永久磁铁及永久磁铁粉末专利检索-........和Ⅳa族元素如Gd2Fe14C专利检索查询-专利查询网

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永久磁铁及永久磁铁粉末
申请号	CN201780074306.3	申请日	2017-11-30	公开(公告)号	CN110036452A	公开(公告)日	2019-07-19
申请人	TDK株式会社;			发明人	伊藤将志; 永峰佑起;
摘要	本发明提供一种以具有保持较高的剩余磁化强度及矫顽力的Nd5Fe17型晶体结构的化合物为主相的永久磁铁等。本发明的永久磁铁含有R及T(R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素)。永久磁铁的R的组成比率为20at％以上且40at％以下。余部实质上仅为T或仅为T及C。T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少。永久磁铁中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构。永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm。晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例低于20％。
权利要求	1.一种永久磁铁，其中，含有R及T，其中，R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素，所述永久磁铁的R的组成比率为20at％以上且40at％以下，余部实质上仅为T或仅为T及C，T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少，且所述永久磁铁中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构，进一步，所述永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm，且晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例低于20％。 2.根据权利要求1所述的永久磁铁，其中， C含量大于0at％且为15at％以下。 3.根据权利要求1或2所述的永久磁铁，其中，主相颗粒的平均晶体粒径小于10μm。 4.根据权利要求1～3中任一项所述的永久磁铁，其中， R整体中Sm所占的比例为50at％以上且99at％以下，R整体中Pr与Nd的合计所占的比例为1at％以上且50at％以下。 5.一种永久磁铁粉末，其中，含有R及T，R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素，所述永久磁铁粉末的R的组成比率为20at％以上且40at％以下，余部实质上仅为T或仅为T及C，T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少，且所述永久磁铁粉末中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构，进一步，所述永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm，且晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例低于20％。 6.根据权利要求5所述的永久磁铁粉末，其中， C含量大于0at％且为15at％以下。 7.根据权利要求5或6所述的永久磁铁粉末，其中，主相颗粒的平均晶体粒径小于10μm。 8.根据权利要求5～7中任一项所述的永久磁铁，其中， R整体中Sm所占的比例为50at％以上且99at％以下，R整体中Pr与Nd的合计所占的比例为1at％以上且50at％以下。 9.一种各向异性粘结磁铁，其中，具备权利要求5～8中任一项所述的永久磁铁粉末和树脂。 10.一种各向异性烧结磁铁，其中，使用了权利要求5～8中任一项所述的永久磁铁粉末。
说明书全文	永久磁铁及永久磁铁粉末技术领域 [0001] 本发明涉及一种以Nd5Fe17型晶体结构(空间群P63/mcm)的化合物作为主相的永久磁铁。背景技术 [0002] 作为高性能永久磁铁，代表性的R-T-B系永久磁铁由于其高磁特性而年年产量都增加，用于各种发动机用、各种致动器用、MRI装置用等各种用途。在此，R为稀土元素中的至少一种，T为Fe或者Fe和Co，B为硼。 [0003] 以上述那样的金属间化合物为主相的R-T-B系永久磁铁被开发后，永久磁铁的研究主要以发现新的稀土金属的金属间化合物为中心进行。其中，以专利文献1所记载的Sm5Fe17金属间化合物作为主相的永久磁铁在室温下得到37kOe的非常高的矫顽力。因此，认为以专利文献1所记载的Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁材料为有前途的永久磁铁材料。 [0004] 但是，以Sm5Fe17金属间化合物为主相的永久磁铁材料如非专利文献1所记载的那样，剩余磁化强度比现有的永久磁铁材料低，因此，难以制造高性能的磁铁。 [0005] 因此，非专利文献2中，通过利用Pr取代Sm部分，而提高剩余磁化强度。但是，在利用Pr取代Sm部分的情况下，产生矫顽力降低及价格高等的问题点。 [0006] 现有技术文献 [0007] 专利文献 [0008] 专利文献1：日本特开2008-133496号公报 [0009] 非专利文献 [0010] 非专利文献1：Journal of Applied Physics 109 07A724(2011)； [0011] 非专利文献2：Journal of Alloys and Compounds 488(2009)13-17 发明内容 [0012] 发明所要解决的技术问题 [0013] 本发明是鉴于上述现有技术具有的技术问题而完成的，其目的在于，提供一种以具有保持较高的剩余磁化强度及矫顽力的Nd5Fe17型晶体结构的化合物为主相的永久磁铁等。 [0014] 用于解决技术问题的方案 [0015] 为了达成上述目的，本发明人等对具有Nd5Fe17型晶体结构的化合物进行了专门研究，结果发现，通过增大平均晶体粒径，并降低微细颗粒，从而保持高矫顽力，且剩余磁化强度变大。 [0016] 本发明提供一种永久磁铁，其含有R及T(R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素)，其中，上述永久磁铁的R的组成比率为20at％以上且40at％以下，余部实质上仅为T或仅为T及C，T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少，且上述永久磁铁中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构，另外，上述永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm，晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例低于20％。 [0017] 本发明的主相具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁中，通过使平均晶体粒径大于1μm，且将晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例设为低于20％，从而与现有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁相比，剩余磁化强度提高。此外，Nd5Fe17型晶体结构是与Nd5Fe17金属间化合物具有的晶体结构相同种类的晶体结构。另外，不限于R为Nd且T为Fe的情况。 [0018] 本发明的永久磁铁中，增大主相颗粒的平均晶体粒径，并减少晶体粒径低于0.4μm的微细颗粒。由此，发明人认为与现有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁相比，本发明的永久磁铁中，取向度及结晶性增加，因此，本发明的永久磁铁的剩余磁化强度提高。永久磁铁粉末通过机械性的粉碎可设为数μm。通过将粉碎的颗粒在磁场中成型的取向处理，能够得到各向异性永久磁铁，并得到比各向同性磁铁大的剩余磁化强度。但是，在晶体粒径小于粉碎粒径的微细颗粒的比例较大的情况下，粉碎的颗粒的结晶方位不一样。因此，在晶体粒径小于粉碎粒径的微细颗粒的比例较大的情况下，即使在粉碎处理后进行取向处理，结晶轴也不一致，剩余磁化强度不会变大。 [0019] 发明人认为本发明的永久磁铁中，在使热处理中的R5T17晶相结晶生长为1μm以上时，抑制R5T17晶相的分解，由此，能够得到与现有的主相具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁同等的高矫顽力。通过将热处理工序设为两个阶段，可抑制R5T17晶相的分解，且使平均晶体粒径粗大化，且降低微细颗粒。由此，发现保持与现有的主相具有Nd5Fe17型晶体结构的永久磁铁同等的高矫顽力，且剩余磁化强度变大。此外，将具有Nd5Fe17型晶体结构的相记载为R5T17晶相。同样，例如，将含有R和T的具有CaCu5型晶体结构的相记载为RT5晶相。 [0020] 另外，优选上述本发明的永久磁铁中含有大于0at％且为15at％以下的C。由此，容易增加永久磁铁的磁特性。 [0021] 优选上述本发明的永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径小于10μm。由此，能够减少成为多磁畴结构的主相颗粒，且得到更良好的矫顽力。 [0022] 优选上述本发明的永久磁铁中，R整体中Sm所占的比例为50at％且99at％以下，R整体中Pr和Nd的合计所占的比例为1at％以上且50at％以下。 [0023] 另外，本发明还提供一种永久磁铁粉末，该永久磁铁粉末含有R及T(R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe及Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素)，其中，上述永久磁铁的R的组成比率为20at％以上且40at％以下，余部实质上仅为T或仅为T及C，T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少，且上述永久磁铁中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构，另外，上述永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm，晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例低于20％。 [0024] 上述的本发明的永久磁铁粉末呈现保持高矫顽力且剩余磁化强度较大的优异的磁特性。 [0025] 另外，优选上述本发明的永久磁铁粉末中含有大于0at％且为15at％以下的C。由此，容易增加永久磁铁粉末的磁特性。 [0026] 上述本发明的永久磁铁粉末中，优选主相颗粒的平均晶体粒径小于10μm。由此，能够减少成为多磁畴结构的主相颗粒，并得到更良好的矫顽力。 [0027] 上述本发明的永久磁铁粉末优选R整体中Sm所占的比例为50at％且99at％以下，R整体中Pr与Nd的合计所占的比例为1at％以上且50at％以下。 [0028] 另外，还提供具备本发明的永久磁铁粉末和树脂的各向异性粘结磁铁。上述的本发明的各向异性粘结磁铁呈现保持高矫顽力，且剩余磁化强度较大的优异的磁特性。 [0029] 另外，还使用本发明的永久磁铁粉末来提供各向异性烧结磁铁。上述的本发明的各向异性烧结磁铁呈现保持高矫顽力，且剩余磁化强度较大的优异的磁特性。 [0030] 发明效果 [0031] 根据本发明，能够提供以保持较高的剩余磁化强度及矫顽力的Nd5Fe17型晶体结构的化合物为主相的永久磁铁。具体实施方式 [0032] 详细地说明用于实施本发明的方式(实施方式)。本发明不被以下的实施方式所记载的内容限定。另外，以下所记载的构成要素是本领域技术人员能够容易假定的要素，包含实质上相同的要素。另外，以下所记载的构成要素可适当组合。 [0033] 本实施方式的永久磁铁是含有R和T的永久磁铁(R为由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素，T为以Fe或Fe和Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素)，其特征在于，上述永久磁铁的R的组成比率为20at％以上且40at％以下，余部实质上仅为T或仅为T和C，T含量比R含量的1.5倍多且比4.0倍少，且上述永久磁铁中所含有的主相颗粒具有Nd5Fe17型晶体结构，另外，上述永久磁铁的主相颗粒的平均晶体粒径大于1μm，晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数比例小于20％。 [0034] 本实施方式的永久磁铁中，如果R5T17晶相为主相，则也可以包含RT2晶相、RT3晶相、R2T7晶相、RT5晶相、RT7晶相、R2T17晶相、RT12晶相。在此，主相是永久磁铁中体积比率最多的晶相。 [0035] 本实施方式的永久磁铁中R5T17晶相所占的体积比率为50％以上，优选体积比率为75％以上。 [0036] 本实施方式的永久磁铁中，R是由以Sm为必需元素的1种以上构成的稀土元素。总稀土元素中Sm所占的比例越多越好，优选相对于总稀土元素量的Sm原子比率为50at％以上。 [0037] 更优选R整体中Sm所占的比例为50at％以上且99at％以下，R整体中Pr与Nd的合计所占的比例为1at％以上且50at％以下。在合计含有1at％以上的Pr和/或Nd的情况下，与Pr和/或Nd的含量合计低于1at％的情况相比，剩余磁化强度提高。这是由于，Nd3+和Pr3+的磁3+ 矩比Sm 的磁矩大。但是，在Pr与Nd的合计的比例大于50at％的情况下，与Pr与Nd的合计的比例为1at％以上且50at％以下的情况相比，磁晶各向异性(magneto crystalline anisotropy)减少，矫顽力降低。这是由于，Nd3+和Pr3+的Stevens因子比Sm3+小。在Pr与Nd的合计比例大于50at％的情况下，具有面内各向异性的R2T17相的比例进一步增加。R2T17相的比例增加成为在退磁曲线的0磁场附近的弯曲的产生的原因。 [0038] 本实施方式的永久磁铁的R含量设为20at％以上且40at％以下。在R含量小于20at％的情况下，难以得到R5T17晶相，矫顽力和剩余磁化强度显著地降低。另一方面，在R含量比40at％大的情况下，作为低矫顽力的RT2晶相等大量析出，且矫顽力及剩余磁化强度显著地降低。 [0039] 本实施方式的永久磁铁中，T为以Fe或Fe和Co为必需元素的1种以上的过渡金属元素。优选Co在全部过渡金属元素中为20at％以下。通过选择适当的Co量，能够提高饱和磁化。另外，通过Co量的增加，能够提高永久磁铁的耐腐蚀性。 [0040] 关于R含量与T含量的关系，以原子数比计，T含量比R含量的1.5倍大，且比4.0倍小。在T含量为R含量的1.5倍以下的情况下，RT2晶相大量析出，且剩余磁化强度和矫顽力显著地降低。在T含量为R含量的4.0倍以上的情况下，α-Fe晶相等的低矫顽力成分大量析出，矫顽力显著地降低。 [0041] 本实施方式的永久磁铁中，R5T17晶相的平均晶体粒径设为大于1μm。在平均晶体粒径为1μm以下的情况下，仅得到较小的剩余磁化强度。 [0042] 另外，R5T17晶相的晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒相对于主相颗粒整体的个数比例设为小于20％。在上述比例为20％以上的情况下，主相颗粒的取向度减少，得不到良好的剩余磁化强度。 [0043] 以下，对晶体粒径的评价方法进行叙述。首先，使用STEM观察通过FIB加工的永久磁铁的截面。将STEM-HAADF图像输入图像分析软件，选择200个具有Nd5Fe17型晶体结构的主相颗粒，并将根据各颗粒的截面面积计算的圆当量直径作为晶体粒径。接下来，求得平均晶体粒径。平均晶体粒径设为以(主相颗粒的晶体粒径的合计值)/(观察的主相颗粒的个数)表示的算术平均值。另外，晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的比例以(晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数)/(观察的主相颗粒的个数)的式子进行计算。 [0044] 优选本实施方式的永久磁铁含有大于0at％且为15at％以下的C。通过含有适量的C，能够扩大T-T间的原子间距离，并增强T-T间的交换耦合相互作用。由此，容易增加永久磁铁的磁特性。C含量大于15at％时，有得到的R5T17晶相的比率减少，且磁特性降低的倾向。 [0045] 对永久磁铁的C量的鉴定方法进行叙述。使用STEM-EDS观察通过上述的FIB加工的永久磁铁的截面。从观察图像选择200个的永久磁铁的颗粒，并根据各颗粒的EDS分析的值测定C量。然后，将以(各颗粒的C量的合计值)/(观察的颗粒的个数)表示的算术平均值设为永久磁铁的C量。另外，利用ICP分析R量、T量，补充上述分析结果，并决定永久磁铁粉末部分的组成比。 [0046] 另外，本实施方式的永久磁铁也可以含有C以外的元素。C以外的元素能够使用由N、H、Be、P的1种以上构成的元素。另外，本实施方式的永久磁铁允许含有其它的元素。例如能够适当含有Bi、Sn、Ga、Si、Ge、Zn等的元素。另外，上述永久磁铁也可以含有源自原料的杂质。这些元素的含量可以说是上述永久磁铁中的上述R以外的余部实质上仅为T，或仅为上述T及C的程度的含量，具体而言，合计为5at％以下。 [0047] 本实施方式的永久磁铁中，主相颗粒的平均晶体粒径优选小于10μm。通过使主相颗粒的平均晶体粒径小于10μm，能够减少成为多磁畴结构的主相颗粒，并得到更良好的矫顽力。 [0048] 本实施方式的永久磁铁的形状能够采用由成型时使用的模具期望的形状(例如圆柱状、柱状、平板状、C型状等)。另外，根据成型时的施加磁场方向，能够得到期望的取向方向的各向异性永久磁铁。更优选为与最大施加磁场100kOe中得到的相对于最大磁化强度值的取向方向平行地测定的剩余磁化强度值的比例，即(剩余磁化强度值)/(最大磁化强度值)为80％以上。通过增大(剩余磁化强度值)/(最大磁化强度值)，能够提供充分发挥磁铁材料的磁势的永久磁铁。 [0049] 以下，对本件实施方式的制造方法的优选的例子进行说明。永久磁铁的制造方法具有烧结法、超骤冷凝固法、蒸镀法、HDDR法等，但对超骤冷凝固法的制造方法的一例进行说明。作为具体的超骤冷凝固法，存在单辊法、双辊法、离心骤冷法、气体雾化法等，但优选使用单辊法。单辊法中，通过使合金熔融金属从喷嘴喷出并与冷却辊周面碰撞，快速地冷却合金熔融金属，得到薄带状或薄片状的骤冷合金。单辊法与其它的超骤冷凝固法相比，量产性高，骤冷条件的再现性良好。 [0050] 作为原料，准备具有期望的组成比的R-T合金。原料合金能够通过将R、T各自的原料在惰性气体、优选为Ar气氛中进行电弧熔融，且通过其它公知的熔融法进行制作。其它元素在适当含有例如Bi、Sn、Ga、Si、Ge、Zn等时的情况也一样，能够通过熔融法含有。 [0051] 利用通过上述方法制作的R-T合金并通过超骤冷凝固法制作非晶合金。超骤冷凝固法优选为如下的熔纺法(melt spin method)，将对合金铸块进行小片化的铸块在Ar气氛中进行高频熔融，将熔融金属喷射至以高速旋转的铜辊上而使其骤冷凝固。利用辊骤冷的熔融金属成为骤冷凝固成薄带状的骤冷合金。 [0052] 骤冷合金根据其组成比、冷却辊的圆周速度不同而各异，但呈现非晶单相、非晶相与晶相的混相、晶相的任一组织形式。非晶相通过后面进行的热处理(结晶化处理)而微晶化。作为一个尺度，如果冷却辊的圆周速度大，则非晶相占有的比例变高。 [0053] 如果冷却辊的圆周速度变快，则得到的骤冷合金变薄，因此，能得到更均质的骤冷合金。得到非晶单相的组织后，可通过适当的热处理得到R5T17晶相。因此，本实施方式中，优选得到由非晶单相构成的合金，或由非晶相及R5T17晶相构成的合金。因此，冷却辊的圆周速度通常设为10m/s～100m/s，优选设为15m/s～75m/s，进一步优选设为25m/s～65m/s的范围。冷却辊的圆周速度低于10m/s时，处于得不到均质的骤冷合金，且难以得到期望的晶相的倾向。冷却辊的圆周速度超过100m/s时，处于合金熔融金属与冷却辊周面的密合性变差，而不能有效地进行热移动的倾向。 [0054] 骤冷合金之后供于结晶化处理。结晶化处理通过以下的顺序进行。首先，以10℃/s～30℃/s的升温速度升温至第一结晶化温度。第一结晶化温度设为750℃～950℃。接下来，以第一结晶化温度保持0.5分钟～5分钟。然后，以10℃/s～30℃/s的降温速度降温至第二结晶化温度。第二结晶化温度设为600℃～700℃。接着，以第二结晶化温度保持1小时～720小时。通常，这些处理在Ar气氛中进行。对第一结晶化温度的快速加热、向第二结晶化温度的骤冷之后，以比第一结晶化温度低的温度的第二结晶化温度使结晶进行晶粒生长，由此，在合金内部形成大于1μm的主相的晶体粒径。在第一结晶化温度比750℃低的情况下，处于不能得到R5T17晶相的倾向。另外，在第一结晶化温度高于950℃的情况下，处于生成的R5T17晶相分解，且矫顽力降低的倾向。在第二结晶化温度低于600℃的情况下，处于平均晶体粒径不会变得大于1μm的倾向。另外，在第二结晶化温度高于700℃的情况下，处于微细颗粒的比例变大，且取向度减少的倾向。进行向第一结晶化温度的快速加热及向第二结晶化温度的骤冷之后，进行以第二结晶化温度进行晶粒生长的热处理，由此，不会使合金内部的R5T17晶相分解，可使平均晶体粒径大于1μm地生长，且减少异常晶粒生长的颗粒或微细颗粒的比例。 [0055] 在永久磁铁中含有C的情况下，相对于骤冷合金进行上述的结晶化处理后，进行碳化处理。碳化处理的温度设为450℃～600℃。碳化处理的时间是任意的，但通常设为0.6分钟～600分钟程度。碳化处理的气氛设为Ar+CH4或Ar+C2H6等的碳化气氛。在此，通过将烃气体的浓度调整成1重量％～45重量％，R-T合金与C反应，且C在R5T17晶相内部固溶。 [0056] 通过将供于结晶化处理，或结晶化处理和碳化处理的骤冷合金进行粉碎，从而得到永久磁铁粉末。 [0057] 供于上述结晶化处理，或结晶化处理和碳化处理的骤冷合金的粉碎使用玛瑙研钵粉碎。该粉碎的工序优选以低氧浓度进行，例如优选以氧浓度为100ppm以下进行。 [0058] 此外，粉碎工序的方法是任意的。也可以是使用氢吸附粉碎或布朗研磨机、颚式破碎机等的粉碎机进行的粉碎，也可以是使用喷磨机、珠磨机等的粉碎机进行的粉碎。此外，氢吸附粉碎是如下的粉碎方法，即，在使氢吸附于合金之后，基于不同的相之间的氢吸附量的不同而释放氢，并进行脱氢，由此，产生自崩溃的粉碎。 [0059] 使用粉碎的永久磁铁粉末制作各向异性永久磁铁。通过使永久磁铁粉末进行磁场取向，而使其各向异化。通过施加磁场，永久磁铁粉末的结晶轴向一定方向取向，剩余磁化强度提高。 [0060] 接下来，对使用了通过本实施方式得到的永久磁铁粉末的各向异性粘结磁铁的制造方法进行说明。各向异性粘结磁铁是将含有树脂的树脂粘合剂和永久磁铁粉末混炼而得到的各向异性粘结磁铁用复合物(组合物)成型为规定的形状而得到的磁铁。各向异性粘结磁铁通过在成型时施加磁场并使上述复合物中所含有的永久磁铁粉末的结晶轴向一定方向取向而得到。 [0061] 首先，将粘合剂和永久磁铁粉末利用例如加压捏合机等的加压混炼机混炼，制备各向异性粘结磁铁用复合物(组合物)。粘合剂是为了将永久磁铁粉末作为磁铁进行固化形成而使用的粘合剂。本实施方式中，使用树脂作为粘合剂。树脂的种类是任意的，例如也可以设为环氧树脂、酚醛树脂等的热固化树脂或苯乙烯系、烯烃系、聚氨酯系、聚酯系、聚酰胺系的弹性体、离聚物、乙烯丙烯共聚物(EPM)、乙烯-丙烯酸乙酯共聚物等的热塑性树脂。其中，进行压缩成型时使用的树脂优选为热固化树脂，更优选为环氧树脂或酚醛树脂。另外，进行注塑成型(injection molding)时使用的树脂优选为热塑性树脂。另外，各向异性粘结磁铁用复合物中，根据需要也可以添加偶联剂及其它添加材。 [0062] 另外，各向异性粘结磁铁中的永久磁铁粉末与树脂的含有比率相对于永久磁铁粉末100质量％优选含有0.5质量％以上且20质量％以下的树脂。相对于永久磁铁粉末100质量％，树脂的含量低于0.5质量％时，存在损坏保形性的倾向，树脂的含量超过20质量％时，存在难以得到充分优异的磁特性的倾向。 [0063] 调整上述的各向异性粘结磁铁用复合物之后，对该各向异性粘结磁铁用复合物进行注塑成型，由此，能够得到含有永久磁铁粉末和树脂的各向异性粘结磁铁。在通过注塑成型制作各向异性粘结磁铁的情况下，将各向异性粘结磁铁用复合物根据需要加热至树脂(热塑性树脂)的熔融温度，设为流动状态之后，射出至具有规定的形状的模具内进行成型。然后，冷却模具及成型品，从模具取出具有预定形状的成型品。这样得到各向异性粘结磁铁。 [0064] 另外，通过对各向异性粘结磁铁用复合物进行压缩成型，也可以得到含有永久磁铁粉末和树脂的各向异性粘结磁铁。在通过压缩成型制作各向异性粘结磁铁的情况下，调整上述的各向异性粘结磁铁用复合物之后，将该各向异性粘结磁铁用复合物填充至具有预定形状的模具内，施加压力，并从模具取出具有预定形状的成型品。在对填充至模具的各向异性粘结磁铁用复合物施加压力时，使用机械冲压或油压冲压等的压缩成型机来进行。然后，通过放入加热炉或真空干燥炉等的炉中施加热，而使树脂固化，由此，能得到各向异性粘结磁铁。 [0065] 进行成型而得到的各向异性粘结磁铁的形状没有特别限定，能够根据使用的模具的形状，例如平板状、柱状、环状等、根据各向异性粘结磁铁的形状进行变更。另外，得到的各向异性粘结磁铁也可以为了防止氧化层或树脂层等的劣化而在其表面上实施镀敷或涂布。 [0066] 成型各向异性粘结磁铁用复合物时，施加磁场并使永久磁铁粉末的结晶轴向一定方向取向。由此，各向异性粘结磁铁向特定方向取向，因此，能得到磁力更强的各向异性粘结磁铁。施加磁场只要设为5kOe～25kOe程度即可。 [0067] 以上是用于得到本发明的各向异性永久磁铁的基本的工序，但也可将供于结晶化处理的骤冷合金通过热加工法等的公知的技术做成各向异性永久磁铁。另外，通过相对于粉碎后的永久磁铁粉末进行磁场中成型、烧结，也可设为各向异性烧结磁铁。 [0068] 接下来，说明使用了通过本实施方式得到的进行了粉碎处理的永久磁铁粉末的各向异性烧结磁铁的制造方法的优选的例子。首先，将进行了粉碎处理的永久磁铁粉末在磁场中成型，制作成型体。具体而言，将永久磁铁粉末填充至配置于电磁铁中的模具内后，利用电磁铁施加磁场，使永久磁铁粉末的结晶轴进行取向，同时加压磁性粉末，由此，进行成型。该磁场中的成型只要在例如1000kA/m～1600kA/m的磁场中以30MPa～300MPa程度的压力进行即可。 [0069] 烧结上述成型体，得到各向异性烧结磁铁。各向异性烧结磁铁的烧结方法能够使用放电等离子烧结法(SPS法：Spark Plasma Sintering)。在通过SPS法进行烧结的情况下，优选以烧结保持温度为500℃～800℃，且处理时间为3分钟～10分钟进行。通过将烧结保持温度设定在这种范围内，且将烧结保持时间设为短时间，从而能够抑制主相颗粒的晶粒生长并控制粒度分布，并得到保持较高的磁特性的各向异性烧结磁铁。在烧结保持温度低于500℃的情况下，磁铁的密度未充分上升，因此，存在剩余磁通密度降低的倾向。在高于800℃的情况下，存在由于R5T17晶相的局部的分解而剩余磁化强度和矫顽力降低的倾向。烧结保持温度及烧结保持时间需要根据原料合金组成、粉碎方法、平均粒径和粒度分布的不同、烧结方法等各个条件进行调整。 [0070] 以上，说明了本实施方式的永久磁铁的制造方法，接下来，对分析本实施方式的永久磁铁的组成比的方法进行说明。 [0071] 各向异性粘结磁铁的生成相的分析使用X射线衍射法(XRD：X-ray Diffractometry)。另外，各向异性粘结磁铁的永久磁铁粉末部分的组成比的分析中使用ICP质量分析法(ICP：Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry)和试样截面的STEM-EDS(Scanning Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectrometry)。各向异性粘结磁铁的主相颗粒的晶体粒径可以通过SEM(Scanning Electron Microscope)及STEM(Scanning Transmission Electron Microscope)观察通过FIB(Focused Ion Beam)进行加工的试样截面来进行测定。 [0072] 此外，永久磁铁粉末及各向异性烧结磁铁也能够与各向异性粘结磁铁一样，对生成相及组成比、晶体粒径进行测定。 [0073] 实施例 [0074] 以下，使用实施例及比较例详细地说明本发明的内容，但本发明不限定于以下的实施例。 [0075] 对实施例1的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，在Ar气氛中，通过电弧熔融制作铸块后，使用捣碎机进行小片化。将该小片在Ar气氛内高频熔融，通过单辊法以圆周速度40m/s进行骤冷，得到骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，并以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛进行。 [0076] 将得到的合金在氧浓度50ppm以下的手套箱中使用玛瑙研钵粉碎至金属光泽消失。作为热塑性树脂，使用了直链型聚苯硫醚(PPS)树脂(熔点：280℃)。以热塑性树脂的含量相对于永久磁铁粉末100质量％成为10质量％的方式进行称量，使用加压加热捏合机在300℃下进行2小时混炼，得到复合物。 [0077] 接着，使用磁场注塑成型机制作各向异性粘结磁铁。注塑温度设为300℃，模具温度设为140℃，注塑成型时的施加磁场设为20kOe。磁场注塑成型中得到的磁铁为圆柱状，直径为10mm，长度为7mm。 [0078] 接下来，对本实施例的晶体粒径的评价方法进行叙述。使用STEM观察通过FIB加工的各向异性粘结磁铁的截面。将STEM-HAADF图像输入图像分析软件，选择200个具有Nd5Fe17型晶体结构的主相颗粒，并将根据各颗粒的截面面积计算的圆当量直径设为晶体粒径。接下来，求得平均晶体粒径。平均晶体粒径设为以(主相颗粒的晶体粒径的合计值)/(观察的主相颗粒的个数)表示的算术平均值。另外，将晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的比例以(晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的个数)/(观察的主相颗粒的个数)的式子进行计算。 [0079] 接下来，对本实施例的永久磁铁粉末部分的C量的鉴定方法进行叙述。使用STEM-EDS观察上述的通过FIB加工的各向异性粘结磁铁的截面。选择200个使用了实施了碳化处理的合金的磁铁的颗粒，根据各颗粒的EDS分析的值测定C量。将以(各颗粒的C量的合计值)/(观察的颗粒的个数)表示的算术平均值设为永久磁铁粉末部分中含有的C量。根据ICP分析R量、T量，补充上述分析结果，并决定永久磁铁粉末部分的组成比。接下来，通过XRD测定分析作为试样的永久磁铁的生成相。 [0080] 说明各试样的磁特性的测定方法。进行与得到的各向异性粘结磁铁的取向方向平行的方向上的脉冲BH测定。从最大磁场±100kOe的磁化曲线获得剩余磁化强度、矫顽力、最大施加磁场中得到的最大磁化的值。 [0081] 在表1中表示实施例1～实施例29和比较例1～比较例11的永久磁铁粉末部分的组成比、晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的比例、平均晶体粒径、剩余磁化强度、矫顽力的值。在表2中表示实施例α～实施例ρ的永久磁铁粉末部分的组成比、晶体粒径小于0.4μm的主相颗粒的比例、平均晶体粒径、剩余磁化强度、矫顽力的值。 [0082] 【表1】 [0083] [0084] [0085] 关于实施例2～实施例7的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃，在实施例2中保持3小时，在实施例3中保持5小时，在实施例4中保持15小时，在实施例5中保持48小时，在实施例6中保持96小时，在实施例7中保持360小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛中进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例2～实施例7与实施例1相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0086] 关于实施例8的永久磁铁进行说明。将Sm、Ce、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1同样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持15小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，与实施例4相比，实施例8中将Sm的一部分利用Ce取代。 [0087] 关于实施例9的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例9与实施例1相比，Sm、Fe的比不同。 [0088] 关于实施例10、实施例11的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作了骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例10中保持15小时，在实施例11中保持96小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例10、实施例11与实施例9相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0089] 关于实施例12的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例12与实施例1相比，Sm、Fe的比不同。 [0090] 关于实施例13、实施例14的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例13中保持15小时，在实施例14中保持96小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例13、实施例14与实施例12相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0091] 关于实施例15的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为0.5重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例15与实施例1相比，进行碳化处理，且C量不同。 [0092] 关于实施例16、实施例17的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例16中保持15小时，在实施例17中保持96小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为0.5重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例16、实施例17与实施例15相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0093] 关于实施例18的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为3重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例18与实施例15相比，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，且C量不同。 [0094] 关于实施例19、实施例20的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例19中保持15小时，在实施例20中保持96小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为3重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到了各向异性永久磁铁。即，实施例19、实施例20与实施例18相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0095] 关于实施例21的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为10重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例21与实施例15相比，碳化处理工序的CH4气体浓度不同，且C量不同。 [0096] 关于实施例22～实施例24的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例18一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例22保持15小时，在实施例23中保持96小时，在实施例24中保持360小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为10重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例22～实施例24与实施例21相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0097] 关于实施例25的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作了骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为40重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例25与实施例15相比，碳化处理工序中的CH4气体浓度不同。 [0098] 关于实施例26、实施例27的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在实施例26中保持15小时，在实施例27中保持96小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为40重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例26、实施例27与实施例25相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0099] 关于实施例28的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行，碳化处理工序以Ar+CH4气氛进行。CH4气体浓度设为50重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例28与实施例15相比，碳化处理工序中的CH4气体浓度不同。 [0100] 关于实施例29的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持96小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行，碳化处理工序在Ar+CH4气氛下进行。CH4气体浓度设为50重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例29与实施例28相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0101] 关于比较例1、比较例2的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃在比较例1中保持0.2小时，在比较例2中保持0.5小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，比较例1、比较例2与实施例1相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0102] 关于比较例3、比较例5的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持2小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，比较例3、比较例5与实施例1相比，Sm和Fe的组成比不同。 [0103] 关于比较例4、比较例6的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持96小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，比较例4、比较例6与实施例6相比，Sm和Fe的组成比不同。 [0104] 关于比较例7的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持0.5小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行，碳化处理工序以Ar+CH4气氛进行。CH4气体浓度设为10重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，比较例7与实施例21相比，结晶化处理工序中的保持时间不同。 [0105] 关于比较例8～比较例10的永久磁铁进行说明。将Sm、Fe以成为表1中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，比较例8以结晶化温度800℃保持1小时，比较例9中以结晶化温度700℃保持1小时，比较例10中以结晶化温度650℃保持1小时，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，比较例8～比较例10与实施例1相比，结晶化处理工序不同。 [0106] 关于实施例α～实施例λ的永久磁铁进行说明。将Sm、Pr、Nd、Fe以成为表2中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持15小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例α～实施例λ与实施例4相比，将Sm的一部分利用Pr、Nd进行取代。 [0107] 关于实施例μ的永久磁铁进行说明。将Sm、Pr、Fe以成为表2中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持360小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例μ与实施例7相比，将Sm的一部分利用Pr进行取代。 [0108] 关于实施例ν的永久磁铁进行说明。将Sm、Pr、Fe以成为表2中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化温度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化温度650℃保持15小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序在Ar气氛下进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例κ与实施例α相比，将Sm的一部分利用Pr取代的比不同。 [0109] 关于实施例ξ的永久磁铁进行说明。将Sm、Ce、Pr、Fe以成为表a中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化速度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化速度650℃保持15小时。然后，以20℃/s骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例ξ与实施例4相比，将Sm的一部分利用Ce、Pr取代。 [0110] 关于实施例ο、实施例π、实施例ρ的永久磁铁进行说明。将Sm、Pr、Fe以成为表2中的组成比的方式配合，与实施例1一样地制作铸块，并制作骤冷合金。将得到的骤冷合金以20℃/s升温，以第一结晶化速度800℃保持1分钟，以20℃/s骤冷，以第二结晶化速度650℃保持15小时。然后，以20℃/s骤冷，以600℃实施30分钟碳化处理，进一步进行骤冷。结晶化处理工序以Ar气氛进行，碳化处理工序以Ar+CH4气氛进行。实施例ο中CH4气体浓度设为3重量％，实施例π中CH4气体浓度设为10重量％，实施例ρ中CH4气体浓度设为50重量％。将得到的合金以与实施例1同样的顺序进行粉碎、混炼、注塑成型，得到各向异性永久磁铁。即，实施例ο、实施例π、实施例ρ与实施例γ相比，进行碳化处理，且C量不同。 [0111] (实施例1～实施例7，比较例1，比较例2) [0112] 固定R与T的组成比，并进行结晶化处理工序中的保持时间的研究。实施例1～7、及比较例1、比较例2中根据XRD测定分别显示含有R5T17晶相。实施例1～实施例7中，平均晶体粒径生长到数μm～十几μm。另外晶体粒径低于0.4μm的主相颗粒也低于20％。与之相对，比较例1～比较例2中，平均晶体粒径较小且晶体粒径低于0.4μm的主相颗粒也较多。据此，实施例1～实施例7中，得到比比较例1～比较例2大的6.4kG以上的剩余磁化强度。即，实施例1～7中，认为通过粉碎处理进行各向异化。另外，与实施例1～实施例6相比，实施例7中，矫顽力减少。认为这是由于，实施例7中，平均晶体粒径远离单磁畴粒径。为了得到永久磁铁较大的剩余磁化强度并且9.0kOe以上的较大的矫顽力，平均晶体粒径处于1μm～10μm的范围是特别良好的。 [0113] (实施例1，实施例9，实施例12，比较例3，比较例5) [0114] 进行R量及R与T的组成比的研究。实施例1、实施例9、实施例12、比较例3、比较例5根据XRD测定，分别显示含有R5T17晶相。另外，通过设为同一结晶化处理，得到了大致相同的晶体粒径的组织的试样。在此，实施例1、实施例9、实施例12中能得到比较良好的9.0kOe以上的矫顽力、6.4kG以上的剩余磁化强度，但比较例3中剩余磁化强度降低，比较例5中矫顽力降低。比较例3中R量较多，因此，磁化较小的SmFe2相大量析出，比较例5中R量较少，因此，低矫顽力的α-Fe相大量析出。 [0115] (实施例6，实施例11，实施例14，比较例4，比较例6) [0116] 通过在实施例6的结晶化处理条件下进行R量及R与T的组成比的研究。实施例6、实施例11、实施例14、比较例3、比较例5中根据XRD测定，分别显示含有R5T17晶相。另外，通过设为同一结晶化处理，得到大致相同的晶体粒径的组织的试样。在此，实施例6、实施例11、实施例14中，得到比较良好的9.0kOe以上的矫顽力、6.4kG以上的剩余磁化强度，但比较例4中剩余磁化强度降低，比较例6中矫顽力降低。比较例4中R量较多，因此，磁化强度较小的SmFe2相大量析出，比较例6中R量较少，因此，低矫顽力的α-Fe相大量析出。 [0117] (实施例4，实施例8) [0118] 实施例8是将实施例4的试样的Sm成分的一部分利用Ce取代的实施例。实施例8中，根据XRD测定，也显示含有R5T17晶相。在R为Sm和Ce的情况下，R5T17晶相也能够通过XRD确认，能够通过结晶化处理工序控制晶体粒径，并得到良好的各向异性永久磁铁。 [0119] (实施例15，实施例18，实施例21，实施例25，实施例28) [0120] 固定R量及R与T的组成比，并改变碳化处理工序的CH4气体浓度，进行试样中的C量的研究。实施例15、实施例18、实施例21、实施例25、实施例28中根据各个XRD测定，显示含有R5T17晶相。另外，通过设为同一结晶化处理，得到了大致相同的晶体粒径的组织。与实施例1相比，实施例15、实施例18、实施例21中矫顽力增加。认为这是由于，通过使适当的C量固溶于主相颗粒，将T-T间的原子间距离伸长，且T-T间的交换相互作用更坚固。另一方面，与实施例15、实施例18、实施例21、实施例25相比，实施例28的矫顽力和剩余磁化强度减少。认为这是由于，C量较多，R5T17晶相的比率减少。如果C量的范围比0at％大且为15at％以下，则能够得到具有特别良好的磁特性的永久磁铁。 [0121] (实施例21～实施例24，比较例7) [0122] 固定R量及R与T的组成比，并固定碳化处理工序的CH4气体浓度，进行结晶化处理工序中的保持时间的研究。实施例21～24、比较例7中，根据各个XRD测定均显示含有R5T17晶相。实施例21～实施例24中，结晶生长直到主相颗粒的平均晶体粒径成为数μm～数十μm，得到比比较例7大的剩余磁化强度。晶体生长，因此，认为通过粉碎处理，结晶方位一致的颗粒大量形成，促进磁场取向时的各向异化。另外，实施例24中，矫顽力较小。认为这是由于，主相颗粒的平均晶体粒径超过10μm，因此，平均晶体粒径比单磁畴粒径过大。在C固溶的情况下，也得到较大的剩余磁化强度并且较大的矫顽力，因此，如果平均晶体粒径处于1μm～10μm的范围，则是特别良好的。 [0123] (实施例1，比较例8～比较例10) [0124] 比较例8～比较例10的结晶化处理工序不是两个阶段。比较例9、比较例10中，根据XRD测定确认到R5T17晶相。以800℃进行1小时的结晶化处理的比较例8中，未得到R5T17晶相。以700℃进行1小时的结晶化处理的比较例9中，得到R5T17晶相，其平均晶体粒径为1.7μm。但是，具有充分大的晶体粒径的R5T17晶相和微细的晶体粒径的晶相共存，主相颗粒中24％的晶体粒径小于0.4μm，因此，得不到良好的剩余磁化强度值。认为是由于，虽然比较例10中也得不到良好的矫顽力，但处理温度低，得不到充分大的平均晶体粒径。 [0125] (实施例4，实施例α～实施例λ)(实施例7，实施例μ) [0126] 实施例α～实施例λ中将实施例4的试样的Sm成分的一部分用Pr、或Nd、或Pr和Nd两者进行取代。实施例μ将实施例7的试样的Sm成分的一部分用Pr取代。实施例α～实施例λ及实施例μ也表示根据XRD测定含有R5T17晶相。与实施例4相比，实施例α～实施例λ通过将Sm的一部分取代成Pr和/或Nd而磁化提高。与实施例7相比，实施例μ通过将Sm成分的一部分取代成Pr而磁化强度提高。认为这是由于，将Sm的一部分取代成Pr和/或Nd带来的磁矩的提高。而且，通过将Sm的一部分取代成Pr和/或Nd，不能得到特别良好的各向异性永久磁铁。 [0127] (实施例α～实施例δ，实施例ν) [0128] 与实施例α～实施例δ相比，实施例ν的Pr量较多。实施例ν根据XRD测定也得到了R5T17晶相，但Pr量较多，因此，认为减少磁晶各向异性的效果大，矫顽力比实施例α～实施例δ减少。另外，与实施例δ相比，实施例ν的剩余磁化强度也减少。这引起Pr量的增加造成的磁晶各向异性的减少、及R整体中Pr所占的比例超过50at％造成的R2T17相的比例的增加。另外，认为是由于，通过保持面内各向异性的R2T17相增加，由此，产生在退磁曲线中的0磁场附近的弯曲。R整体中Pr及Nd的合计所占的比例为50at％以下的实施例α～δ能得到较大的剩余磁化强度以及较大的矫顽力，并且能够得到特别良好的各向异性永久磁铁。 [0129] (实施例γ，实施例ξ) [0130] 与实施例γ相比实施例ξ也进行Pr和Ce的取代。实施例ξ根据XRD测定也能够得到R5T17晶相，且得到与实施例γ大致同等的剩余磁化强度、矫顽力。其它元素进行的取代中也能够得到良好的各向异性永久磁铁。 [0131] (实施例γ，实施例ο，实施例π，实施例ρ) [0132] 实施例ο、实施例π、实施例ρ是通过对实施例γ实施碳化处理，使碳固溶于主相颗粒而得到的。通过使碳固溶，实施例ο、实施例π能够得到比实施例γ大的矫顽力。认为实施例ο、实施例π通过使C量固溶，能够得到特别良好的磁特性。另一方面，与实施例ο相比，实施例ρ的矫顽力及剩余磁化强度减少。认为这是由于，与实施例28一样，C量多，R5T17晶相的比率减少。即，如果C量的范围比0at％大，且为15at％以下，则能够得到特别良好的磁特性。