳含量降低至0.04质量％以下，从而将非磁性R富集相中的稀土元素与碳的金属间化合物R-C抑制到1.0质量％以下，并使磁体的耐腐蚀性提高的技术。另外，在专利文献2中提出：通过使R富集相中的Co浓度为5质量％～12质量％从而改善耐腐蚀性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平4-330702号公报
专利文献2：日本特开平4-6806号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
然而，一直以来所使用的R-T-B系烧结磁体由于使用环境中的水蒸气等水会氧化R-T-B系烧结磁体中的R而产生氢，晶粒边界中的R富集相吸收该氢，从而进行R富集相的腐蚀，使R-T-B系烧结磁体的磁特性降低。
另外，如专利文献1中所提出的那样，为了将磁体合金中的碳含量降低至0.04质量％以下而有必要大幅度地降低在磁场中成型的时候为了提高磁场取向性而添加的润滑剂的添加量。因此，成型体中的磁粉的取向度降低，并且烧结后的剩余磁通密度Br降低，从而不能得到具有充分的磁特性的磁体。
另外，如专利文献2中提出的那样，为了增加R富集相中的Co浓度而有必要增加原料组成的Co添加量。但是，因为Co是以取代Fe的形式也进入到作为主相的R₂T₁₄B相，所以不能够仅仅增加R富集相的Co浓度，并且需要添加R富集相所需以上的Co。因此，由于增加高价的Co的使用量而使产品成本上升，并且由于必要量以上地以Co取代了主相中的Fe而使磁特性降低。
本发明鉴于上述情况，其目的在于提供具有优异的耐腐蚀性，并且具有良好的磁特性的R-T-B系烧结磁体。
解决技术问题的技术手段
为了解决上述的技术问题并达到目的，本发明者们对R-T-B系烧结磁体的腐蚀的机理进行了专心研究。其结果发现，首先通过由使用环境下的水蒸气等水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应而产生的氢(H₂)被存在于R-T-B系烧结磁体中的晶粒边界中的R富集相吸附，从而加速R富集相向氢氧化物的变化。而且，还发现构成R-T-B系烧结磁体的主相的结晶粒(主相颗粒)由于伴随于氢吸附至R富集相以及R富集相向氢氧化物变化的R-T-B系烧结磁体的体积膨胀而从R-T-B系烧结磁体上脱落，R的腐蚀加速度地向R-T-B系烧结磁体的内部发展。因此，本发明者们对抑制晶粒边界的氢吸附的方法进行了专心研究，在R-T-B系烧结磁体内由相邻的2个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界(特别是由相邻的3个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的多结 晶晶粒边界部)中形成稀土类(R)、氧(O)以及碳(C)的浓度都高于R₂T₁₄B结晶粒内的R-O-C浓缩部或者稀土类(R)、氧(O)、碳(C)以及氮(N)的浓度都高于R₂T₁₄B结晶粒内的R-O-C-N浓缩部，并将R-O-C浓缩部或者R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)控制在规定范围内。由此，发现能够抑制氢吸附于晶粒边界，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。本发明就是基于上述想法完成的。
本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体其特征在于，所述R-T-B系烧结磁体具有R₂T₁₄B结晶粒，并且在由相邻的2个以上的所述R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C浓缩部，相比所述R₂T₁₄B结晶粒内所述R-O-C浓缩部的R、O以及C的浓度都更高，所述R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)。
0.4<(O/R)<0.7    (1)
R-O-C浓缩部是指存在于晶粒边界中的R、O以及C的浓度都比R₂T₁₄B结晶粒内高的区域，并存在于由相邻的2个以上的结晶粒形成的晶粒边界中。通过R-T-B系烧结磁体的R-O-C浓缩部中的(O/R)是在满足上述式(1)的范围内，能够有效地抑制由水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中产生的氢吸附到晶粒边界，抑制R的腐蚀在内部发展，大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且获得良好的磁特性。
另外，在本发明中，所述R-O-C浓缩部优选具有立方晶系的结晶结构。通过具有立方晶系的结晶结构，从而可以进一步抑制氢被吸附于晶粒边界，并且可以使耐腐蚀性提高。
另外，在本发明中，所述R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)优选满足下述式(2)。由此，因为能够进一步抑制R的腐蚀向内部发展，所以能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够得到良好的磁特性。
0.5<(O/R)<0.7    (2)
另外，在本发明中，所述R-T-B系烧结磁体中所含的氧量优选为2000ppm以下。通过使R-T-B系烧结磁体中所含的氧量在上述范围内，从而能够使R-O-C浓缩部的组成在优选的范围内，能够抑制矫顽力HcJ 的降低以及剩余磁通密度Br的降低，并且能够具有优异的磁特性。
另外，在本发明中，所述R-O-C浓缩部中所含的R优选包含RL(至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素)。通过在R-O-C浓缩部中包含RL和RH，从而可以具有优异的耐腐蚀性，并且可以进一步使磁特性提高。
另外，本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体其特征在于，所述R-T-B系烧结磁体具有R₂T₁₄B结晶粒，在由相邻的2个以上的所述R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C-N浓缩部，相比所述R₂T₁₄B结晶粒内所述R-O-C-N浓缩部的R、O、C以及N的浓度都更高，所述R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)’。
0.4<(O/R)<0.7    (1)’
R-O-C-N浓缩部是指存在于晶粒边界中的R、O、C以及N的浓度都比R₂T₁₄B结晶粒内高的区域，并存在于由相邻的2个以上的结晶粒形成的晶粒边界中。通过R-T-B系烧结磁体的R-O-C-N浓缩部中的(O/R)是在满足上述式的范围内，从而能够有效地抑制由水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中产生的氢吸附到晶粒边界，能够抑制R的腐蚀向内部发展，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够获得良好的磁特性。
另外，在本发明中，所述R-O-C-N浓缩部优选具有立方晶系的结晶结构。通过具有立方晶系的结晶结构，从而能够进一步抑制氢被吸附于晶粒边界，并且能够使耐腐蚀性提高。
另外，在本发明中，所述R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)优选满足下述式(2)’。由此，因为能够进一步抑制R的腐蚀向内部发展，所以能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够获得良好的磁特性。
0.5<(O/R)<0.7    (2)’
另外，在本发明中，所述R-T-B系烧结磁体中所含的氧量优选为2000ppm以下。通过使R-T-B系烧结磁体中所含的氧量在上述范围内，从而能够使R-O-C-N浓缩部的组成在优选的范围内，并且能够抑制矫顽力HcJ的降低以及剩余磁通密度Br的降低，还能够具有优异的磁特 性。
另外，在本发明中，所述R-O-C-N浓缩部中所含的R优选包含RL(至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素)。通过在R-O-C-N浓缩部中包含RL和RH，从而可以具有优异的耐腐蚀性并且进一步使磁特性提高。
发明的效果
根据本发明，能够得到具有优异的耐腐蚀性并且具有良好的磁特性的R-T-B系烧结磁体。
附图说明
图1是表示本发明的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界的模式图。
图2是表示本发明的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一个例子的流程图。
图3是简略地表示电动机的一个实施方式的构成的截面图。
图4是表示本发明的第二实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界的模式图。
图5是表示本发明的第二实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一个例子的流程图。
图6是实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的反射电子图像。
图7是实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd的测绘数据。
图8是实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的O的测绘数据。
图9是实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的C的测绘数据。
图10是表示实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C的各元素的浓度比主相的结晶粒内更密地分布的区域(R-O-C浓缩部)的图。
图11是R-O-C浓缩部的电子衍射图像的一个例子。
图12是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的反射电子图像。
图13是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd的测绘数据。
图14是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的O的测绘数据。
图15是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的C的测绘数据。
图16是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的N的测绘数据。
图17是表示实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C、N的各元素的浓度比主相的结晶粒内更密地分布的区域(R-O-C-N浓缩部)的图。
图18是R-O-C-N浓缩部的电子衍射图像的一个例子。
符号的说明
10   SPM电动机
11   壳体
12   转子
13   定子
14   旋转轴
15   转子铁心(铁芯)
16   永久磁体
17   磁体插入槽
18   定子铁心
19   节流阀
20   线圈
具体实施方式
以下，参照附图对本发明进行详细地说明。另外，本发明并不被限定于用于实施下述发明的方式(以下称为实施方式)。另外，在下述实施方式中的构成要素中包括本领域技术人员能够容易设想的、实质上相同的、所谓均等的范围的。进一步，可以适当组合下述实施方式中公开的构成要素。
[第一实施方式]
<R-T-B系烧结磁体>
对本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的实施方式进行说明。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是具有R₂T₁₄B(R是稀土元素的至少1种，T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素)结晶粒的R-T-B系烧结磁体，在由相邻的2个以上的R₂T₁₄B结 晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C浓缩部，相比R₂T₁₄B结晶粒内该R-O-C浓缩部的R、O以及C的浓度都更高，R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)。
0.4<(O/R)<0.7    (1)
晶粒边界包括由2个R₂T₁₄B结晶粒形成的二颗粒界面、由相邻的3个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的多结晶晶粒边界部(三相点)。另外，R-O-C浓缩部是存在于由相邻的2个以上的结晶粒形成的晶粒边界中，并且其R、O、C的各浓度都高于R₂T₁₄B结晶粒内的区域。在R-O-C浓缩部中只要包含作为主要成分的R、O、C，就也可以包含除了这些以外的成分。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是使用R-T-B系合金来形成的烧结体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体具有包含结晶粒的组成为R₂T₁₄B(R表示稀土元素的至少1种，T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素，B表示B或者B和C)的组成式所表示的R₂T₁₄B化合物的主相、相比R₂T₁₄B化合物包含更多R的晶粒边界。
R表示稀土元素的至少1种。稀土元素是指属于长周期型周期表的第3族的Sc、Y和镧系元素。在镧系元素中包括例如La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu等。稀土元素被分类为轻稀土和重稀土，重稀土元素是指Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土元素是除此以外的稀土元素。在本实施方式中，从制造成本以及磁特性的观点出发，R优选包含RL(至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素)，进一步从使磁特性提高的观点出发，更加优选包含RL和RH(至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素)两者。
T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。T可以单独为Fe，也可以用Co取代一部分Fe。在将一部分Fe取代为Co的情况下，不使磁特性降低而能够提高温度特性。另外，Co的含量优选相对于Co以及Fe的含量之和控制到20质量％以下。这是因为如果以Co的含量成为大于Fe的含量的20质量％的方式将一部分Fe取代为Co的话，则有可能使磁特性降低。另外，是因为本实施方式所涉 及的R-T-B系烧结磁体会变高价。作为Fe或者Fe和Co以外的过渡金属元素，可以列举Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，T除了过渡金属元素以外也可以进一步包含例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等元素中的至少1种的元素。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，B可以将一部分B取代为碳(C)。在该情况下，除了使磁体的制造变得容易以外，还变得能够实现制造成本的降低。另外，C的取代量为实质上不影响磁特性的量。
另外，除此之外作为不可避免地混入的成分可以考虑有O、N、C、Ca等。这些也可以以分别为0.5质量％程度以下的量含有。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相为R₂T₁₄B结晶粒，R₂T₁₄B结晶粒具有由R₂T₁₄B型的正方晶构成的结晶结构。另外，R₂T₁₄B结晶粒的平均粒径通常为1μm～30μm程度。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界包含相比R-O-C浓缩部或R₂T₁₄B结晶粒R更多的R富集相等。在晶粒边界中除了R富集相以外，也可以含有硼(B)原子的配合比例高的B富集相。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的R的含量为25质量％以上且35质量％以下，优选为28质量％以上且33质量％以下。在R的含量小于25质量％的时候，成为R-T-B系烧结磁体主相的R₂T₁₄B化合物的生成不充分。为此，有软磁性的α-Fe等析出，磁特性有可能降低。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的B的含量为0.5质量％以上且1.5质量％以下，优选为0.8质量％以上且1.2质量％以下，更加优选B的量为0.8质量％以上且1.0质量％以下。如果B的含量小于0.5质量％，则矫顽力HcJ降低。另外，如果B的含量超过1.5质量％，则有剩余磁通密度Br降低的倾向。
如上所述，T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。T可以单独为Fe，也可以用Co取代一部分Fe。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中Fe的含量为R-T-B系烧结磁体的构成要素中的实质上的余部，也可以用Co来取代一部分Fe。在将一部分Fe取代为Co而包含Co的情况下，Co的含量优选为4质量％以下的范围， 进一步优选为0.1质量％以上且2质量％以下，更加优选为0.3质量％以上且1.5质量％以下。作为Fe或者Fe和Co以外的过渡金属元素，可以列举Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，T除了过渡金属元素以外也可以进一步包含例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等的元素中的至少1种元素。
在含有Al、Cu的任一者或者两者的情况下，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中Al、Cu的任一者或者两者的含量优选以0.02质量％以上且0.6质量％以下的范围含有。通过以该范围含有Al和Cu的1种或者2种，从而能够使所得到的磁体高矫顽力化、高耐腐蚀性化，并且可以改善温度特性。Al的含量优选为0.03质量％以上且0.4质量％以下，进一步优选为0.05质量％以上且0.25质量％以下。另外，Cu的含量优选为0.3质量％以下(但是，不包括0)，进一步优选为0.2质量％以下(但是，不包括0)，更加优选为0.03质量％以上且0.15质量％以下。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中必须包含一定量的氧(O)。一定量是根据其它参数等发生变化并适当确定，从耐腐蚀性的观点出发，氧量优选为500ppm以上，从磁特性的观点出发，优选为2000ppm以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的碳(C)量根据其它的参数等变化并适当确定，但如果碳量增加，则磁特性降低；如果碳量少，则无法形成R-O-C浓缩部。因此，碳量优选为400ppm以上且3000ppm以下，进一步优选为400ppm以上且2500ppm以下，特别优选为400ppm以上且2000ppm以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的氮(N)量优选为1000ppm以下，进一步优选为800ppm以下，特别优选为600ppm以下。
R-T-B系烧结磁体中的氧量、碳量、氮量的测定方法可以使用现有通常已知的方法。氧量可以通过例如惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法来进行测定，碳量可以通过例如氧气气流中燃烧-红外线吸收法来进行测定，氮量可以通过例如惰性气体熔融-热导法来进行测定。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶粒边界中具有相比 R₂T₁₄B结晶粒内R、O以及C的浓度都更高的R-O-C浓缩部。另外，如上所述，R-O-C浓缩部主要由R、O、C构成，但是也可以含有除了这些以外的成分。
图1是表示本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界的模式图。如图1所示，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，在晶粒边界中形成有R-O-C浓缩部。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，以R-O-C浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)的方式包含晶粒边界的R-O-C浓缩部。即，(O/R)小于化学计量比组成的R氧化物(R₂O₃、RO₂、RO等)。另外，在本说明书中，O原子相对于R原子的比率以(O/R)记载。如果(O/R)小于0.4，则不能充分抑制在由使用环境中的水蒸气等形成的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中产生的氢吸附于晶粒边界，并且R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性降低。另外，如果(O/R)大于0.7，则与主相颗粒的相容性变差，会有矫顽力HcJ发生劣化的倾向。因此，在将包含于晶粒边界的R富集相取代成R-O-C浓缩部的时候，由于(O/R)为规定范围内的R-O-C浓缩部存在于晶粒边界中，所以有效地抑制了由使用环境中的水蒸气等形成的水侵入到R-T-B系烧结磁体内与R-T-B系烧结磁体中的R发生反应而产生的氢被吸附于晶粒边界整体，能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀向内部进行，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0.4<(O/R)<0.7    (1)
另外，(O/R)更加优选满足下述式(2)。通过使(O/R)在下述式(2)的范围内，从而能够更有效地抑制由侵入R-T-B系烧结磁体内的水与R-T-B系烧结磁体中的R而引起的腐蚀反应中所产生的氢被吸附于晶粒边界。因此，因为能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀进一步向内部进行，所以能够进一步提高本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0.5<(O/R)<0.7    (2)
R-T-B系烧结磁体的腐蚀的发展是由于在使用环境下的水蒸气等 形成的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中所产生的氢被吸附于R-T-B系烧结磁体中的存在于晶粒边界的R富集相，从而R-T-B系烧结磁体的腐蚀加速地向R-T-B系烧结磁体的内部发展。
即，可以认为R-T-B系烧结磁体的腐蚀以如下所述的过程进行。首先，因为存在于晶粒边界的R富集相容易被氧化，所以存在于晶粒边界的R富集相的R被使用环境下的水蒸气等形成的水氧化从而R被腐蚀，变为氢氧化物，在该过程中产生氢。
2R+6H₂O→2R(OH)₃+3H₂    (I)
接着，该产生的氢吸附于没有被腐蚀的R富集相。
2R+xH₂→2RHx    (II)
然后，通过氢吸附从而R富集相变得更容易被腐蚀，并且由氢吸附的R富集相与水发生的腐蚀反应而产生了被吸附于R富集相的量以上的氢。
2RHx+6H₂O→2R(OH)₃+(3+x)H₂    (III)
由上述(I)～(III)的连锁反应而使R-T-B系烧结磁体的腐蚀向R-T-B系烧结磁体的内部发展，R富集相变化为R氢氧化物、R氢化物。伴随于该变化的体积膨胀而积蓄了应力，以至于构成R-T-B系烧结磁体的主相的结晶粒(主相颗粒)发生脱落。然后，由于主相的结晶粒的脱落而出现R-T-B系烧结磁体的新形成的面，从而R-T-B系烧结磁体的腐蚀进一步向R-T-B系烧结磁体的内部进行。
因此，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，R-O-C浓缩部中的(O/R)在满足上述式(1)的范围内。通过在R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中形成有R-O-C浓缩部，并且使R-O-C浓缩部中的(O/R)在规定范围内，从而R-O-C浓缩部变得更难以被氧化，并且能够有效地抑制氢的扩散。由此，就能够防止由腐蚀反应而产生的氢被吸附到内部的R富集相，并且能够抑制由上述过程而引起的腐蚀向内部发展。因此，根据本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，R-O-C浓缩部优选具有立方晶系的结晶结构。通过具有立方晶系的结晶结构，从而能够进一步抑制氢被吸附于晶粒边界，并且能够使本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性提高。
作为R-O-C浓缩部中所含的R，优选包含RL(至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素)。通过在R-O-C浓缩部中包含RL和RH，从而具有优异的耐腐蚀性，并且能够进一步使磁特性提高。
这样，如后所述，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够通过相对于R-T-B系原料合金添加规定量的与R-T-B系原料合金不同的成为氧源和碳源的原料，并且控制制造过程中的气氛中的氧浓度等的制造条件来进行制造。
作为R-O-C浓缩部的氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为R-O-C浓缩部的碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包含石墨、碳黑等碳的粉末，或者通过热分解来产生碳的有机化合物。另外，作为氧源也可以使用使表面部分氧化后的金属颗粒，作为碳源也可以使用如铸铁等包含碳化物的金属颗粒。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中形成的R-O-C浓缩部被认为如下所述地生成。即，添加的氧源中所含的M的氧化物其氧化物的标准生成自由能高于稀土元素R。因此，在将氧源以及碳源添加于R-T-B系原料合金中，进行烧结来制作烧结体的时候，M的氧化物被烧结中产生的R富集液相还原，生成M金属和O。另外，在添加作为碳源的M’(碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素)的碳化物的时候，也同样地生成M’金属和C。认为这些M金属、M’金属进入R₂T₁₄B结晶或者R富集相，另一方面，O、C与一部分R富集相反应，从而作为R-O-C浓缩部在晶粒边界、特别是在多结晶晶粒边界部析出。
在现有的R-T-B系烧结磁体中也由于在空气中进行成型时原料粉的氧化等而含有作为不可避免的杂质的O。但是，此时所含有的O因为原料粉中的稀土元素R发生氧化而成为R氧化物的形态，所以认为在烧结过程中没有被还原，以R氧化物的形式直接在晶粒边界析出。
另一方面，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在其制造的工序中，通过在控制到非常低的氧浓度(例如，100ppm以下的程度)的气氛中进行原料合金的粉碎、成型、烧结的各个工序，从而抑制R氧 化物的形成。因此，认为由烧结工序的M氧化物的还原而产生的O与作为碳源添加的C一起以R-O-C浓缩部的形式在晶粒边界析出。即，在现有的方法中在晶粒边界析出R氧化物，但是在本实施方式的方法中抑制了晶粒边界的R氧化物的形成，并且能够析出规定组成的R-O-C浓缩部。
另外，作为晶粒边界中所含的物质，除了R-O-C浓缩部以外，认为有R浓度以及C浓度高于R₂T₁₄B结晶粒的R-C浓缩部、R浓度以及O浓度高于R₂T₁₄B结晶粒的R-O浓缩部(包括R氧化物)等。另外，除了这些以外还存在R浓度高于R₂T₁₄B结晶粒的R富集相。为了展现矫顽力HcJ而需要有一定量的R富集相，但优选R-C浓缩部以及R-O浓缩部少。例如，R-C浓缩部优选为晶粒边界的面积的30％以下，R-O浓缩部优选为晶粒边界的面积的10％以下。这是因为如果R-C浓缩部过多的话则会有R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性降低的倾向；如果R-O浓缩部过多的话则会有R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br降低的倾向等磁特性降低。
这样，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是在晶粒边界形成有R-O-C浓缩部的磁体，通过使R-O-C浓缩部中的(O/R)满足上述式(1)，从而能够抑制氢被吸附于晶粒边界，并且能够抑制R腐蚀发展。因此，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有优异的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体通常可以加工成任意的形状来使用。对本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的形状没有特别地限定，例如可以制成长方体、六面体、平板状、四棱柱等柱状，R-T-B系烧结磁体的截面形状为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，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中包括加工该磁体并进行了磁化的磁体产品、没有对该磁体进行磁化的磁体产品这两者。
<R-T-B系烧结磁体的制造方法>
使用附图并就具有如上所述结构的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一个例子进行说明。图2是表示本发明的实施 方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制作方法的一个例子的流程图。如图2所示，制造本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法具有以下的工序。
(a)准备主相系合金和晶粒边界系合金的合金准备工序(步骤S11)
(b)碎粉主相系合金和晶粒边界系合金的粉碎工序(步骤S12)
(c)混合主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末的混合工序(步骤S13)
(d)对混合后的混合粉末进行成型的成型工序(步骤S14)
(e)烧结成型体，得到R-T-B系烧结磁体的烧结工序(步骤S15)
(f)对R-T-B系烧结磁体进行时效处理的时效处理工序(步骤S16)
(g)冷却R-T-B系烧结磁体的冷却工序(步骤S17)
(h)加工R-T-B系烧结磁体的加工工序(步骤S18)
(i)使重稀土元素扩散于R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中的晶粒边界扩散工序(步骤S19)
(j)对R-T-B系烧结磁体进行表面处理的表面处理工序(步骤S20)
[合金准备工序：步骤S11]
准备构成本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相的组成的合金(主相系合金)和构成晶粒边界的组成的合金(晶粒边界系合金)(合金准备工序(步骤S11))。在合金准备工序(步骤S11)中，在真空或者Ar气等惰性气体的惰性气体气氛中溶解对应于本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的组成的原料金属，然后，通过使用其来进行铸造从而制作出具有所希望的组成的主相系合金和晶粒边界系合金。另外，在本实施方式中，就混合主相系合金和晶粒边界系合金这2种合金来制作原料粉末的2合金法的情况进行说明，但也可以是不分主相系合金和晶粒边界系合金而使用单独的合金的单合金法。
作为原料金属，例如可以使用稀土类金属或稀土类合金、纯铁、硼铁(ferroboron)、甚至于这些的合金或化合物等。铸造原料金属的铸造方法，例如铸块铸造法、薄片连铸法(strip casting method)、书型铸模法(book molding method)和离心铸造法等。在得到的原料合金有凝固偏析的情况下，根据需要实行均质化处理。在实行原料合金的均质 化处理的时候，在真空或者惰性气体气氛下以700℃以上且1500℃以下的温度保持1小时以上来实行。由此，R-T-B系烧结磁体用合金被熔融均质化。
[粉碎工序：步骤S12]
在制作了主相系合金以及晶粒边界系合金之后，粉碎主相系合金以及晶粒边界系合金(粉碎工序(步骤S12))。在粉碎工序(步骤S12)中，在制作了主相系合金以及晶粒边界系合金之后，分别粉碎这些主相系合金以及晶粒边界系合金，制成粉末。另外，也可以将主相系合金和晶粒边界系合金一起进行粉碎，但从抑制组成偏差的观点等出发，更优选分别进行粉碎。
粉碎工序(步骤S12)有粉碎至粒径成为数百μm～数mm的程度的粗粉碎工序(步骤S12-1)和微粉碎至粒径成为数μm程度的微粉碎工序(步骤S12-2)。
(粗粉碎工序：步骤S12-1)
将主相系合金和晶粒边界系合金粗粉碎至各自的粒径成为数百μm～数mm的程度(粗粉碎工序(步骤S12-1))。由此，得到主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末。粗粉碎可以通过在使氢吸附于主相系合金和晶粒边界系合金之后基于不同相之间的氢吸附量的差异使氢放出并实行脱氢而发生自我崩溃性粉碎(氢吸附粉碎)来进行。另外，粗粉碎工序(步骤S12-1)，除了如上所述的使用氢吸附粉碎以外，也可以在惰性气体气氛中使用捣磨机(stamp mill)、颚式破碎机(jaw crusher)、布朗粉碎机(Braun mill)等粗粉碎机来实行。
另外，为了得到高的磁特性而从粉碎工序(步骤S12)到烧结工序(步骤S15)的各个工序的气氛优选为低氧浓度。氧浓度通过各个制造工序中的气氛的控制等来进行调节。如果各个制造工序的氧浓度高，则主相系合金以及晶粒边界系合金的粉末中的稀土元素发生氧化并生成R氧化物，在烧结中没有被还原以R氧化物的形式直接析出于晶粒边界，从而得到的R-T-B系烧结磁体的Br降低。因此，例如，优选使各个工序的氧的浓度为100ppm以下。
(微粉碎工序：步骤S12-2)
在对主相系合金和晶粒边界系合金进行粗粉碎之后，将得到的主 相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒径成为数μm程度(微粉碎工序(步骤S12-2))。由此，得到主相系合金和晶粒边界系合金的微粉碎粉末。通过进一步微粉碎经过粗粉碎的粉末，从而能够得到具有优选为1μm以上且10μm以下，进一步优选为3μm以上且5μm以下的颗粒的微粉碎粉末。
另外，在本实施方式中以分别粉碎主相系合金和晶粒边界系合金来得到微粉碎粉末的方式进行，但是也可以在微粉末工序(步骤S12-2)中以对主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末进行混合后获得微粉碎粉末的方式进行。
微粉碎可以通过一边适当调节粉碎时间等条件，一边使用气流磨、球磨机、振动磨、湿式磨矿机等微粉碎机对经过粗粉碎的粉末实行进一步的粉碎来实施。气流磨是由狭小的喷嘴来释放高压惰性气体(例如，N₂气)产生高速气流，由该高速气流来加速主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末并使主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末彼此发生碰撞或者使其与目标物或容器壁发生碰撞来进行粉碎的方法。
在微粉碎主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末的时候，通过添加硬脂酸锌、油酸酰胺等粉碎助剂，从而能够得到在成型时取向性高的微粉碎粉末。
[混合工序：步骤S13]
在微粉碎主相系合金和晶粒边界系合金之后，在低氧气氛中混合各个微粉碎粉末(混合工序(步骤S13))。由此，可以得到混合粉末。低氧气氛作为例如N₂气、Ar气气氛等惰性气体气氛来形成。主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末的配合比率以质量比计优选为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比计为90比10以上且97比3以下。
另外，在粉碎工序(步骤S12)中，将主相系合金和晶粒边界系合金一起进行粉碎的情况下的配合比率也与将主相系合金和晶粒边界系合金分别进行粉碎的情况相同，主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末的配合比率以质量比计优选为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比计为90比10以上且97比3以下。
在混合粉末中添加与原料合金不同的氧源和碳源。通过在混合粉末中添加规定量的与原料合金不同的氧源和碳源，从而能够在得到的R-T-B系烧结磁体的由相邻的2个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中形成作为目标的R-O-C浓缩部。
作为氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为M，具体来说，例如可以列举Al、Fe、Co、Zr等，但并没有被限定于此。另外，也可以使用表面部分发生氧化的金属颗粒。
作为碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包含石墨、碳黑等碳的粉末，或者通过热分解来产生碳的有机化合物等。作为M’，具体来说，例如可以列举Si、Fe等，但并没有被限定于此。另外，也可以使用如铸铁等包含碳化物的粉末。
最适合的氧源以及碳源的添加量根据原料合金的组成、特别是稀土类量而发生变化。因此，为了对应于使用的合金的组成来形成作为目标的组成的R-O-C浓缩部，可以调节氧源以及碳源的添加量。如果氧源以及碳源的添加量相比必要量过多，则R-O-C浓缩部的O/R过度增加，从而有得到的R-T-B系烧结磁体的HcJ发生降低，或者在晶粒边界形成有R-O浓缩部、R-C浓缩部等而不能获得充分的耐腐蚀性的倾向。如果氧源以及碳源的添加量相比必要量过少，则不能得到作为目标的组成的R-O-C浓缩部。
氧源以及碳源的添加方法没有特别地限定，但优选在混合微粉碎粉末时添加或者对于微粉碎前的粗粉碎粉末添加。
[成型工序：步骤S14]
在混合主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末之后，将混合粉末成型为目标形状(成型工序(步骤S14))。在成型工序(步骤S14)中，通过将主相系合金粉末以及晶粒边界系合金粉末的混合粉末充填于被电磁体包裹的模具内并进行加压，从而将混合粉末成型为任意的形状。此时，一边施加磁场一边进行，通过施加磁场从而使原料粉末产生规定的取向，以使结晶轴取向的状态在磁场中成型。由此可以得到成型体。得到的成型体因为向规定方向取向，所以能够得到具有更 强磁性的各向异性的R-T-B系烧结磁体。
成型时的加压优选在30MPa～300MPa下实行。优选在施加的磁场为950kA/m～1600kA/m的磁场下实行。施加的磁场不限定于静磁场，也可以为脉冲状磁场。另外，也可以并用静磁场和脉冲状磁场。
另外，作为成型方法除了如上所述将混合粉末直接成型的干式成型以外，也可以适用对使原料粉末分散于油等溶剂中的浆料进行成型的湿式成型。
对混合粉末实施成型而得到的成型体的形状没有特别地限定，例如可以为长方体、平板状、柱状、环状等根据所希望的R-T-B系烧结磁体的形状制成任意的形状。
[烧结工序：步骤S15]
在磁场中成型，在真空或者惰性气体气氛中烧结成型为目标形状而得到的成型体，得到R-T-B系烧结磁体(烧结工序(步骤S15))。烧结温度需要根据组成、粉碎方法、粒度和粒度分布的不同等诸项条件来进行调节，但是对于成型体例如通过在真空中或者在惰性气体存在下以1000℃以上且1200℃以下加热1小时以上且10小时以下进行处理来烧成。由此，混合粉末发生液相烧结，得到主相的体积比率提高的R-T-B系烧结磁体(R-T-B系磁体的烧结体)。在烧结了成型体之后，从使生产效率提高的观点出发，优选对烧结体进行急冷。
[时效处理工序：步骤S16]
在烧结了成型体之后，对R-T-B系烧结磁体进行时效处理(时效处理工序(步骤S16))。烧成后，通过在低于烧成时的温度的条件下保持所得到的R-T-B系烧结磁体等来对R-T-B系烧结磁体实施时效处理。时效处理例如在700℃以上且900℃以下的温度下加热1小时到3小时并进一步在500℃至700℃的温度下加热1小时到3小时的2阶段加热、在600℃附近的温度下加热1小时到3小时的1阶段加热等，根据实施时效处理的次数来调节适当处理条件。通过这样的时效处理，能够使R-T-B系烧结磁体的磁特性提高。另外，时效处理工序(步骤S16)也可以在加工工序(步骤S18)或晶粒边界扩散工序(步骤S19)之后实行。
[冷却工序：步骤S17]
在对R-T-B系烧结磁体实施过时效处理之后，在Ar气气氛中对R-T-B系烧结磁体实行急冷(冷却工序(步骤S17))。由此，能够得到本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体。冷却速度没有特别地限定，优选为30℃/min以上。
[加工工序：步骤S18]
得到的R-T-B系烧结磁体也可以根据需要加工成所希望的形状(加工工序：步骤S18)。加工方法例如可以列举切断、研磨等形状加工，滚筒研磨等倒角加工等。
[晶粒边界扩散工序：步骤S19]
也可以具有对于加工后的R-T-B类烧结磁体的晶粒边界，进一步使重稀土元素扩散的工序(晶粒边界扩散工序：步骤S19)。晶粒边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系烧结磁体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系烧结磁体进行热处理来实施。由此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力。
[表面处理工序：步骤S20]
由以上的工序得到的R-T-B系烧结磁体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(表面处理工序(步骤S20))。由此，能够进一步提高耐腐蚀性。
另外，在本实施方式中，实行加工工序(步骤S18)、晶粒边界扩散工序(步骤S19)、表面处理工序(步骤S20)，但这些各工序不一定有必要去实行。
这样制得本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，结束处理。另外，通过使之磁化从而可以得到磁体产品。
如以上这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶粒边界中具有R-O-C浓缩部，R-O-C浓缩部中的(O/R)成为规定的范围。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体通过形成于晶粒边界中的R-O-C浓缩部的(O/R)为规定的范围，从而具有优异的耐腐蚀性，并且具有良好的磁特性。
这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在用于电动机等旋转机用的磁体的情况下，因为耐腐蚀性高所以能够长期使用，并 且能够得到可靠性高的R-T-B系烧结磁体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体例如能够适宜用作在转子表面安装有磁体的表面磁体型(Surface Permanent Magnet：SPM)电动机、如内转子型的无刷电动机那样的内部磁体嵌入型(Interior Permanent Magnet：IPM)电动机、PRM(永久磁体磁阻电动机，Permanent magnet Reluctance Motor)等磁体。具体来说，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体适宜用作硬盘驱动器的硬盘旋转驱动用主轴电动机或音圈电动机、电动车或混合动力轿车用电动机、汽车的电动动力转向装置用电动机、工作机械的伺服电动机、手机的振动器用电动机、印刷机用电动机、发电机用电动机等用途。
以上对本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的优选的实施方式作了说明，但是本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体并不被限制于上述实施方式。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体可以在不脱离其宗旨的范围内有各种变形、各种组合，并且对于其他稀土类磁体也同样能够适用。
<电动机>
对将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体用于电动机的优选的实施方式进行说明。在此，就将本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体适用于SPM电动机的一个例子进行说明。图3是简略地表示SPM电动机的一个实施方式的构成的截面图。如图3所示，SPM电动机10在壳体11内具有圆柱状的转子12、圆筒状的定子13、旋转轴14。旋转轴14贯通转子12的横截面的中心。转子12具有由铁材料等构成的圆柱状的转子铁心(铁芯)15、以规定间隔被设置于该转子铁心15外周面的多个永久磁体16、容纳永久磁体16的多个磁体插入槽17。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体被用于永久磁体16。以沿着转子12的圆周方向在各个磁体插入槽17内N极和S极交替排列的方式设置多个该永久磁体16。由此，沿着圆周方向相邻的永久磁体16沿着转子12的直径方向产生相互反方向的磁力线。定子13在其筒壁(周壁)的内部的周方向上具有沿着转子12的外周面以规定间隔设置的多个定子铁心18和节流阀19。该多个定子铁心18以向着定子13的中心并且与转子12相对的方式设置。另外，在各个节流阀19内卷绕安装有线 圈20。永久磁体16和定子铁心18以相互相对的方式设置。转子12与旋转轴14一起能够旋转地被设置在定子13内的空间内。定子13通过电磁作用给转子12赋予扭矩，从而转子12在圆周方向上进行旋转。
SPM电动机10使用本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体作为永久磁体16。永久磁体16因为具有耐腐蚀性且具有高的磁特性，所以SPM电动机10能够提高电动机的扭矩特性等电动机的性能，并且能够长期具有高输出功率，从而可靠性优异。
[第二实施方式]
<R-T-B系烧结磁体>
就本发明的第二实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的实施方式进行说明。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是具有R₂T₁₄B结晶粒的R-T-B系烧结磁体，在由相邻的2个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中具有R-O-C-N浓缩部，相比R₂T₁₄B结晶粒内该R-O-C-N浓缩部的R、O、C以及N的浓度都更高，R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)’。
0.4<(O/R)<0.7    (1)’
R-O-C-N浓缩部是指存在于由相邻的2个以上的结晶粒形成的晶粒边界中，并且R、O、C、N的各浓度都高于R₂T₁₄B结晶粒内的区域。在R-O-C-N浓缩部中只要包含作为主要成分的R、O、C、N，就也可以包含除了这些以外的成分。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是使用R-T-B系合金而形成的烧结体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体具有包含结晶粒的组成为R₂T₁₄B的组成式所表示的R₂T₁₄B化合物的主相、相比R₂T₁₄B化合物包含更多R的晶粒边界。
R表示稀土元素的至少1种。因为R与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相中所含的R₂T₁₄B化合物的R相同，所以省略说明。
T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。因为T与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相中所含的R₂T₁₄B化合物的T相同，所以省略说明。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，B与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地能够将一部分B取代为碳(C)。
另外，对于主相，与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地，作为其他不可避免地混入的成分可以考虑O、N、C、Ca等。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样是R₂T₁₄B结晶粒，R₂T₁₄B结晶粒具有由R₂T₁₄B型的正方晶构成的结晶结构。另外，R₂T₁₄B结晶粒的平均粒径与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地通常为1μm～30μm程度。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界包含相比R-O-C-N浓缩部或R₂T₁₄B结晶粒R更多的R富集相等。在晶粒边界中除了R富集相以外也可以含有硼(B)原子的配合比例高的B富集相。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中R的含量因为与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相中所含的R₂T₁₄B化合物的R的含量相同，所以省略说明。
B表示B或者B和C。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中B的含量由于与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相中所含的R₂T₁₄B化合物的B的含量相同，所以省略说明。
如上所述，T表示包含Fe或者包含Fe和Co的1种以上的过渡金属元素。T可以单独为Fe，也可以一部分Fe被Co取代。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的Fe的含量因为与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相中所含的R₂T₁₄B化合物的T的含量相同，所以省略说明。在将一部分Fe取代为Co而包含Co的情况下，Co的含量因为与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相相同，所以省略说明。作为Fe或者Fe和Co以外的过渡金属元素，与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地可以列举Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W等。另外，T与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地，除了过渡金属元素以外也可以进一步包含例如Al、Ga、Si、Bi、Sn等 元素中的至少1种元素。
在含有Al、Cu的任一者或者两者的情况下，与所述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相同样地，优选以0.02质量％以上且0.6质量％以下的范围含有。Al的含量以及Cu的含量因为与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相相同，所以省略重复的说明。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，必须包含一定量的氧(O)。一定量是根据其它参数等变化并适当确定，氧量与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，从耐腐蚀性的观点出发优选为500ppm以上，从磁特性的观点出发优选为2000ppm以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的碳(C)量根据其它的参数等变化并适当确定，如果碳量增加，则磁特性降低；如果碳量少，则无法形成R-O-C-N浓缩部。因此，碳量优选为400ppm以上且3000ppm以下，进一步优选为400ppm以上且2500ppm以下，特别优选为400ppm以上且2000ppm以下。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中的氮(N)量根据其它的参数等进行变化并适当确定，如果氮量增加，则磁特性降低；如果氮量少，则无法形成R-O-C-N浓缩部。因此，氮量优选为100ppm以上且1200ppm以下，进一步优选为200ppm以上且1000ppm以下，特别优选为300ppm以上且800ppm以下。
因为R-T-B系烧结磁体中的氧量、碳量、氮量的测定方法与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体相同，所以省略对其说明。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶粒边界中具有相比R₂T₁₄B结晶粒内R、O、C以及N的浓度都更高的R-O-C-N浓缩部。另外，如上所述，R-O-C-N浓缩部主要由R、O、C、N构成，但是也可以含有除了这些以外的成分。
图4是表示本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的由多个R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界的模式图。如图4所示，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，在晶粒边界中形成有R-O-C-N浓缩部。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，晶粒边界的 R-O-C-N浓缩部以R-O-C-N浓缩部中O原子相对于R原子的比率(O/R)满足下述式(1)’的方式而被包含。即，(O/R)小于化学计量比组成的R氧化物(R₂O₃、RO₂、RO等)。如果(O/R)小于0.4，则变得不能充分抑制在由使用环境中的水蒸气等形成的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中所产生的氢吸附于晶粒边界，从而R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性降低。另外，如果(O/R)大于0.7，则与主相颗粒的相容性变差，会有矫顽力HcJ发生劣化的倾向。因此，在将晶粒边界所含的R富集相取代成R-O-C-N浓缩部的时候，由于(O/R)为规定范围内的R-O-C-N浓缩部存在于晶粒边界中，所以有效地抑制了由使用环境中的水蒸气等形成的水侵入到R-T-B系烧结磁体内与R-T-B系烧结磁体中的R发生反应而产生的氢被吸附于晶粒边界整体，从而能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀向内部进行，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0.4<(O/R)<0.7    (1)’
另外，(O/R)进一步优选满足下述式(2)’。通过使(O/R)在下述式(2)’的范围内，从而能够更加有效地抑制在侵入到R-T-B系烧结磁体内的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中所产生的氢被吸附于晶粒边界。因此，因为能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀进一步向内部进行，所以能够进一步提高本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0.5<(O/R)<0.7    (2)’
R-T-B系烧结磁体的腐蚀的发展由于在使用环境下的水蒸气等形成的水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应中所产生的氢被吸附于R-T-B系烧结磁体中的存在于晶粒边界的R富集相，从而R-T-B系烧结磁体的腐蚀加速地向R-T-B系烧结磁体的内部进行。
即，R-T-B系烧结磁体的腐蚀如上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中说明的那样，R-T-B系烧结磁体的腐蚀通过上述(I)～(III)的连锁反应而向R-T-B系烧结磁体的内部进行，R富集相变化为R氢氧化物、R氢化物。伴随着该变化的体积膨胀而积蓄了应力，以至于构成R-T-B系烧结磁体的主相的结晶粒(主相颗粒)发生脱落。 然后，由于主相的结晶粒的脱落而出现R-T-B系烧结磁体的新形成的面，从而R-T-B系烧结磁体的腐蚀进一步向R-T-B系烧结磁体的内部发展。
因此，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，R-O-C-N浓缩部中的(O/R)在满足上述式(1)’的范围内。通过在R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中形成有R-O-C-N浓缩部，并且使R-O-C-N浓缩部中的(O/R)在规定范围内，从而R-O-C-N浓缩部变得更加难以被氧化，并且能够有效地抑制氢的扩散。由此，能够防止由腐蚀反应而产生的氢被吸附到内部的R富集相，并且能够抑制由上述过程而引起的腐蚀向内部进行。因此，根据本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，能够大幅度地提高R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体中，优选以R-O-C-N浓缩部中N原子相对于R原子的比率(N/R)满足下述式(3)’的方式包含晶粒边界的R-O-C-N浓缩部。即，(N/R)优选小于化学计量比组成的R氮化物(RN等)。还有，在本说明书中，N原子相对于R原子的比率记为(N/R)。通过在晶粒边界中存在(N/R)在规定范围内的R-O-C-N浓缩部，从而有效地抑制由水与R-T-B系烧结磁体中的R发生的腐蚀反应而产生的氢被吸附于内部的R富集相，并且能够抑制R-T-B系烧结磁体的腐蚀向内部进行，并且本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体能够具有良好的磁特性。
0<(N/R)<1    (3)’
另外，R-O-C-N浓缩部优选具有立方晶系的结晶结构。通过具有立方晶系的结晶结构，从而能够进一步抑制氢被吸附于晶粒边界，并且能够使本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性提高。
作为R-O-C-N浓缩部中所含的R，优选包含RL(至少包含Nd、Pr的任一者或者两者的稀土元素)和RH(至少包含Dy、Tb的任一者或者两者的稀土元素)。通过在R-O-C-N浓缩部中包含RL和RH，从而具有优异的耐腐蚀性且能够使磁特性提高。
这样，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，如后所述，能够通过相对于R-T-B系原料合金添加规定量的与R-T-B系原料合金不同 的成为氧源和碳源的原料，并且控制制造过程中气氛中的氧浓度、氮浓度等制造条件来进行制造。
作为R-O-C-N浓缩部的氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为R-O-C-N浓缩部的碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包含石墨、碳黑等碳的粉末，或者通过热分解产生碳的有机化合物。另外，作为氧源也可以使用使表面部分氧化后的金属颗粒，作为碳源也可以使用如铸铁等包含碳化物的金属颗粒。
在本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中形成的R-O-C-N浓缩部被认为如下所述地生成。即，添加的氧源中所含的M的氧化物其氧化物的标准生成自由能高于稀土元素R。因此，在R-T-B系原料合金中添加氧源和碳源进行烧结，制作烧结体的时候，M的氧化物被烧结中所产生的R富集的液相还原，生成M金属和O。另外，添加作为碳源的M’(碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素)的碳化物的时候也同样地生成M’金属和C。认为这些M金属、M’金属进入到R₂T₁₄B结晶或者R富集相，另一方面，O、C与制造过程中由于氮浓度控制而添加的N一起与一部分R富集相反应，在晶粒边界特别是在多结晶晶粒边界部中作为R-O-C-N浓缩部析出。
在现有的R-T-B系烧结磁体中由于在空气中进行成型时的原料粉的氧化等而包含有作为不可避免的杂质的O。但是，此时所含有的O因为原料粉中的稀土元素R发生氧化，成为R氧化物的形态，所以被认为在烧结过程中没有被还原，以R氧化物的形式直接在晶粒边界析出。
另一方面，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在其制造的工序中，通过在控制到非常低的氧浓度(例如，100ppm以下的程度)的气氛中实行原料合金的粉碎、成型、烧结的各个工序，从而抑制R氧化物的形成。因此，认为由烧结工序的M氧化物的还原而产生的O与作为碳源添加的C、由于制造过程中的氮浓度控制而添加的N一起以R-O-C-N浓缩部的形式在晶粒边界中析出。即，在现有的方法中在晶粒边界中析出R氧化物，但是在本实施方式的方法中抑制了晶粒边界的R氧化物的形成并且能够析出规定组成的R-O-C-N浓缩部。
另外，作为晶粒边界中所含的物质，除了R-O-C-N浓缩部以外，与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，认为存在有相比R₂T₁₄B结晶粒R浓度和C浓度更高的R-C浓缩部、相比R₂T₁₄B结晶粒R浓度和O浓度更高的R-O浓缩部(包括R氧化物)等。另外，除了这些以外还存在相比R₂T₁₄B结晶粒R浓度更高的R富集相。为了展现矫顽力HcJ而需要有一定量的R富集相，但优选R-C浓缩部以及R-O浓缩部少。例如，R-C浓缩部优选为晶粒边界的面积的30％以下，R-O浓缩部优选为晶粒边界的面积的10％以下。这是因为如果R-C浓缩部过多则会有R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性降低的倾向；如果R-O浓缩部过多则会有R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br降低的倾向等磁特性降低。
这样，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体是在晶粒边界中形成有R-O-C-N浓缩部的磁体，通过使R-O-C-N浓缩部中的(O/R)满足上述式(1)’，从而能够抑制氢被吸附于晶粒边界，并且能够抑制R的腐蚀发展。因此，根据本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，能够具有优异的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，通常可以加工成任意的形状来使用。
另外，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，包括加工该磁体并进行了磁化的磁体产品、没有磁化该磁体的磁体产品这两者。
<R-T-B系烧结磁体的制造方法>
使用附图并就具有如上所述的结构的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一个例子作如下说明。图5是表示本发明的实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的制造方法的一个例子的流程图。如图5所示，制造本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法具有以下的工序。
(a)准备主相系合金和晶粒边界系合金的合金准备工序(步骤S31)
(b)碎粉主相系合金和晶粒边界系合金的粉碎工序(步骤S32)
(c)混合主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末的混合工序(步骤S33)
(d)将混合后的混合粉末成型的成型工序(步骤S34)
(e)烧结成型体，得到R-T-B系烧结磁体的烧结工序(步骤S35)
(f)对R-T-B系烧结磁体进行时效处理的时效处理工序(步骤S36)
(g)冷却R-T-B系烧结磁体的冷却工序(步骤S37)
(h)加工R-T-B系烧结磁体的加工工序(步骤S38)
(i)使重稀土元素扩散于R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中的晶粒边界扩散工序(步骤S39)
(j)对R-T-B系烧结磁体进行表面处理的表面处理工序(步骤S40)
[合金准备工序：步骤S31]
准备构成本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的主相的组成的合金(主相系合金)和构成晶粒边界的组成的合金(晶粒边界系合金)(合金准备工序(步骤S31))。在合金准备工序(步骤S31)中，因为与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的“合金准备工序(步骤S11)”相同，所以省略对其说明。
[粉碎工序：步骤S32]
在制作了主相系合金以及晶粒边界系合金之后，粉碎主相系合金以及晶粒边界系合金(粉碎工序(步骤S32))。在粉碎工序(步骤S32)中，与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的粉碎工序(步骤S12)同样地，在制作了主相系合金以及晶粒边界系合金之后，分别粉碎这些主相系合金以及晶粒边界系合金并制成粉末。另外，也可以将主相系合金和晶粒边界系合金一起进行粉碎，但从抑制组成偏差的观点等出发，更优选分别进行粉碎。
粉碎工序(步骤S32)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的粉碎工序(步骤S12)同样地，具有粉碎至粒径成为数百μm～数mm的程度的粗粉碎工序(步骤S32-1)和微粉碎至粒径成为数μm程度的微粉碎工序(步骤S32-2)。
(粗粉碎工序：步骤S32-1)
将主相系合金和晶粒边界系合金粗粉碎至各自的粒径成为数百μm～数mm的程度(粗粉碎工序(步骤S32-1))。由此，得到主相系合 金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末。粗粉碎能够通过在使氢吸附于主相系合金和晶粒边界系合金之后基于不同相间的氢吸附量的差异使氢放出并实行脱氢而发生自我崩溃性粉碎(氢吸附粉碎)来实行。R-O-C-N相形成所必需的氮的添加量在该氢吸附粉碎中可以通过调节脱氢处理时的气氛的氮气浓度来进行控制。最适宜的氮气浓度根据原料合金的组成等发生变化，但是例如优选为200ppm以上。另外，粗粉碎工序(步骤S32-1)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的粗粉碎工序(步骤S12-1)相同，除了使用如上所述的氢吸附粉碎以外，也可以在惰性气体气氛中使用捣磨机、颚式破碎机、布朗粉碎机等的粗粉碎机来实行。
另外，为了得到高的磁特性，从粉碎工序(步骤S32)到烧结工序(步骤S35)的各个工序的气氛与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法相同，优选为低氧浓度。因为低氧浓度的调节方法等与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法相同，所以省略对其说明。
(微粉碎工序：步骤S32-2)
在对主相系合金和晶粒边界系合金实施了粗粉碎之后，与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的微粉碎工序(步骤S12-2)同样地，将得到的主相系合金和晶粒边界系合金的粗粉碎粉末微粉碎至平均粒径成为数μm程度(微粉碎工序(步骤S32-2))。由此，得到主相系合金以及晶粒边界系合金的微粉碎粉末。通过进一步微粉碎经过粗粉碎的粉末，从而能够得到具有优选为1μm以上且10μm以下，进一步优选为3μm以上且5μm以下的颗粒的微粉碎粉末。
另外，在本实施方式中，与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法相同，以分别粉碎主相系合金和晶粒边界系合金来得到微粉碎粉末的方式进行，但是也可以在微粉碎工序(步骤S32-2)中以将主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末混合后得到微粉碎粉末的方式进行。
因为微粉碎与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的微粉碎工序(步骤S12-2)相同，所以省略说明。
在微粉碎主相系合金以及晶粒边界系合金的粗粉碎粉末的时候， 与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的微粉碎工序(步骤S12-2)同样地，通过添加硬脂酸锌、油酸酰胺等粉碎助剂，从而能够得到成型时取向性高的微粉碎粉末。
[混合工序：步骤S33]
在微粉碎主相系合金和晶粒边界系合金之后，在低氧气氛中混合各个微粉碎粉末(混合工序(步骤S33))。由此，得到混合粉末。混合工序(步骤S33)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的混合工序(步骤S13)相同，低氧气氛例如作为N₂气、Ar气气氛等惰性气体气氛来形成。主相系合金粉末以及晶粒边界系合金粉末的配合比率以质量比计优选为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比计为90比10以上且97比3以下。
另外，在粉碎工序(步骤S32)中，将主相系合金与晶粒边界系合金一起进行粉碎的情况下的配合比率也与分别粉碎主相系合金和晶粒边界系合金的情况相同，主相系合金粉末以及晶粒边界系合金粉末的配合比率以质量比计优选为80比20以上且97比3以下，更优选以质量比计为90比10以上且97比3以下。
在混合粉末中添加与原料合金不同的氧源和碳源。通过在混合粉末中添加规定量的与原料合金不同的氧源和碳源，能够在得到的R-T-B系烧结磁体的由相邻的2个以上的R₂T₁₄B结晶粒形成的晶粒边界中形成作为目标的R-O-C-N浓缩部。
作为氧源，可以使用包含氧化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M的氧化物的粉末。作为M，具体来说，例如可以列举Al、Fe、Co、Zr等，但并不限定于此。另外，也可以使用使表面部分氧化后的金属颗粒。
作为碳源，可以使用碳化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M’的碳化物，或者包含石墨、碳黑等碳的粉末，或者通过热分解产生碳的有机化合物等。作为M’，具体来说，例如可以列举Si、Fe等，但并不限定于此。另外，也可以使用如铸铁等包含碳化物的粉末。
最适合的氧源以及碳源的添加量根据原料合金的组成、特别是稀土类量而变化。因此，为了对应于所使用的合金的组成来形成作为目标的组成的R-O-C-N浓缩部，可以调节氧源以及碳源的添加量。如果 氧源以及碳源的添加量相比必要量过多，则R-O-C-N浓缩部的(O/R)会过度增加，从而有得到的R-T-B系烧结磁体的HcJ降低，或者在晶粒边界中形成有R-O浓缩部、R-C浓缩部等，变得不能得到充分的耐腐蚀性的倾向。如果氧源以及碳源的添加量相比必要量过少，则不能得到作为目标的组成的R-O-C-N浓缩部。
氧源以及碳源的添加方法没有特别地限定，但优选在混合微粉碎粉末时进行添加或者对于微粉碎前的粗粉碎粉末进行添加。
另外，在本实施方式中，氮由粗粉碎工序中脱氢处理时的气氛中氮气浓度的控制来进行添加，除此以外，作为氮源也可以添加包含氮化物的标准生成自由能高于稀土元素的元素M”的氮化物的粉末。作为M”，具体来说例如可以列举Si、Fe、B等，但并不限定于此。
[成型工序：步骤S34]
在混合了主相系合金粉末和晶粒边界系合金粉末之后，将混合粉末成型为目标的形状(成型工序(步骤S34))。由此得到成型体。因为成型工序(步骤S34)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的成型工序(步骤S14)相同，所以省略说明。所得到的成型体因为向规定方向取向，所以能够得到具有更强磁性的各向异性的R-T-B系烧结磁体。
[烧结工序：步骤S35]
在磁场中成型，在真空或者惰性气氛中对成型为目标形状而得到的成型体进行烧结，得到R-T-B系烧结磁体(烧结工序(步骤S35))。因为烧结工序(步骤S35)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的烧结工序(步骤S15)相同，所以省略说明。由此，混合粉末发生液相烧结，得到主相的体积比率提高的R-T-B系烧结磁体(R-T-B系磁体的烧结体)。
[时效处理工序：步骤S36]
在烧结了成型体之后，对R-T-B系烧结磁体实行时效处理(时效处理工序(步骤S36))。烧结后，通过在低于烧成时的温度的条件下保持得到的R-T-B系烧结磁体等来对R-T-B系烧结磁体实施时效处理。因为时效处理工序(步骤S36)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的时效处理工序(步骤S16)相同，所以省略 说明。通过这样的时效处理，能够使R-T-B系烧结磁体的磁特性提高。另外，时效处理工序(步骤S36)也可以在加工工序(步骤S38)或晶粒边界扩散工序(步骤S39)之后实行。
[冷却工序：步骤S37]
在对R-T-B系烧结磁体实施时效处理之后，在Ar气气氛中对R-T-B系烧结磁体实行急冷(冷却工序(步骤S37))。因为冷却工序(步骤S37)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的冷却工序(步骤S17)相同，所以省略说明。由此，能够得到本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体。
[加工工序：步骤S38]
得到的R-T-B系烧结磁体也可以根据需要加工成所希望的形状(加工工序(步骤S38))。因为加工工序(步骤S38)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的加工工序(步骤S18)相同，所以省略说明。
[晶粒边界扩散工序：步骤S39]
也可以具有对于加工后的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界进一步使重稀土元素扩散的工序(晶粒边界扩散工序(步骤S39))。因为晶粒边界扩散工序(步骤S39)与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的晶粒边界扩散工序(步骤S19)相同，所以省略说明。由此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力HcJ。
[表面处理工序：步骤S40]
由以上的工序得到的R-T-B系烧结磁体与制造上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的方法的表面处理工序(步骤S20)同样地，也可以实行镀层或树脂覆膜或氧化处理、化学处理等表面处理(表面处理工序(步骤S40))。由此，能够进一步提高耐腐蚀性。
还有，在本实施方式中实行加工工序(步骤S38)、晶粒边界扩散工序(步骤S39)、表面处理工序(步骤S40)，但这些各工序并不一定有必要实行。
这样制得本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体，结束处理。另外，通过使之磁化可以得到磁体产品。
如以上这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在晶粒 边界中具有R-O-C-N浓缩部，并且R-O-C-N浓缩部中的(O/R)为规定的范围。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体通过使形成于晶粒边界中的R-O-C-N浓缩部中的(O/R)成为规定的范围，从而具有优异的耐腐蚀性，并且具有良好的磁特性。
这样得到的本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体在用于电动机等旋转机用的磁体的情况下，因为耐腐蚀性高所以能够长期使用，并且能够得到可靠性高的R-T-B系烧结磁体。本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体例如能够适宜用作在转子表面安装有磁体的表面磁体型(Surface Permanent Magnet：SPM)电动机、如内转子型的无刷电动机那样的内部磁体嵌入型(Interior Permanent Magnet：IPM)电动机、PRM(永久磁体磁阻电动机，Permanent magnet Reluctance Motor)等磁体。具体来说，本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体适宜用作硬盘驱动器的硬盘旋转驱动用主轴电动机或音圈电动机、电动汽车或混合动力汽车用电动机、汽车的电动动力转向装置用电动机、工作机械的伺服电动机、手机的振动器用电动机、印刷机用电动机、发电机用电动机等用途。
本实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体与上述的第一实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体同样地，能够用作如图3所示的SPM电动机10的永久磁体16。永久磁体16因为具有耐腐蚀性且具有高的磁特性，所以SPM电动机10能够提高电动机的扭矩特性等电动机的性能，并且长期能够具有高输出功率，可靠性优异。
以上，以上述的第一以及第二的实施方式就本发明的R-T-B系烧结磁体的优选的实施方式进行了说明，但是本发明的R-T-B系烧结磁体并不限定于此。本发明的R-T-B系烧结磁体在不脱离其宗旨的范围内可以有各种变形、各种组合，对于其它的稀土类磁体也同样能够进行适用。
实施例
以下，列举实施例以及比较例来更加具体地说明本发明，但是本发明并不限定于以下的实施例。
实施例1
<R-T-B系烧结磁体的制作>
[实施例1-1～实施例1-6、比较例1-1]
首先，以得到具有21.20wt％Nd-2.50wt％Dy-7.20wt％Pr-0.50wt％Co-0.20wt％Al-0.05wt％Cu-1.00wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过薄片连铸(SC)法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)。原料合金是制作主要形成磁体的主相的主相系合金、主要形成晶粒边界的晶粒边界系合金这2种。
接着，在室温下使氢吸附于这些各原料合金之后，在600℃下实行1小时的脱氢处理，从而对原料合金进行氢粉碎(粗粉碎)。另外，在各个实施例以及比较例中，在从该氢粉碎处理至烧结的各个工序(微粉碎以及成型)中以氧浓度小于50ppm的气氛来进行。
接着，在氢粉碎后实行微粉碎之前，在各原料合金的粗粉碎粉末中添加作为粉碎助剂的0.1wt％的油酸酰胺，使用诺塔混合机(Nauta mixer)进行混合。之后，使用气流磨来实行通过高压N₂气的微粉碎，制成各自平均粒径为4.0μm程度的微粉碎粉末。
之后，以各自规定的比例混合所得到的主相系合金的微粉碎粉末和晶粒边界系合金的微粉碎粉末，并且仅以表1所示的量分别添加作为氧源的氧化铝颗粒、作为碳源的碳黑颗粒，使用诺塔混合机来进行混合，调制出作为R-T-B系烧结磁体的原料粉末的混合粉末。
表1：
(表1)

将得到的混合粉末填充于被配置于电磁体中的模具内，一边施加1200kA/m的磁场一边施加120MPa的压力，在磁场中成型，得到成型体。之后，将得到的成型体在真空中在1060℃下保持4小时来实施烧 成，然后，进行急冷，得到具有上述组成的烧结体(R-T-B系烧结磁体)。然后，对得到的烧结体实施在850℃下保持1小时以及在540℃下保持2小时(都在Ar气气氛中)的2阶段的时效处理，然后，进行急冷，得到实施例1-1～实施例1-6以及比较例1-1的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-7]
除了作为氧源使用0.33质量％的氧化铁(III)颗粒，作为碳源使用0.1质量％的碳化硅颗粒以外，进行与实施例1-1～实施例1-6以及比较例1-1相同的处理，得到实施例1-7的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-8]
除了作为氧源使用0.38质量％的四氧化三钴颗粒，作为碳源使用0.7质量％的含有碳化铁的铸铁颗粒以外，进行与实施例1-1～实施例1-6以及比较例1-1相同的处理，得到实施例1-8的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-9]
除了作为氧源使用0.6质量％的氧化锆颗粒，作为碳源使用0.03质量％的石墨颗粒以外，进行与实施例1-1～实施例1-6以及比较例1-1相同的处理，得到实施例1-9的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-10]
除了作为氧源和碳源使用0.9质量％的使表面部分氧化的铸铁颗粒以外，进行与实施例1-1～实施例1-6、比较例1-1相同的处理，得到实施例1-10的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-11]
除了以得到具有23.25wt％Nd-7.75wt％Pr-1.00％Dy-2.50wt％Co-0.20wt％Al-0.20wt％Cu-0.10wt％Ga-0.30wt％Zr-0.95wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例1-4相同的处理，得到实施例1-11的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-12]
除了以得到具有30.50wt％Nd-1.50wt％Co-0.10wt％Al-0.10wt％Cu-0.20wt％Ga-0.92wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例1-4相同的处理，得到实施例1-12的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-13]
除了以得到具有25.00wt％Nd-6.00wt％Dy-1.00wt％Co-0.30wt％Al-0.10wt％Cu-0.40wt％Ga-0.15wt％Zr-0.85wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例1-4相同的处理，得到实施例1-13的R-T-B系烧结磁体。
[实施例1-14]
在将实施例1-4的R-T-B系烧结磁体加工成3mm的厚度之后，以Dy附着量相对于磁体成为1％的方式在磁体上涂布分散有Dy的浆料。通过在Ar气氛中在900℃下对该磁体实施6小时(h)的热处理来实行晶粒边界扩散处理。之后，通过在540℃下实施2小时的时效处理从而得到实施例1-14的R-T-B系烧结磁体。另外，晶粒边界扩散处理是指如上述图2所示的晶粒边界扩散工序(步骤S19)或上述图5所示的晶粒边界扩散工序(步骤S39)那样对于经过加工的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界使Dy等重稀土元素扩散的处理。
[比较例1-2]
除了不添加氧源和碳源以外，进行与实施例1-1～实施例1-6以及比较例1-1相同的处理，得到比较例1-2的R-T-B系烧结磁体。
[比较例1-3～比较例1-6]
除了不添加氧源和碳源以外，进行与实施例1-11～实施例1-14相同的处理，分别得到比较例1-3～比较例1-6的R-T-B系烧结磁体。
<评价>
测定制得的各个R-T-B系烧结磁体的组织、各个R-T-B系烧结磁体中所含的氧量(O量)·碳量(C量)、各个R-T-B系烧结磁体的磁特性以及耐腐蚀性，并进行评价。作为组织，求得晶粒边界中R-O-C浓缩部所占的面积比率(A/B)。作为磁特性，测定R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ。
[组织]
(元素分布的观察)
在用离子刻蚀削去得到的各个R-T-B系烧结磁体的截面的表面并 除去最表面的氧化等的影响之后，用EPMA(电子探针显微分析仪：Electron Probe Micro Analyzer)对R-T-B系烧结磁体的截面观察元素分布，并进行分析。对于50μm见方的区域，用EPMA观察实施例1-4的R-T-B系烧结磁体的组织，并进行通过EPMA的元素测绘(element mapping)(256点×256点)。图6是实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的反射电子图像。将实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C的各个元素的EPMA的观察结果表示于图7～图9中。另外，将实施例1-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C的各个元素的浓度高于主相的结晶粒内的分布区域(R-O-C浓缩部)表示于图10中。
(晶粒边界中R-O-C浓缩部所占的面积比率(A/B)的计算)
作为代表例，用实施例1-4的R-T-B系烧结磁体的测绘数据按照如下所述的顺序计算出晶粒边界中R-O-C浓缩部所占的面积比率(A/B)。
(1)以规定的水平对反射电子像的图像实行二值化，规定主相结晶粒部分和晶粒边界部分，计算出晶粒边界部分的面积(B)。另外，二值化是以反射电子像的信号强度为基准实行的。已知原子序号大的元素的含量越多则反射电子像的信号强度变得越强。在晶粒边界部分中存在相比主相部分更多的原子序号大的稀土元素，以规定水平进行二值化来规定主相结晶粒部分和晶粒边界部分是通常实行的方法。另外，即使测定时进行二值化的结果产生没有被规定为二颗粒界面部分的部分，该没有被规定的二颗粒界面部分在晶粒边界部分整体的误差范围，计算晶粒边界部分的面积(B)时不对数值范围产生影响。
(2)根据由EPMA得到的Nd、O、C的特性X射线强度的测绘数据，计算出由上述(1)规定的主相结晶粒部分中的Nd、O、C的各个元素的特性X射线强度的平均值和标准偏差。
(3)根据由EPMA得到的Nd、O、C的特性X射线强度的测绘数据，对于各个元素规定特性X射线强度的值大于由上述(2)求得的主相结晶粒部分中的特性X射线强度(平均值+3×标准偏差)的值的部分，将该部分定义为该元素的浓度高于主相结晶粒内分布的部分。
(4)将由上述(1)规定的晶粒边界与由上述(3)规定的Nd、O、C的各个元素的浓度高于主相结晶粒内分布的部分全部重叠的部分规 定为晶粒边界中的R-O-C浓缩部，并计算出该部分的面积(A)。
(5)通过将由上述(4)计算出的R-O-C浓缩部的面积(A)除以由上述(1)计算出的晶粒边界的面积(B)，从而计算出晶粒边界中R-O-C浓缩部所占的面积比率(A/B)。
作为这样求得的实施例1-1～实施例1-14、比较例1-1～比较例1-6的各个R-T-B系烧结磁体的组织，将计算出晶粒边界中R-O-C浓缩部所占的面积比率(A/B)的结果表示于表2中。
(O原子相对于R原子的比率(O/R)的计算)
接着，对R-O-C浓缩部的组成实行定量分析。对于用EPMA测绘规定的R-O-C浓缩部，使用EPMA来实行各个元素的定量分析，根据求得的各个元素的浓度计算出O原子相对于R原子的比率(O/R)。将每1个样品5个地方的测定值的平均值作为该样品的(O/R)的值。将各个R-T-B系烧结磁体的(O/R)的值表示于表2中。
(衍射图案的确认)
进一步实行R-O-C浓缩部的结晶结构的分析。对于用EPMA测绘规定的R-O-C浓缩部，使用聚焦离子束加工装置(FIB)来实行加工，并制作出薄片样品。用透过型电子显微镜观察该薄片样品的R-O-C浓缩部，对于R-O-C浓缩部从各个方位取得电子衍射图像，对于各个衍射点实行面指数标注，确认衍射图案。将R-O-C浓缩部的电子衍射图像的一个例子表示于图11中。
[氧量·碳量的分析]
氧量使用惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法来进行测定，碳量使用氧气流中燃烧-红外线吸收法来进行测定，分析R-O-C浓缩部中的氧量、碳量。将各个R-T-B系烧结磁体中的氧量·碳量的分析结果表示于表2中。
[磁特性]
使用静态磁滞回线仪(B-H tracer)测定得到的各个R-T-B系烧结磁体的磁特性。作为磁特性，测定剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。将各个R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ的测定结果表示于表2中。
[耐腐蚀性]
将得到的各个R-T-B系烧结磁体加工成13mm×8mm×2mm的板状。将该板状磁体放置于120℃、2个大气压、相对湿度为100％的饱和水蒸气气氛中，评价直至开始发生由于腐蚀而造成的磁体的崩溃、即开始发生由于粉末脱落而引起的重量急剧减少的时间。作为各个R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，将开始发生磁体崩溃的时间的评价结果表示于表2中。
表2：
(表2)

[组织]
如图6～图10所示，在实施例1～4的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中存在Nd、O、C的各个元素的浓度全部高于主相结晶粒内分布的地方。因此，确认在晶粒边界中存在有R-O-C浓缩部。
(O原子相对于R原子的比率(O/R)的计算)
另外，实施例1-1～实施例1-14的各个R-T-B系烧结磁体的O原子 相对于R原子的比率(O/R)在0.41～0.70的范围内。因此，可以说在由实施例1-1～实施例1-14得到的各个R-T-B系烧结磁体的R-O-C浓缩部中，以相对于R原子呈一定的比率(O/R)的比例含有O原子。
(衍射图案的确认)
另外，对于R-O-C浓缩部从各个方位取得电子衍射图像，相对于各个衍射点进行面指数标注，其结果鉴定为：R-O-C浓缩部的衍射图案与由立方晶系的结晶结构造成的结晶方位有关。图11是电子衍射图像的一个例子。因此，可以说R-O-C浓缩部具有立方晶系的结晶结构。
[氧量以及碳量的分析]
由表2可知，实施例1-1～实施例1-14的各个R-T-B系烧结磁体相比比较例1-2～比较例1-6的R-T-B系烧结磁体，烧结体中所含的氧量以及碳量更高。因此，可以说：在以各自规定的比例混合主相系合金的微粉碎粉末和晶粒边界系合金的微粉碎粉末时，通过添加氧源以及碳源进行烧结来制作烧结体，从而使烧结体中所含的氧量、碳量增大。
[磁特性]
由表2可知，与实施例1-1～实施例1-14的各个R-T-B系烧结磁体相比较，比较例1-1的R-T-B系烧结磁体的矫顽力HcJ降低。与实施例1-1～实施例1-14的各个R-T-B系烧结磁体相比较，比较例1-2～比较例1-6的R-T-B系烧结磁体得到大致相同水平的磁特性。因此，可以说：即使在以各自规定的比例混合主相系合金的微粉碎粉末和晶粒边界系合金的微粉碎粉末的时候，添加氧源以及碳源进行烧结来制作烧结体，也具有与没有添加氧源以及碳源的烧结体大致相等的磁特性。
[耐腐蚀性]
由表2可知，相比于比较例1-2～比较例1-6的各个R-T-B系烧结磁体，实施例1-1～实施例1-14的各个R-T-B系烧结磁体都显示出耐腐蚀性大幅度地提高的结果。因此，可以说：通过使R-T-B系烧结磁体的R-O-C浓缩部中的(O/R)在规定范围内，可以使得到的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性提高。
如上所述，在晶粒边界中具有R-O-C浓缩部、并且R-O-C浓缩部中的(O/R)在规定范围内的R-T-B系烧结磁体具有优异的耐腐蚀性，并且能够具有良好的磁特性。由此，如果将本实施方式所涉及的R-T-B 系烧结磁体用作电动机等的永久磁体，则SPM电动机可以具有电动机的扭矩特性等电动机的性能，并且长期具有高输出功率，可靠性优异。
如上所述，本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体可以适宜用作电动机等的磁体。
实施例2
<R-T-B系烧结磁体的制作>
[实施例2-1～2-6、比较例2-1]
首先，以得到具有21.20wt％Nd-2.50wt％Dy-7.20wt％Pr-0.50wt％Co-0.20wt％Al-0.05wt％Cu-1.00wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过薄片连铸(SC)法制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)。制作了主要形成磁体的主相的主相系合金和主要形成晶粒边界的晶粒边界系合金这2种原料合金。
接着，在室温下使氢吸附于这些各原料合金之后，在600℃下进行脱氢处理1小时，将原料合金氢粉碎(粗粉碎)。脱氢处理在Ar气-氮气的混合气氛下进行，通过如表3所示的方式改变气氛中的氮气的浓度，控制氮的添加量。另外，在各实施例以及比较例中，在从该氢粉碎处理至烧结为止的各工序(微粉碎和成型)中，在氧浓度为小于50ppm的气氛下进行。
接着，在氢粉碎后进行微粉碎之前，在各原料合金的粗粉碎粉末中作为粉碎助剂添加0.1wt％的油酸酰胺，使用诺塔混合机进行混合。其后，使用气流磨通过高压N₂气进行微粉碎，分别制成平均粒径为4.0μm程度的微粉碎粉末。
其后，以各自规定的比例混合得到的主相系合金的微粉碎粉末和晶粒边界系合金的微粉碎粉末，并且以表3所示的各量添加作为氧源的氧化铝颗粒、作为碳源的碳黑颗粒，使用诺塔混合机混合，调制作为R-T-B系烧结磁体的原料粉末的混合粉末。
表3：
(表3)

将得到的混合粉末填充于被配置于电磁体中的模具内，一边施加1200kA/m的磁场一边施加120MPa的压力，在磁场中成型，得到成型体。之后，在真空中在1060℃下保持得到的成型体4小时进行烧成，然后进行急冷，得到具有上述的组成的烧结体(R-T-B系烧结磁体)。然后，对得到的烧结体实施在850℃下1小时以及在540℃下2小时(都在Ar气气氛中)的2阶段的时效处理，然后进行急冷，得到实施例2-1～实施例2-6以及比较例2-1的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-7]
除了作为氧源使用0.33质量％的氧化铁(III)颗粒，作为碳源使用0.1质量％的碳化硅颗粒以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-7的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-8]
除了作为氧源使用0.38质量％的四氧化三钴颗粒，作为碳源使用0.7质量％的含有碳化铁的铸铁颗粒以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-8的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-9]
除了作为氧源使用0.6质量％的氧化锆颗粒，作为碳源使用0.03质量％的石墨颗粒以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-9的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-10]
除了作为氧源以及碳源使用0.9质量％的使表面部分氧化的铸铁颗 粒以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-10的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-11]
除了以得到具有24.00wt％Nd-8.00wt％Pr-0.70wt％Co-0.20wt％Al-0.10wt％Cu-0.40wt％Ga-0.20wt％Zr-0.92wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-11的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-12]
除了以得到具有28.00wt％Nd-3.50wt％Dy-1.50wt％Co-0.10wt％Al-0.12wt％Cu-0.20wt％Ga-0.85wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-12的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-13]
除了以得到具有25.00wt％Nd-5.50wt％Dy-1.00wt％Co-0.30wt％Al-0.10wt％Cu-0.10wt％Ga-0.15wt％Zr-0.95wt％B-bal.Fe的组成的烧结磁体的方式通过SC法来制作具有上述组成的烧结体用合金(原料合金)以外，进行与实施例2-4相同的处理，得到实施例2-13的R-T-B系烧结磁体。
[实施例2-14]
将实施例2-4的R-T-B系烧结磁体加工成3mm厚之后，以Dy附着量相对于磁体成为1％的方式在磁体上涂布分散有Dy的浆料。通过将该磁体在Ar气氛中在900℃下热处理6h来进行晶粒边界扩散处理。其后，通过在540℃下实施2h的时效处理，得到实施例2-14的R-T-B系烧结磁体。另外，晶粒边界扩散处理是指，如上述图2所示的晶粒边界扩散工序(步骤S19)或上述图5所示的晶粒边界扩散工序(步骤S39)那样，对于经过加工的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界使Dy等重稀土元素扩散的处理。
[比较例2-2]
除了不添加氧源和碳源，使粗粉碎中脱氢处理时的氮气浓度为100ppm以下以外，进行与实施例2-1～实施例2-6以及比较例2-1相同 的处理，得到比较例2-2的R-T-B系烧结磁体。
[比较例2-3～比较例2-6]
除了不添加氧源和碳源，使粗粉碎中脱氢处理时的氮气浓度为100ppm以下以外，进行与实施例2-11～实施例2-14相同的处理，分别得到比较例2-3～比较例2-6的R-T-B系烧结磁体。
<评价>
测定制得的各R-T-B系烧结磁体的组织、各R-T-B系烧结磁体中所含的氧量(O量)、碳量(C量)、氮量(N量)、各R-T-B系烧结磁体的磁特性以及耐腐蚀性，并进行评价。作为组织，求得晶粒边界中R-O-C-N浓缩部所占的面积比率(A/B)。作为磁特性，测定R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br、矫顽力HcJ。
[组织]
(元素分布的观察)
在用离子刻蚀来削去得到的各个R-T-B系烧结磁体的截面的表面并除去最表面的氧化等的影响之后，用EPMA(电子探针显微分析仪：Electron Probe Micro Analyzer)对R-T-B系烧结磁体的截面观察元素分布，进行分析。对于50μm见方的区域，用EPMA观察实施例2-4的R-T-B系烧结磁体的组织，进行通过EPMA的元素测绘(256点×256点)。图12是实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的反射电子图像。将实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C、N的各个元素用EPMA的观察结果表示于图13～图16中。另外，将实施例2-4的R-T-B系烧结磁体截面的Nd、O、C、N的各个元素的浓度高于主相的结晶粒内的分布区域(R-O-C-N浓缩部)表示于图17中。
(晶粒边界中R-O-C-N浓缩部所占的面积比率(A/B)的计算)
作为代表例，通过实施例2-4的R-T-B系烧结磁体的测绘数据按照如下的顺序算出晶粒边界中R-O-C-N浓缩部所占的面积比率(A/B)。
(1)以规定的水平对反射电子像的图像进行二值化，规定主相结晶粒部分和晶粒边界部分，计算出晶粒边界部分的面积(B)。另外，二值化以反射电子像的信号强度为基准进行。已知原子序号大的元素的含量越多，则反射电子像的信号强度变得越强。在晶粒边界部分中存在相比主相部分更多的原子序号大的稀土元素，以规定水平进行二 值化来规定主相结晶粒部分和晶粒边界部分是通常实行的方法。另外，即使测定时进行二值化的结果产生没有被规定为二颗粒界面部分的部分，该没有被规定的二颗粒界面部分在晶粒边界部分整体的误差范围，计算晶粒边界部分的面积(B)时不对数值范围产生影响。
(2)根据由EPMA得到的Nd、O、C、N的特性X射线强度的测绘数据，计算出上述(1)中规定的主相结晶粒部分中的Nd、O、C、N的各个元素的特性X射线强度的平均值和标准偏差。
(3)根据由EPMA得到的Nd、O、C、N的特性X射线强度的测绘数据，对于各个元素规定特性X射线强度的值大于上述(2)中求得的主相结晶粒部分中特性X射线强度(平均值+3×标准偏差)的值的部分，将该部分定义为该元素的浓度高于主相结晶粒内的分布的部分。
(4)将上述(1)中规定的晶粒边界与上述(3)中规定的Nd、O、C、N的各元素的浓度高于主相结晶粒内分布的部分全部重叠的部分规定为晶粒边界中的R-O-C-N浓缩部，计算出该部分的面积(A)。
(5)通过将上述(4)中计算出的R-O-C-N浓缩部的面积(A)除以上述(1)中计算出的晶粒边界的面积(B)，从而计算出晶粒边界中R-O-C-N浓缩部所占的面积比率(A/B)。
作为这样求得的实施例2-1～实施例2-14、比较例2-1～比较例2-6的各个R-T-B系烧结磁体的组织，将计算出晶粒边界中R-O-C-N浓缩部所占的面积比率(A/B)的结果表示于表4中。
(O原子相对于R原子的比率(O/R)、N原子相对于R原子的比率(N/R)的计算)
接着，对于R-O-C-N浓缩部的组成进行定量分析。对于用EPMA测绘而规定的R-O-C-N浓缩部，使用EPMA来进行各元素的定量分析，根据所求得的各个元素的浓度计算出O原子相对于R原子的比率(O/R)。将每1个样品5个地方的测定值的平均值作为该样品的(O/R)的值。同样地，计算出N原子相对于R原子的比率(N/R)，将每1个样品5个地方的测定值的平均值作为该样品的(N/R)的值。将各个R-T-B系烧结磁体的(O/R)、(N/R)的值表示于表4中。
(衍射图案的确认)
进一步，与实施例1同样地进行R-O-C-N浓缩部的结晶结构的分 析。将R-O-C-N浓缩部的电子衍射图像的一个例子表示于图18中。
[氧量、碳量、氮量的分析]
氧量使用惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法来进行测定，碳量使用氧气流中燃烧-红外线吸收法来进行测定，氮量使用惰性气体熔融-热导法来进行测定，分析R-T-B系烧结磁体中的氧量、碳量以及氮量。将各个R-T-B系烧结磁体中的氧量、碳量、氮量的分析结果表示于表4中。
[磁特性]
与实施例1同样地，作为得到的各个R-T-B系烧结磁体的磁特性，测定剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ。将各个R-T-B系烧结磁体的剩余磁通密度Br和矫顽力HcJ的测定结果表示于表4中。
[耐腐蚀性]
与实施例1同样地，将得到的各个R-T-B系烧结磁体加工成13mm×8mm×2mm的板状。将该板状磁体放置于120℃、2个气压、相对湿度为100％的饱和水蒸气氛围中，评价直至开始发生由于腐蚀而造成的磁体的崩溃、即开始发生由于粉末脱落而引起的重量急剧减少的时间。作为各个R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性，将开始发生磁体崩溃的时间的评价结果表示于表4中。
表4：
(表4)

[组织]
如图12～图17所示，实施例2-4的R-T-B系烧结磁体的晶粒边界中存在Nd、O、C、N的各元素的浓度全部高于主相结晶粒内的分布的部分。因此，确认在晶粒边界中存在有R-O-C-N浓缩部。
(O原子相对于R原子的比率(O/R)的计算)
另外，实施例2-1～实施例2-14的各个R-T-B系烧结磁体的O原子相对于R原子的比率(O/R)在0.41～0.70的范围内。因此，可以说在由各实施例所得到的R-T-B系烧结磁体的R-O-C-N浓缩部中，以相对于R原子呈一定的比率(O/R)的比例含有O原子。
(衍射图案的确认)
另外，对于R-O-C-N浓缩部从各个方位取得电子衍射图像，相对于各个衍射点进行面指数标注，其结果鉴定为：R-O-C-N浓缩部的衍射图案与由立方晶系的结晶结构造成的结晶方位有关。图18是电子衍 射图像的一个例子。因此，可以说R-O-C-N浓缩部具有立方晶系的结晶结构。
[氧量、碳量、氮量的分析]
由表4可知，实施例2-1～实施例2-14的各个R-T-B系烧结磁体相比比较例2-2～比较例2-6的各个R-T-B系烧结磁体，烧结体中所含的氧量、碳量、氮量更高。因此，可以说：在以各自规定的比例混合主相系合金的微粉碎粉末和晶粒边界系合金的微粉碎粉末时，通过添加氧源以及碳源进行烧结制作烧结体，从而使烧结体中所含的氧量、碳量增大。另外，可以说通过使粗粉碎中脱氢处理时的氮气浓度上升，从而使烧结体中所含的氮量增大。
[磁特性]
由表4可知，与实施例2-1～实施例2-14的各个R-T-B系烧结磁体相比较，比较例2-1的R-T-B系烧结磁体的矫顽力HcJ降低。与实施例2-1～实施例2-14的各个R-T-B系烧结磁体相比较，比较例2-2～比较例2-6的各个R-T-B系烧结磁体得到大致相同水平的磁特性。如果在将主相系合金和晶粒边界系合金的各合金脱氢处理进行粗粉碎时，使氮气浓度上升并将各合金粗粉碎，在以各自规定的比例混合主相系合金和晶粒边界系合金的各微粉碎粉末时，添加氧源和碳源进行烧结，则如上所述，可以得到氧量、碳量、氮量增大的烧结体。可以说：这样得到的烧结体，与脱氢处理粗粉碎时不使氮气浓度上升抑制氮源的添加量、并且将主相系合金和晶粒边界系合金的各合金粗粉碎、不添加氧源和碳源而得到的烧结体相比，具有大致相同的磁特性。
[耐腐蚀性]
由表4可知，相比于比较例2-2～比较例2-6的各个R-T-B系烧结磁体，实施例2-1～实施例2-14的各个R-T-B系烧结磁体都显示出耐腐蚀性大幅度地提高的结果。因此，可以说通过使R-T-B系烧结磁体的R-O-C-N浓缩部中的(O/R)在规定范围内，可以使得到的R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性提高。
如上所述，在晶粒边界中具有R-O-C-N浓缩部、并且R-O-C-N浓缩部中的(O/R)在规定范围内的R-T-B系烧结磁体，可以具有优异的耐腐蚀性，并且具有良好的磁特性。由此，如果将本发明的R-T-B系 烧结磁体用作电动机等中的永久磁体，则SPM电动机等可以具有电动机的扭矩特性等电动机的性能，并且长期具有高输出功率，可靠性优异。
如上所述，本发明所涉及的R-T-B系烧结磁体可以优选用作电动机等中的磁体。