JP6474043B2

JP6474043B2 - R-T-B sintered magnet

Info

Publication number: JP6474043B2
Application number: JP2015166603A
Authority: JP
Inventors: 大介古澤; 西内　武司; 武司西内; 智機深川; 宣介野澤
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2015-08-26
Filing date: 2015-08-26
Publication date: 2019-02-27
Anticipated expiration: 2035-08-26
Also published as: JP2017045828A

Description

本発明はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。 The present invention relates to an RTB-based sintered magnet.

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｂは硼素である）は永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）用モータ、産業機器用モータ、家電製品用モータなどの各種モータに使用されている。 R-T-B sintered magnets (R is at least one of rare earth elements and must contain Nd. T is Fe or Fe and Co, and B is boron) is the highest among permanent magnets. Known as a high performance magnet, it is used in various motors such as voice coil motors (VCM) for hard disk drives, motors for electric vehicles (EV, HV, PHV, etc.), motors for industrial equipment, motors for home appliances, etc. .

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特性の根幹をなしている。 The RTB-based sintered magnet is composed of a main phase mainly composed of an R ₂ T ₁₄ B compound and a grain boundary phase located at the grain boundary portion of the main phase. The main phase R ₂ T ₁₄ B compound is a ferromagnetic material having a high saturation magnetization and an anisotropic magnetic field, and forms the basis of the characteristics of the RTB-based sintered magnet.

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｃＪ」という場合がある）が低下するため、不可逆熱減磁が起こる。そのため、特に電気自動車用モータに使用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、高いＨ_ｃＪを有することが要求されている。 The _RTB -based sintered magnet has irreversible thermal demagnetization because the coercive force H _cJ (hereinafter sometimes simply referred to as “H _cJ ”) decreases at high temperatures. Therefore, in particular, an _RTB -based sintered magnet used for an electric vehicle motor is required to have a high _HcJ .

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物中のＲに含まれる軽希土類元素ＲＬ（例えば、ＮｄやＰｒ）の一部を重希土類元素ＲＨ（例えば、ＤｙやＴｂ）で置換すると、Ｈ_ｃＪが向上することが知られている。ＲＨの置換量の増加に伴い、Ｈ_ｃＪは向上する。しかし、特にＤｙなどのＲＨは、資源存在量が少ないうえ、産出地が限定されているなどの理由から、供給が安定しておらず、価格が大きく変動するなどの問題を有している。そのため、近年、ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｈ_ｃＪを向上させることが求められている。 In the RTB-based sintered magnet, a part of the light rare earth element RL (for example, Nd or Pr) contained in R in the R ₂ T ₁₄ B compound is a heavy rare earth element RH (for example, Dy or Tb). Substitution is known to improve _HcJ . As the substitution amount of RH increases, _HcJ improves. However, RH such as Dy has a problem that supply is not stable and a price fluctuates greatly due to a low resource abundance and a limited production area. Therefore, in recent years, it has been demanded to improve _HcJ without using RH as much as possible.

また、前記の通りＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が最も利用される用途はモータであり、特に電気自動車用モータなどの用途で高温安定性を確保するためにＨ_ｃＪの向上は大変有効であるが、それらの特性とともに角形比Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ」という場合がある）も高くなければならない。角形比が低いと減磁し易くなるという問題を引き起こす。そのため、高いＨ_ｃＪを有すると共に、高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の分野においては、一般に、角形比を求めるために測定するパラメータであるＨ_ｋは、Ｊ（磁化の強さ）−Ｈ（磁界の強さ）曲線の第２象限において、Ｊが０．９Ｂ_ｒの値になる位置のＨ軸の読み値が用いられている。このＨ_ｋを減磁曲線のＨ_ｃＪで除した値（Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪ）が角形比として定義される。 In addition, as described above, R-T-B based sintered magnets are most often used for motors, and particularly in applications such as electric vehicle motors, the improvement of _HcJ is very effective to ensure high temperature stability. However, along with these characteristics, the squareness ratio H _k / H _cJ (hereinafter sometimes simply referred to as “H _k / H _cJ ”) must also be high. If the squareness ratio is low, the problem of easy demagnetization occurs. Therefore, an _RTB -based sintered magnet having high H _cJ and high H _k / H _cJ is required. In the field of RTB-based sintered magnets, generally, H _k , which is a parameter to be measured for determining the squareness ratio, is a J (magnetization strength) -H (magnetic field strength) curve. in the second quadrant, reading the H-axis of the position where J is the value of 0.9B _r are used. A value (H _k / H _cJ ) _obtained by dividing H _k by H _cJ of the demagnetization curve is defined as the squareness ratio.

特許文献１には、Ｄｙの含有量を抑制しつつ保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が開示されている。この焼結磁石の組成は、一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べてＢ量が相対的に少ない特定の範囲に限定され、かつ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有している。その結果、粒界にＲ_２Ｔ_１７相が生成され、このＲ_２Ｔ_１７相から粒界に形成される遷移金属リッチ相（Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ）の体積比率が増加することにより、Ｈ_ｃＪが向上する。 Patent Document 1 discloses an RTB-based rare earth sintered magnet having a high coercive force while suppressing the Dy content. The composition of the sintered magnet is limited to a specific range in which the amount of B is relatively smaller than that of a generally used RTB-based alloy, and is selected from Al, Ga, and Cu. It contains more than seed metal element M. As a result, _R 2 _{T 17} phase is produced in the grain boundary, by the volume ratio of the _R 2 _{T 17} transition metal-rich phase formed in the grain boundary from phase _(R _{6 T 13} M) _{increases, H cJ} Will improve.

国際公開第２０１３／００８７５６号International Publication No. 2013/008756

特許文献１に開示されているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では、Ｄｙの含有量を低減しつつ高いＨ_ｃＪが得られるものの、近年、電気自動車用モータ等の用途において更に高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。また、特許文献１に記載されているような、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なく（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）し、Ｇａ等を添加した組成の焼結磁石は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｂ量がＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比よりも多い）と比べてＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪが低下するという問題点があった。特に１６００ｋＡ／ｍ以上（２０ｋＯｅ以上）の高いＨ_ｃＪを有する場合には特許文献１の表４〜表６に示されるように、角形比（特許文献１ではＳｑ（角形性））は８０％台が多く、高いレベルにあるとは言い難い。なお、特許文献１には角形比の定義は記載されていないが、特許文献１の先行技術文献として引用されている、同一出願人による特開２００７−１１９８８２号公報に「磁化が飽和磁化の９０％となる外部磁場の値を_ｉＨ_ｃで割った値を％表記したもの」と記載されていることから、特許文献１の角形比の定義も同様であると思われる。つまり、特許文献１の角形比の定義は前記の一般的に用いられている定義と同様であると思われる。 The R-T-B rare earth sintered magnets disclosed in Patent Document 1, although the high H _cJ while reducing the content of Dy is obtained, in recent years, higher H _cJ in applications such as a motor for an electric vehicle R-T-B based sintered magnets having the following are required. Further, the amount of B is smaller than that of a general RTB-based sintered magnet as described in Patent Document 1 (less than the amount of B in the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound). ) And a sintered magnet having a composition to which Ga or the like is added is compared with a general RTB-based sintered magnet (the B amount is larger than the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound). There was a problem that H _k / H _cJ decreased. In particular, as shown in Tables 4 to 6 of Patent Document 1 when it has a high _{H cJ} of 1600 kA / m or more (or 20 kOe), squareness ratio (Patent Document 1 Sq (squareness)) 80 percent It is hard to say that it is at a high level. In addition, although the definition of the squareness ratio is not described in Patent Document 1, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-119882, cited as a prior art document of Patent Document 1, describes that “magnetization is 90% of saturation magnetization. Since the value obtained by dividing the value of the external magnetic field to be% by _i H _c is expressed as%, the definition of the squareness ratio in Patent Document 1 seems to be the same. In other words, the definition of the squareness ratio in Patent Document 1 seems to be the same as the commonly used definition.

本発明の様々な実施形態は、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＨ_ｃＪと高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供する。 Various embodiments of the present invention provide _RTB -based sintered magnets having high H _cJ and high H _k / H _cJ while reducing RH content.

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）：３２．０〜３４．０質量％、
Ｂ：０．９０〜０．９８質量％、
Ｇａ：０．６０〜１．１０質量％、
Ｃｕ：０．２０〜０．３５質量％、
Ｔｉ：０．１５〜０．２８質量％、
Ａｌ：０．０５〜０．５０質量％、
を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）及び不可避的不純物からなり、且つ、下記式（１）を満足する組成を有する。
０．０６≦［（Ｆｅ_ｗｔ／Ｆｅ_ａｔ）＋（Ｃｏ_ｗｔ／Ｃｏ_ａｔ）＋（Ａｌ_ｗｔ／Ａｌ_ａｔ）］−１４×［（Ｂ_ｗｔ／Ｂ_ａｔ）−２×（Ｔｉ_ｗｔ／Ｔｉ_ａｔ）］（１）
（Ｆｅ_ｗｔはＦｅの質量％の値であり、Ｆｅ_ａｔはＦｅの原子量の値であり、Ｃｏ_ｗｔはＣｏの質量％の値であり、Ｃｏ_ａｔはＣｏの原子量の値であり、Ａｌ_ｗｔはＡｌの質量％の値であり、Ａｌ_ａｔはＡｌの原子量の値であり、Ｂ_ｗｔはＢの質量％の値であり、Ｂ_ａｔはＢの原子量の値であり、Ｔｉ_ｗｔはＴｉの質量％の値であり、Ｔｉ_ａｔはＴｉの原子量の値である） The RTB-based sintered magnet of the present disclosure is R (R is at least one of rare earth elements and necessarily contains Nd. However, at least one of Dy, Tb, Gd, and Ho of less than 2% by mass is included. 32.0 to 34.0% by mass,
B: 0.90 to 0.98 mass%,
Ga: 0.60 to 1.10% by mass,
Cu: 0.20 to 0.35 mass%,
Ti: 0.15-0.28 mass%,
Al: 0.05 to 0.50 mass%,
The balance is composed of the balance T (T is Fe or Fe and Co) and inevitable impurities, and satisfies the following formula (1).
0.06 ≦ [(Fe _wt / Fe _at ) + (Co _wt / Co _at ) + (Al _wt / Al _at )] − 14 × [(B _wt / B _at ) −2 × (Ti _wt / Ti _at ) ] (1)
(Fe _wt is the value of mass% of Fe, Fe _at is the value of atomic weight of Fe, Co _wt is the value of mass% of Co, Co _at is the value of atomic weight of Co, and Al _wt is The mass% value of Al, Al _at is the atomic weight value of Al, B _wt is the mass% value of B, B _at is the atomic mass value of B, and Ti _wt is the mass% of Ti. And Ti _at is the value of the atomic weight of Ti)

ある実施形態において、前記組成がさらに下記式（２）を満足する。
［（Ｆｅ_ｗｔ／Ｆｅ_ａｔ）＋（Ｃｏ_ｗｔ／Ｃｏ_ａｔ）＋（Ａｌ_ｗｔ／Ａｌ_ａｔ）］−１４×［（Ｂ_ｗｔ／Ｂ_ａｔ）−２×（Ｔｉ_ｗｔ／Ｔｉ_ａｔ）］≦０．１２（２） In one embodiment, the composition further satisfies the following formula (2).
_{_{_{_{[(Fe wt / Fe at)}}}} + (Co wt / Co at) + (Al wt / Al at)] - 14 × [(B wt / B at) -2 × (Ti wt / Ti at)] ≦ 0. 12 (2)

ある実施形態において、前記Ｒは、Ｄｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏをいずれも含有しない。 In one embodiment, R does not contain any of Dy, Tb, Gd, and Ho.

ある実施形態において前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の酸素量が０．２質量％以下である。 In one embodiment, the oxygen content of the RTB-based sintered magnet is 0.2% by mass or less.

本開示の実施形態によると、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＨ_ｃＪと高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することができる。 According to the embodiment of the present disclosure, it is possible to provide an _RTB -based sintered magnet having high H _cJ and high H _k / H _cJ while reducing the content of RH.

実験例２の試料Ｎｏ．３〜８におけるＴｉ量とＨ_ｃＪの関係を示した説明図である。Sample No. 2 of Experimental Example 2 It is explanatory drawing which showed the relationship between Ti amount in 3-8, and _HcJ . 実験例２の試料Ｎｏ．９〜１３におけるＢ量とＨ_ｃＪの関係を示した説明図である。Sample No. 2 of Experimental Example 2 It is explanatory drawing which showed the relationship of B amount and _HcJ in 9-13. 実験例３の試料Ｎｏ．１４〜１６におけるＴＲＥ量とＨ_ｃＪの関係を示した説明図である。Sample No. of Experimental Example 3 It is explanatory drawing which showed the relationship between the amount of TRE and _HcJ in 14-16. 実験例３の試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１７、１８におけるＧａ量とＨ_ｃＪの関係を示した説明図である。Sample No. of Experimental Example 3 14 and sample no. 17 is an explanatory diagram showing the relationship between Ga content and _HcJ in FIGS. 実験例３の試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１９、２０におけるＣｕ量とＨ_ｃＪの関係を示した説明図である。Sample No. of Experimental Example 3 14 and sample no. It is explanatory drawing which showed the relationship between Cu amount in 19 and 20, and _HcJ .

本発明者らは検討の結果、特定範囲のＴｉを用いて製造工程中にＴｉの硼化物を生成させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体のＢ量からＴｉの硼化物生成により消費されたＢ量を差し引いたＢ量、言い替えると、Ｔｉと硼化物を生成しなかった残りのＢ量（以下、「有効Ｂ量」又は「Ｂ_ｅｆｆ量」と記載することがある）を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体のＢ量より少なく（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）した上で、さらに、Ｒ、Ｇａ、Ｃｕを比較的多く添加した組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高いＨ_ｃＪを有すると共に高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有することを見出した。これは、Ｔｉ及びＢの量を本開示の範囲内にし、さらに式（１）を満たすことで、前記Ｂ_ｅｆｆ量を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体のＢ量よりも少なくした上で、さらに、Ｒ、Ｇａ、Ｃｕを比較的多い、特定の量添加することにより、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相及び／又はＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相を比較的多く生成させることができるからだと考えられる。これにより高いＨ_ｃＪを得ることができる。また、本発明者らは検討の結果、Ｔｉの硼化物、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相及びＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相は原料段階では生成され難く、その後の焼結時や熱処理時に生成され易いことが分かった。そのため、原料段階から既にＢ量が少ない場合は、原料の段階でＲ−Ｔ−Ｇａ相やＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相はあまり生成されずにＲ_２Ｔ_１７相等の異相が生成し、それにより得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪが低下すると考えられる。すなわち、特許文献１は、原料段階からＢ量が少なく、原料合金中（Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中）にＲ_２Ｔ_１７相が生成されているため、Ｈ_ｋ／Ｈ_ｃＪが低下していると考えられる。これに対し本開示の実施形態は、原料段階ではＢ量を多くし、主に焼結時や熱処理時にＴｉの硼化物（典型的には、ＴｉＢ_２）を生成させることで、前記Ｂ_ｅｆｆ量を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体のＢ量よりも少なくする。これにより原料段階におけるＲ_２Ｔ_１７相等の異相の生成を抑制することができ、高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができると考えられる。 As a result of the study, the inventors of the present invention generated Ti boride during the manufacturing process using a specific range of Ti, thereby generating Ti boride from the B amount of the entire RTB-based sintered magnet. The amount of B subtracted from the amount of B consumed, in other words, the remaining amount of B that did not produce Ti and boride (hereinafter sometimes referred to as “effective B amount” or “B _eff amount”) Less than the total B amount of a typical R-T-B system sintered magnet (less than the B amount in the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound), and further comparing R, Ga, and Cu It has been found that an R-T-B sintered magnet having a composition added in a large amount has a high H _cJ and a high H _k / H _cJ . This is because the amount of Ti and B falls within the scope of the present disclosure, and further satisfies the formula (1), so that the amount of B _eff is less than the amount of B in the entire general _RTB -based sintered magnet. In addition, a relatively large amount of R, Ga and Cu can be added to generate a relatively large amount of R—T—Ga phase and / or R—T—Ga—Cu phase. It is considered to be a body. Thereby, high _HcJ can be obtained. Further, as a result of investigations, the present inventors have found that Ti boride, R—T—Ga phase, and R—T—Ga—Cu phase are hardly generated at the raw material stage, and are easily generated at the time of subsequent sintering or heat treatment. I understood that. Therefore, when the amount of B is already small from the raw material stage, the R—T—Ga phase and the R—T—Ga—Cu phase are not generated much at the raw material stage, and a different phase such as the R ₂ T ₁₇ phase is generated. It is considered that the H _k / H _{cJ of the RTB} -based sintered magnet obtained by the _above decreases. That is, in Patent Document 1, since the amount of B is small from the raw material stage, and the R ₂ T ₁₇ phase is generated in the raw material alloy (in the _RTB -based alloy), H _k / H _cJ decreases. It is thought that there is. Embodiments of the present disclosure contrast, in the raw material stage to increase the amount of B, (typically, TiB ₂₎ mainly Ti boride of at or heat treatment during sintering and generating the said B _eff amount Is less than the amount of B in the entire general RTB-based sintered magnet. Thereby, it is considered that the generation of a heterogeneous phase such as the R ₂ T ₁₇ phase in the raw material stage can be suppressed, and an _RTB -based sintered magnet having a high H _k / H _cJ can be obtained.

［組成等の限定理由について］
（Ｒ）
Ｒは、希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる。Ｒの含有量は３２．０〜３４．０質量％である。Ｒが３２．０質量％未満であると高いＨ_ｃＪが得られない恐れがある。一方、Ｒが３４．０質量％を超えても本開示の実施形態の効果を得ることができるが、焼結体の製造工程中における合金粉末が非常に活性になり、合金粉末の著しい酸化や発火などが生じたり、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ_ｒが大幅に低下したり耐食性が悪化する可能性があるため、３４．０質量％以下が好ましい。Ｒは３２．０〜３３．０質量％以下であることがより好ましい。重希土類元素であるＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏの少なくとも一種の含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体の２質量％以下である。本開示の実施形態は重希土類元素を使用しなくても高いＢ_ｒと高いＨ_ｃＪを得ることができるため、より高いＨ_ｃＪを求められる場合でも重希土類元素の添加量を削減できる。好ましくは、Ｒは、Ｄｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏをいずれも含有しない。 [Reason for limiting composition, etc.]
(R)
R is at least one kind of rare earth elements and necessarily contains Nd. However, at least one of Dy, Tb, Gd and Ho of less than 2% by mass can be contained. The content of R is 32.0 to 34.0% by mass. If R is less than 32.0% by mass, high _HcJ may not be obtained. On the other hand, even if R exceeds 34.0% by mass, the effect of the embodiment of the present disclosure can be obtained, but the alloy powder becomes very active during the manufacturing process of the sintered body, it is or generated or fire, since there is a possibility that B _r of the obtained R-T-B based sintered magnet corrosion resistance lowered significantly deteriorated, preferably 34.0 mass% or less. R is more preferably 32.0 to 33.0% by mass or less. The content of at least one of Dy, Tb, Gd and Ho, which are heavy rare earth elements, is 2% by mass or less of the entire RTB-based sintered magnet. Embodiments of the present disclosure it is possible to obtain a high B _r and high H _cJ without using a heavy rare-earth element, can be reduced the amount of heavy rare earth elements, even if required a higher H _cJ. Preferably, R does not contain any of Dy, Tb, Gd and Ho.

（Ｂ）
Ｂの含有量は、０．９０〜０．９８質量％である。Ｂが０．９０質量％未満であるとＢ_ｒ及びＨ_ｃＪが低下する恐れがある。一方、Ｂが０．９８質量％を超えるとＲ−Ｔ−Ｇａ相及びＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相の生成量が少なすぎて高いＨ_ｃＪが得られない恐れがある。また、Ｂの一部はＣで置換できる。 (B)
The content of B is 0.90 to 0.98 mass%. B may decrease the _{B r} and _{H cJ} is less than 0.90 wt%. On the other hand, if B exceeds 0.98% by mass, the amount of R—T—Ga phase and R—T—Ga—Cu phase produced is so small that high H _cJ may not be obtained. A part of B can be replaced with C.

（Ｇａ）
Ｇａの含有量は、０．６０〜１．１０質量％である。Ｂを上記範囲とし、且つ、Ｃｕ、Ｔｉ及び式（１）を後述する範囲とした上でＧａを０．６０〜１．１０質量％含有させることによりＲ−Ｔ−Ｇａ相を比較的多く生成させることができ、高いＨ_ｃＪを得ることができる。Ｇａが０．６０質量％未満であるとＲ−Ｔ−Ｇａ相及びＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相の生成量が少なすぎて高いＨ_ｃＪが得られない。一方、Ｇａが１．１０質量％を超えると不要なＧａが存在してＢ_ｒが低下する恐れがある。ここでＲ−Ｔ−Ｇａ相及びＲ−Ｔ−Ｇａ−Ｃｕ相とは、その典型例はＲ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物及びＧａの一部がＣｕで置換されたＮｄ_６Ｆｅ_１３（Ｇａ，Ｃｕ）_１化合物が挙げられる。また、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物及びＮｄ_６Ｆｅ_１３（Ｇａ，Ｃｕ）_１化合物はＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物はその状態によってはＲ_６Ｔ_１３−δＧａ_１＋δ化合物の状態にある場合があり得る。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＣｕ、Ａｌを含有することにより、さらには、Ｓｉが含有される場合、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相は、Ｒ_６Ｔ_１３−δ（Ｇａ_{１−ｘ−ｙ−ｚ}Ｃｕ_ｘＡｌ_ｙＳｉ_ｚ）_１＋δであり得る。 (Ga)
The Ga content is 0.60 to 1.10% by mass. By setting B to the above range and Cu, Ti and formula (1) to be a range to be described later, Ga is contained in an amount of 0.60 to 1.10% by mass, thereby generating a relatively large amount of RT-Ga phase. And high H _cJ can be obtained. When Ga is less than 0.60% by mass, the amount of R—T—Ga phase and R—T—Ga—Cu phase produced is too small to obtain high H _cJ . On the other hand, Ga is the _{B r} unnecessary Ga is present exceeds 1.10 mass% may decrease. Here, a typical example of the R-T-Ga phase and the R-T-Ga-Cu phase is an R ₆ T ₁₃ Ga compound and Nd ₆ Fe ₁₃ (Ga, Cu) in which a part of Ga is substituted with Cu. _One compound is mentioned. The R ₆ T ₁₃ Ga compound and the Nd ₆ Fe ₁₃ (Ga, Cu) ₁ compound have a La ₆ Co ₁₁ Ga ₃ type crystal structure. Depending on the state of the R ₆ T ₁₃ Ga compound, it may be in the state of an R ₆ T _13-δ Ga _{1 + δ} compound. By including Cu and Al in the RTB-based sintered magnet, and further when Si is included, the RT-Ga phase is R ₆ T _13-δ (Ga _1-x- may be _{_{_{_{y-z Cu x Al y Si}}}} z) 1 + δ.

（Ｃｕ）
Ｃｕの含有量は、０．２０〜０．３５質量％である。Ｃｕが０．２０質量％未満であると高いＨ_ｃＪが得られない恐れがある。一方、Ｃｕが０．３５質量％を超えると不要なＣｕが存在してＢ_ｒが低下する恐れがある。 (Cu)
The content of Cu is 0.20 to 0.35 mass%. If Cu is less than 0.20 mass%, high _HcJ may not be obtained. On the other hand, when Cu exceeds 0.35 mass%, unnecessary Cu may exist and _Br may be lowered.

（Ｔｉ）
Ｔｉの含有量は、０．１５〜０．２８質量％である。Ｔｉを含有することによりＴｉの硼化物を生成し、且つ、後述する式（１）を満たすことで、主に焼結時や熱処理時に前記Ｂ_ｅｆｆ量を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体のＢ量より少なくすることができる。これにより、高いＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。Ｔｉが０．１５質量％未満であると高いＨ_ｃＪを得ることができない恐れがある。一方、Ｔｉが０．２８質量％を超えるとＢ_ｒ及びＨ_ｃＪが低下する恐れがある。 (Ti)
The Ti content is 0.15 to 0.28 mass%. By containing Ti, a boride of Ti is generated and the following formula (1) is satisfied, so that the B _eff amount can be reduced by a general _RTB -based sintering mainly during sintering or heat treatment. It can be made smaller than the B amount of the entire magnet. Thus, it is possible to obtain the R-T-B based sintered magnet having a high _{_H} k _/ _H _cJ. If Ti is less than 0.15% by mass, high _HcJ may not be obtained. On the other hand, Ti is likely to lower the weight, the _{B r} and _{H cJ} 0.28 mass%.

（Ａｌ）
更に、通常含有される程度のＡｌ（０．０５質量％以上０．５０質量％以下）を含有する。Ａｌを含有することによりＨ_ｃＪを向上させることができる。Ａｌは通常、製造工程中で不可避的不純物として０．０５質量％以上含有されるが、不可避的不純物で含有される量と意図的に添加した量の合計で０．５０質量％以下含有する。 (Al)
Furthermore, Al (0.05 mass% or more and 0.50 mass% or less) of the grade normally contained is contained. By containing Al, _HcJ can be improved. Al is usually contained in an amount of 0.05% by mass or more as an inevitable impurity in the production process, but is contained in an amount of 0.50% by mass or less in total of the amount contained as an inevitable impurity and the amount intentionally added.

（Ｔ）
Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）は残部であり、Ｔは式（１）を満足する。質量比でＴの９０％以上がＦｅであることが好ましい。Ｆｅの一部をＣｏで置換することができる。但し、Ｃｏの置換量が、質量比でＴ全体の１０％を超えるとＢ_rが低下するため好ましくない。さらに、本開示の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどの合金中及び製造工程中に通常含有される不可避的不純物並びに少量の上記以外の元素（上記Ｒ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ以外の元素）を含有してもよい。例えば、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｎ（炭素）、Ｃ（窒素）、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｎなどをそれぞれ含有してもよい。但し、Ｏ（酸素）量は、０．２質量％以下が好ましい。酸素を多く含有しすぎるとＲの一部が酸素と結合することにより、磁石中で有効に活用されるＲ量が低下し、高いＨ_ｃＪが得られない恐れがあるからである。 (T)
T (T is Fe or Fe and Co) is the balance, and T satisfies the formula (1). It is preferable that 90% or more of T by mass ratio is Fe. A part of Fe can be substituted with Co. However, if the amount of substitution of Co exceeds 10% of the total T by mass ratio, _Br is lowered, which is not preferable. Further, the RTB-based sintered magnet of the embodiment of the present disclosure includes inevitable impurities and a small amount of impurities normally contained in alloys such as didymium alloy (Nd-Pr), electrolytic iron, ferroboron, and the manufacturing process. You may contain elements other than the above (elements other than said R, B, Ga, Cu, Ti, and Al). For example, V, Cr, Mn, Ni, Si, La, Ce, Sm, Ca, Mg, O (oxygen), N (carbon), C (nitrogen), Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, In Etc. may be contained respectively. However, the amount of O (oxygen) is preferably 0.2% by mass or less. This is because if too much oxygen is contained, a part of R is combined with oxygen, so that the amount of R effectively utilized in the magnet is reduced, and high _HcJ may not be obtained.

（式（１）及び式（２））
式（１）を満足することにより、前記Ｂ_ｅｆｆ量を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ量より少なく（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）する。
前記Ｂ_ｅｆｆ量がＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比を下回ると、Ｆｅと、主相のＦｅサイトを容易に置換することができるＣｏ、Ａｌの和が余剰となる（すなわち、前記Ｂ_ｅｆｆに対するＦｅとＣｏとＡｌの合計の比が、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物のＢ量とＴ量の化学量論比（＝１４）よりも大きくなる）。よって、全てのＴｉがＴｉＢ_２になった場合、前記Ｂ_ｅｆｆ量をＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なくするためには、［（Ｆｅ_ｗｔ／Ｆｅ_ａｔ）＋（Ｃｏ_ｗｔ／Ｃｏ_ａｔ）＋（Ａｌ_ｗｔ／Ａｌ_ａｔ）］−１４×［（Ｂ_ｗｔ／Ｂ_ａｔ）−２×（Ｔｉ_ｗｔ／Ｔｉ_ａｔ）］（主相を形成しないＦｅ、Ｃｏ、Ａｌの合計）が０よりも大きい（ＦｅとＣｏとＡｌが余剰になる）必要がある。そして、さらにこの主相を形成していないＦｅ、Ｃｏ、Ａｌの合計が、０．０６以上であることを規定しているのが式（１）である。０．０６以上とすることにより、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相を適切に生成させることができ、高いＨ_ｃＪを得ることができる。好ましくは、さらに式（２）を満足する。式（２）は式（１）の上限（０．１２以下）を定めたものである。式（１）と式（２）の両方を満たす（０．０６以上０．１２以下）ことにより、より高いＨ_ｃＪを得ることができる。尚、式（１）及び式（２）におけるＦｅ_ｗｔはＦｅの質量％の値であり、Ｆｅ_ａｔはＦｅの原子量の値であり、Ｃｏ_ｗｔはＣｏの質量％の値であり、Ｃｏ_ａｔはＣｏの原子量の値であり、Ａｌ_ｗｔはＡｌの質量％の値であり、Ａｌ_ａｔはＡｌの原子量の値であり、Ｂ_ｗｔはＢの質量％の値であり、Ｂ_ａｔはＢの原子量の値であり、Ｔｉ_ｗｔはＴｉの質量％の値であり、Ｔｉ_ａｔはＴｉの原子量の値である。 (Formula (1) and Formula (2))
By satisfying the formula (1), the B _eff amount is smaller than the B amount of a general _RTB -based sintered magnet (rather than the B amount of the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound). Reduce.
When the B _eff amount is _less than the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound, the sum of Fe and Co, which can easily replace the Fe site of the main phase becomes an excess (ie, The ratio of the total of Fe, Co, and Al to B _eff becomes larger than the stoichiometric ratio (= 14) of the B amount and the T amount of the R ₂ T ₁₄ B type compound). Therefore, when all Ti becomes TiB _{2, in order} to make the B _eff amount smaller than the B amount of the stoichiometric ratio of the R ₂ T ₁₄ B type compound, [(Fe _wt / Fe _at ) + (Co _wt / Co _at ) + (Al _wt / Al _at )] − 14 × [(B _wt / B _at ) −2 × (Ti _wt / Ti _at )] (Fe, Co, Al not forming the main phase) (Total) must be greater than 0 (Fe, Co, and Al become redundant). And it is Formula (1) which prescribes | regulates that the sum total of Fe, Co, and Al which does not form this main phase is 0.06 or more. By setting it as 0.06 or more, a RT-Ga phase can be produced _| generated appropriately and high _HcJ can be obtained. Preferably, Formula (2) is further satisfied. Formula (2) defines the upper limit (0.12 or less) of Formula (1). By satisfying both the formula (1) and the formula (2) (0.06 or more and 0.12 or less), higher H _cJ can be obtained. In Formula (1) and Formula (2), Fe _wt is the value of mass% of Fe, Fe _at is the value of atomic weight of Fe, Co _wt is the value of mass% of Co, and Co _at is Co is the atomic weight value, Al _wt is the mass% value of Al, Al _at is the atomic mass value of B, B _wt is the mass% value of B, and B _at is the atomic mass of B. Ti _wt is a value of mass% of Ti, and Ti _at is a value of atomic weight of Ti.

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法］
本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、公知の製造方法を用いて作製することができる。
公知の製造方法の一例を説明する。公知の製造方法は、合金粉末を得る工程、成形工程、焼結工程、熱処理工程を有する。以下、各工程について説明する。 [Method for producing RTB-based sintered magnet]
The RTB-based sintered magnet of the present disclosure can be manufactured using a known manufacturing method.
An example of a known manufacturing method will be described. The known manufacturing method includes a process of obtaining an alloy powder, a forming process, a sintering process, and a heat treatment process. Hereinafter, each step will be described.

（１）合金粉末を得る工程
合金粉末は、１種類の合金粉末（単合金粉末）を用いてもよいし、２種類以上の合金粉末を混合することにより合金粉末（混合合金粉末）を得る、いわゆる２合金法を用いてもよい。単合金粉末の場合、所定の組成となるようにそれぞれの元素の金属または合金を準備し、これらにストリップキャスティング法等を適用して、原料合金を製造する。得られた原料合金を例えば水素粉砕により粗粉砕粉を得る。次に、粗粉砕粉をジェットミル等により微粉砕することで、例えば粒径Ｄ５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積基準メジアン径）が３〜７μｍの微粉砕粉（単合金粉末）を得る。なお、ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として公知の潤滑剤を使用してもよい。混合合金粉末を用いる場合、２種以上の合金粉末を所定の組成となるようにそれぞれの元素の金属または合金を準備し、上述した単合金粉末の場合と同様に、まずストリップキャスティング法によりフレーク状の合金を製造し、次にフレーク状の合金を水素粉砕し粗粉砕粉末を得る。得られた２種以上の合金粉末をＶ型混合機等に投入して混合し、混合合金粉末を得る。尚、混合合金粉末を用いる場合、混合合金粉末の組成が本開示の組成範囲内となるように調整する。このように粗粉砕粉末の段階で混合した場合は、得られた混合合金粉末をジェットミル等により微粉砕し微粉砕粉末となし混合合金粉末を得る。もちろん、２種以上の合金粉末をそれぞれジェットミル等により微粉砕し微粉砕粉末となした後混合し混合合金粉末を得てもよい。尚、Ｔｉは、合金粉末に含有されてもよいし、Ｔｉの金属の粉末あるいはＴｉを含む合金や化合物の粉末を、Ｔｉを全く含まない又は少量含む原料合金の粗粉砕粉と混合してから微粉砕、あるいは微粉砕後に混合してもよい。 (1) Step of obtaining alloy powder One kind of alloy powder (single alloy powder) may be used as the alloy powder, or alloy powder (mixed alloy powder) is obtained by mixing two or more kinds of alloy powder. A so-called two-alloy method may be used. In the case of a single alloy powder, a metal or alloy of each element is prepared so as to have a predetermined composition, and a raw material alloy is manufactured by applying a strip casting method or the like to them. The obtained raw material alloy is coarsely pulverized by, for example, hydrogen pulverization. Next, the coarsely pulverized powder is finely pulverized by a jet mill or the like. ) A known lubricant may be used as an auxiliary agent for the coarsely pulverized powder before jet mill pulverization and the alloy powder during and after jet mill pulverization. When using a mixed alloy powder, prepare a metal or alloy of each element so that two or more kinds of alloy powders have a predetermined composition, and first, as in the case of the single alloy powder described above, first, flakes are formed by strip casting. Then, the flaky alloy is pulverized with hydrogen to obtain a coarsely pulverized powder. The obtained two or more kinds of alloy powders are put into a V-type mixer or the like and mixed to obtain mixed alloy powders. In addition, when using mixed alloy powder, it adjusts so that the composition of mixed alloy powder may become in the composition range of this indication. Thus, when mixed in the coarsely pulverized powder stage, the obtained mixed alloy powder is finely pulverized by a jet mill or the like to obtain a finely pulverized powder and a mixed alloy powder. Of course, two or more kinds of alloy powders may be finely pulverized by a jet mill or the like to form a finely pulverized powder and then mixed to obtain a mixed alloy powder. In addition, Ti may be contained in the alloy powder, or after mixing the Ti metal powder or the alloy or compound powder containing Ti with the coarsely pulverized powder of the raw material alloy containing no or a small amount of Ti. You may pulverize or mix after fine pulverization.

（２）成形工程
得られた合金粉末（単合金粉末または混合合金粉末）を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内にスラリー（分散媒中に合金粉末が分散している）を注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。 (2) Forming step Using the obtained alloy powder (single alloy powder or mixed alloy powder), forming in a magnetic field to obtain a formed body. Molding in a magnetic field is a dry molding method in which a dry alloy powder is inserted into a mold cavity and molding is performed while a magnetic field is applied. A slurry (alloy powder is dispersed in a dispersion medium) in the mold cavity. Any known molding method in a magnetic field may be used, including a wet molding method in which molding is performed while the slurry dispersion medium is discharged.

（３）焼結工程
成形体を焼結することにより焼結体を得る。成形体の焼結は公知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中または雰囲気ガス中で行うことが好ましい。雰囲気ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。 (3) Sintering process A sintered compact is obtained by sintering a molded object. A well-known method can be used for sintering of a molded object. In addition, in order to prevent the oxidation by the atmosphere at the time of sintering, it is preferable to perform sintering in a vacuum atmosphere or atmospheric gas. The atmosphere gas is preferably an inert gas such as helium or argon.

（４）熱処理工程
得られた焼結体に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは公知の条件を採用することができる。例えば、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）のみでの熱処理（一段熱処理）、あるいは比較的高い温度（７００℃以上焼結温度以下（例えば１０５０℃以下））で熱処理を行った後比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）で熱処理する（二段熱処理）などの条件を採用することができる。好ましい条件としては、７３０℃以上１０２０℃以下で５分から５００分程度の熱処理を施し、冷却後（室温または４４０℃以上５５０℃以下まで冷却後）、さらに４４０℃以上５５０℃以下で５分から５００分程度熱処理することが挙げられる。熱処理雰囲気は、真空雰囲気あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）で行うことが好ましい。得られた焼結磁石に磁石寸法の調整のため、研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、公知の手法で良く、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗装などを採用することができる。 (4) Heat treatment step The obtained sintered body is preferably subjected to heat treatment for the purpose of improving magnetic properties. Known conditions can be adopted for the heat treatment temperature, the heat treatment time, and the like. For example, a heat treatment (one-step heat treatment) only at a relatively low temperature (400 ° C. or more and 600 ° C. or less) or a heat treatment at a relatively high temperature (700 ° C. or more and a sintering temperature or less (eg, 1050 ° C. or less)) Conditions such as heat treatment (two-stage heat treatment) at a low temperature (400 ° C. or more and 600 ° C. or less) can be employed. As preferable conditions, heat treatment is performed at 730 ° C. or more and 1020 ° C. or less for about 5 minutes to 500 minutes, and after cooling (room temperature or after cooling to 440 ° C. or more and 550 ° C. or less), further at 440 ° C. or more and 550 ° C. or less for 5 minutes to 500 minutes. Heat treatment to some extent is mentioned. The heat treatment atmosphere is preferably a vacuum atmosphere or an inert gas (such as helium or argon). The obtained sintered magnet may be subjected to machining such as grinding in order to adjust the magnet dimensions. In that case, the heat treatment may be performed before or after machining. Furthermore, you may surface-treat to the obtained sintered magnet. The surface treatment may be performed by a known method, and for example, Al deposition, electric Ni plating, resin coating, or the like can be employed.

本開示の実施形態を実施例によりさらに詳細に説明するが、実施例に限定されるものではない。 The embodiment of the present disclosure will be described in more detail by way of examples, but is not limited to the examples.

＜実験例１＞
Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、フェロボロン合金、Ｇａメタル、Ｃｕメタル、Ａｌメタル、電解Ｃｏおよび電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、Ｔｉ以外の組成が表１の試料Ｎｏ．１に示す組成となるように配合し、それらの原料を溶解してストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０３５質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素流気中で乾式粉砕し、粒径Ｄ_５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、本実験例では、粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度を５０ｐｐｍ以下とすることにより、最終的に得られる焼結磁石の酸素量が０．１質量％前後となるようにした。また、粒径Ｄ_５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた値（体積基準メジアン径）である。
前記微粉砕粉に、粒径Ｄ_５０が１０μｍ以下のＴｉＨ_２粉末を０．２１質量％添加し、さらに潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直行する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。
一方、比較例として、Ｔｉを添加しない成形体を作製した。表１の試料Ｎｏ．２に示す組成となるように配合する以外は微粉砕粉を得る工程まで前述と同様の方法によりおこなった。得られた微粉砕粉の粒径Ｄ_５０は４μｍであった。この微粉砕粉に潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、直角磁界成形装置を用いて磁界中で成形し、成形体を得た。
得られた成形体を、真空中で試料Ｎｏ．１は１０３０℃、試料Ｎｏ．２は１０２０℃（サンプルごとに焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間保持して焼結した後急冷し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の密度はいずれも７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の分析結果を表１に示す。表１に示すように、試料Ｎｏ．１と２は、Ｂ量およびＴｉ量が異なる（試料Ｎｏ．１はＢ量が多く、Ｔｉを添加しており、一方、試料Ｎｏ．２はＢ量が少なく、Ｔｉを添加していない組成）以外は、ほぼ同等の組成である。なお、表１における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。また、Ｏ（酸素量）は、ガス融解−赤外線吸収法、Ｎ（窒素量）は、ガス融解−熱伝導法、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定した。また、表１において、ＴＲＥは全てのＲの量（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ）を合計した値（以下同様）である。また、本発明の式（１）、（２）を満足している場合は「〇」と、満足していない場合は「×」と記載している（以下同様）。 <Experimental example 1>
Using Nd metal, Pr metal, ferroboron alloy, Ga metal, Cu metal, Al metal, electrolytic Co, and electrolytic iron (all metals are 99% or more in purity), the composition other than Ti is sample No. The raw materials were blended so as to have the composition shown in Fig. 1, and the raw materials were dissolved and cast by a strip casting method to obtain a flaky raw material alloy having a thickness of 0.2 to 0.4 mm. The obtained flaky raw material alloy was hydrogen embrittled in a hydrogen-pressurized atmosphere and then subjected to dehydrogenation treatment by heating and cooling to 550 ° C. in a vacuum to obtain coarsely pulverized powder. Next, after adding and mixing 0.035% by mass of zinc stearate as a lubricant with respect to 100% by mass of the coarsely pulverized powder, the resulting coarsely pulverized powder was mixed with an airflow pulverizer (jet mill device). was dry milled in a nitrogen Nagareki, the particle size D ₅₀ was obtained finely pulverized powder of 4μm (the alloy powder). In this experimental example, the oxygen concentration in the nitrogen gas at the time of pulverization was set to 50 ppm or less so that the oxygen amount of the finally obtained sintered magnet was about 0.1% by mass. The particle size D ₅₀ is a value obtained by laser diffraction method using air flow dispersion method (volume-based median diameter).
0.21% by mass of TiH ₂ powder having a particle size D ₅₀ of 10 μm or less is added to the finely pulverized powder, and 0.05% by mass of zinc stearate as a lubricant with respect to 100% by mass of the finely pulverized powder, After mixing, it was molded in a magnetic field to obtain a molded body. In addition, what was called a right-angle magnetic field shaping | molding apparatus (transverse magnetic field shaping | molding apparatus) with which a magnetic field application direction and a pressurization direction are orthogonal was used for the shaping | molding apparatus.
On the other hand, as a comparative example, a molded body to which no Ti was added was produced. Sample No. in Table 1 Except for blending so as to have the composition shown in No. 2, the same process as described above was performed until the step of obtaining finely pulverized powder. Particle size D ₅₀ of the pulverized powder obtained was 4 [mu] m. After adding and mixing 0.05 mass% of zinc stearate as a lubricant with respect to 100 mass% of the finely pulverized powder, the finely pulverized powder was molded in a magnetic field using a right-angle magnetic field molding device to obtain a molded body. .
The obtained molded body was subjected to sample no. 1 is 1030 ° C., sample no. No. 2 was sintered at 1020 ° C. (selecting a temperature at which sufficient densification by sintering was selected for each sample) for 4 hours, and then rapidly cooled to obtain an RTB-based sintered magnet. The density of each R-T-B sintered magnet was 7.5 Mg / m ³ or more. Table 1 shows the analysis results of the components of the obtained RTB-based sintered magnet. As shown in Table 1, sample no. 1 and 2 are different in B amount and Ti amount (Sample No. 1 has a large B amount and added Ti, while Sample No. 2 has a small B amount and no Ti added) Except for this, the composition is almost the same. In addition, each component in Table 1 was measured using high frequency inductively coupled plasma optical emission spectrometry (ICP-OES). O (oxygen amount) is a gas melting-infrared absorption method, N (nitrogen amount) is a gas melting-heat conduction method, and C (carbon amount) is a combustion-infrared absorption method. Measured. In Table 1, TRE is a total value (hereinafter the same) of all R amounts (Nd, Pr, Dy). Further, “◯” is described when the expressions (1) and (2) of the present invention are satisfied, and “X” is described when the expressions (1) and (2) are not satisfied (the same applies hereinafter).

焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に、真空中で９００℃で２時間保持した後室温まで冷却し、次いで真空中で５００℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施した。熱処理後の焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、３．２ＭＡ／ｍのパルス磁界で着磁した後、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の磁気特性を測定した。測定結果を表２に示す。なおＨ_ｋはＪ（磁化の大きさ）−Ｈ（磁界の強さ）曲線の第２象限において、Ｊが０．９×Ｊ_ｒ（Ｊ_ｒは残留磁化、Ｊ_ｒ＝Ｂ_ｒ）の値になる位置のＨの値（以下同様）である。 The sintered R-T-B sintered magnet is subjected to a heat treatment in which it is kept at 900 ° C. for 2 hours in a vacuum, then cooled to room temperature, then kept at 500 ° C. in a vacuum for 2 hours, and then cooled to room temperature. gave. The sintered magnet after heat treatment is machined to prepare samples with a length of 7 mm, a width of 7 mm, and a thickness of 7 mm. After being magnetized with a 3.2 MA / m pulsed magnetic field, the magnetic properties of each sample are measured with a BH tracer. Was measured. The measurement results are shown in Table 2. H _k is a value of 0.9 × J _r (J _r is residual magnetization, J _r = B _r ) in the second quadrant of the J (magnetization magnitude) -H (magnetic field strength) curve. The value of H at the position (hereinafter the same).

表２に示すように、試料Ｎｏ．１、２はいずれも１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られたが、Ｂ量が少なく、Ｔｉを添加していない試料Ｎｏ．２はＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪが低い。これに対し、本発明の実施形態である試料Ｎｏ．１は高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪが得られている。 As shown in Table 2, sample no. In both Nos. 1 and 2, a high _HcJ exceeding 1600 kA / m was obtained, but Sample No. 2 has a low H _k / H _cJ . On the other hand, sample No. which is an embodiment of the present invention. 1 has high H _k and H _k / H _cJ .

＜実験例２＞
Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、フェロボロン合金、Ｇａメタル、Ｃｕメタル、Ａｌメタル、電解Ｃｏ、Ｔｉメタルおよび電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、表３に示す組成となるように配合し、それらの原料を溶解してストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０３５質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素流気中で乾式粉砕し、粒径Ｄ_５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、本実験例では、粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度を５０ｐｐｍ以下とすることにより、最終的に得られる焼結磁石の酸素量が０．１質量％前後となるようにした。
前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には直角磁界成形装置を用いた。
得られた成形体を、真空中で１０８０℃〜１１００℃（サンプルごとに焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間保持して焼結した後急冷し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の密度はいずれも７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成を実験例１と同様な方法により測定した。測定結果を表３に示す。 <Experimental example 2>
Using Nd metal, Pr metal, ferroboron alloy, Ga metal, Cu metal, Al metal, electrolytic Co, Ti metal, and electrolytic iron (all metals have a purity of 99% or more), so as to have the composition shown in Table 3 Then, these raw materials were melted and cast by a strip casting method to obtain a flaky raw material alloy having a thickness of 0.2 to 0.4 mm. The obtained flaky raw material alloy was hydrogen embrittled in a hydrogen-pressurized atmosphere and then subjected to dehydrogenation treatment by heating and cooling to 550 ° C. in a vacuum to obtain coarsely pulverized powder. Next, after adding and mixing 0.035% by mass of zinc stearate as a lubricant with respect to 100% by mass of the coarsely pulverized powder, the resulting coarsely pulverized powder was mixed with an airflow pulverizer (jet mill device). was dry milled in a nitrogen Nagareki, the particle size D ₅₀ was obtained finely pulverized powder of 4μm (the alloy powder). In this experimental example, the oxygen concentration in the nitrogen gas at the time of pulverization was set to 50 ppm or less so that the oxygen amount of the finally obtained sintered magnet was about 0.1% by mass.
To the finely pulverized powder, 0.05% by mass of zinc stearate as a lubricant was added to and mixed with 100% by mass of the finely pulverized powder, and then molded in a magnetic field to obtain a molded body. In addition, the perpendicular magnetic field shaping | molding apparatus was used for the shaping | molding apparatus.
The obtained compact was sintered at 1080 ° C. to 1100 ° C. (select a temperature at which sufficient densification by sintering was selected for each sample) for 4 hours, and then rapidly cooled to obtain an R-T-B system. A sintered magnet was obtained. The density of each R-T-B sintered magnet was 7.5 Mg / m ³ or more. The composition of the RTB-based sintered magnet was measured by the same method as in Experimental Example 1. Table 3 shows the measurement results.

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を実験例１と同様に熱処理、加工した後、実験例１と同様な方法により測定し、磁気特性を求めた。その結果を表４に示す。 The obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated and processed in the same manner as in Experimental Example 1, and then measured by the same method as in Experimental Example 1 to determine the magnetic properties. The results are shown in Table 4.

実験例２の試料Ｎｏ．３〜８はＴｉ量の限定理由の根拠を示す例である。図１に試料Ｎｏ．３〜８におけるＴｉ量とＨ_ｃＪの関係をグラフにしたものを示す。図１において黒塗りのプロットは実施例、白抜きのプロットは比較例をそれぞれ表しており、グラフ内の数字は試料Ｎｏ．を表している(以下同様)。試料Ｎｏ．５〜７のように、Ｔｉ量が本発明の範囲内（０．１５〜０．２８質量％）にあるとき１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。一方、試料Ｎｏ．３、４のようにＴｉが０．１５質量％未満であると、Ｈ_ｃＪが低下した。また、試料Ｎｏ．８のようにＴｉが０．２８質量％を超える場合もＨ_ｃＪが低下した。
続いて、実験例２の試料Ｎｏ．９〜１３はＢ量の限定理由の根拠を示す例である。図２に試料Ｎｏ．９〜１３におけるＢ量とＨ_ｃＪの関係をグラフにしたものを示す。試料Ｎｏ．１０〜１２のように、Ｂ量が本発明の範囲内（０．９０〜０．９８質量％）にあるとき１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。一方、試料Ｎｏ．９のようにＢが０．９０質量％未満であると、Ｈ_ｃＪが低下した。また、試料Ｎｏ．１３のようにＢが０．９８質量％を超えた場合もＨ_ｃＪが低下した。 Sample No. 2 of Experimental Example 2 3 to 8 are examples showing the grounds for limiting the Ti amount. In FIG. A graph _showing the relationship between Ti amount and _HcJ in 3 to 8 is shown. In FIG. 1, the black plot represents an example, and the white plot represents a comparative example. (Same below). Sample No. When the amount of Ti is within the range of the present invention (0.15 to 0.28% by mass) as in 5 to 7, high H _cJ exceeding 1600 kA / m is obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ was also obtained. On the other hand, sample No. When Ti was less than 0.15% by mass as in 3 and 4, _HcJ was lowered. Sample No. As shown in FIG. 8, _HcJ also decreased when Ti exceeded 0.28 mass%.
Subsequently, sample No. 9 to 13 are examples showing the grounds for limiting the amount of B. In FIG. A graph _showing the relationship between the amount of B and _HcJ in 9 to 13 is shown. Sample No. 10 to 12, when the amount of B is within the range of the present invention (0.90 to 0.98% by mass), a high H _cJ exceeding 1600 kA / m is obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ was also obtained. On the other hand, sample No. When B was less than 0.90 mass% as in 9, _HcJ was lowered. Sample No. As shown in FIG. 13, _HcJ also decreased when B exceeded 0.98 mass%.

＜実験例３＞
Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、Ｄｙメタル、フェロボロン合金、Ｇａメタル、Ｃｕメタル、Ａｌメタル、電解Ｃｏおよび電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、Ｔｉ以外の組成が表５に示す組成となるように配合し、それらの原料を溶解してストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０３５質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素流気中で乾式粉砕し、粒径Ｄ_５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、本実験例では、粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度を５０ｐｐｍ以下とすることにより、最終的に得られる焼結磁石の酸素量が０．１質量％前後となるようにした。
前記微粉砕粉に、粒径Ｄ_５０が１０μｍ以下のＴｉＨ_２粉末を０．２１質量％添加し、さらに潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には、直角磁界成形装置を用いた。
得られた成形体を、真空中で１０３０℃〜１０５０℃（サンプルごとに焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間保持して焼結した後急冷し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の密度はいずれも７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成を実験例１と同様な方法により測定した。測定結果を表５に示す。 <Experimental example 3>
Compositions other than Ti shown in Table 5 using Nd metal, Pr metal, Dy metal, ferroboron alloy, Ga metal, Cu metal, Al metal, electrolytic Co, and electrolytic iron (all metals are 99% or more in purity) These raw materials were dissolved and cast by a strip casting method to obtain a flaky raw material alloy having a thickness of 0.2 to 0.4 mm. The obtained flaky raw material alloy was hydrogen embrittled in a hydrogen-pressurized atmosphere and then subjected to dehydrogenation treatment by heating and cooling to 550 ° C. in a vacuum to obtain coarsely pulverized powder. Next, after adding and mixing 0.035% by mass of zinc stearate as a lubricant with respect to 100% by mass of the coarsely pulverized powder, the resulting coarsely pulverized powder was mixed with an airflow pulverizer (jet mill device). was dry milled in a nitrogen Nagareki, the particle size D ₅₀ was obtained finely pulverized powder of 4μm (the alloy powder). In this experimental example, the oxygen concentration in the nitrogen gas at the time of pulverization was set to 50 ppm or less so that the oxygen amount of the finally obtained sintered magnet was about 0.1% by mass.
0.21% by mass of TiH ₂ powder having a particle size D ₅₀ of 10 μm or less is added to the finely pulverized powder, and 0.05% by mass of zinc stearate as a lubricant with respect to 100% by mass of the finely pulverized powder, After mixing, it was molded in a magnetic field to obtain a molded body. In addition, the perpendicular magnetic field shaping | molding apparatus was used for the shaping | molding apparatus.
The obtained compact was sintered at 1030 ° C. to 1050 ° C. (select a temperature at which sufficient densification by sintering was selected for each sample) for 4 hours, then rapidly cooled, and R-T-B system A sintered magnet was obtained. The density of each R-T-B sintered magnet was 7.5 Mg / m ³ or more. The composition of the RTB-based sintered magnet was measured by the same method as in Experimental Example 1. Table 5 shows the measurement results.

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を実験例１と同様に熱処理、加工した後、実験例１と同様な方法により測定し、磁気特性を求めた。その結果を表６に示す。 The obtained RTB-based sintered magnet was heat-treated and processed in the same manner as in Experimental Example 1, and then measured by the same method as in Experimental Example 1 to determine the magnetic properties. The results are shown in Table 6.

実験例３の試料Ｎｏ．１４〜１６はＲ量の限定理由の根拠を示す例である。図３に試料Ｎｏ．１４〜１６におけるＴＲＥ量（すべてのＲ量の合計）とＨ_ｃＪの関係をグラフにしたものを示す。試料Ｎｏ．１４、１５のように、ＴＲＥ量が本発明の範囲内（３２．０〜３４．０質量％）にあるとき１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。一方、試料Ｎｏ．１６のようにＲが３２．０質量％未満であると、Ｈ_ｃＪが低下した。 Sample No. of Experimental Example 3 14 to 16 are examples showing the grounds for limiting the R amount. In FIG. The graph _shows the relationship between the TRE amount (total of all R amounts) and _{HcJ in 14-16} . Sample No. 14 and 15, when the amount of TRE is within the range of the present invention (32.0 to 34.0% by mass), a high H _cJ exceeding 1600 kA / m is obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ was also obtained. On the other hand, sample No. When R was less than 32.0% by mass as in _H.16 , _HcJ decreased.

実験例３の試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１７、１８はＧａ量の限定理由の根拠を示す例である。図４に試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１７、１８におけるＧａ量とＨ_ｃＪの関係をグラフにしたものを示す。試料Ｎｏ．１４、１７のように、Ｇａ量が本発明の範囲内（０．６０〜１．１０質量％）にあるとき１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。一方、試料Ｎｏ．１８のようにＧａが０．６０質量％未満であると、Ｈ_ｃＪが低下した。 Sample No. of Experimental Example 3 14 and sample no. 17 and 18 are examples showing the grounds for limiting the amount of Ga. In FIG. 14 and sample no. 17 and 18 are graphs _showing the relationship between the Ga content and _HcJ . Sample No. As shown in FIGS. 14 and 17, when the Ga content is within the range of the present invention (0.60 to 1.10 mass%), a high H _cJ exceeding 1600 kA / m is obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ was also obtained. On the other hand, sample No. When Ga was less than 0.60 mass% as in 18, H _cJ was lowered.

実験例３の試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１９、２０はＣｕ量の限定理由の根拠を示す例である。図５に試料Ｎｏ．１４及び試料Ｎｏ．１９、２０におけるＣｕ量とＨ_ｃＪの関係をグラフにしたものを示す。試料Ｎｏ．１４、１９のように、Ｃｕ量が本発明の範囲内（０．２０〜０．３５質量％）にあるとき１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。一方、試料Ｎｏ．２０のようにＣｕが０．２０質量％未満であると、Ｈ_ｃＪが低下した。 Sample No. of Experimental Example 3 14 and sample no. 19 and 20 are examples showing the grounds for limiting the amount of Cu. In FIG. 14 and sample no. 19 and 20 are graphs _showing the relationship between the amount of Cu and _HcJ . Sample No. 14 and 19, when the amount of Cu is within the range of the present invention (0.20 to 0.35% by mass), high H _cJ exceeding 1600 kA / m is obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ was also obtained. On the other hand, sample No. When Cu was less than 0.20% by mass as in H20, _HcJ decreased.

実験例３の試料Ｎｏ．２１、２２はＲの種類が異なる例である。試料Ｎｏ．２１のように、ＲにＰｒが含まれない場合であっても、１６００ｋＡ／ｍを超える高いＨ_ｃＪが得られ、さらに高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。また、試料Ｎｏ．２２のように、ＲにＤｙが含まれる場合、Ｄｙ含有量に見合った高いＨ_ｃＪを得ることができ、高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。 Sample No. of Experimental Example 3 21 and 22 are examples in which the type of R is different. Sample No. As shown in FIG. 21, even when Pr did not contain Pr, high H _cJ exceeding 1600 kA / m was obtained, and even higher H _k and H _k / H _cJ were obtained. Sample No. When Dy was contained in R as in FIG. 22, high H _cJ corresponding to the Dy content could be obtained, and high H _k and H _k / H _cJ were also obtained.

実験例３の試料Ｎｏ．２３〜２５は本発明の式（１）および式（２）による組成限定の理由を示すものである。試料Ｎｏ．２４のように、磁石組成が式（１）および式（２）を満たしているものは、Ｈ_ｃＪが１６００ｋＡ／ｍを大きく上回り、高いＨ_ｋおよびＨ_ｋ／Ｈ_ｃＪも得られた。これに対して、試料Ｎｏ．２３のように、磁石組成が式（１）を満たさなかったものは、Ｈ_ｃＪが低下する結果となった。また、試料Ｎｏ．２５のように磁石組成が式（１）を満たしたが式（２）を満たさなかったものは、Ｈ_ｃＪが１６００ｋＡ／ｍを超える結果が得られたが、試料Ｎｏ．２４よりもＨ_ｃＪが低い結果となった。そのため、より高いＨ_ｃＪを得るためには、式（２）を満たすことが好ましい。 Sample No. of Experimental Example 3 Reference numerals 23 to 25 show the reasons for the composition limitation by the formulas (1) and (2) of the present invention. Sample No. As 24, which magnet composition meets the equations (1) and _{(2), H cJ} is greatly exceeded 1600 kA / m, it was obtained high _{H k} and _H k _{/ H cJ.} In contrast, sample no. As shown in FIG. 23, the magnet composition that did not satisfy the formula (1) resulted in a decrease in _HcJ . Sample No. The magnet composition as 25 which is filled with equation (1) did not meet Equation _(2), results _{that H cJ} exceeding 1600 kA / m was obtained Sample No. _HcJ was lower than 24. Therefore, in order to obtain higher _HcJ , it is preferable to satisfy the formula (2).

Claims

R (R is at least one of rare earth elements and must contain Nd. However, it can contain at least one of Dy, Tb, Gd and Ho of less than 2% by mass): 32.0 to 34. 0% by mass,
B: 0.90 to 0.98 mass%,
Ga: 0.60 to 1.10% by mass,
Cu: 0.20 to 0.35 mass%,
Ti: 0.15-0.28 mass%,
Al: 0.05 to 0.50 mass%,
R-T-B based sintered magnet comprising the balance T (T is Fe or Fe and Co) and inevitable impurities, and satisfying the following formula (1).
0.06 ≦ [(Fe _wt / Fe _at ) + (Co _wt / Co _at ) + (Al _wt / Al _at )] − 14 × [(B _wt / B _at ) −2 × (Ti _wt / Ti _at ) ] (1)
(Fe _wt is the value of mass% of Fe, Fe _at is the value of atomic weight of Fe, Co _wt is the value of mass% of Co, Co _at is the value of atomic weight of Co, and Al _wt is The mass% value of Al, Al _at is the atomic weight value of Al, B _wt is the mass% value of B, B _at is the atomic mass value of B, and Ti _wt is the mass% of Ti. And Ti _at is the value of the atomic weight of Ti)

The RTB-based sintered magnet according to claim 1, wherein the composition further satisfies the following formula (2).
_{_{_{_{[(Fe wt / Fe at)}}}} + (Co wt / Co at) + (Al wt / Al at)] - 14 × [(B wt / B at) -2 × (Ti wt / Ti at)] ≦ 0. 12 (2)

The R-T-B system sintered magnet according to claim 1 or 2, wherein the R does not contain any of Dy, Tb, Gd, and Ho.

The RTB-based sintered magnet according to any one of claims 1 to 3, wherein the amount of oxygen in the RTB-based sintered magnet is 0.2 mass% or less.