R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料、R-T-B系稀土族烧结磁铁、R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法和电动机

技术领域

本发明涉及R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金、R-T-B系稀土族烧结磁 铁用合金的制造方法、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料、R-T-B系稀 土族烧结磁铁、R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法和电动机，特别是涉 及可得到具有优异的磁特性、可很好地用于电动机的R-T-B系稀土族烧结 磁铁的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金和R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金 材料。

本申请基于在2011年7月8日在日本提出申请的专利申请 2011-151815号、在2011年10月18日在日本提出申请的专利申请 2011-229289号、在2012年3月16日在日本提出申请的专利申请 2012-060259号、以及在2012年7月3日在日本提出申请的专利申请 2012-149560号主张优先权，将那些内容引用于本申请中。

背景技术

一直以来，R-T-B系稀土族烧结磁铁(以下，有时称为「R-T-B系磁铁 」)被使用于硬盘驱动器的音圈电动机、混合动力汽车和电动汽车的引擎用 电动机等的电动机。

R-T-B系磁铁是通过将以Nd、Fe、B为主成分的R-T-B系合金粉末 成型并烧结来得到的。通常，在R-T-B系合金中，R是Nd、和将Nd的一 部分用Pr、Dy、Tb等其他稀土元素置换的成分。T是Fe和将Fe的一部 分用Co、Ni等其他过渡金属置换的成分。B是硼，将其一部分用C或N 置换。

一般的R-T-B系磁铁的组织，由主要由R2T14B构成的主相、和存在 于主相的晶界且Nd浓度比主相高的R富集相构成。R富集相也被称为晶 界相。

另外，R-T-B系合金的组成，通常为了提高R-T-B系磁铁的组织中的 主相的比例，使得Nd、Fe和B之比尽量接近于R2T14B(例如，参照非专 利文献1)。

另外，在R-T-B系合金中，有时包含R2T17相。已知R2T17相成为 使R-T-B系磁铁的矫顽力和/或方形度降低的原因(例如，参照专利文献1)。 因此，以往在R-T-B系合金中存在R2T17相的情况，用制造R-T-B系磁 铁的烧结过程使其消失。

另外，用于汽车用电动机的R-T-B系磁铁，由于在电动机内暴露于高 温下，所以要求高的矫顽力(Hcj)。

作为使R-T-B系磁铁的矫顽力提高的技术，有将R-T-B系合金的R 由Nd置换为Dy的技术。但是，Dy资源的分布有偏袒，而且其产出量也 有限，因此其供给不稳定。因此，已经研究了不用增多R-T-B系合金所含 有的Dy的含量，就使R-T-B系磁铁的矫顽力提高的技术。

为了使R-T-B系磁铁的矫顽力(Hcj)提高，有添加Al、Si、Ga、Sn等 金属元素的技术(例如，参照专利文献2)。另外，如专利文献2所记载的那 样，已知Al、Si作为不可避免的杂质混入到R-T-B系磁铁中。另外，已知 如果R-T-B系合金中作为杂质含有的Si的含量超过5%，则R-T-B系磁铁 的矫顽力降低(例如，参照专利文献3)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-119882号公报

专利文献2：日本特开2009-231391号公报

专利文献3：日本特开平5-112852号公报

非专利文献

非专利文献1：佐川真人《永久磁石－材料科学と応用》-2008年11 月30日、第1版第2次印刷发行、256页～261页

发明内容

但是，在现有技术中，有时即使向R-T-B系合金中添加Al、Si、Ga、 Sn等金属元素，也不能够得到矫顽力(Hcj)充分高的R-T-B系磁铁。其结 果，即使添加上述金属元素也需要提高Dy浓度。因此，要求获得不提高 R-T-B系合金中所含有的Dy的含量即可得到矫顽力高的R-T-B系磁铁的 R-T-B系合金。

本发明是鉴于上述情况完成的，其目的在于提供一种不用提高R-T-B 系合金中所含有的Dy的含量，即可得到矫顽力高的R-T-B系磁铁的R-T-B 系稀土族烧结磁铁用合金、R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料和使用了 该材料的R-T-B系稀土族烧结磁铁及其制造方法。

另外，目的在于提供一种使用了上述的R-T-B系稀土族烧结磁铁的电 动机。

本发明人为了解决上述课题，反复专心研究。

其结果，发现了R-T-B系磁铁具备主要含有R2Fe14B的主相、和相 比于主相含有更多R的晶界相，通过晶界相包含自以往被认识到的稀土元 素浓度高的晶界相(R富集相)、和相比于以往的晶界相、稀土元素浓度低 且过渡金属元素浓度高的晶界相(过渡金属富集相)，由此可得到矫顽力高 的R-T-B系磁铁。此外，发现了R-T-B系磁铁中所含有的过渡金属富集相 的体积率越多，矫顽力就越提高。

另外，本发明人为了在含有过渡金属富集相的R-T-B系磁铁中有效地 发挥含Dy的矫顽力提高效果，对于R-T-B系合金的组成进行了如下研究。

即，过渡金属富集相，是与其他的晶界相相比、稀土元素的合计原子 浓度低并且Fe的原子浓度高的相。因此，进行了使Fe的浓度增加、或者 使B的浓度减少等的研究。

其结果，发现了在特定的B浓度时矫顽力变为最大。进而，发现了最 佳B浓度根据Dy浓度而变化。

【1】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，由稀土元 素R、以Fe为必要成分的过渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种以 上金属的金属元素M、以及B和不可避免的杂质构成，其含有13～15原子 %的R，含有4.5～6.2原子%的B，含有0.1～2.4原子%的M，余量为T， 全部稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，并且满足下述式1：

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度，上述浓度单位均为原子%。

【2】根据【1】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在 于，含有0.7～1.4原子%的所述M。

【3】根据【1】或【2】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其 特征在于，还含有Si。

【4】根据【1】～【3】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用 合金，其特征在于，含R2T17相的区域的面积率为0.1%以上50%以下。

【5】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，其特征在于，是含 有R-T-B系合金和添加金属的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，

所述R-T-B系合金，由稀土元素R、以Fe为必要成分的过渡金属T、 以及B和不可避免的杂质构成，其含有13～15原子%的R，含有4.5～6.2 原子%的B，余量为T，全部稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，并 且满足下述式1，

所述添加金属，由选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属元素M或含有 所述金属元素M的合金构成，

所述R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料中含有0.1～2.4原子%的所 述金属元素M，

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度，上述浓度单位均为原子%。

【6】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，其特征在于，是含 有R-T-B系合金和添加金属的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，

所述R-T-B系合金，由稀土元素R、以Fe为必要成分的过渡金属T、 选自Al、Ga、Cu中的一种以上的第1金属、以及B和不可避免的杂质构 成，其含有13～15原子%的R，含有4.5～6.2原子%的B，余量为T，全部 稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，并且满足下述式1，

所述添加金属，由选自Al、Ga、Cu中的一种以上的第2金属或含有 所述第2金属的合金构成，

所述R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料含有合计0.1～2.4原子%的 所述第1金属和所述第2金属，

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度，上述浓度单位均为原子%。

【7】根据【5】或【6】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料， 其特征在于，还含有Si。

【8】根据【7】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，其特 征在于，所述R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料中的Si的含量为0.7～1.5 原子%。

【9】根据【5】～【8】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用 合金材料，其特征在于，所述R-T-B系合金中的含R2T17相的区域的面 积率为0.1%以上50%以下。

【10】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法，其特征在于，将 【1】～【4】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金、或者【5】 ～【9】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料进行成型、烧 结。

【11】根据【10】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法，其 特征在于，在800℃～1200℃下进行所述烧结后，在400℃～800℃下进行热 处理。

【12】根据【10】或【11】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造 方法，其特征在于，进行扩散工序，所述扩散工序是使Dy金属或Tb金属、 或者Dy化合物或Tb化合物附着在所述烧结后的R-T-B系磁铁的表面而 进行热处理。

【13】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于，由稀土元素R、 以Fe为必要成分的过渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属 的金属元素M、以及B和不可避免的杂质构成，其含有13～15原子%的R， 含有4.5～6.2原子%的B，含有0.1～2.4原子%的M，余量为T，全部稀土 元素中的Dy的比例为0～65原子%，并且满足下述式1，

其是具备主相和晶界相的烧结体，所述主相主要含有R2Fe14B，所述 晶界相相比于主相含有更多的R，所述晶界相含有：稀土元素的合计原子 浓度为70原子%以上的相、和所述稀土元素的合计原子浓度为25～35原子 %的相，

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度，上述浓度单位均为原子%。

【14】根据【13】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特征在于， 还含有Si。

【15】根据【13】或【14】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁，其特 征在于，所述稀土元素的合计原子浓度为25～35原子%的相的体积率为 0.005～3体积%。

【16】根据【13】～【15】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁， 其特征在于，烧结磁铁表面的Dy或Tb的浓度比烧结磁铁内部的Dy或Tb 的浓度高。

【17】一种电动机，其特征在于，具备【13】～【16】的任一项所述 的R-T-B系稀土族烧结磁铁。

【18】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征在于，由稀土 元素R、以Fe为必要成分的过渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种 以上金属的金属元素M、以及B和不可避免的杂质构成，其含有13～15原 子%的R，含有5.0～6.0原子%的B，含有0.1～2.4原子%的M，余量为T， 全部稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，并具备主要含有R2Fe14B 的主相、和相比于主相含有更多R的合金晶界相，所述合金晶界相的间隔 为3μm以下。

【19】根据【18】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，其特征 在于，还含有Si。

【20】根据【18】或【19】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金， 其特征在于，Fe含量相对于B含量之比即Fe/B为13～16。

【21】根据【18】～【20】的任一项所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁 用合金，其特征在于，B/TRE为0.355～0.38，其中B表示硼元素的浓度， TRE表示稀土元素合计的浓度，上述浓度单位均为原子%。

【22】一种R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，其特征在 于，具备铸造工序，所述铸造工序是采用将合金熔液使用冷却辊冷却的铸 带法进行铸造，而制造铸造合金，

所述合金熔液，由稀土元素R、以Fe为必要成分的过渡金属T、含有 选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属的金属元素M、以及B和不可避免的 杂质构成，其含有13～15原子%的R，含有5.0～6.0原子%的B，含有0.1～2.4 原子%的M，余量为T，全部稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，

在所述铸造工序中进行保温工序，保温工序是在超过800℃的铸造合 金变到低于500℃的温度之前，保持在一定温度10秒～120秒。

【23】根据【22】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方 法，其特征在于，所述合金熔液含有Si。

【24】根据【22】或【23】所述的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金 的制造方法，其特征在于，在含有氦气的气氛中进行所述铸造工序的至少 一部分。

再者，在本说明书中，为了识别R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的晶 界相和R-T-B系稀土族烧结磁铁的晶界相，将磁铁用合金的晶界相称为合 金晶界相。

本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，是B含量满足上述式 1，含有0.1～2.4原子%的金属元素的材料，因此能够充分确保将其成型、 烧结而成的R-T-B系稀土族永久磁铁的过渡金属富集相的体积率，可得到 抑制Dy的含量，并且矫顽力高的本发明的R-T-B系稀土族永久磁铁。

另外，本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁是具有高的矫顽力的烧结磁 铁，因此能够很好地用于电动机等。

本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金，由稀土元素R、以Fe为 必要成分的过渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属的金属 元素M、以及B和不可避免的杂质构成，含有13～15原子%的R、5.0～6.0 原子%的B、0.1～2.4原子%的M，余量为T，全部稀土元素中的Dy的比 例为0～65原子%，并具备主要含有R2Fe14B的主相、和相比于主相含有 更多R的合金晶界相，上述合金晶界相的间隔为3μm以下，在上述情况 下，在微粉碎为3μm以下的粒径时成为合金晶界相附着于粉末的周围的形 状，因此粉末中的合金晶界相的分布变得均匀，晶界相均匀地分布在烧结 体中，因此可得到矫顽力高的本发明的R-T-B系稀土族永久磁铁。其结果， 能够抑制Dy的含量。

本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金的制造方法，是在铸造工序 中，进行超过800℃的铸造合金变到低于500℃的温度之前，维持一定温度 10秒～120秒的保温工序的方法，因此能够充分确保将得到的R-T-B系合 金成型、烧结而成的R-T-B系稀土族永久磁铁的过渡金属富集相的体积率， 可得到抑制Dy的含量，并且矫顽力高的R-T-B系稀土族永久磁铁。

附图说明

图1绘制了使用Dy＝0原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀土 元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。

图2绘制了使用Dy≈3.8原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀 土元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。

图3绘制了使用Dy≈8.3原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀 土元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。

图4绘制了矫顽力变为最大的点的Dy浓度和B/TRE(稀土元素合计的 浓度)之间的关系。

图5是R-T-B系三元状态图。

图6是合金F的截面的反射电子像。

图7是R2T17相生成区域的放大图。

图8是R-T-B系磁铁的显微镜照片，是实验例9的R-T-B系磁铁的反 射电子像。

图9是R-T-B系磁铁的显微镜照片，是实验例6的R-T-B系磁铁的反 射电子像。

图10(a)是本发明的R-T-B系磁铁的显微镜照片，是实验例23的R-T-B 系磁铁的反射电子像，图10(b)是用于说明图10(a)所示的R-T-B系磁铁的 显微镜照片的模式图。

图11是表示合金的制造装置的一例的正面模式图。

图12(a)是表示合金晶界相间的距离和B浓度之间的关系的图，图12(b) 是表示合金晶界相间的距离和B/TRE之间的关系的图，图12(c)是表示合 金晶界相间的距离与Fe/B之间的关系的图。

图13(a)是Fe/B为15.5的铸造合金薄片的截面的显微镜照片，图13(b) 是Fe/B为16.4的铸造合金薄片的截面的显微镜照片。

图14是表示实施例35的合金晶界相间的距离和实施例36的合金晶界 相间的距离的图。

图15是表示制造出的铸造合金从1200℃到50℃之间的经过时间和温 度之间的关系的图，图15(a)表示经过时间0～1秒的范围，图15(b)表示经 过0～250秒的范围，图15(c)表示经过时间0～700秒的范围。

图16(a)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的矫顽力(Hcj)的 图，图16(b)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的磁化(Br)的图， 图16(c)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的磁化(Br)和矫顽力 (Hcj)之间的关系的图。

图17(a)是表示实验例47和实验例48的采用BH波形记录器测定的磁 滞曲线的第二象限的图，图17(b)是表示实验例49和实验例50的采用BH 波形记录器测定的磁滞曲线的第二象限的图，纵轴为磁化J，横轴为磁场 H。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式详细地说明。

[第1实施方式]

[R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金]

本实施方式的R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金(以下，简称为“R-T-B 系合金”)，是通过成型、烧结来得到本发明的R-T-B系稀土族烧结磁铁(以 下，简称为「R-T-B系磁铁」)的，上述R-T-B系磁铁由具备主相和晶界相 的烧结体构成，上述主相主要含有R2Fe14B，上述晶界相相比于主相含有 更多R，且上述晶界相包含R富集相和过渡金属富集相，上述过渡金属富 集相是与R富集相相比、稀土元素浓度较低且过渡金属元素浓度较高的晶 界相。

在本实施方式中，R富集相是稀土元素R的合计原子浓度为70原子 %以上的相。过渡金属富集相是稀土元素R的合计原子浓度为25～35原子 %的相。过渡金属富集相优选含有50～70原子%的以Fe为必要成分的过渡 金属T。

本实施方式的R-T-B系合金，由稀土元素R、以Fe为必要成分的过 渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属的金属元素M、以及 B和不可避免的杂质构成，其是含有13～15原子%的R，含有4.5～6.2原子 %的B，含有0.1～2.4原子%的M，余量为T的R-T-B系合金，且满足下 述式1。另外，本实施方式的R-T-B系合金，是全部稀土元素中的Dy的 比例为0～65原子%的合金。

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度(原子%)、B表示硼元素的浓度(原 子%)、TRE表示稀土元素合计的浓度(原子%)。

在R-T-B系合金中所含有的R的含量低于13原子%时，使用该合金 得到的R-T-B系磁铁的矫顽力变得不充分。另外，在R的含量超过15原 子%时，使用该合金得到的R-T-B系磁铁的剩磁变低，作为磁铁变得不合 适。

R-T-B系合金的全部稀土元素中的Dy的含量设为0～65原子%。在本 实施方式中，通过含有过渡金属富集相，而使得矫顽力提高，因此即使不 含有Dy也可以，在含有Dy的情况下能够以65原子%以下的含量得到高 的矫顽力提高效果。

作为R-T-B系合金的Dy以外的稀土元素，可列举Sc、Y、La、Ce、 Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，其中特别优 选使用Nd、Pr、Tb。另外，R-T-B系合金的R优选以Nd为主成分。

另外，R-T-B系合金中所含有的B为硼，可以用C或N置换其一部分。 B含量为4.5原子%以上、6.2原子%以下，并且满足上述式1。B的含量 更优选为4.8原子%以上，更优选为5.5原子%以下。R-T-B系合金中所含 有的B的含量低于4.5原子%时，使用该合金得到的R-T-B系磁铁的矫顽 力变得不充分。B的含量超过上述式1的范围时，过渡金属富集相的生成 量变得不充分，矫顽力提高不充分。

本实施方式的R-T-B系合金，具备主要含有R2Fe14B的主相、和相 比于主相含有更多R的合金晶界相。合金晶界相可以利用电子显微镜的反 射电子像观测到。合金晶界相中存在实质上仅由R构成的相、和含有R-T-M 的相。

在本实施方式的R-T-B系合金中，为了将合金晶界相的间隔设为3_μm 以下，而将R-T-B系合金中所含有的B含量设为5.0原子%以上、6.0原 子%以下。通过将B含量设为上述范围，合金组织的粒径被微细化、从而 粉碎性提高，在使用该合金制造的R-T-B系磁铁中晶界相均匀地分布，可 得到优异的矫顽力。为了得到粉碎性更优异、合金晶界相的间隔为3μm以 下的微细的合金组织，优选将B的含量设为5.5原子%以下。但是，在R-T-B 系合金中所含有的B的含量低于5.0原子%的情况下，R-T-B系合金的相 邻的合金晶界相间的间隔急剧变宽，变得难以得到合金晶界相的间隔为 3μm以下的微细的合金组织。另外，随着R-T-B系合金中所含有的B的含 量增大，R-T-B系合金的相邻的合金晶界相间的间隔变宽，合金晶粒变大。 另外，B变得过剩，会造成在烧结磁铁中包含B富集相。因此，在B的含 量超过6.0原子%的情况下，有使用该合金制造的R-T-B系磁铁的矫顽力 变得不充分之虞。

另外，为了将合金组织的粒径微细化，提高使用该合金制造的R-T-B 系磁铁的矫顽力，优选R-T-B系合金中所含有的Fe含量相对于B含量的 比(Fe/B)为13～16。另外，在Fe/B为13～16的情况下，在R-T-B系合金的 制造工序和/或R-T-B系磁铁的制造工序中过渡金属富集相的生成得到有 效地促进。但是，在Fe/B超过16时，R-T-B系合金的相邻的合金晶界相 间的间隔急剧变宽，难以得到合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金 组织。

另外，在Fe/B低于13时，随着Fe/B减少，R-T-B系合金的相邻的合 金晶界相间的间隔变宽，合金晶粒变大。因此，在Fe/B低于13的情况下， 有使用该合金制造的R-T-B系磁铁的矫顽力变得不充分之虞。

另外，为了将合金组织的粒径微细化，提高使用该合金制造的R-T-B 系磁铁的矫顽力，优选B/TRE为0.355～0.38。为了得到粉碎性更优异、合 金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组织，更优选B/TRE为0.36以 下。在B/TRE低于0.355的情况下，R-T-B系合金的相邻的合金晶界相间 的间隔急剧变宽，难以得到合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组 织。另外，随着B/TRE增大，R-T-B系合金的相邻的合金晶界相间的间隔 变宽，合金晶粒变大。因此，在B/TRE超过0.38的情况下，有使用该合 金制造的R-T-B系磁铁的矫顽力变得不充分之虞。

另外，R-T-B系合金中所含有的T，是以Fe为必要成分的过渡金属。 作为R-T-B系合金的T中所含有的Fe以外的过渡金属，可以使用各种III B～I B族元素。在R-T-B系合金的T除了Fe以外还含有Co的情况下，能 够改善Tc(居里温度)从而优选。

图1绘制了使用Dy＝0原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀土 元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。在图1中，B/TRE＝0.35时 矫顽力变为最大。

图2绘制了使用Dy＝3.8原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀 土元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。在图2中，B/TRE＝0.37 时矫顽力变为最大。

图3绘制了使用Dy＝8.3原子%的合金制成的烧结磁铁的、B/TRE(稀 土元素合计的浓度)和Hcj(矫顽力)之间的关系。在图3中，B/TRE＝0.39 时矫顽力变为最大。

绘制矫顽力变为最大的点的Dy浓度和B/TRE的关系，如图4那样。 从图4的直线导出下述式。

B/TRE＝0.0049Dy+0.35···式2

矫顽力从最大值降低到低于最大值的90%时的B/TRE的幅度，从图2 和图3可知是最大值的±0.01以外的范围。也就是说，在上述式2的-0.01 以上、+0.01以下的范围内，可得到最大矫顽力的90%以上的矫顽力。若 将该范围设为适当的B/TRE，则适当的B/TRE的范围变为下式式1。

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

满足上述式1的合金，是与以往的R-T-B系合金相比Fe浓度较高、B 浓度较低的合金。图5是R-T-B系三元状态图。在图5中，纵轴表示B 的浓度，横轴表示Nd的浓度，显示出图5中的B和Nd的浓度越低，Fe 浓度就越高。通常用涂满的区域内的组成(例如，在图5中用涂黑的标记△ 表示的组成)铸造合金，制成由主相和R富集相构成的R-T-B系磁铁。但 是，满足上述式1的本发明的R-T-B系合金的组成，如图5中○所示那样， 处于从上述的区域向低B浓度侧偏移的区域。

在制作满足上述式1的R-T-B系合金时在合金中容易生成R2T17相。 已知R2T17相成为使R-T-B系磁铁的矫顽力和/或方形度降低的原因，所 以通常在不生成R2T17相的条件下制造R-T-B系合金。但是，在本发明 中，认为R2T17相在R-T-B系合金的制造工序和/或R-T-B系磁铁的制造 工序中会成为过渡金属富集相的原料。

本发明的R-T-B系合金，优选含R2T17相的区域的面积率为0.1～50%， 更优选为0.1～25%。在含R2T17相的区域的面积率为上述范围的情况下， 过渡金属富集相的生成被有效地促进，可得到充分含有过渡金属富集相的 矫顽力高的R-T-B系磁铁。含R2T17相的区域的面积率为50%以上时， 在R-T-B系磁铁的制造工序中不能够完全地消耗R2T17相，有时R-T-B 系磁铁的矫顽力和/或方形度降低。

此外，在本实施方式的R-T-B系合金中，在含R2T17相的区域的面 积率为0.1～50%的情况下，可得到非常优异的粉碎性。R2T17相与R2T14B 相相比较脆，因此在本发明的R-T-B系合金以面积率计包含0.1～50%的含 R2T17相的区域的情况下，能够形成为容易粉碎、粒径为2μm左右的微粒。

含R2T17相的区域的面积率，可以通过对成为R-T-B系合金的铸造 合金薄片的截面进行显微镜观察来求得。具体地讲以如下的步骤求得。

将铸造合金薄片埋入树脂，在铸造合金薄片的厚度方向上磨削，进行 镜面研磨后，为赋予导电性而蒸镀金或碳，形成为观察试件。利用扫描电 镜将倍率设为300倍或350倍对该试件拍摄反射电子像。

图6中作为一例、显示出了表1所示的合金F的截面的350倍拍摄的 反射电子像。在该像中，观察到灰色的R2T14B相、和白色线状的R富集 相。此外，存在观察到点状的R富集相的区域(用白线围住的区域)。在本 申请中将该区域称为含R2T17相的区域。将该面积在截面照片中占有多大 的比率称为含R2T17相的区域的面积率。

图7是R2T17相生成区域的高倍率的照片。在此在强化对比度时可知， 在上述R2T17相生成区域生成了黑色点状的R2T17相(2-17相)、白色的R 富集相和灰色的主相(2-14-1相)。

可以推断：本实施方式的R-T-B系合金中所含有的金属元素M，在使 在R-T-B系合金的制造时进行的铸造后的铸造合金薄片的冷却速度暂时变 慢的工序(后述的铸造合金的保温工序)、以及用于制造R-T-B系磁铁的烧 结和热处理时，能够促进过渡金属富集相的生成。金属元素M，含有选自 Al、Ga、Cu中的一种以上金属，在R-T-B系合金中包含0.1～2.4原子%。

本实施方式的R-T-B系合金包含0.1～2.4原子%的金属元素M，因此 通过对其进行烧结，可得到含有R富集相和过渡金属富集相的R-T-B系磁 铁。

金属元素M中所含有的选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属，不会对 其他磁特性带来阻碍，在铸造合金的保温工序时、以及R-T-B系磁铁的烧 结和热处理时能够促进过渡金属富集相的生成，有效地使矫顽力(Hcj)提 高。

在金属元素M低于0.1原子%时，有促进过渡金属富集相的生成的效 果不足，在R-T-B系磁铁中不形成过渡金属富集相，不能够使R-T-B系磁 铁的矫顽力(Hcj)充分提高之虞。另外，在金属元素M超过2.4原子%时， R-T-B系磁铁的磁化(Br)、最大磁能积(BHmax)等的磁特性降低。金属元 素M的含量更优选为0.7原子%以上，更优选为1.4原子%以下。

在R-T-B系合金中包含Cu的情况下，Cu的浓度优选为0.07～1原子 %。在Cu的浓度低于0.07原子%的情况下，磁铁变得难以烧结。

另外，在Cu的浓度超过1原子%的情况下，R-T-B系磁铁的磁化(Br) 降低因此不优选。

本实施方式的R-T-B系合金，可以在稀土元素R、以Fe为必要成分 的过渡金属T、含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属的金属元素M、 和B以外，还含有Si。在R-T-B系合金中包含Si的情况下，Si含量优选 为0.7～1.5原子%的范围。通过在上述范围内含有Si，矫顽力更加提高。 无论Si含量低于0.7原子%还是超过1.5原子%，含Si的效果都降低。

另外，R-T-B系合金中所含有的氧、氮和碳的合计浓度高时，在后述 的对R-T-B系磁铁进行烧结的工序中，这些元素和稀土元素R结合从而消 耗稀土元素R。因此，在R-T-B系合金中所含有的稀土元素R之中的，在 烧结形成为R-T-B系磁铁后的热处理中、作为过渡金属富集相的原料被利 用的稀土元素R的量变少。其结果，有过渡金属富集相的生成量变少， R-T-B系磁铁的矫顽力变得不充分之虞。因此，在本实施方式中，R-T-B 系合金中所含有的氧、氮和碳的合计浓度优选为0.5重量%以下。通过将 上述的合计浓度设为上述的浓度以下，能够抑制稀土元素R被消耗从而使 矫顽力(Hcj)有效地提高。

「R-T-B系合金的制造方法」

本发明的R-T-B系合金，例如采用SC(铸带)法，对例如1450℃左右 的温度的规定组成的合金熔液铸造来制造铸造合金薄片。此时，也可以进 行将铸造后的铸造合金薄片的冷却速度在700～900℃暂时地变慢，以促进 合金内成分的扩散的处理(保温工序)。

其后，将得到的铸造合金薄片通过氢破碎法等破碎，通过粉碎机粉碎， 由此得到R-T-B系合金。

在本实施方式中，作为本发明的制造R-T-B系合金的方法的一例，对 使用图11所示的制造装置制造的方法进行说明。

(合金的制造装置)

图11是表示合金的制造装置的一例的正面模式图。

图11所示的合金的制造装置1，具备：铸造装置2、破碎装置21、配 置于破碎装置21下方的加热装置3、和配置于加热装置3下方的储藏容器 4。

破碎装置21是对铸造装置2铸造出的铸造合金块进行破碎，形成为铸 造合金薄片的装置。如图11所示，在破碎装置21和开闭式平台群组32 之间，配置有将铸造合金薄片向加热装置3的开闭式平台群组32上引导的 料斗7。

加热装置3由加热器31和集装箱5构成。集装箱5具备：储藏容器4、 和设置于储藏容器4上部的开闭式平台群组32。开闭式平台群组32包含 多个开闭式平台33。开闭式平台33在「闭」时在其上载置从破碎装置21 供给来的铸造合金薄片，在「开」时将铸造合金薄片送向储藏容器4。

另外，制造装置1中具备使集装箱5活动自如的皮带传送机51(可动装 置)，集装箱5可以通过皮带传送机51沿图11中的左右方向移动。

另外，在图11所示的制造装置1中，具备腔室6。腔室6具备：铸造 室6a、和设置于铸造室6a下方并与铸造室6a连通的保温储藏室6b。在铸 造室6a中收纳有制造装置2，在保温储藏室6b中收纳有加热装置3。

在本实施方式中制造R-T-B系合金时，首先，在未图示的熔化装置中 调制1450℃左右的温度的规定组成的合金熔液。接着，使用未图示的中间 包将得到的合金熔液供给到包含铸造装置2的水冷铜辊的冷却辊22使其凝 固，形成为铸造合金。其后，使铸造合金从冷却辊22脱离，从破碎装置 21的破碎辊之间通过进行破碎，由此形成为铸造合金薄片。

被破碎了的铸造合金薄片，从料斗7通过，堆积在配置于料斗7之下 的、开闭式平台群组32的处于「关」状态的开闭式平台33上。堆积在开 闭式平台33上的铸造合金薄片被加热器31加热。

在本实施方式中，进行在制造出的超过800℃的铸造合金变为低于500 ℃的温度之前，维持一定温度10秒～120秒的保温工序。在本实施方式中， 向开闭式平台33上供给800℃～500℃的温度范围内的铸造合金薄片，从铸 造合金薄片堆积在开闭式平台33上的时刻起开始采用加热器31进行加热。 由此，开始将铸造合金维持一定温度10秒～120秒的保温工序。

然后，堆积在开闭式平台33上的铸造合金薄片，在经过了规定时间的 时刻，开闭式平台33被设为「开」的状态，从而落下到储藏容器4上。由 此，加热器31的热变得不会到达铸造合金薄片，再次开始铸造合金薄片的 冷却，保温工序结束。

可以推断：在进行保温工序的情况下，通过铸造合金中所含有的元素 在铸造合金内移动的元素再配置，含有选自Al、Ga、Cu中的一种以上金 属的金属元素M、和B的成分的交错被促进。由此可以推断：成为合金晶 界相的区域中所含有的B的一部分向主相移动，成为主相的区域中所含有 的金属元素M的一部分向合金晶界相移动。由此推定，由于能够发挥主相 本来的磁铁特性，所以使用该合金的R-T-B系磁铁的矫顽力变高。

在保温工序中的铸造合金的温度超过800℃的情况下，有合金组织粗 大化之虞。另外，在维持一定温度的时间超过120秒的情况下，有时会妨 碍生产率。

另外，在保温工序中的铸造合金的温度低于500℃的情况、以及维持 一定温度的时间低于10秒的情况下，有时不能充分得到保温工序的元素再 配置效果。

再者，在本实施方式中，采用在800℃～500℃的温度范围内将堆积于 开闭式平台33上的铸造合金薄片利用加热器31加热的方法进行保温工序， 但保温工序只要能够在超过800℃的铸造合金变到低于500℃的温度之前， 维持一定温度10秒～120秒即可，不限定于该方法。

另外，在本实施方式的R-T-B系合金的制造方法中，优选将制造R-T-B 系合金的腔室6内设为惰性气体的减压气氛。此外，在本实施方式中，优 选在含有氦气的气氛中进行铸造工序的至少一部分。氦气与氩气相比从铸 造合金带走热的能力高，能够容易地加速铸造合金的冷却速度。

作为在含有氦气的气氛中进行铸造工序的至少一部分的方法，可列举 例如，向腔室6的铸造室6a内以规定流量供给作为惰性气体的氦气的方法。 该情况下，铸造室6a内变为含有氦气的气氛，因此能够效率良好地将铸造 装置2铸造出的、被冷却辊22骤冷的铸造合金中的没有与冷却辊22接触 的面冷却。因此，铸造合金的冷却速度变快，合金组织的粒径被微细化， 粉碎性优异，可容易地得到合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组 织，能够提高使用该合金制造的R-T-B系磁铁的矫顽力。另外，在将铸造 室6a内设为含有氦气的气氛的情况下，铸造合金的冷却速度变快，因此能 够将待堆积在开闭式平台33上的铸造合金薄片的温度容易地设为800℃以 下。

另外，在本实施方式的R-T-B系合金的制造方法中，优选将保温工序 后的铸造合金薄片在含有氦气的气氛中冷却。由此，作为保温工序后的铸 造合金的铸造合金薄片的冷却速度变快，因此可容易地得到合金组织被进 一步微细化，粉碎性优异，合金晶界相的间隔为3μm以下的微细的合金组 织。作为将保温工序后的铸造合金薄片在含有氦气的气氛中冷却的方法， 可列举例如，向装有从开闭式平台33落下来的铸造合金薄片的储藏容器4 内以规定流量供给氦气的方法。

再者，在本实施方式中，对于采用SC法制造R-T-B系合金的情况进 行了说明，但本发明中使用的R-T-B系合金不限定为采用SC法制造的合 金。例如，R-T-B系合金也可以采用离心铸造法、叠箱铸型(book mold)法 等铸造。

氢破碎法，例如，可利用下述步骤进行：在室温下使铸造合金薄片吸 藏氢气，在300℃左右的温度下在氢气中热处理后，进行减压以脱去氢气， 其后，在500℃左右的温度下热处理以除去铸造合金薄片中的氢气。在氢 破碎法中吸藏了氢气的铸造合金薄片体积发生膨胀，所以在合金内部容易 产生大量裂纹(龟裂)，从而被破碎。

另外，作为使已进行了氢破碎的铸造合金薄片粉碎的方法，可利用气 流磨等。将已进行了氢破碎的铸造合金薄片放入气流磨粉碎机中，使用例 如0.6MPa的高压氮气微粉碎成1～4.5μm的平均粒度，从而制成粉末。减 小粉末的平均粒度时可以使烧结磁铁的矫顽力提高。但是，如果粒度太小， 则粉末表面容易被氧化，矫顽力反而降低。

「R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法」

接着，说明使用这样得到的本实施方式的R-T-B系合金制造R-T-B系 磁铁的方法。

作为本实施方式的制造R-T-B系磁铁的方法，例如，可列举向本实施 方式的R-T-B系合金的粉末中添加作为润滑剂的0.02质量%～0.03质量% 的硬脂酸锌，使用横向磁场中成型机等进行压制成型，在真空中进行烧结， 其后进行热处理的方法等。

当在800℃～1200℃、更优选在900℃～1200℃下进行烧结后，在400℃ ～800℃下进行热处理的情况下，更加容易在R-T-B系磁铁中生成过渡金属 富集相，可得到矫顽力更高的R-T-B系磁铁。

在本实施方式中，通过满足上述式1来在R-T-B系合金中生成R2T17 相。可以推测为：在R-T-B系合金烧结形成R-T-B系磁铁后的热处理中， R2T17相能够作为过渡金属富集相的原料使用。

烧结后的热处理可以仅为一次也可以为两次以上。例如，在仅进行一 次烧结后的热处理的情况下，优选在500℃～530℃进行热处理。另外，在 进行两次烧结后的热处理的情况下，优选在530℃～800℃的温度、和400 ℃～500℃的温度两个阶段的温度下进行热处理。

在两个阶段的温度下进行热处理的情况下，如以上所示，可以推断： 由于过渡金属富集相的生成被促进，因此可得到矫顽力更优异的R-T-B系 磁铁。

即，在两个阶段的温度下进行热处理的情况下，在第1次的530～800 ℃的热处理中，R富集相成为液相围绕在主相(2-14-1相)的周围。由此，在 第2次的400～500℃的热处理中，R富集相、2-17相(R2T17相)和金属元 素M的反应被促进，过渡金属富集相的生成被促进。

在本实施方式的R-T-B系磁铁的制造方法中，作为R-T-B系合金，使 用B含量满足上述式1，含有0.1～2.4原子%的金属元素M的合金，因此 可得到下述本发明的R-T-B系磁铁：由具备主相和晶界相的烧结体构成， 所述主相主要含有R2Fe14B，上述晶界相相比于主相含有更多R，且上述 晶界相含有稀土元素的合计原子浓度为70原子%以上的R富集相、和稀 土元素的合计原子浓度为25～35原子%的过渡金属富集相。

此外，通过在本发明的范围调节本实施方式的R-T-B系合金中所含有 的金属元素的种类和使用量、含R2T17相的区域的体积率、R-T-B系合金 的组成，并且调整烧结温度和烧结后的热处理等的条件，可以将R-T-B系 磁铁中的过渡金属富集相的体积率容易地调节到0.005～3体积%的优选范 围。

并且，通过调整R-T-B系磁铁中的过渡金属富集相的体积率，可得到 抑制Dy的含量，并且具有符合用途的规定的矫顽力的R-T-B系磁铁。

另外，可以推断：本发明的R-T-B系磁铁中得到的矫顽力(Hcj)的提高 效果，是在晶界相中形成了以高浓度含有Fe的过渡金属富集相所带来的。 本发明的R-T-B系磁铁中所含有的过渡金属富集相的体积率，优选为 0.005～3体积%，更优选为0.1%～2体积%。

过渡金属富集相的体积率为上述范围内时，可更加有效地得到在晶界 相中包含过渡金属富集相所带来的矫顽力提高效果。与此相对，在过渡金 属富集相的体积率低于0.1体积%时，会有矫顽力(Hcj)的提高效果变得不 充分的顾虑。另外，在过渡金属富集相的体积率超过3体积%时，会发生 剩磁(Br)、最大磁能积((BH)max)降低等，对磁特性带来恶劣影响，因此不 优选。

过渡金属富集相中的Fe的原子浓度优选为50～70原子%。过渡金属富 集相中的Fe的原子浓度为上述范围内时，可更加有效地得到含过渡金属富 集相的效果。与此相对，在过渡金属富集相的Fe的原子浓度低于上述范围 时，会有在晶界相中含过渡金属富集相所带来的矫顽力(Hcj)提高效果变得 不充分的顾虑。另外，在过渡金属富集相的Fe的原子浓度超过上述范围时， 有R2T17相或Fe析出，对磁特性带来恶劣影响的顾虑。

在本发明中，R-T-B系磁铁的过渡金属富集相的体积率，采用以下所 示的方法调查。首先，将R-T-B系磁铁埋入导电性的树脂，磨削与取向方 向平行的面，然后进行镜面研磨。接着，利用反射电子像以1500倍左右的 倍率观察镜面研磨过的表面，根据其对比度识别主相、R富集相、过渡金 属富集相。其后，对过渡金属富集相算出每一截面的面积率，再假定其为 球状算出体积率。

本实施方式的R-T-B系磁铁，是将B/TRE含量满足上述式1、且含有 0.1～2.4原子%的金属元素M的R-T-B系合金成型、烧结而成的磁铁，晶 界相含有R富集相和过渡金属富集相，过渡金属富集相是相比于R富集相、 稀土元素的合计原子浓度较低、相比于R富集相、Fe的原子浓度较高的相， 因此是抑制Dy的含量，并且具有高的矫顽力，具有可很好地用于电动机 的优异的磁特性的磁铁。

再者，在本实施方式中，也可以通过在烧结后的R-T-B系磁铁的表面 附着Dy金属或Dy化合物，进行热处理，使Dy向烧结磁铁内部扩散，来 形成为烧结磁铁表面的Dy浓度比内部的Dy浓度高的R-T-B系磁铁，进 而提高矫顽力。

作为制造烧结磁铁表面的Dy浓度比内部的Dy浓度高的R-T-B系磁 铁的方法，具体地讲，可列举以下所示的方法。例如，通过在由乙醇等的 溶剂和三氟化镝(DyF₃)以规定比例混合而成的涂布液中，浸渍烧结后的 R-T-B系磁铁，来对R-T-B系磁铁涂布涂布液。其后，对涂布有涂布液的 R-T-B系磁铁，实行进行两阶段的热处理的扩散工序。具体地讲，进行在 氩气气氛中以900℃的温度将涂布有涂布液的R-T-B系磁铁加热一小时左 右的第1热处理，将第1热处理后的R-T-B系磁铁暂且冷却到室温。其后， 进行在氩气气氛中以500℃的温度将R-T-B系磁铁再次加热一小时左右的 第2热处理，冷却到室温。

作为上述方法以外的在烧结后的R-T-B系磁铁的表面附着Dy金属或 Dy化合物的方法，也可以采用使金属气化而在磁铁表面附着它们的膜的方 法、使有机金属分解而在表面附着膜的方法等。

再者，也可以在烧结后的R-T-B系磁铁的表面，附着Tb金属或Tb 化合物替代Dy金属或Dy化合物而进行热处理。该情况下，可以通过例如 在烧结后的R-T-B系磁铁的表面涂布含有Tb的氟化物的涂布液，进行热 处理使Tb向烧结磁铁内部扩散，来形成为烧结磁铁表面的Tb浓度比内部 的Tb浓度高的R-T-B系磁铁，进而提高矫顽力。

另外，也可以通过在R-T-B系磁铁的表面蒸镀金属Dy、金属Tb进行 热处理，使Dy、Tb向烧结磁铁内部扩散，来进一步提高矫顽力。本实施 方式的R-T-B系磁铁中，可以毫无障碍地使用这样的技术。

R-T-B系磁铁的矫顽力(Hcj)越高越好，在作为汽车等的电动动力转向 装置的电动机用的磁铁使用的情况下，优选为20kOe以上，在作为电动汽 车的电动机用的磁铁使用的情况下，优选为30kOe以上。在电动汽车的电 动机用的磁铁中矫顽力(Hcj)低于30kOe时，有时作为电动机的耐热性不 足。

[第2实施方式]

在第1实施方式中，使用含有金属元素的R-T-B系合金制造了R-T-B 系磁铁，但在第2实施方式中，与第1实施方式不同，使用下述R-T-B系 稀土族烧结磁铁用合金材料(以下，简称为「R-T-B系合金材料」)制造R-T-B 系磁铁，该R-T-B系合金材料包含作为不含有金属元素的粉末的R-T-B系 合金、和添加金属。

本实施方式的R-T-B系合金材料，是通过与上述的第1实施方式同样 地成型、烧结，来得到上述第1实施方式的R-T-B系磁铁的合金材料。

本实施方式的R-T-B系合金材料，是含有R-T-B系合金和添加金属的 R-T-B系合金材料，上述R-T-B系合金由稀土元素R、以Fe为必要成分 的过渡金属T、以及B和不可避免的杂质构成，其含有13～15原子%的R， 含有4.5～6.2原子%的B，余量为T，全部稀土元素中的Dy的比例为0～65 原子%，并且满足下述式1，上述添加金属由选自Al、Ga、Cu中的一种 以上金属元素M或含有上述金属元素M的合金构成，R-T-B系合金材料 中含有0.1～2.4原子%的金属元素M。

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度(原子%)。

在本实施方式的R-T-B系合金材料中，作为R-T-B系合金，使用除了 不含有金属元素M以外与第1实施方式的R-T-B系合金相同的合金，可 以与第1实施方式的R-T-B系合金同样地制造。因此，省略对本实施方式 的R-T-B系合金材料中所含有的R-T-B系合金进行说明。

在本实施方式的R-T-B系合金材料中所含有的R-T-B系合金中，与第 1实施方式的R-T-B系合金同样地优选含R2T17相的区域的面积率为 0.1～50%的合金，更优选为0.1～25%的合金。在含R2T17相的区域的面积 率为上述范围的情况下，过渡金属富集相的生成被有效地促进，可得到充 分含有过渡金属富集相的矫顽力高的R-T-B系磁铁。在含R2T17相的区 域的面积率为50%以上时，有时在R-T-B系磁铁的制造工序中不能够完全 消耗R2T17相，R-T-B系磁铁的矫顽力和/或方形度降低。

此外，在本实施方式R-T-B系合金材料中所含有的R-T-B系合金中， 含R2T17相的区域的面积率为0.1～50%的情况下，可得到非常优异的粉碎 性，因此可容易地粉碎从而形成为粒径2μm左右的微粒。

再者，本实施方式的R-T-B系合金材料中所含有的R-T-B系合金的含 R2T17相的区域的面积率，可以与第1实施方式的R-T-B系合金同样地求 得。

本实施方式的R-T-B系合金材料中所含有的添加金属，由选自Al、 Ga、Cu中的一种以上金属元素M或含有上述金属元素M的合金构成。

可以推断：金属元素M在用于制造R-T-B系磁铁的烧结和热处理时 是促进过渡金属富集相生成的物质。

金属元素M在R-T-B系合金材料中含有0.1～2.4原子%。金属元素M 的含量更优选为0.7原子%以上，更优选为1.4原子%以下。本实施方式的 R-T-B系合金材料，含0.1～2.4原子%金属元素M，因此通过将其烧结， 可得到含有R富集相和过渡金属富集相的R-T-B系磁铁。

金属元素M中所含有的选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属，不会对 其他的磁特性带来阻碍，在R-T-B系磁铁的烧结和热处理时能够促进过渡 金属富集相生成，有效地使矫顽力(Hcj)提高。

金属元素M低于0.1原子%时，有促进过渡金属富集相的生成的效果 不足，在R-T-B系磁铁中不形成过渡金属富集相，不能够充分提高R-T-B 系磁铁的矫顽力(Hcj)之虞。另外，金属元素M超过2.4原子%时，R-T-B 系磁铁的磁化(Br)、最大磁能积(BHmax)等的磁特性降低。

在R-T-B系合金材料中包含Cu的情况下，Cu的浓度优选为0.07～1 原子%。在Cu的浓度低于0.07原子%的情况下，磁铁变得难以烧结。另 外，在Cu的浓度超过1原子%的情况下，R-T-B系磁铁的磁化(Br)降低， 因此不优选。

本实施方式的R-T-B系合金材料，在R-T-B系合金和添加金属以外， 还可以含有Si。在R-T-B系合金材料中包含Si的情况下，Si含量优选为 0.7～1.5原子%的范围。通过在上述范围内含有Si，矫顽力更加提高。无论 Si含量低于0.7原子%还是超过1.5原子%，含Si的效果都降低。

「R-T-B系合金材料的制造方法」

本发明的R-T-B系合金材料中所含有的R-T-B系合金，可以与第1实 施方式的R-T-B系合金同样地制造。并且，通过将得到的R-T-B系合金的 粉末、和添加金属的粉末混合，可得到R-T-B系合金材料。

「R-T-B系稀土族烧结磁铁的制造方法」

可以使用这样得到的本实施方式的R-T-B系合金材料，与使用第1实 施方式的R-T-B系合金的情况同样地制造R-T-B系磁铁。

再者，为了提高R-T-B系磁铁的矫顽力，通常将R-T-B系合金的粉末 的粒度以d50计设为4～5μm，但若将其大小进一步减小从而减小R-T-B系 磁铁中的粒子的大小，则可以进一步提高矫顽力。

再者，在本实施方式中，也可以与第1实施方式同样，通过在R-T-B 系磁铁的表面涂布Dy、Tb的氟化物并进行热处理，使Dy、Tb向烧结磁 铁内部扩散，来进一步提高矫顽力。另外，也可以通过在R-T-B系磁铁的 表面蒸镀金属Dy、金属Tb并进行热处理，使Dy、Tb向烧结磁铁内部扩 散，来进一步提高矫顽力。

在本实施方式的R-T-B系磁铁的制造方法中，作为R-T-B系合金材料， 使用B含量满足上述式1，含有0.1～2.4原子%的金属元素M的合金材料， 因此可得到下述本发明的R-T-B系磁铁：其由具备主相和晶界相的烧结体 构成，上述主相主要含有R2Fe14B，上述晶界相相比于主相含有更多R， 且含有稀土元素的合计原子浓度为70原子%以上的R富集相、和稀土元 素的合计原子浓度为25～35原子%的过渡金属富集相。

此外，通过在本发明的范围调节本实施方式的R-T-B系合金材料中所 含有的金属元素M的种类和使用量、含R2T17相的区域的体积率、R-T-B 系合金的组成，并且调整烧结温度和烧结后的热处理等的条件，可以将 R-T-B系磁铁中的过渡金属富集相的体积率容易地调节到0.005～3体积% 的优选范围。并且，通过调整R-T-B系磁铁中的过渡金属富集相的体积率， 可得到抑制Dy的含量，并且具有符合用途的规定矫顽力的R-T-B系磁铁。

本实施方式的R-T-B系磁铁，是将B/TRE含量满足上述式1、含0.2～5 原子%金属元素M的R-T-B系合金材料进行成型、烧结而成的，晶界相 含有R富集相和过渡金属富集相，过渡金属富集相与R富集相相比、稀土 元素的合计原子浓度低，与R富集相相比、Fe的原子浓度高，因此是抑制 Dy的含量，并且具有高的矫顽力，具有可很好地用于电动机的优异的磁特 性的磁铁。

[第3实施方式]

在第2实施方式中，对于含有R-T-B系合金和添加金属的R-T-B系合 金材料进行了说明，其中R-T-B系合金是不含有金属元素的粉末，但在本 实施方式中，对于包含含有金属元素的R-T-B系合金和添加金属的R-T-B 系合金材料进行说明。即，在本发明中，使R-T-B系合金材料中含有金属 元素，这可以在R-T-B系合金的铸造阶段，可以在R-T-B系合金的烧结阶 段，也可以在两阶段中添加金属元素。

在第3实施方式中，使R-T-B系合金材料中含有的金属元素的一部分 含在R-T-B系合金中，将该R-T-B系合金的粉末和剩余的金属元素混合， 由此形成为R-T-B系合金材料，使用该合金材料制造R-T-B系磁铁。

本实施方式的R-T-B系合金材料，是通过与上述的第1实施方式和第 2实施方式同样地成型、烧结，来得到上述第1实施方式和第2实施方式 的R-T-B系磁铁的合金材料。

本实施方式的R-T-B系合金材料，是含有R-T-B系合金和添加金属的 R-T-B系合金材料，上述R-T-B系合金由稀土元素R、以Fe为必要成分 的过渡金属T、选自Al、Ga、Cu中的一种以上的第1金属、以及B和不 可避免的杂质构成，其含有13～15原子%的R，含有4.5～6.2原子%的B， 余量为T，全部稀土元素中的Dy的比例为0～65原子%，并且满足下述式 1，上述添加金属由选自Al、Ga、Cu中的一种以上的第2金属或含有上述 第2金属的合金构成，上述R-T-B系合金材料合计含有0.1～2.4原子%的 上述第1金属和上述第2金属。

0.0049Dy+0.34≤B/TRE≤0.0049Dy+0.36···式1

在式1中，Dy表示Dy元素的浓度，B表示硼元素的浓度，TRE表示 稀土元素合计的浓度(原子%)。

第1金属和第2金属，全都是选自Al、Ga、Cu中的一种以上金属， 第1金属和第2金属的合计是与上述的第1实施方式和第2实施方式中的 金属元素M相同的组成。

另外，R-T-B系合金材料中第1金属和第2金属的合计含量，与上述 的第1实施方式和第2实施方式中的金属元素M相同。

本实施方式的R-T-B系合金材料，除了R-T-B系合金含有第1金属以 外与第2实施方式相同，R-T-B系磁铁与第1实施方式和第2实施方式是 同样的。因此，省略其说明。

在此，对于本发明的R-T-B系磁铁中所含有的过渡金属富集相的生成 方法详细说明。

可以认为：在本发明中，在制造中途的R-T-B系合金和/或制造中途的 R-T-B系磁铁中所含有的R2T17相，在R-T-B系合金的制造工序和/或 R-T-B系磁铁的制造工序中进行的一次或多次热处理中被用作R-T-B系磁 铁的过渡金属富集相的原料，生成过渡金属富集相。

使过渡金属富集相生成的热处理的条件，根据作为过渡金属富集相的 原料与R2T17相一同使用的金属元素M的种类和使用量、R-T-B系合金 中和/或烧结后的R-T-B系磁铁中所含有的R2T17相的生成量、R-T-B系 磁铁的组成、必要的过渡金属富集相的生成量等来决定。

使过渡金属富集相生成的热处理，具体地讲，对于制造中途的R-T-B 系合金和/或制造中途的R-T-B系磁铁，优选在400～800℃的温度下，更优 选在450～650℃的温度下进行一次或多次，优选在R-T-B系合金的制造工 序和/或R-T-B系磁铁的制造工序中合计进行0.5～5小时，更优选进行1～3 小时。

使过渡金属富集相生成的热处理的温度低于400℃时，热处理时的稀 土元素R和2-17相(R2T17相)和金属元素M的反应变得不充分，有时过 渡金属富集相不会充分生成。当使过渡金属富集相生成的热处理的温度超 过800℃时，发生原子的再配置，有时过渡金属富集相不会充分生成。

另外，在使过渡金属富集相生成的热处理的合计时间低于0.5小时时， 热处理时的稀土元素R和2-17相(R2T17相)和金属元素M的反应变得不 充分，有时过渡金属富集相的生成量变得不充分。在使过渡金属富集相生 成的热处理的合计时间超过5小时时，由于热处理时间长而对生产率带来 阻碍因此不优选。

使过渡金属富集相生成的热处理，在R-T-B系合金的制造工序和/或 R-T-B系磁铁的制造工序中进行一次或多次，可以是仅以生成过渡金属富 集相为目的的热处理，也可以是出于烧结等其他目的进行的热处理兼作为 生成过渡金属富集相的热处理。生成过渡金属富集相的热处理的次数没有 特别限定，但为了充分生成过渡金属富集相，优选进行多次。

具体地讲，作为生成过渡金属富集相的热处理，可列举选自以下热处 理中的一种以上的处理等：将制造R-T-B系合金时进行的铸造后的铸造合 金薄片的冷却速度暂时地变慢从而促进合金内的成分的扩散的处理(保温 工序)，制造R-T-B系磁铁时进行的用于烧结R-T-B系磁铁的热处理，使 烧结后的R-T-B系磁铁生成过渡金属富集相的热处理，以及、用于使Dy、 Tb向烧结后的R-T-B系磁铁的内部扩散的热处理。

再者，生成过渡金属富集相的热处理，优选在400～800℃的温度下进 行，但在上述范围内的最佳温度，根据要热处理的R-T-B系合金或R-T-B 系磁铁的组织的状态的不同而不同，因此例如，在烧结前和烧结后不同， 根据是从R-T-B系合金的铸造工序到R-T-B系磁铁完成之间的哪个工序中 进行热处理而适当决定。

另外，通过生成过渡金属富集相的热处理得到的过渡金属富集相的生 成量，有随着生成过渡金属富集相的热处理时间的增大而增加的倾向。但 是，在进行生成过渡金属富集相的热处理之后的工序中，在R-T-B系合金 或R-T-B系磁铁成为过渡金属富集相的分解温度以上的高温的情况下，有 生成的过渡金属相的一部分或全部分解而减少的可能性。

在生成过渡金属富集相的热处理中，推测为进行下述(式3)和/或(式4) 所示的反应。

更详细地讲，可以推断：在热处理中被作为过渡金属富集相的原料使 用的金属元素M，在作为被加热处理材料的R-T-B系合金中或R-T-B系 磁铁中单独存在的情况下，在生成过渡金属富集相的热处理中进行下述的 式3所示的反应。

R(稀土元素)+R2T17(R2T17相)+M(金属元素)

→R6T13M(过渡金属富集相)式3

作为在被加热处理材料中金属元素M单独存在的情况，可列举例如， 在使用包含R-T-B系合金和添加金属的R-T-B系合金材料制造R-T-B系 磁铁时进行的用于烧结的热处理等，该R-T-B系合金不含有金属元素。

另外，可以推断：在金属元素M含在被加热处理材料中的合金晶界相 内或晶界相内的情况下，在生成过渡金属富集相的热处理中进行下述的式 4所示的反应。

RM(含有金属元素的稀土元素)+R2T17(R2T17相)

→R6T13M(过渡金属富集相)···式4

作为金属元素M含在被加热处理材料中的合金晶界相内或晶界相内 的情况，可列举例如，使用含有金属元素的R-T-B系合金制造R-T-B系磁 铁时进行的用于烧结的热处理等。

可以推断：在包含金属元素M在被加热处理材料中单独存在、和含在 合金晶界相或晶界相内这两情况时，在生成过渡金属富集相的热处理中同 时进行上述的式3所示的反应和式4所示的反应。作为该情况，可列举例 如，使用包含含有金属元素的R-T-B系合金和添加金属的R-T-B系合金材 料制造R-T-B系磁铁时进行的用于烧结的热处理等。

R-T-B系合金中的R2T17相的大小优选较小。R2T17相的大小较大时， 有时即使发生式3或式4所示的反应也不能够使R2T17相完全消失，在 R-T-B系磁铁内残留R2T17相从而矫顽力或方形度恶化。具体地讲，R2T17 相的大小优选为10μm以下，更优选为3μm以下。再者，所谓在此的R2T17 相的大小，是R2T17相单体的大小，不是R2T17相的存在区域的大小。

可以推测为：在本发明中通过这样进行上述的生成过渡金属富集相的 热处理，如式3和/或式4所示，以R2T17相、和含有金属元素M的稀土 元素R(或者金属元素M和稀土元素R)为原料，生成R-T-B系磁铁的过渡 金属富集相。

实施例

「实验例1～17、41～46」

称量Nd金属(纯度99重量%以上)、Pr金属(纯度99重量%以上)、 Dy金属(纯度99重量%以上)、硼铁(Fe80%、B20重量%)、铁块(纯度99 重量%以上)、Al金属(纯度99重量%以上)、Ga金属(纯度99重量%以上)、 Cu金属(纯度99重量%)，使得成为表1所示的合金A～L、N～Q和T～Z的 合金组成，再称量2.3原子%的Co金属(纯度99重量%以上)，填装到氧 化铝坩埚中。

再者，表1所示的合金组成中记载的Si含量，不是在合金中有意含有 的含量，而是在合金中作为杂质包含的Si含量。另外，合金N不是有意地 含有金属元素M而制成的，合金O是作为金属元素M仅有意地添加Al 而制成的，合金P是作为金属元素M仅有意地添加Ga而制成的，合金Q 是作为金属元素M仅有意地添加Cu而制成的。另外，合金N、P和Q中 所含有的Al不是有意添加的，而是从氧化铝坩埚混入的。

其后，将装有氧化铝坩埚的高频真空感应炉的炉内用Ar气置换，加 热到1450℃进行熔融，向水冷铜辊浇注熔液，以辊圆周速度为1.0m/秒、 平均厚度为0.3mm左右的方式采用SC(带铸)法得到铸造合金薄片。

接着，采用以下所示的氢破碎法破碎铸造合金薄片。首先，将铸造合 金薄片粗粉碎使得直径成为5mm左右，放到室温的氢气中使其吸藏氢气。 接着，进行将粗粉碎并吸藏了氢气的铸造合金薄片在氢气中加热到300℃ 的热处理。其后采用下述方法进行破碎：进行减压来脱氢气，再进行加热 到500℃的热处理，将铸造合金薄片中的氢气释放除去，冷却到室温。

接着，向已被氢破碎的铸造合金薄片中添加作为润滑剂的硬脂酸锌 0.025重量%，采用气流磨(ホソカワミクロン100AFG)，使用0.6MPa的 高压氮气，将已进行了氢破碎的铸造合金薄片微粉碎成为4.5μm的平均粒 度(d50)从而得到R-T-B系合金粉末。

采用以下所示的方法调查这样得到的合金A～L、N～Q和T～Z的R2T17 相的面积率。

将铸造合金薄片之中的平均厚度±10%以内的厚度埋入树脂，在厚度 方向上磨削截面，将该截面镜面研磨，然后为了赋予导电性而蒸镀金或碳， 制成观察试件。对该试件利用扫描电镜(日本电子JSM-5310)将倍率设为 350倍拍摄反射电子像。

图6中作为一例显示出了合金F的反射电子像。另外，将合金A～L、 N～Q和T～Z之中测得的合金的R2T17相的面积率示于表4。表4中，“-” 表示未测定。

接着，使用横向磁场中成型机，以0.8吨/cm²的成型压力将这样得到 的R-T-B系合金粉末压制成型，形成为压粉体。其后，在真空中以900～1200 ℃的温度烧结所得到的压粉体。其后在800℃和500℃两个阶段的温度下热 处理并冷却，由此制作出实验例1～实验例17、实验例41～实验例46的R-T-B 系磁铁。

然后，利用BH波形记录器(东英工业TPM2-10)测定得到的实验例1～ 实验例17、实验例41～实验例46的R-T-B系磁铁各自的磁特性。将其结 果示于表4。

「实验例18～33」

准备由实验例1～17中得到的R-T-B系合金构成的粉末(合金A～H、 J～L、N～Q)和合金R的粉末，以及平均粒度(d50)为4.35μm的Si粉末，混 合两者以成为表2所示的烧结磁铁的组成，制造出实验例18～实验例33的 R-T-B系合金材料。再者，Si粉末的粒度采用激光衍射计测定。

接着，使用这样得到的R-T-B系合金材料，以与实验例1～实验例15 相同的步骤制作出R-T-B系磁铁。

然后，与实验例1～实验例17同样地利用BH波形记录器(东英工业 TPM2-10)测定得到的实验例18～实验例33的R-T-B系磁铁各自的磁特性。 将其结果示于表5。

「实验例34」

称量Nd金属(纯度99重量%以上)、Pr金属(纯度99重量%以上)、 Dy金属(纯度99重量%以上)、硼铁(Fe80%、B20重量%)、铁块(纯度99 重量%以上)、Si金属(纯度99重量%以上)、Al金属(纯度99重量%以上)、 Ga金属(纯度99重量%以上)、Cu金属(纯度99重量%)，使得成为表3所 示的合金S的成分组成，再称量2.3原子%的Co金属(纯度99重量%以上)， 填装到氧化铝坩埚中，采用与实验例1～17相同的步骤，得到R-T-B系合 金粉末，使用该粉末采用与实验例1～17相同的步骤制作出R-T-B系磁铁。

然后，与实验例1～实验例17同样地利用BH波形记录器(东英工业 TPM2-10)测定得到的实验例34的R-T-B系磁铁的磁特性。将其结果示于 表6。

表1

表2

表3

表4

表5

表6

在表4～表6中，所谓「Hcj」是矫顽力，所谓「Br」是剩磁，所谓「SR」 是方形度(角形性)，所谓「BHmax」是最大磁能积。另外，这些磁特性的 值分别是5个R-T-B系磁铁测定值的平均值。

另外，采用以下所示的方法调查了实验例3～实验例28、实验例34的 R-T-B系磁铁的过渡金属富集相的体积率。

将R-T-B系磁铁埋入导电性的树脂，磨削平行于取向方向的面，进行 镜面研磨。将该表面利用反射电子像以1500倍左右的倍率观察，根据其对 比度识别主相、R富集相、过渡金属富集相。

例如，图9、11分别为实验例6、23中得到的R-T-B系磁铁的反射电 子像。从图9、11可知在灰色的R2T14B相的晶界存在着白色的R富集相、 淡灰色的过渡金属富集相。

根据这样的反射电子像，算出过渡金属富集相在每一截面的面积率， 再假定其为球状，算出各实验例的体积率。

将其结果示于表4～表6。表4～表6中，“-”表示未测定。

另外，通过使用FE-EPMA(电子探针分析仪(Electron Probe Micro  Analyzer))调查主相和晶界相的组成，确认到实验例18～实验例34的R-T-B 系磁铁，主要由主要含有R2Fe14B的主相、R富集相、过渡金属富集相构 成。

如表1和表4所示，在B不满足式1的实验例8和9中，Dy的含量 为相同程度，与B满足式1的实验例6相比，矫顽力(Hcj)变低。

Si的添加量为0.7～1.5原子%的范围的实验例23，与添加金属的含量 超过本发明的上限的实验例29相比，矫顽力(Hcj)变高。

另外，图1是表示实验例1～4、18～21的B/TRE(稀土元素合计的浓度) 和矫顽力(Hcj)之间的关系的图。实验例1～4、18～21的R-T-B系磁铁不含 Dy，但如实验例1～4、18～21所示，通过添加添加金属Si(实验例18～21)， 矫顽力(Hcj)变高。

此时，估计最佳的B/TRE的宽度相对于峰为±0.1左右。

另外，图2是表示实验例5～9、22～25的B含量(稀土元素合计的浓度) 和矫顽力(Hcj)之间的关系的图。实验例5～9、22～25的R-T-B系磁铁，是 含有3.8原子%左右的Dy的磁铁。由于B含量不同，矫顽力不同，但B/TRE 在0.37时矫顽力最大。另外，如实验例22～25所示，可知通过添加添加金 属Si(实验例22～25)，矫顽力变高。此时，可以估计到，最佳的B/TRE的 宽度相对于峰为±0.1左右。

另外，图3是表示实验例10～12、26～28的B含量(稀土元素合计的浓 度)和矫顽力(Hcj)之间的关系的图。实验例10～12、26～28的R-T-B系磁铁， 是含有8.3原子%左右的Dy的磁铁。由于B含量不同，因此矫顽力不同， 但B/TRE在0.39时矫顽力最大。

另外，可知通过添加添加金属Si(实验例24～26)，矫顽力变高。此时， 估计到，最佳的B/TRE的宽度相对于峰为±0.1左右。

实验例14是没有添加Cu、Al、Ga、Si而制作出的例子，与作为最接 近的组成的实验例6相比，矫顽力大幅变低。在向实验例14的成分中仅添 加了Al的实验例15、向实验例14的成分中仅添加了Ga的实验例16、向 实验例14的成分中仅添加了Cu的实验例17中，与实验例14相比矫顽力 变高。表示出为了提高矫顽力，Al、Ga、Cu中的任一个是必需的。

此外，在向合金N～Q中添加了Si的实验例30～33中，矫顽力变高， 表示出优选添加两种以上的金属M。特别是在向合金Q中添加了Si粉末 的实验例33中看到矫顽力的大幅提高。另外，实验例33与组成接近的实 验例24相比，矫顽力高2kOe以上，表示出添加Cu和Si特别优选。

比较Dy浓度大致相等的实验例14～17，金属元素M的浓度为0.08原 子%的实验例14中矫顽力较低，但金属元素M的浓度为0.1原子%以上 的实验例15～17中矫顽力变高。

另外，比较不含有Dy的实验例41～实验例46，在实验例43(金属元素 M的浓度为2.43原子%)，与实验例41(金属元素M的浓度为0.75原子%)、 实验例42(金属元素M的浓度为1.00原子%)相比、矫顽力降低。

由以上来看，显示出了金属元素M的含量优选为0.1～2.4原子%。

在不含有Dy的实验例1～4、实验例41～46之中，具有高的矫顽力的是 实验例41、42、44～46(金属元素M的浓度为0.72～1.34原子%)。由此来看， 显示出了更优选金属元素M的含量处于0.7～1.4原子%的范围。

表3和表6所示的实验例34是在合金铸造的阶段添加了全部金属元素 的例子。比较Dy的含量为相同程度的表1和表4的实验例5和实验例34， 可知实验例34显示比实验例5更高的矫顽力。

由表1～表6的结果可知，无论在对金属元素进行合金铸造的情况，还 是将合金和添加金属混合了的情况，都可得到提高磁铁的矫顽力的效果。

图8～图10(a)是R-T-B系磁铁的显微镜照片，图8为实验例9、图9 为实验例6、图10(a)为实验例23的反射电子像。另外，图10(b)是用于说 明图10(a)所示的R-T-B系磁铁的显微镜照片的模式图。在图8～图10(a) 所示的反射电子像和图10(b)所示的模式图中，灰色的部分是R2T14B相， 白色的部分是R富集相，淡灰色的部分是过渡金属富集相。

如表1和表2所示，实验例6、9、23的R-T-B系磁铁的Dy的含量为 相同程度。实验例9的B/TRE比本申请发明的范围高。另一方面，实验例 6的B/TRE为本申请发明的范围内的值，实验例23是向实验例6添加了 Si的例子。在图8中基本上见不到过渡金属富集相的生成。在图9中见到 一点过渡金属富集相的生成，在图10(a)中可知生成了更多的过渡金属富集 相。由图8～图10(a)可知，通过适当选定B/TRE，进而适当添加添加金属， 能够使过渡金属富集相的生成增加。

在图8中，多个粉碎了的粒子融合形成了主相。在图9中，粉碎了的 粒子没有融合而是各自形成了主相。在图10(a)中，能够明确地观察到由粉 碎了的各个粒子形成的主相被晶界相包围的样子。

「实验例35」

称量Nd金属(纯度99重量%以上)、Pr金属(纯度99重量%以上)、 Dy金属(纯度99重量%以上)、Al金属(纯度99重量%以上)、硼铁(Fe80%、 B20重量%)、铁块(纯度99重量%以上)、Ga金属(纯度99重量%以上)、 Cu金属(纯度99重量%)、Co金属(纯度99重量%以上)，使得成为表7所 示的合金组成，填装到氧化铝坩埚中。

表7

其后，使用图11所示的合金的制造装置1，制造出铸造合金薄片(铸造 工序)。首先，将装有氧化铝坩埚的高频真空感应炉(熔化装置)的炉内用Ar 气置换，加热到1450℃，形成为合金熔液。接着，向以1.0m/秒的辊圆周 速度旋转的水冷铜辊供给所得到的合金熔液并使其凝固，形成为铸造合金。 其后，通过使铸造合金从冷却辊22脱离，从破碎装置21的破碎辊之间通 过进行破碎，来得到平均厚度为0.3mm的铸造合金薄片。再者，铸造工序 在氩气气氛下进行。

进行保温工序：将已被破碎了的铸造合金薄片通过料斗7堆积在设为 「关」的状态的开闭式平台33上，通过加热器31进行加热，将800℃的 铸造合金维持在一定温度60秒。然后将开闭式平台33设为「开」的状态 由此结束保温工序。

将这样得到的实验例35的铸造合金薄片埋入树脂中，利用反射电子像 以350倍的倍率观察进行了镜面研磨的截面，根据其对比度识别主相和合 金晶界相，如以下那样，调查了相邻的合金晶界相间的距离。即，在实验 例35的铸造合金薄片的350倍的倍率的反射电子像的各图像上与铸造面平 行地以10μm的间隔引直线，分别测定横切该直线的合金晶界相的间隔， 算出其平均值。相邻的合金晶界相间的距离越短，粉碎性越优异。

另外，除了使表7所示的合金组成的B元素和Fe元素的浓度变化以 外，与实验例35的铸造合金薄片同样地制成多个铸造合金薄片，与实验例 35的铸造合金薄片同样地调查了相邻的合金晶界相间的距离。将其结果示 于图12(a)～图12(c)、图13(a)、图13(b)。

图12(a)是表示铸造合金薄片的合金晶界相间的距离和B浓度的关系 的图，图12(b)是表示铸造合金薄片的合金晶界相间的距离和B/TRE(B表 示硼元素的浓度(原子%)、TRE表示稀土元素合计的浓度(原子%))之间的 关系的图，图12(c)是表示铸造合金薄片的合金晶界相间的距离和Fe/B(Fe 含量相对于B含量之比(B表示硼元素的浓度(原子%)、Fe表示铁元素的浓 度(原子%))之间的关系的图。

由图12(a)可知，在B含量为5.0原子%以上、6.0原子%以下的情况 下，合金晶界相间的距离变短，变微细。另外，可知B含量低于5.0原子 %时，合金晶界相间的间隔急剧变宽。

由图12(b)可知，在B/TRE为0.355～0.38的情况下，合金晶界相间的 距离变短，变微细。另外，可知B/TRE低于0.355时，合金晶界相间的间 隔急剧变宽。

图13(a)是Fe/B为15.5的铸造合金薄片的截面的显微镜照片，图13(b) 是Fe/B为16.4的铸造合金薄片的截面的显微镜照片。在图13(a)和图13(b) 所示的反射电子像中，灰色的部分为主相，白色的部分为合金晶界相。可 知在图13(a)所示的铸造合金薄片中，合金晶界相形成微细的网状。与此相 对，在图13(b)所示的铸造合金薄片中，观察到针状的合金晶界相和岛状的 主相。

由图12(c)可知，随着Fe/B从13增加，合金晶界相的间隔变窄，在为 15～16的情况下，合金晶界相间的距离变得特别短。另外，由图12(c)、图 13(a)和图13(b)可知，Fe/B为13～16的情况，与Fe/B超过16的情况相比， 合金晶界相间的距离变短，变微细。另外，由图12(c)可知，Fe/B超过16 时，合金晶界相间的距离急剧地变宽。

「实验例36」

以成为表7所示的合金组成的方式进行称量，填装到氧化铝坩埚中， 使用图11所示的合金的制造装置1，将铸造工序中的气氛设为以下的气氛， 除此以外与实验例35同样地制造铸造合金薄片(铸造工序)。

即，铸造工序是一边向氩气气氛中供给氦气一边进行的，在含有氦气 的气氛中通过冷却辊22冷却铸造合金，并且在保温工序后、将收容于储藏 容器4内的铸造合金薄片，在含有氦气的气氛中冷却。

对于这样得到的实验例36的铸造合金薄片，与实验例35同样地调查 相邻的合金晶界相间的距离。将实验例35和实验例36的合金晶界相间的 距离的调查结果示于图14。在图14中，黑△是实验例35的结果，●是实 验例36的结果。

图14所示的图显示的是：分别准备5枚实验例35和实验例36的铸造 合金薄片，与上述同样地分别测定合金晶界相的间隔，将各合金晶界相的 间隔的测定值以每0.2μm的范围进行分类，算出相对于合金晶界相的间隔 的总测定数、各范围的测定值出现的比例((各范围的测定值的出现数/总测 定数)×100(%))的结果。

如图14所示，在含有氦气的气氛中进行铸造工序的铸造合金薄片即实 验例36，与在氩气气氛中进行铸造工序的铸造合金薄片即实验例35相比， 合金晶界相间的间隔变窄。由此可知，通过在含有氦气的气氛中进行铸造 工序，合金组织的粒径被微细化，粉碎性优异。

「实验例37」

以成为表1所示的合金F的组成的方式称量，填装到氧化铝坩埚中， 使用图11所示的合金的制造装置1，将制造出的铸造合金的从1200℃变到 50℃这期间的冷却温度的历程设为图15(a)～图15(c)和表8所示的(a)条件， 除此以外，与实验例35同样地制造铸造合金薄片(铸造工序)。再者，铸造 工序在氩气气氛下进行。

表8

接着，与实验例1同样地采用氢破碎法使铸造合金薄片破碎，得到了 实验例37的R-T-B系合金粉末。

再者，R-T-B系合金粉末的平均粒度(d50)为4.5μm。

使用横向磁场中成型机，以0.8吨/cm²的成型压力将这样得到的实验 例37的R-T-B系合金粉末压制成型，形成为压粉体。其后，在真空中以 900～1200℃的温度烧结所得到的压粉体。其后在800℃和500℃两个阶段的 温度下热处理并冷却，由此制作出多个实验例37的R-T-B系磁铁。

利用BH波形记录器(东英工业TPM2-10)分别测定所得到的多个实验 例37的R-T-B系磁铁磁特性。将其结果示于图16(a)～图16(c)。

「实验例38」

将制造出的铸造合金从1200℃变到50℃这期间的冷却温度的历程设 为图15(a)～图15(c)和表8所示的(b)条件，除此以外与实验例37同样地制 造铸造合金薄片，使用该薄片与实验例37同样地得到了实验例38的R-T-B 系合金粉末。

再者，R-T-B系合金粉末的平均粒度(d50)为4.5μm。

使用这样得到的实验例38的R-T-B系合金粉末，与实验例37同样地 制作多个实验例38的R-T-B系磁铁，利用BH波形记录器(东英工业 TPM2-10)分别测定磁特性。将其结果示于图16(a)～图16(c)。

「实验例39」

准备实验例37中得到的由R-T-B系合金构成的粉末、和平均粒度(d50) 为4.35μm的Si粉末，以成为表2所示的实验例23的组成的方式混合两者 而制造出实验例39的R-T-B系合金材料。再者，Si粉末的粒度采用激光 衍射计测定。

「实验例40」

准备实验例38中得到的由R-T-B系合金构成的粉末、和平均粒度(d50) 为4.35μm的Si粉末，以成为表2所示的实验例23的组成的方式混合两者 而制造出实验例40的R-T-B系合金材料。再者，Si粉末的粒度采用激光 衍射计测定。

接着，使用这样得到的实验例39和实验例40的R-T-B系合金材料， 与实验例37同样地分别制作出多个实验例39和实验例40的R-T-B系磁 铁。

然后，与实验例37同样地利用BH波形记录器(东英工业TPM2-10) 测定所得到的多个实验例39和实验例40的R-T-B系磁铁各自的磁特性。 将其结果示于图16(a)～图16(c)。

图16(a)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的矫顽力(Hcj)的 图，图16(b)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的磁化(Br)的图， 图16(c)是表示实验例37～实验例40的R-T-B系磁铁的磁化(Br)和矫顽力 (Hcj)之间的关系。再者，图16(c)所示的虚线是等价线。另外，在图16中， △是实验例37的结果，○是实验例38的结果，黑△是实验例39的结果， ●是实验例40的结果。

如图16(a)所示，进行了将800℃的铸造合金维持在一定温度60秒的 保温工序的实验例38和实验例40，与没有进行保温工序的实验例37和实 验例39相比，矫顽力(Hcj)变高。另外，使用了添加有Si的R-T-B系合金 材料的实验例40的R-T-B系磁铁，与使用了没添加Si的R-T-B系合金的 实验例38的R-T-B系磁铁相比，矫顽力(Hcj)变高。

如图16(b)所示，无论是将进行了保温工序的实验例38和实验例40、 与没有进行保温工序的实验例37和实验例39进行比较，还是将使用了添 加有Si的R-T-B系合金材料的实验例39和实验例40的R-T-B系磁铁、 与使用了没有添加Si的R-T-B系合金的实验例37和实验例38的R-T-B 系磁铁进行比较，磁化(Br)之差都较小。

如图16(c)所示，可知进行了保温工序的实验例38和实验例40位于相 比于等价线靠右侧的位置，与没有进行保温工序的情况相比矫顽力高。

「实验例47」

使用横向磁场中成型机，以0.8吨/cm²的成型压力将以成为表9所示 的实验例47的烧结磁铁的组成的方式制造出的R-T-B系合金的粉末压制 成型，形成为压粉体。其后，在真空中以900℃～1200℃的温度烧结所得到 的压粉体。其后，在800℃和500℃这两个阶段的温度下热处理并冷却，由 此得到实验例47的R-T-B系磁铁。

表9

「实验例48」

在与实验例47同样地制造出的热处理后的R-T-B系磁铁的表面涂布 含有Dy的涂布液。作为含有Dy的涂布液，使用以1：1的重量比混合乙 醇和三氟化镝(DyF₃)的混合物。另外，向R-T-B系磁铁的表面涂布涂布液 时的涂布，通过一边使装到容器中的涂布液超声波分散，一边使烧结后的 R-T-B系磁铁在容器中浸渍1分钟来进行。

继而，进行第1热处理，并冷却到室温，该第1热处理是在以100ml/ 分钟的流量供给氩气的氩气气氛中以900℃的温度将涂布有涂布液的 R-T-B系磁铁加热1小时。其后，进行第2热处理并冷却到室温(扩散工序)， 而得到了实验例48的R-T-B系磁铁，该第2热处理是在与第1热处理相 同的气氛中以500℃的温度加热1小时。

「实验例49」

使用以成为表9所示的实验例49的烧结磁铁的组成的方式制造出的 R-T-B系合金的粉末，除此以外与实验例47同样地得到了实验例49的 R-T-B系磁铁。

「实验例50」

在与实验例49同样地制造出的热处理后的R-T-B系磁铁的表面，进 行与实验例48同样地涂布含有Dy的涂布液并热处理的扩散工序，得到了 实验例50的R-T-B系磁铁。

对这样得到的实验例47～50的R-T-B系磁铁的组成进行测定，其中， 对于稀土族、铁、铜、钴、铝、镓、硼采用荧光X射线分析(XRF)，对于 碳、氮、氧采用气相分析装置，对于除此以外的微量杂质元素采用等离子 体发射光谱(ICP)。将其结果示于表9。

对表9所示的实验例47和实验例48进行比较可知，通过进行涂布含 有Dy的涂布液并热处理的扩散工序，R-T-B系磁铁中所含有的Dy浓度变 高。另外，对表9所示的实验例49和实验例50进行比较可知，通过进行 上述的扩散工序，R-T-B系磁铁中所含有的Dy浓度变高。

另外，表9所示的实验例47和实验例48的磁铁组成，在本发明的范 围内，实验例49和实验例50的磁铁组成，「B/TRE」的值在本发明的范 围外。

另外，将实验例47和实验例48的R-T-B系磁铁分别埋入导电性的树 脂，磨削与取向方向平行的面，进行镜面研磨。利用反射电子像以1500 倍左右的倍率观察该表面，根据其对比度识别主相、R富集相、过渡金属 富集相。

此外，对于实验例47和实验例48的R-T-B系磁铁，分别使用 FE-EPMA(电子探针分析仪(Electron Probe Micro Analyzer))确认主相和 晶界相(R富集相、过渡金属富集相)的组成。

其结果，作为本发明实施例的实验例47和实验例48的R-T-B系磁铁， 存在着主相、R富集相、过渡金属富集相。

另外，利用BH波形记录器(东英工业TPM2-10)分别测定实验例47～ 实验例50的R-T-B系磁铁磁特性。将其结果示于图17(a)、图17(b)、表 10和表11。

表10

表11

在表10和表11中，所谓「Hcj」是矫顽力，所谓「Br」是剩磁。另 外，这些磁特性的值是分别5个R-T-B系磁铁的测定值的平均值。

图17(a)是表示实验例47和实验例48的磁滞曲线的第二象限的图，图 17(b)是表示实验例49和实验例50的磁滞曲线的第二象限的图。在此，纵 轴是磁化J，横轴是磁场H。图17(a)和图17(b)所示的磁滞曲线利用BH波 形记录器(东英工业TPM2-10)测定。在图17(a)和图17(b)中，曲线与横轴 相交的点表示矫顽力「Hcj」的值，曲线与纵轴相交的点表示剩磁「Br」。

如图17(a)和表10所示，进行了扩散工序的实验例48，与实验例47 相比矫顽力大幅改善。另外，比较实验例47和实验例48可知，剩磁的变 化很少。

如图17(b)和表11所示，进行了扩散工序的实验例50，与实验例49 相比矫顽力得到改善，但与图17(a)和表10所示的实验例47和实验例48 的差相比、变化小，矫顽力改善效果小。另外，比较实验例50和实验例 49可知，剩磁的变化很少。

产业可利用性

本发明能够适用于可得到R-T-B系稀土族烧结磁铁的R-T-B系稀土族 烧结磁铁用合金和R-T-B系稀土族烧结磁铁用合金材料，它们具有优异的 磁特性，可很好地用于电动机。

附图标记说明

1...制造装置；

2...铸造装置；

3...加热装置；

4...储藏容器；

5...集装箱；

6...腔室；

6a...铸造室；

6b...保温储藏室；

7...料斗；

21...破碎装置；

31...加热器；

32...开闭式平台群组；

33...开闭式平台。