具体实施方式

以下，对本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的实施方式进行详细说明。予以说明，以下所示的实施方式不限定本公开涉及的稀土磁体及其制造方法。

不受理论约束，关于即使在作为稀土元素将轻稀土元素用于其至少一部分的情况下也得到矫顽力和剩余磁化这两者都优异的R-Fe-B系稀土磁体的理由，使用附图说明本发明人的见解。

图1是示意性示出使改性材料接触稀土磁体前体的状态的说明图。图2A是示意性示出在高温下使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体的状态的说明图。图2B是示出在高温下使含有Fe的改性材料扩散渗透至稀土磁体前体的状态的说明图。图2C是示出在低温下使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体的状态的说明图。图3A是示意性示出在高温下使改性材料扩散渗透后的稀土磁体的组织的说明图。图3B是示意性示出在高温下使含有Fe的改性材料扩散渗透后的稀土磁体的组织的图。图3C是示意性示出在低温下使改性材料扩散渗透后的稀土磁体的组织的图。

图1、图2A和图3A是说明本公开的稀土磁体及其制造方法的一例的图。图1、图2B和图3B是示出本公开的稀土磁体及其制造方法的另一例的图。图1、图2C和图3C是示出以往的稀土磁体及其制造方法的一例的图。

为了使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体，例如，如图1所示，使改性材料60与稀土磁体前体50接触。稀土磁体前体50具备主相10和晶界相20。晶界相20存在于主相10的周围。晶界相20可包含三相点22。主相10具有R₂Fe₁₄B型晶体结构，三相点22具有R_1.1Fe₄B₄型晶体结构。

如图1所示，在稀土磁体前体50与改性材料60接触的状态下，将它们加热至改性材料60的熔点以上的温度时，如图2A、图2B和图2C所示，改性材料60的熔液62扩散渗透至晶界相20。这样，在晶界相20中，三相点22熔融，在主相10中，主相10的表层部附近熔融。在高温下进行了扩散渗透的情形下(参照图2A和图2B)，与在低温下进行了扩散渗透的情形(参照图2C)相比，主相10的表层部附近的熔融区域深。这是因为，在高温下进行扩散渗透的情形下，与在低温下进行扩散渗透的情形相比，存在于主相10中的元素容易扩散至改性材料60的熔液62中。

从图2A、图2B和图2C所示的状态进行冷却时，熔融的主相10的表层部附近再凝固，形成壳部14。然后，如图3A、图3B和图3C所示，主相10分割为核部12和壳部14(核部12为扩散渗透前的状态)。形成壳部14时，在壳部14中，扩散渗透前的主相10的轻稀土元素(例如Ce等)的至少一部分被改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素(例如Nd-Cu合金的Nd)置换。

在高温下扩散渗透(参照图2A)后进行了冷却(参照图3A)的情形下，与在低温下扩散渗透(参照图2C)后进行了冷却(参照图3C)的情形相比，壳部14厚，并且在壳部14中，改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素(例如Nd-Cu合金的Nd)的浓度高。以下，有时将“改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素(例如Nd-Cu合金的Nd)的浓度高”简称为“改性材料的稀土元素的浓度高”。另外，有时将“改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素(例如Nd-Cu合金的Nd)的浓度低”简称为“改性材料的稀土元素的浓度低”。

即使使相同量的改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50，在低温下进行了扩散渗透的情形下，壳部14薄(参照图3C)，在高温下进行了扩散渗透的情形下，壳部14厚(参照图3A)。另外，在低温下进行了扩散渗透的情形与在高温下进行了扩散渗透的情形相比，在壳部14中，改性材料的稀土元素的浓度低。另一方面，在高温下进行了扩散渗透的情形与在低温下进行了扩散渗透的情形相比，在壳部14中，改性材料的稀土元素的浓度高。

壳部14为主相10的一部分，因此壳部14具有R₂Fe₁₄B型晶体结构。而且，与R为Ce时相比(与Ce₂Fe₁₄B相比)，R为Nd时(Nd₂Fe₁₄B)得到高的剩余磁化。而且，在壳部14中，扩散渗透前的轻稀土元素(例如Ce等)的至少一部分被改性材料的稀土元素(例如Nd-Cu合金的Nd)置换。由此，只要主相10中所占的壳部14的体积率不变得过剩，则壳部14越厚，越能够使剩余磁化进一步提高。另外，在壳部14中，改性材料的稀土元素的浓度(例如Nd-Cu合金的Nd的浓度)越高，越能够使剩余磁化进一步提高。由此，与在低温下进行扩散渗透相比，在高温下进行扩散渗透能够使剩余磁化进一步提高。

关于扩散渗透温度，所谓“低温”，是指在稀土磁体前体的主相纳米晶化时，能够实质上避免其主相的粗化的扩散渗透温度。予以说明，“纳米晶化”是指主相的平均粒径为1nm以上且小于1000nm。另一方面，所谓“高温”，是指在将通过无压烧结得到的稀土磁体作为稀土磁体前体时，能够实质上避免其主相的粗化的扩散渗透温度。通过无压烧结得到的稀土磁体的主相的平均粒径为1～20μm。关于扩散渗透温度的详情，将后述。

本公开的稀土磁体是在“高温”下使改性材料扩散渗透而得到的，因此，难以使用具有纳米晶化的主相的稀土磁体前体(以下，有时称作“纳米晶稀土磁体前体”)。在本公开的稀土磁体的制造时，使用具有平均粒径为1～20μm的主相的稀土磁体前体(以下，有时称作“微晶稀土磁体前体”)。因此，在本公开的稀土磁体及其制造方法中，难以享有通过将主相纳米晶化而带来的剩余磁化的提高的效果。但是，本发明人发现，与在“低温”下使改性材料扩散渗透至纳米晶稀土磁体前体相比，在“高温”下使改性材料扩散渗透至微晶稀土磁体前体时，能够使剩余磁化进一步提高。其结果，本发明人发现，即使在作为稀土元素将轻稀土元素用于其至少一部分的情况下，也得到矫顽力和剩余磁化这两者优异的R-Fe-B系稀土磁体。

另外，从图2A所示的状态进行冷却时，除了形成壳部14外，如图3A所示那样，三相点22再形成。三相点22为具有R_1.1Fe₄B₄型晶体结构的相(以下，有时将具有这种晶体结构的相称作“R_1.1Fe₄B₄相”)。R_1.1Fe₄B₄相与具有R₂Fe₁₄B型晶体结构的相(以下，有时将具有这种晶体结构的相称作“R₂Fe₁₄B相”)相比，R和B的含有比例高，Fe的含有比例低。而且，相比于R_1.1Fe₄B₄相，R₂Fe₁₄B相稳定。

图2A和图3A示出使基本上不含有Fe的改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50的状态。图2B和图3B示出使含有Fe的改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50的状态。如图2A和图3A中所示那样，在改性材料基本上不含有Fe的方案中，作为三相点22再形成R_1.1Fe₄B₄相。另一方面，如图2B和图3B中所示那样，在改性材料含有Fe的方案中，作为三相点22没有再形成R_1.1Fe₄B₄相，而是再形成R₂Fe₁₄B相，成为主相10的一部分(主相10生长)。由此，本发明人发现，主相10的体积率提高，因此使剩余磁化进一步提高。

接着，对基于这些发现的本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的构成要件进行说明。

《稀土磁体》

首先，对本公开的稀土磁体的构成要件进行说明。如图3A和图3B所示，本公开的稀土磁体100具备主相10和晶界相20。晶界相20存在于主相10的周围。主相10具备核部12和壳部14。壳部14存在于核部12的周围。以下，对本公开的稀土磁体100的整体组成、主相10和晶界相20进行说明。另外，关于主相10，对核部12和壳部14进行说明。

<整体组成>

对本公开的稀土磁体100的整体组成进行说明。本公开的稀土磁体100的整体组成是指在图3A和图3B中组合了全部的主相10和晶界相20的组成。如上述那样，主相10具备核部12和壳部14。在三相点22存在的情形下，三相点22包含于晶界相20。

本公开的稀土磁体100的以摩尔比计的整体组成由式(R² _(1-x)R¹ _x)_yFe_{(100-y-w-z-v)}Co_wB_zM¹ _v·(R³ _(1-p)M² _p)_q表示。该式中，(R² _(1-x)R¹ _x)_yFe_{(100-y-w-z-v)}Co_wB_zM¹ _v表示来自稀土磁体前体的组成，(R³ _(1-p)M² _p)_q表示来自改性材料的组成。

本公开的稀土磁体100通过使具有由式R³ _(1-p)M² _p表示的组成的改性材料扩散渗透至具有由式(R² _(1-x)R¹ _x)_yFe_{(100-y-w-z-v)}Co_wB_zM¹ _v表示的组成的稀土磁体前体的内部而得到。使q摩尔份的改性材料扩散渗透至100摩尔份的稀土磁体前体的内部时，使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体后的稀土磁体为(100+q)摩尔份。上式表示此，R¹和R²的合计为y摩尔份，Fe为(100-y-w-z-v)摩尔份，Co为w摩尔份，B为z摩尔份，而且M¹为v摩尔份，因此它们的合计为y摩尔份+(100-y-w-z-v)摩尔份+w摩尔份+z摩尔份+v摩尔份＝100摩尔份。而且，R³和M²的合计为p摩尔份。

上式中，R² _(1-x)R¹ _x是指相对于R²和R¹的合计，以摩尔比计存在(1-x)的R²，存在x的R¹。同样地，上式中，R³ _(1-p)M² _p是指相对于R³和M²的合计，以摩尔比计存在(1-p)的R³，存在p的M²。

上式中，R¹为选自Ce、La、Y和Sc中的一种以上的元素。Ce为铈，La为镧，Y为钇，且Sc为钪。R²和R³为选自Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho中的一种以上的元素。Nd为钕，Pr为镨，Gd为钆，Tb为铽，Dy为镝，且Ho为钬。Fe为铁。Co为钴。B为硼。M¹为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的一种以上的元素及不可避免的杂质元素。Ga为镓，Al为铝，Cu为铜，Au为金，Ag为银，Zn为锌，In为铟，且Mn为锰。M²为与R³合金化的稀土元素以外的过渡金属元素及不可避免的杂质元素。

在本说明书中，稀土元素为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu这17种元素。其中，Sc、Y、La和Ce为轻稀土元素。Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd为中稀土元素。Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu为重稀土元素。予以说明，通常，重稀土元素的稀有性高，轻稀土元素的稀有性低。中稀土元素的稀有性在重稀土元素和轻稀土元素之间。

接着，对由上述的式表示的本公开的稀土磁体的构成元素进行说明。

<R¹>

R¹为本公开的稀土磁体中必须的成分。如上述那样，R¹为选自Ce、La、Y和Sc中的一种以上的元素，属于轻稀土元素。R¹为主相(R₂Fe₁₄B相)的构成元素。由于主相的表层部附近的R¹的至少一部分被改性材料中的R³置换，主相可具有核部和壳部。

<R²>

如上述那样，R²为选自Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho中的一种以上的元素，属于轻稀土元素以外的稀土元素。Nd、Pr和Gd属于中稀土元素，Tb、Dy和Ho属于重稀土元素。即，R²属于中稀土元素和/或重稀土元素。在本公开的稀土磁体中，从性能和价格的平衡的观点出发，优选增多Nd和Pr的含量，更优选增多Nd的含量。在作为R²使Nd和Pr共存的情形下，也可使用镨钕混合物。R²为主相(R₂Fe₁₄B相)的构成元素。

<R¹和R²的摩尔比>

在本公开的稀土磁体中，R¹和R²为来自稀土磁体前体的元素。相对于R¹和R²的合计，以摩尔比计存在x的R¹，存在(1-x)的R²。而且，满足0.1≤x≤1.0。

如图2A和图3A所示，存在于主相10的表层部附近的R¹被改性材料的R³置换，从而形成壳部14，因此，R¹即使少量也必须存在。如果x为0.1以上，则能够实质上识别到壳部14的形成。从形成壳部14的观点出发，x可以为0.2以上、0.3以上、0.4以上、0.5以上、0.6以上、0.7以上、0.8以上、0.9以上或1.0。所谓x为1.0，是指相对于R¹(轻稀土元素)和R²(轻稀土元素以外的稀土元素)的合计量，全部为R¹(轻稀土元素)。

在R₂Fe₁₄B相(主相)中，在作为R与轻稀土元素相比更多地含有轻稀土元素以外的稀土元素时，各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化高。R¹(轻稀土元素)和R²(轻稀土以外的稀土元素)来自稀土磁体前体。通过使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体，在主相10的表层部附近，稀土磁体前体的R¹(轻稀土元素)的至少一部分被改性材料的R³(轻稀土元素以外的稀土元素)置换，形成壳部14。在主相具有核部12和壳部14的情况下，与在核部12中相比，在壳部14中使各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化提高时，能够有效率地提高稀土磁体整体的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化。因此，即使在核部12中全部为便宜的R¹(轻稀土元素)，只要在壳部14中，R¹(轻稀土元素)被R³(轻稀土元素以外的稀土元素)置换则足矣。

<R¹和R²的合计含有比例>

在上式中，R¹和R²的合计含有比例由y表示，满足12.0≤y≤20.0。予以说明，y的值为相对于稀土磁体前体的含有比例，相当于原子％。

如果y为12.0以上，则在稀土磁体前体中，αFe相没有大量地存在，能够得到充分量的主相(R₂Fe₁₄B相)。从该观点出发，y可以为12.4以上、12.8以上或13.2以上。另一方面，如果y为20.0以下，则晶界相没有变得过剩。从该观点出发，y可以为19.0以下、18.0以下或17.0以下。

<B>

如图2A和图3A所示，B构成主相10(R₂Fe₁₄B相)，影响主相10和晶界相20的存在比例以及晶界相20中的三相点22(R_1.1Fe₄B₄相)的存在比例。

B的含有比例在上式中由z表示。z的值为相对于稀土磁体前体的含有比例，相当于原子％。如果z为20.0以下，则能够得到主相10和晶界相20适宜地存在的稀土磁体。从该观点出发，z可以为18.0以下、16.0以下、14.0以下、12.0以下、10.0以下或8.0以下。另一方面，如果z为5.0以上，则难以发生具有Th₂Zn₁₇和/或Th₂Ni₁₇型晶体结构的相大量地产生，其结果，R₂Fe₁₄B相的形成受阻较少。另外，如果z为5.6以上，则在晶界相20中变得容易形成R_1.1Fe₄B₄相作为三相点22。从该观点出发，z可以为5.8以上、6.0以上、6.2以上、6.4以上、6.6以上、6.8以上或7.0以上。如果在晶界相20中作为三相点22使R_1.1Fe₄B₄相大量形成、使含有Fe的改性材料扩散渗透，则由于改性材料的Fe，R_1.1Fe₄B₄成为R₂Fe₁₄B相，主相的体积率增加，其结果，剩余磁化进一步提高。

<Co>

Co是在主相和晶界相中能与Fe置换的元素。在本说明书中，在记载为Fe的情况下，意味着一部分Fe能用Co置换。例如，R₂Fe₁₄B相的一部分Fe被Co置换，成为R₂(Fe,Co)₁₄B相。另外，例如晶界相中的R_1.1Fe₄B₄相的一部分Fe被Co置换，成为R_1.1(Fe,Co)₄B₄相。

通过一部分Fe被Co置换、R₂Fe₁₄B相成为R₂(Fe,Co)₁₄B相，本公开的稀土磁体的居里点提高。另外，使含有Fe的改性材料扩散渗透时，R_1.1(Fe,Co)₄B₄相成为R₂(Fe,Co)₁₄B相，因此，本公开的稀土磁体的居里点提高。在不期望提高居里点的情况下，可以不含有Co，Co的含有不是必须的。

在上式中，Co的含有比例由w表示。w的值为相对于稀土磁体前体的含有比例，相当于原子％。如果w为0.5以上，则实质上确认到居里点的提高。从提高居里点的观点出发，w可以为1.0以上、2.0以上、3.0以上或4.0以上。另一方面，由于Co为高价，因此从经济性的观点出发，w可以为30.0以下、25.0以下、20.0以下、10.0以下、8.0以下、7.0以下或6.0以下。

<M¹>

M¹能够在不损害本公开的稀土磁体的特性的范围内含有。M¹可包含不可避免的杂质元素。在本说明书中，所谓不可避免的杂质元素，是指稀土磁体的原材料中包含的杂质元素或在制造工序中混入的杂质元素等无法避免其含有或者为了避免其含有而招致制造成本的显著上升的杂质元素。出于制造上的便利，在制造工序中混入的杂质元素等包含以不影响磁特性的范围所含有的元素。另外，不可避免的杂质元素包含作为R¹和R²所选择的稀土元素以外的、并且由于上述那样的原因而不可避免地混入的稀土元素。

作为能够在不损害本公开的稀土磁体及其制造方法的效果的范围内含有的元素，可举出Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn。这些元素只要以M¹的含量的上限以下存在，则这些元素实质上不影响磁特性。因此，这些元素可以与不可避免的杂质元素同等对待。另外，除了这些元素以外，作为M¹，也可以含有不可避免的杂质元素。

在上式中，M¹的含有比例由v表示。v的值为相对于稀土磁体前体的含有比例，相当于原子％。如果v的值为2.0以下，则不损害本公开的磁特性。从该观点出发，v可以为1.5以下、1.0以下或0.5以下。

作为M¹，不能使Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn及不可避免的杂质元素完全没有，因此即使v的下限为0.05、0.1或0.2，在实用上也没有问题。

<Fe>

Fe是目前为止所说明的R¹、R²、Co、B和M¹的剩余部分，Fe的含有比例由(100-y-w-z-v)表示。在使y、w、z和v为目前为止所说明的范围时，如图3A和图3B所示，得到主相10和晶界相20。

<R³>

R³为来自改性材料的元素。如图1、图2A和图3A所示，改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50的内部。主相10的表层部附近的R¹的至少一部分被改性材料60的R³置换，形成壳部14。由此，在本公开的稀土磁体100中，R³存在于壳部14和晶界相20中。

R³为选自Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho中的一种以上的元素，为轻稀土元素以外的稀土元素(中稀土元素和重稀土元素)。如上述那样，主相10的R¹(轻稀土元素)的表层部附近的至少一部分被改性材料60的R³(轻稀土元素以外的稀土元素)置换，壳部14的轻稀土元素以外的稀土元素的浓度提高。其结果，本公开的稀土磁体100的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化提高。

<M²>

M²为与R³合金化的稀土元素以外的过渡金属元素及不可避免的杂质元素。典型地，M²为使R³ _(1-p)M² _p的熔点与R³的熔点相比降低的合金元素及不可避免的杂质元素。作为M²，例如可举出选自Cu、Al、Co和Fe中的一种以上的元素及不可避免的杂质元素。作为M²，优选选自Cu、Al和Fe中的一种以上的元素。另外，如上述那样，与M²不含有Fe的情形(参照图3A)相比，在M²含有Fe的情形下(参照图3B)，三相点22的R_1.1Fe₄B₄相由于改性材料60的Fe而成为主相(R₂Fe₁₄B相)的一部分。其结果，有助于本公开的稀土磁体100的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的进一步提高。予以说明，在本说明书中，所谓不可避免的杂质元素，是指稀土磁体的原材料中包含的杂质元素或在制造工序中混入的杂质元素等无法避免其含有或者为了避免其含有而招致制造成本的显著上升的杂质元素。出于制造上的便利，在制造工序中混入的杂质元素等包含以不影响磁特性的范围所含有的元素。另外，不可避免的杂质元素包含作为R³所选择的稀土元素以外的、并且由于上述那样的原因而不可避免地混入的稀土元素。

<R³与M²的摩尔比>

R³和M²形成具有由式R³ _(1-p)M² _p表示的以摩尔比计的组成的合金，改性材料含有该合金。而且，p满足0.05≤p≤0.40。

如果p为0.05以上，则能够在可避免稀土磁体前体50的主相10的粗化的温度下使改性材料60的熔液扩散渗透至稀土磁体前体50的内部。从该观点出发，p优选为0.07以上，更优选为0.09以上。另一方面，如果p为0.40以下，则在使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50后，抑制在本公开的稀土磁体100的晶界相20中残留的M²的含量，有助于剩余磁化的提高。从该观点出发，p可以为0.35以下、0.30以下、0.25以下、0.20以下或0.15以下。

<M³>

M²可以含有Fe，也可以不含有Fe，如上述那样，M²优选含有Fe。在M²含有Fe的情况下，方便起见，可将Fe以外的M²设为M³。而且，可将上式的R³ _(1-p)M² _p设为R³ _(1-s-t)Fe_sM³ _t。此时，M³为与R³和Fe合金化的稀土元素以外的过渡金属元素及不可避免的杂质元素，并且0.05≤s≤0.30、0≤t≤0.20和0.05≤s+t≤0.40。关于s和t，在“《制造方法》”中详述。

M³典型地为使R³ _(1-s-t)Fe_sM³ _t的熔点与R³和Fe的熔点相比降低的合金元素及不可避免的杂质元素。作为M³，例如可举出选自Cu、Al、Ga和Co中的一种以上的元素。

<来自稀土磁体前体的元素与来自改性材料的元素的摩尔比>

在上式中，相对于100摩尔份的稀土磁体前体50的改性材料60的比例为q摩尔份。即，在使q摩尔份的改性材料60扩散渗透至100摩尔份的稀土磁体前体50时，成为100摩尔份+q摩尔份的本公开的稀土磁体100。由此，q为将来自稀土磁体前体的元素的合计含量设为100摩尔份时的、来自改性材料的元素的含量的摩尔比。换言之，相对于100原子％的稀土磁体前体50，本公开的稀土磁体100为(100+q)原子％。

如果q为0.1以上，则能够用改性材料60的R³(轻稀土元素以外的稀土元素)置换稀土磁体前体50的主相10的R¹(轻稀土元素)的至少一部分，能够形成壳部14。其结果，能够提高本公开的稀土磁体100的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化。从该观点出发，q可以为0.5以上、1.0以上、1.5以上、2.0以上、2.5以上、3.0以上或3.6以上。另一方面，如果q为15.0以下，则抑制本公开的稀土磁体100的晶界相20中残留的M²的含量，有助于剩余磁化的提高。从该观点出发，q可以为14.0以下、13.0以下、12.0以下、11.0以下、10.4以下、10.0以下、9.5以下、9.0以下、8.5以下、8.0以下、7.5以下、7.0以下或6.5以下。

本公开的稀土磁体100具备主相10和晶界相20。而且，主相10具有核部12和壳部14。以下，对主相10和晶界相20进行说明。关于主相10，也对核部12和壳部14进行说明。

<主相>

主相10具有R₂Fe₁₄B型晶体结构。R为稀土元素。表示为R₂Fe₁₄B“型”，是因为在主相10中(晶体结构中)可以以置换型和/或侵入型包含R、Fe和B以外的元素。例如在主相10中，Fe的一部分可以用Co置换。或者，例如在主相10中，R、Fe和B的任一者元素的一部分可以用M¹置换。或者，例如M¹可以以侵入型存在于主相10中。

主相10的平均粒径为1～20μm。如果主相10的平均粒径为1μm以上，则即使在高温下使改性材料扩散渗透，也能够实质上避免主相10的粗化。从该观点出发，主相的平均粒径可以为1.1μm以上、1.2μm以上、1.3μm以上、1.4μm以上、1.5μm以上、1.6μm以上、1.7μm以上、1.8μm以上、1.9μm以上、2.0μm以上、2.2μm以上或2.4μm以上。如果主相10的平均粒径为20μm以下，则不会由于主相10的粒径而不能得到所期望的剩余磁化和/或矫顽力。从该观点出发，主相10的平均粒径可以为18μm以下、16μm以下、14μm以下、12μm以下、10μm以下、9μm以下、8μm以下、7μm以下、6μm以下、5μm以下或4μm以下。

“平均粒径”是主相10的最大长度的平均值。所谓“最大长度的平均值”，是指在扫描型电子显微镜图像或透射型电子显微镜图像中规定一定区域，在该一定区域内存在的各个主相10的最大长度的平均值。例如，在主相10的断面形状为椭圆形的情况下，其长轴的长度为最大长度。例如，在主相10的断面形状为四边形的情况下，长的对角线的长度为最大长度。另外，由于本公开的稀土磁体100的主相10具有核部12和壳部14，因此主相10的最大长度为包含壳部14的最大长度。例如，如图3A所示，主相10的最大长度是由L表示的长度。

<核部和壳部>

如图3A所示，本公开的稀土磁体100的主相10具有核部12和壳部14。壳部14存在于核部12的周围。

与在核部12中相比，提高在壳部14中各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化时，能够提高本公开的稀土磁体100整体的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化。另外，改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素(例如Nd等)扩散渗透至壳部14中，因此有利于各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。因此，只要主相10中所占的壳部14的体积不变得过剩，则壳部14较厚为宜。如果壳部14的厚度为25nm以上，则本公开的稀土磁体100可具有所期望的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化。从该观点出发，壳部14的厚度可以为30nm以上、35nm以上、40nm以上、45nm以上、50nm以上、55nm以上、60nm以上、65nm以上、70nm以上、75nm以上、80nm以上、85nm以上或90nm以上。另一方面，如果壳部14的厚度为150nm以下，则主相中所占的壳部14没有变得过剩。从该观点出发，壳部14的厚度可以为140nm以下、130nm以下、120nm以下、125nm以下、120nm以下、115nm以下、110nm以下、105nm以下、100nm以下或95nm以下。

壳部14的厚度是指核部12的外周与壳部14的外周的相隔距离。关于壳部14的厚度的测定方法，规定一定区域，使用扫描型电子显微镜或透射型电子显微镜测定在该一定区域内存在的各个主相10的上述相隔距离，将各个相隔距离进行平均而求得。

为了与在核部12中相比使在壳部14中各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化提高，与在核部12中相比使在壳部14中轻稀土元素的浓度降低(提高轻稀土元素以外的稀土元素的浓度)。为此，使得满足以下的指标。

关于核部12，将相对于Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho的合计含量(轻稀土元素的含量与轻稀土元素以外的稀土元素的含量的合计)的、Ce、La、Y和Sc的合计含量(轻稀土元素的含量)的摩尔比设为a。另外，关于壳部14，将相对于Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho的合计含量(轻稀土元素的含量与轻稀土元素以外的稀土元素的含量的合计)的、Ce、La、Y和Sc的合计含量(轻稀土元素的含量)的摩尔比设为b。此时，满足0≤b≤0.30和0≤b/a≤0.50。

b表示壳部14中相对于全部稀土元素的含量的轻稀土元素的含量的摩尔比。如果b为0.30以下，则壳部14中的轻稀土元素的浓度低(轻稀土元素以外的稀土元素的浓度高)，因此有利于各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。b越低越好，可以为0。从该观点出发，b可以为0.27以下、0.25以下、0.20以下、0.15以下、0.12以下或0.10以下。

若将扩散渗透前(稀土磁体前体50)的主相10的全部轻稀土元素用改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素进行置换，则b成为0。然而，即使不这样做，各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高也没有实质上的问题。从该观点出发，b可以为0.01以上、0.03以上、0.05以上、0.07以上或0.09以上。

在核部12和壳部14中相对于全部稀土元素的含量的轻稀土元素的含量的摩尔比(以下有时简称为“轻稀土元素比”)都低时，有利于各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。即，在核部12和壳部14中相对于全部稀土元素的含量的轻稀土元素以外的稀土元素的含量的摩尔比(以下有时简称为“轻稀土元素以外的稀土元素比”)都高时，有利于各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。

而且，与在核部12中相比，在壳部14中使各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化提高，这有利于本公开的稀土磁体100整体的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。由此，优选与在核部12中相比，在壳部14中降低轻稀土元素比，b(壳部14的轻稀土元素比)/a(核部12的轻稀土元素比)越小越好，可以为0。从该观点出发，b/a可以为0.50以下、0.47以下、0.44以下、0.41以下、0.38以下、0.35以下、0.32以下、0.25以下、0.20以下或0.15以下。

另一方面，b/a为0，意味着b为0，即在核部14中将全部轻稀土元素用改性材料的轻稀土元素以外的稀土元素进行置换。然而，即使不这样做，也实质上确认到各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高。从该观点出发，可以为0.01以上、0.03以上、0.05以上、0.07以上、0.09以上、0.10以上或0.13以上。

予以说明，对于上述的“关于核部12，将相对于Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho的合计含量的、Ce、La、Y和Sc的合计含量的摩尔比设为a”以及“关于壳部14，将相对于Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho的合计含量的、Ce、La、Y和Sc的合计含量的摩尔比设为b”，进行补充说明。

在核部12中，改性材料没有扩散渗透，因此核部12的Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho全部来自于稀土磁体前体的稀土元素、即R¹和R²。另一方面，在壳部14中，改性材料进行扩散渗透，因此壳部14的Ce、La、Y、Sc、Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho来自于稀土磁体前体50和改性材料60的稀土元素、即R¹和R²以及R³。然而，在壳部14中，关于Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho，实际上不能将来自于R³的元素以“物”的形式与来自R²的元素区别。由此，在a和b以及b/a的定义时，未使用R¹和R²以及R³。

予以说明，a和b是基于使用带有球差校正功能的扫描透射型电子显微镜的能量分散型X射线分光分析仪(Cs-STEM-EDX:Corrector-Spherical Aberration-ScanningTransmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectrometry)进行成分分析了结果而求出。这是因为，在扫描型电子显微镜的能量分散型X射线分光分析仪(SEM-EDX:Scanning Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectrometry)中，不容易将核部12和壳部14分离进行观察。

<晶界相>

如图3A和图3B所示，在本公开的稀土磁体100中，具备主相10和存在于主相10的周围的晶界相20。如上述那样，主相10包含具有R₂Fe₁₄B型晶体结构的相(R₂Fe₁₄B相)。另一方面，晶界相20除了三相点22外还包含晶体结构不清楚的相。所谓“不清楚的相”，不受理论约束，是指R₂Fe₁₄B相以外的相，该相的至少一部分具有不完整的晶体结构，它们是无序存在的相(状态)。或者，是指这样的相(状态)的至少一部分如非晶那样几乎不呈现晶体结构的形态的相。

晶界相20虽然晶体结构不清楚，但就其组成而言，在晶界相20整体中，R的含有比例高于主相10(R₂Fe₁₄B相)。由此，有时也将晶界相20称作“富R相”、“富稀土元素相”或“富稀土相”。

在晶界相20中，可具有R_1.1Fe₄B₄相作为三相点22。三相点22相当于稀土磁体前体50的制造时的冷却工序中的凝固部，该凝固部可以为R_1.1Fe₄B₄相。R_1.1Fe₄B₄相基本上无助于本公开的稀土磁体100的各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化。因此，优选如上述那样，R_1.1Fe₄B₄相通过改性材料60中的Fe变为R₂Fe₁₄B相，而成为主相10的一部分。

《制造方法》

接着，对本公开的稀土磁体的制造方法进行说明。

<稀土磁体前体的准备>

准备以摩尔比计的整体组成由式(R² _(1-x)R¹ _x)_yFe_{(100-y-w-z-v)}Co_wB_zM¹ _v表示的稀土磁体前体50。在表示稀土磁体前体50的整体组成的式中，关于R¹、R²、Fe、Co、B和M¹以及x、y、z、w和v，如在“《稀土磁体》”中说明的那样。

如图1所示，稀土磁体前体50具备主相10和存在于主相10的周围的晶界相20。由于改性材料60没有扩散渗透至稀土磁体前体50的主相10，因此没有形成壳部14，稀土磁体前体50的主相10没有分为核部12和壳部14。稀土磁体前体的主相10具有R₂Fe₁₄B型晶体结构。

本公开的稀土磁体的制造方法(以下有时称作“本公开的制造方法”)在稀土磁体前体50的主相不粗化的程度的“高温”下使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50。由此，稀土磁体前体50的主相10的平均粒径与本公开的稀土磁体100的主相的平均粒径为基本上相同范围的大小。因此，稀土磁体前体50的主相10的平均粒径如在“稀土磁体”中说明的那样。予以说明，方便起见，可将稀土磁体前体50的主相10称作前体主相。

在稀土磁体前体50的晶界相20中，不含有来自于改性材料60的元素，但与本公开的稀土磁体100同样，除了三相点22外，晶界相20还包含其晶体结构不清楚的相。另外，与本公开的稀土磁体100同样，稀土磁体前体50的晶界相20中可以包含R_1.1Fe₄B₄相作为三相点22。予以说明，方便起见，可将稀土磁体前体50的晶界相20称作前体晶界相。

本公开的制造方法中使用的稀土磁体前体50可赋予各向异性。方便起见，可将这样的稀土磁体前体50称作“各向异性稀土磁体前体”。

本公开的制造方法中使用的稀土磁体前体50可使用制造稀土烧结磁体的常规方法。所谓稀土烧结磁体，通常是指将具有可得到R₂Fe₁₄B相的组成的熔融金属以主相的大小成为微米水平的速度进行冷却得到磁性粉末，将该磁性粉末的压粉体(压坯)进行无压高温烧结而得到的稀土磁体。可以将磁性粉末在磁场中进行压粉(磁场中成型)，以对烧结后的稀土磁体(稀土烧结磁体)赋予各向异性。

与此相对，所谓纳米晶化稀土磁体，通常是指将具有可得到R₂Fe₁₄B相的组成的熔融金属以主相被纳米晶化的速度进行冷却得到磁性粉末，将该磁性粉末进行低温加压烧结(低温热压)而得到的稀土磁体。可以将非晶进行热处理得到纳米晶化的主相。由于难以使纳米晶化的磁性粉末通过磁场中成型而取向，因此，将通过低温加压烧结得到的烧结体进行热塑性加工以使其取向。将这样的磁体称作热塑性加工稀土磁体。

在本公开的制造方法中，在高温下使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50中。“高温”为纳米晶化的主相粗化的温度，因此，在本公开的制造方法中，不能使用具有纳米晶化的主相的稀土磁体前体。另外，在本公开的制造方法中的“高温”下使改性材料扩散渗透至具有纳米晶化的主相的稀土磁体前体时，不仅主相粗化，主相的核/壳结构化也受阻。其结果，得不到本公开的制造方法的效果。

本公开的制造方法中的稀土磁体前体的准备例如可以如下地进行，但不限于此。

将由以摩尔比计的式(R² _(1-x)R¹ _x)_yFe_{(100-y-w-z-v)}Co_wB_zM¹ _v表示的熔融金属以主相(R₂Fe₁₄B相)的平均粒径成为1～20μm的速度进行冷却，得到磁性薄带。这样的冷却速度例如为1～1000℃/s。另外，作为在这样的冷却速度下得到磁性粉末的方法，例如可举出带坯连铸法和书型铸造法(book molding method)等。熔融金属的组成与稀土磁体前体的整体组成基本相同，但对于在制造稀土磁体前体的过程中会损耗的元素，可以预估其损耗量。

对将上述那样得到的磁性薄带进行粉碎而得到的磁性粉末进行压粉。压粉可以在磁场中进行。压粉时的成型压力例如可以为50MPa以上、100MPa以上、200MPa以上或300MPa以上，可以为1000MPa以下、800PMa以下或600MPa以下。外加的磁场可以为0.1T以上、0.5T以上、1T以上、1.5T以上或2.0T以上，可以为10.0T以下、8.0T以下、6.0T以下或4.0T以下。作为粉碎方法，例如可举出在将磁性薄带粗粉碎后用喷射磨机等进一步进行粉碎的方法等。作为粗粉碎方法，例如可举出使用锤磨机的方法、和将磁性薄带氢脆化的方法以及它们的组合等。

将上述那样得到的压粉体进行无压烧结，得到稀土磁体前体。为了以无压方式将压粉体烧结来提高烧结体的密度，长时间地在高温下进行烧结。烧结温度例如可以为900℃以上、950℃以上或1000℃以上，可以为1100℃以下、1050℃以下或1040℃以下。烧结时间例如可以为1小时以上、2小时以上、3小时以上或4小时以上，可以为24小时以下、18小时以下、12小时以下或6小时以下。为了抑制烧结中的压粉体的氧化，烧结气氛优选为非活性气体气氛。非活性气体气氛包括氮气气氛。

关于稀土磁体前体50的主相10，通过适当改变R¹和R²的合计含有比例y、B的含有比例z、和稀土磁体前体50制造时的冷却速度等，能够控制相对于稀土磁体前体50的主相10的体积率。

在稀土磁体前体50中，只要不因主相10的体积率变得过剩从而晶界相20的体积率变得过少，则主相10的体积率较高为宜。稀土磁体前体50的主相10的体积率高时，本公开的稀土磁体100的主相10的体积率也变高，有助于剩余磁化的提高。

另一方面，在稀土磁体前体50的主相10的体积率变得过剩、晶界相20的体积率变得过少时，不受理论约束，虽然改性材料60扩散渗透至晶界相20，但无法形成壳部14。其结果，在本公开的稀土磁体100中，各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化都显著下降。

从有助于剩余磁化的提高的观点出发，稀土磁体前体50的主相10的体积率可以为90.0％以上、90.5％以上、91.0％以上、92.0％以上、94.0％以上或95.0％以上。另一方面，从防止稀土磁体前体50的主相10的体积率变得过剩的观点出发，稀土磁体前体50的主相10的体积率可以为97.0％以下、96.5％以下或95.9％以下。

<改性材料的准备>

准备具有由以摩尔比计的式R³ _(1-p)M² _p表示的组成的改性材料。在表示改性材料的组成的式中，关于R³和M²及p，如“《稀土磁体》”中说明的那样。

作为改性材料的准备方法，例如可举出对具有改性材料的组成的熔融金属使用液体急冷法或带坯连铸法等得到薄带等的方法。在这些方法中，熔融金属被急冷，因此改性材料中偏析少。另外，作为改性材料的准备方法，例如可举出在书型模具等铸模中铸造具有改性材料的组成的熔融金属。在该方法中，比较方便地得到大量的改性材料。为了减小改性材料的偏析，优选用热导率高的材料进行制造书型铸模。另外，优选将铸造材料均质化热处理以抑制偏析。进而，作为改性材料的准备方法，可举出将改性材料的原材料装入容器，在该容器中将原材料电弧熔融，将熔融物冷却而得到铸块的方法。在该方法中，即使在原材料的熔点高的情况下，也能够比较容易地得到改性材料。从减小改性材料的偏析的观点出发，优选将铸块均质化热处理。

<扩散渗透>

在改性材料的熔点以上且750～1000℃的温度下，使改性材料扩散渗透至稀土磁体前体中。

如图2A和图2B所示，如果为改性材料60的熔点以上，则改性材料60的熔液62扩散渗透至稀土磁体前体50的晶界相20。然后，如图3A和图3B所示，为了稀土磁体前体50的主相10的表层部附近的R¹被改性材料60的熔液62的R³置换而形成规定的壳部14，在750～1000℃下使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50中。在改性材料60的熔点为750℃以上的情况下，扩散渗透温度可以为改性材料60的熔点以上。

在改性材料60的熔点不到750℃的情况下，在改性材料60的熔点以上、不到750℃的温度下使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50时，改性材料60的熔液62仅扩散渗透至晶界相20，无法形成Nd浓度充分的壳部14。例如在作为改性材料60使用Nd_0.7Cu_0.3合金的情况下，Nd_0.7Cu_0.3合金的熔点为520℃。在扩散渗透温度为650℃时，Nd_0.7Cu_0.3合金的熔液62虽然扩散渗透至晶界相20，但无法形成壳部14。

只要在改性材料60的扩散渗透中稀土磁体前体50的主相10不粗化，则扩散渗透温度较高为宜以形成规定的壳部14。而且，如果扩散渗透温度为1000℃以下，则能够抑制稀土磁体前体50的主相10粗化。由此，在改性材料60的熔点以上且750～1000℃的温度下，使改性材料60扩散渗透。只要为改性材料60的熔点以上，则扩散渗透温度的下限可以为800℃、850℃或900℃。另外，只要为改性材料的熔点以上，则扩散渗透温度的上限可以为975℃或950℃。

在改性材料60的扩散渗透时，相对于100摩尔份的稀土磁体前体50，使0.1～15.0摩尔份的改性材料60与稀土磁体前体50接触。如果使0.1摩尔份以上、2.0摩尔份以上、3.0摩尔份以上、3.6摩尔份以上或4.0摩尔份以上的改性材料60与稀土磁体前体50接触进行扩散渗透，则能够实质上识别到壳部14的形成。另一方面，如果使15.0摩尔份以下、14.0摩尔份以下、12.0摩尔份以下、10.4摩尔份以下、10.0摩尔份以下、8.0摩尔份以下或6.0摩尔份以下的改性材料60与稀土磁体前体50接触进行扩散渗透，则能够抑制在晶界相20中残留的M²的量，能够抑制剩余磁化的下降。

在使与稀土磁体前体50接触的改性材料60的比例为上述那样后，进而适当决定改性材料60的组成，使上述的b和b/a为规定的范围。为此，如果相对于稀土磁体前体50和改性材料60的合计(100摩尔份+q摩尔份)，改性材料60的R³的扩散渗透比例为3.7摩尔份以上，则得到规定的b和b/a。从该观点出发，改性材料60的R³的扩散渗透比例可以为3.8摩尔份以上、4.0摩尔份以上、4.6摩尔份以上、5.2摩尔份以上或5.8摩尔份以上。另一方面，如果改性材料60的R³的扩散渗透比例为10.0摩尔份以下，则得到规定的b和b/a，并且各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高饱和，但较少使改性材料60扩散渗透超过必要的程度。从该观点出发，改性材料60的R³的扩散渗透量可以为9.0摩尔份以下、8.5摩尔份以下、8.0摩尔份以下、7.8摩尔份以下、7.5摩尔份以下、7.0摩尔份以下或6.5摩尔份以下。

对上述的“得到规定的b和b/a、并且各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高饱和”的状态进行说明。不受理论约束，即使使改性材料60的R³过剩地扩散渗透至稀土磁体前体50中，稀土磁体前体50的主相10的表层部附近的R¹被改性材料60的R³置换的比例存在限度。因此，认为在壳部14中b和b/a成为了规定的范围后，剩余的R³停留在晶界相20中，各向异性磁场(矫顽力)和剩余磁化的提高饱和。

予以说明，在将相对于稀土磁体前体50和改性材料60的合计(100摩尔份+q摩尔份)的、改性材料60的R³的扩散渗透比例用本公开的稀土磁体100的整体组成的式中的p和q表示时，其扩散渗透比例由{(1-p)×q}/(100+q)表示。

<扩散渗透后的冷却速度>

在使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50后，将稀土磁体前体50和改性材料60冷却，得到本公开的稀土磁体100。如上述那样，在改性材料60扩散渗透至晶界相20时，主相10的表层附近熔融(参照图2A和图2B)，将其冷却而形成壳部14(参照图3A和图3B)。

不受理论约束，只要不阻碍生产率，在冷却速度慢时，壳部14与晶界相20的界面容易成为小平面(facet surface)。而且，认为由于该小平面，矫顽力提高。

从矫顽力提高的观点出发，冷却速度可以为10℃/分钟以下、7℃/分钟以下、4℃/分钟以下或1℃/分钟以下。另一方面，从不阻碍生产率的观点出发，冷却速度可以为0.1℃/分钟以上、0.2℃/分钟以上、0.3℃/分钟以上、0.5℃/分钟以上或0.6℃/分钟以上。予以说明，此处说明的冷却速度为冷却至500℃的冷却速度。

<含有Fe的改性材料的扩散渗透>

如上述那样，若使用含有Fe的改性材料60(参照图3B)，则在使用不含有Fe的改性材料60时(参照图3A)，在作为三相点22形成R_1.1Fe₄B₄相的部位也成为主相10(R₂Fe₁₄B相)的一部分，剩余磁化进一步提高。

R_1.1Fe₄B₄相的B多于R₂Fe₁₄B相(主相10)。因此，在使用含有Fe的改性材料的情况下，优选增多稀土磁体前体50的B的含量，使得容易形成R_1.1Fe₄B₄相作为三相点22。关于此，使用附图进行说明。图4是示出容易形成R_1.1Fe₄B₄相的组成范围的示意图。在图4中，由斜线表示的区域为容易形成R_1.1Fe₄B₄相的组成范围，为与R₂Fe₁₄B相相比B的比例高的一侧。具体地，使上述的稀土磁体前体的组成式的z为5.6以上。从该观点出发，z可以为5.8以上、6.0以上、6.2以上、6.4以上、6.6以上、6.8以上或7.0以上。

稀土磁体前体50将具有稀土磁体前体50的组成的熔融金属冷却而制造。使z为上述的范围时，容易形成R_1.1Fe₄B₄相，进而熔融金属的冷却速度小时，容易形成R_1.1Fe₄B₄相。由此，能够利用z的值和熔融金属的冷却速度控制相对于稀土磁体前体50的R_1.1Fe₄B₄相的体积率。

相对于稀土磁体前体50的R_1.1Fe₄B₄相的体积率可以为0体积％以上、0.1体积％以上、0.4体积％以上、0.8体积％以上、1.4体积％以上、2.0体积％以上或5.0体积％以上，可以为30.0体积％以下、25.0体积％以下、20.0体积％以下、15.0体积％以下、10.0体积％以下或8.0体积％以下。

如上述那样，改性材料60的组成由以摩尔比计的式R³ _(1-p)M² _p表示，其中R³为选自Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho中的一种以上的元素，M²为与R³合金化的稀土元素以外的过渡金属元素及不可避免的杂质元素，并且0.05≤p≤0.40。关于含有Fe的改性材料60的组成，使用Fe和M³代替M²，如下地表示。

改性材料60的组成由以摩尔比计的式R³ _(1-s-t)Fe_sM³ _t表示。M³为与R³和Fe合金化的稀土元素以外的过渡金属元素及不可避免的杂质元素。而且，满足0.05≤s≤0.30、0≤t≤0.20和0.05≤s+t≤0.40。

关于改性材料60中的Fe的摩尔比s，假设改性材料60例如为Nd-Fe合金(R³为Nd，不含有M³(t＝0))，使用Fe-Nd系相图进行说明。图5是Fe-Nd系相图。出处为Binary AlloyPhase Diagrams,II Ed.,Ed.T.B.Massalski,1990,2,1732-1735。如上述那样，如果扩散渗透温度为1000℃以下，则能够避免在改性材料60的扩散渗透中，稀土磁体前体50的主相10粗化。由此，Nd-Fe合金的熔点优选为950℃以下。由图5能够理解：熔点成为950℃以下的Nd-Fe合金的组成范围为Nd_0.58Fe_0.42～Nd_0.95Fe_0.05(0.05≤s≤0.42)。而且，如上述那样，相对于稀土磁体前体50和改性材料60的合计使3.7摩尔份以上的R³(Nd)扩散渗透时，容易得到所期望的壳部14。由此，在上述的范围内使3.7摩尔份以上的R³(Nd)扩散渗透的Nd-Fe合金的组成范围为Nd_0.7Fe_0.3～Nd_0.95Fe_0.05(0.05≤s≤0.30)。

在上述的说明中，假设了改性材料60为Nd-Fe合金(R³为Nd，不含有M³(t＝0))，但R³可以为选自Nd、Pr、Gd、Tb、Dy和Ho中的一种以上的元素，因此s的值可自上述的范围变化。另外，改性材料60的熔点也可以因M²而变化，因此s可自上述的范围变化。因此，在通过实验来验证s可成为的范围时，s可以为0.05以上、0.10以上或0.15以上，可以为0.30以下、0.25以下或0.20以下。

如果s为上述的范围，则能够在稀土磁体前体50的主相10不粗化的温度下使改性材料60扩散渗透，但通过任意地含有M³，能够使改性材料的熔点下降。从该观点出发，t可以为0以上、0.05以上或0.10以上。另一方面，如果t为0.20以下，则无助于由R_1.1Fe₄B₄相形成R₂Fe₁₄B相(主相10)，并且能够抑制在晶界相20中残留而导致本公开的稀土磁体100的剩余磁化的下降。从该观点出发，t可以为0.18以下、0.16以下或0.14以下。

R³ _(1-s-t)Fe_sM³ _t是将R³ _(1-p)M² _p的M²分离为Fe和M³的式子，因此(s+t)的范围与p的范围相同。即，满足0.05≤s+t≤0.40。予以说明，s和t分别满足0.05≤s≤0.30和0≤t≤0.20，与此同时，满足0.05≤s+t≤0.40。因此，例如在t为0.20时，s的上限为0.20。

<热处理>

使改性材料60扩散渗透至稀土磁体前体50后，可以将其冷却，直接作为本公开的稀土磁体100，也可以将冷却后的稀土磁体进一步进行热处理，作为本公开的稀土磁体100。不受理论约束，认为通过该热处理，在主相10的组织没有变质(没有熔融)的状况下使改性材料60扩散渗透后的晶界相20的一部分熔融，该熔融物凝固，将主相10均匀地被覆，有助于矫顽力的提高。

为了享有矫顽力提高效果，热处理温度优选为450℃以上，更优选为475℃以上，更进一步优选为500℃以上。另一方面，为了避免主相10的组织变质，热处理温度优选为600℃以下，更优选为575℃以下，更进一步优选为550℃以下。

为了避免本公开的稀土磁体100的氧化，优选在非活性气体气氛中进行热处理。非活性气体气氛包括氮气气氛。

予以说明，在本说明书中，有时也将目前为止所说明的扩散渗透后的热处理称作“优化热处理”。

实施例

以下，通过实施例和比较例对本公开的稀土磁体及其制造方法进行进一步具体地说明。予以说明，本公开的稀土磁体及其制造方法不限于以下的实施例中使用的条件。

<实施例1～实施例10和比较例1～5的试样的准备>

主要为了验证扩散渗透温度的影响，准备了以下试样。

将以摩尔比计的整体组成由Nd_7.6Ce_5.4La_1.7Fe_余量B_6.4Cu_0.1Ga_0.3表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为200MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表1的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以10℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例1～实施例10和比较例1～5的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。另外，关于实施例9的试样，使用SEM-EDX进行了面分析。

将结果示于表1。表1中，稀土磁体前体的主相的平均粒径用在“《稀土磁体》”中所说明的方法求出。关于表1以外的表，也设为同样，除非另有说明。

另外，图6是示出对于实施例1～实施例10和比较例1～5的试样，扩散渗透温度与矫顽力的关系的坐标图。图7A是示出对实施例9的试样进行了SEM观察的结果的图。图7B是示出对于图7A中示出的部位，使用SEM-EDX对Fe进行了面分析的结果的图。图7C是示出对于图7A中示出的部位，使用SEM-EDX对La进行了面分析的结果的图。图7D是示出对于图7A中示出的部位，使用SEM-EDX对Ce进行了面分析的结果的图。图7E是示出对于图7A中示出的部位，使用SEM-EDX对Nd进行了面分析的结果的图。在图7B～图7E中，明视场表示面分析的元素的浓度高。

表1

根据表1和图6，能够确认实施例1～实施例10的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。认为这是由于，通过在改性材料的熔点以上且750～1000℃的温度下使改性材料扩散渗透，形成了所期望的壳部。予以说明，根据图7D(Ce面分析结果)和图7E(Nd的面分析结果)，确认到在壳部中一部分Ce被Nd置换，与在核部中相比，在壳部中Nd的浓度倾向于稍高。然而，在使用了SEM-EDX的面分析结果中，未必清楚地显示，与在核部中相比在壳部中轻稀土元素以外的稀土元素(Nd)的浓度显著地高。因此，如后述那样，在实施例22、37、44、54和55以及比较例14的试样中，再次使用Cs-STEM-EDX进行面分析以进行验证。

另一方面，比较例1和比较例3的试样由于扩散渗透温度为改性材料的熔点以上，因此改性材料扩散渗透至晶界相。但是，由于扩散渗透温度不到750℃，因此剩余磁化低。认为这是因为没有形成所期望的壳部。另外，在比较例2和比较例5的试样中，由于扩散渗透温度超过1000℃，因此矫顽力和剩余磁化均下降。认为这是由于主相的粗化引起的。而且，在比较例3的试样中，扩散渗透温度为改性材料的熔点以下，因此没有进行改性，矫顽力显著地低。

<实施例11～实施例18和比较例6～9的试样的准备>

主要为了确认改性材料的组成的影响，准备了以下的试样。

将以摩尔比计的整体组成由Nd_7.6Ce_5.4La_1.7Fe_余量B_6.4Cu_0.1Ga_0.3表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为200MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表2的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例11～实施例18和比较例6～9的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表2。予以说明，在表2中，Di表示镨钕混合物。另外，图8是示出对于实施例11～实施例18和比较例6～9的试样，矫顽力与剩余磁化的关系的坐标图。

表2

根据表2和图8，能够确认实施例11～实施例18的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。这是由于相对于稀土磁体前体和改性材料的合计，扩散渗透了规定比例以上的R³。另一方面，在比较例6～9的试样中，相对于稀土磁体前体和改性材料的合计，扩散渗透了不到规定比例的R³，因此，矫顽力和剩余磁化的至少一者低。另外，如比较例9的试样那样，在改性材料中的R³的含有比例低(改性材料中的M²的含有比例高)时，在改性材料的扩散渗透后，在晶界相中残留大量的M²(稀土元素以外的过渡金属)，因此即使矫顽力提高，剩余磁化的下降也显著。

<实施例19～实施例20和比较例10的试样的准备>

对于使用含有Fe的改性材料的情形，主要为了验证稀土磁体前体的B的含有比例的影响，准备了以下的试样。

将以摩尔比计的整体组成由表3所表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为400MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表3的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例19～实施例20和比较例10的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表3。另外，图9是示出实施例19～20和比较例10的稀土磁体前体的组成范围的图。

表3

能够确认：实施例19～20的试样均是矫顽力和剩余磁化这两者优异。而且，实施例20的试样的剩余磁化高于实施例19的试样的剩余磁化。这如从图9能够理解的那样，实施例20的稀土磁体前体与实施例19的稀土磁体前体相比，B的含有比例高。由此，与实施例19的稀土磁体前体相比，实施例20的稀土磁体前体中存在更多的R_1.1Fe₄B₄相。而且，认为与在实施例19中相比，在实施例20中，由于改性材料的Fe，由更多的R_1.1Fe₄B₄相形成更多的R₂Fe₁₄B相。

另一方面，在比较例10的试样中，稀土磁体前体中的B的含有比例非常低，因此认为产生大量的R₂Fe₁₇相(具有Th₂Zn₁₇型和/或Th₂Ni₁₇型晶体结构的相)，阻碍了R₂Fe₁₄B相(主相)的产生。其结果，认为矫顽力和剩余磁化显著下降。

<实施例21～实施例22和比较例11的试样的准备>

主要为了验证稀土磁体前体的主相的体积率的影响，准备了以下的试样。

将以摩尔比计的整体组成由表4所表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为400MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表4的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例21～实施例22和比较例11的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表4。

表4

能够确认：实施例21～实施例22的试样均是矫顽力和剩余磁化这两者优异。认为这是由于在实施例21～22中，稀土磁体前体的主相的体积率在规定的范围内。另一方面，比较例11的试样的矫顽力和剩余磁化均显著地低。认为这是由于在比较例11中，稀土磁体前体的主相的体积率过剩。

<实施例23～实施例24和比较例12的试样的准备>

对于使用含有Fe的改性材料的情形，主要为了验证稀土磁体前体的B的含有比例的影响，准备了以下的试样。

将以摩尔比计的整体组成由表5所表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为400MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表5的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例23～实施例24和比较例12的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表5。

表5

能够确认：实施例23～24的试样均是矫顽力和剩余磁化这两者优异。认为这是由于改性材料的Fe，从R_1.1Fe₄B₄相形成了R₂Fe₁₄B相。

另一方面，在比较例12的试样中，由于稀土磁体前体中的B的含有比例过剩，因此R_1.1Fe₄B₄相变得过剩。由此，在比较例12的试样中，虽然由于改性材料的Fe，从一部分的R_1.1Fe₄B₄相形成了R₂Fe₁₄B相，但大量的R_1.1Fe₄B₄相原样残留。其结果，认为在比较例12的试样中，由于R₂Fe₁₄B相不足，由此剩余磁化下降，包围主相的富稀土元素相相对地减少，从而矫顽力下降。

<实施例25和比较例13的试样的准备>

主要为了验证稀土磁体前体的主相的平均粒径的影响，准备了以下试样。

将以摩尔比计的整体组成由Nd_6.6Ce_4.9La_1.6Fe_余量B_6.0Cu_0.1Ga_0.3表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为200MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表6的组成的改性材料在950℃扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以10℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷，将其作为实施例25的试样。

对具有与实施例25的烧结磁体相同的组成、主相纳米晶化的磁性粉末进行热压(低温加压烧结)，得到了烧结体。对该烧结体进行热塑性加工，得到了热加工磁体。

将得到的热塑性加工磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表6的组成的改性材料在950℃扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以10℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷，将其作为比较例13的试样。

<实施例25和比较例13的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。另外，对于实施例25和比较例13的试样，都使用SEM-EDX进行了面分析。

将结果示于表6。

图10A是示出对实施例25的试样进行了SEM观察的结果的图。图10B是示出对于图10A中示出的部位，使用SEM-EDX对Fe进行了面分析的结果的图。图10C是示出对于图10A中示出的部位，使用SEM-EDX对La进行了面分析的结果的图。图10D是示出对于图10A中示出的部位，使用SEM-EDX对Ce进行了面分析的结果的图。图10E是示出对于图10A中示出的部位，使用SEM-EDX对Nd进行了面分析的结果的图。在图10B～图10E中，明视场表示面分析的元素的浓度高。

图11A是示出对比较例13的试样进行了SEM观察的结果的图。图11B是示出对于图11A中示出的部位，使用SEM-EDX对Fe进行了面分析的结果的图。图11C是示出对于图11A中示出的部位，使用SEM-EDX对La进行了面分析的结果的图。图11D是示出对于图11A中示出的部位，使用SEM-EDX对Ce进行了面分析的结果的图。图11E是示出对于图11A中示出的部位，使用SEM-EDX对Nd进行了面分析的结果的图。在图11B～图11E中，明视场表示面分析的元素的浓度高。

表6

由表6能够确认：实施例25的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。另外，由图10A能够确认：即使在950℃进行扩散渗透，主相也基本上没有粗化。由此认为，通过在高温(950℃)下的扩散渗透而形成规定的壳部，能够提高矫顽力和剩余磁化这两者。

另一方面，由表6能够确认：比较例13的试样的矫顽力和剩余磁化均低。另外，由图11A能够确认：主相显著地粗化，并且主相彼此融合，在主相内，呈现出难以认为是形成了核部和壳部的形态。由此认为，在高温(950℃)下使改性材料扩散渗透至具有纳米晶化的主相的稀土磁体前体时，不仅主相粗化，而且对主相的核部和壳部的结构造成损伤。

予以说明，关于实施例25的试样，由图10D(Ce的面分析结果)和图10E(Nd的面分析结果)，确认到在壳部中一部分Ce被Nd置换，与在核部中相比，在壳部中Nd的浓度稍高的倾向。但是，在使用了SEM-EDX的面分析结果中，未必清楚与在核部中相比，在壳部中轻稀土(Ce)以外的稀土元素(Nd)的浓度显著地高。因此，如后述那样，在实施例22、37、44、54和55及比较例14的试样中，再次使用Cs-STEM-EDX进行面分析来进行验证。

<实施例26～实施例29的试样的准备>

主要为了验证使改性材料扩散渗透后的冷却速度的影响，准备了以下试样。

将以摩尔比计的整体组成由Nd_7.6Ce_5.4La_1.7Fe_余量B_6.4Cu_0.1Ga_0.3表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为200MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表7的组成的改性材料在950℃扩散渗透至该稀土磁体前体。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以10℃/分钟或1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

<实施例26～实施例29的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表7。

表7

由表7能够确认：实施例26～实施例29的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。而且，能够确认：与实施例26和实施例28相比，实施例27和实施例29的试样的矫顽力更优异。认为这是由于如上述那样，壳部与晶界相的界面为小平面。

<实施例30～实施例53的试样的准备>

主要为了验证改性材料的接触量和优化热处理的影响，准备了以下的试样。

将以摩尔比计的整体组成由Nd_6.6Ce_4.9La_1.6Fe_余量B_6.0Cu_0.1Ga_0.3表示的带坯连铸材料氢化粉碎后，使用喷射磨机将其进一步粉碎，得到了磁性粉末。将该磁性粉末在2T的磁场中成型，得到了压粉体。此时的成型压力为200MPa。将该压粉体在1040℃进行无压烧结历时4小时，得到了烧结磁体。

将得到的烧结磁体切出为4mm×4mm×2mm(t)，作为稀土磁体前体。使具有表8的组成的改性材料扩散渗透至该稀土磁体前体中。扩散渗透时间为165分钟。然后，将使改性材料扩散渗透后的稀土磁体前体以1℃/分钟的速度冷却至500℃，进一步进行炉冷。

炉冷后，对于实施例33～实施例41和实施例45～实施例53的试样，进一步在表8所示的温度下进行热处理(优化热处理)。热处理在氩气气氛下进行。

<实施例30～实施例53的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温下测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表8。

表8-1

表8-2

由表8能够确认：实施例30～实施例53的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。而且，能够确认：与相对于100摩尔份的稀土磁体前体扩散渗透了4.7～5.2摩尔份的改性材料的试样相比，扩散渗透了7.1～7.8摩尔份的改性材料的试样的矫顽力和剩余磁化都更高。另外，能够确认：与相对于100摩尔份的稀土磁体前体扩散渗透了7.1～7.8摩尔份的改性材料的试样相比，扩散渗透了9.5～10.4摩尔份的改性材料的试样存在矫顽力进一步提高的倾向，但剩余磁化的提高正趋于饱和。

另外，由表8能够确认：与未进行优化热处理的试样相比，对于进行了优化热处理的试样，矫顽力提高。而且，能够确认：该矫顽力提高效果在500～550℃下特别高。

<实施例37和比较例14的试样的准备>

主要为了验证高温(75～200℃)下的磁特性，准备了以下的试样。

实施例37的稀土磁体前体的准备方法为已经说明的那样(参照表8等)。而且，除了稀土磁体前体为热塑性加工磁体以外，用与实施例37的稀土磁体前体同样的方法准备了比较例14的稀土磁体前体。即，在实施例37的稀土磁体前体中，主相为微晶，通过磁场成型赋予了各向异性，而在比较例14的稀土磁体前体中，主相为纳米晶，通过热塑性加工赋予了各向异性。

比较例14的稀土磁体前体的准备方法的概要如下。将具有与实施例37的稀土磁体前体相同的组成的熔融金属进行液体急冷，得到超急冷薄带。将该超急冷薄带进行热压(温度：650℃、压力：400MPa)，得到成型体。将该成型体进行热塑性加工(温度：780℃、应变速度：0.1s^-1、加工率：70％)，得到了稀土磁体前体。

使具有表9的组成的改性材料扩散渗透至得到的稀土磁体前体(尺寸：4mm×4mm×2mm(t))中。使改性材料在高温(950℃)下扩散渗透至实施例37的稀土磁体前体中，使改性材料在低温(650℃)下扩散渗透至比较例14的试样中。扩散渗透时间为165分钟。其它条件如表9中所示那样。

<实施例37和比较例14的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温～200℃的范围测定了得到的试样的磁特性。

将结果示于表9。表9中所示的矫顽力和剩余磁化是在室温下测定的。另外，图12是示出对于实施例37和比较例14的试样，温度与矫顽力的关系的坐标图。图13是示出对于实施例37和比较例14，温度与剩余磁化的关系的坐标图。

表9

由表9能够确认：实施例37的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。另外，由图12能够确认：实施例37的试样的矫顽力在各温度下与比较例14的试样几乎同等。而且，由图13能够确认：实施例37的试样的剩余磁化在各温度下优于比较例14的试样的剩余磁化。而且，能够确认：与比较例14的试样相比，实施例37的试样的与温度上升相伴的剩余磁化的下降小。

由此能够确认：与在低温下使改性材料扩散渗透至具有纳米晶化的主相的稀土磁体前体相比，在高温下使改性材料扩散至具有微晶的主相的稀土磁体前体时，矫顽力和剩余磁化这两者优异。

<实施例22、37、44、54和55及比较例14的试样的准备>

主要为了对核部和壳部进行验证，准备了以下的试样。

实施例22、37和44及比较例14的试样的准备方法如已经说明的那样(参照表4、表8和表9等)。另外，除了带坯连铸材料的组成(稀土磁体前体的组成)为表10以外，与实施例37同样地准备了实施例54和55的试样。

<实施例22、37、44、54和55及比较例14的试样的评价>

使用振动试样型磁强计(VSM:Vibrating Sample Magnetometer)在室温测定了得到的试样的磁特性。另外，使用带有球差校正功能的扫描透射型电子显微镜的能量分散型X射线分光分析仪(Cs-STEM-EDX:Corrector-Spherical Aberration-ScanningTransmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectrometry)，对各试样的核部和壳部，分析规定的稀土磁体的含有比例，求出上述的a和b及b/a。另外，求出壳部的厚度。

将结果示于表10。另外，图14A是示出对实施例37的试样进行了Cs-STEM观察的结果的图。图14B是示出对于图14A中示出的部位，使用Cs-STEM-EDX对Ce进行了面分析的结果的图。图14C是示出对于图14A中示出的部位，使用Cs-STEM-EDX对Nd进行了面分析的结果的图。图15A是示出将图14A中被四边形包围的部分放大并进行了Cs-STEM观察的结果的图。图15B是示出将图14A中被四边形包围的部分放大并使用Cs-STEM-EDX对Ce进行了面分析的结果的图。图15C是示出将图14C中被四边形包围的部分放大并使用Cs-STEM-EDX对Nd进行了面分析的结果的图。在图14B～图14C和图15B～图15C中，明视场表示面分析的元素的浓度高。

表10

首先，对在实施例37的试样中求出a和b及b/a的方法进行说明。对试样的切断面进行Cs-STEM观察时，得到如图14A所示那样的图像，但在该状态下，难以识别主相和晶界相及核部和壳部各自的区域。主相和晶界相及核部和壳部各自利用所存在的稀土元素的种类及其含有比例不同，识别主相和晶界相及核部和壳部的区域。

在图14B和图14C中，能够识别为粒子状的区域为主相。在图14B和图14C中，被四边形包围的部分包含能够识别为粒子状的区域(主相)的外缘部，因此如果将被四边形包围的部分放大来观察(参照图15B和图15C)，则能够识别主相的外缘部和晶界相。

在图15B和图15C中，最亮的部分为晶界相。如上述那样，晶界相不具有清楚的晶体结构，但在晶界相整体中成为含有比主相多的稀土元素的“富稀土相”，因此晶界相的位置成为明视场。在实施例37的试样的情况下，使Nd_0.9Cu_0.1合金作为改性材料扩散渗透，因此在图15C(Nd面分析结果)中，晶界相的区域变得特别亮。

在图15B(Ce面分析结果)中，沿着晶界相的暗视场部在图15C(Nd面分析结果)中成为挨着晶界相的的明视场部(虽然没有晶界相的区域那么亮，但为次亮的区域)。因此，该区域中，Ce被排出，并且供给有Nd。而且，该区域是沿着晶界相的，因此能够识别为壳部。而且，能够识别为粒子状的区域中且以壳部为界、位于晶界相(最亮区域)的相反侧的为核部。

对于能够如此识别的核部和壳部，使用Cs-STEM-EDX进行成分分析时，为表11的结果。予以说明，表11中一并记载了由实施例37的稀土磁体前体的整体组成求出的各元素的摩尔比。其为如下那样求得。

根据表10，实施例37的稀土磁体前体的整体组成为式Nd_6.6Ce_4.9La_1.6Fe_余量B_6.0Cu_0.1Ga_0.3。该式也可表示为(Nd_0.50Ce_0.38La_0.12)_13.1Fe_余量B_6.0Cu_0.1Ga_0.3。稀土磁体前体具有主相和晶界相。与主相相比，晶界相包含更多的稀土元素，但在稀土元素的种类为两种以上的情况下，各稀土元素的摩尔比在主相和晶界相中几乎不变。在实施例33的稀土磁体前体的情况下，Nd、Ce和La各自的摩尔比为0.50、0.38和0.12。

表11

表11

由表11能够理解在壳部中，Nd浓缩(富集)。而且，核部中的摩尔比与稀土磁体前体的摩尔比几乎一致。这意味着在主相中，壳部中通过改性材料的扩散渗透从而轻稀土元素(Ce和La)被轻稀土元素以外的稀土元素(Nd)置换，但核部中没有这样的置换。另外，稀土磁体前体的摩尔比从准备稀土磁体前体时的原材料的配比求出，其与使用Cs-STEM-EDX求出的壳部的摩尔比几乎一致。由此可认为，基于使用了Cs-STEM-EDX的分析结果求出的a和b及b/a的值的可靠性高。

根据汇总了依照上述所求得的a和b及b/a的表10，能够确认：a和b及b/a满足规定的范围、并且具有规定的壳厚的实施例的试样的矫顽力和剩余磁化这两者优异。

根据以上的结果，能够确认本公开的稀土磁体及其制造方法的效果。