本發(fā)明涉及R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金及其制造方法、和R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法。本申請基于在2015年12月3日在日本提出的專利申請2015-236924要求優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容援引于此。
背景技術(shù)：
：一直以來，R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵(以下有時簡稱為“R-T-B系磁鐵”)被使用于硬盤驅(qū)動器的音圈電機、混合動力汽車和電動汽車的發(fā)動機用電機等電機。R-T-B系磁鐵可通過將以Nd、Fe、B為主成分的R-T-B系合金粉末成形并燒結(jié)而得到。通常，在R-T-B系合金中，R是Nd和將一部分Nd置換了的Pr、Dy、Tb等其它稀土元素。T是Fe和將一部分Fe置換了的Co、Ni等其它過渡金屬。B是硼，其一部分可以用C或N置換。一般的R-T-B系磁鐵的組織主要包含由R2T14B構(gòu)成的主相、和存在于主相的晶界且與主相相比Nd濃度高的富R相。富R相也被稱為晶界相。另外，關(guān)于R-T-B系合金的組成，通常使Nd、Fe、B之比盡可能地接近于R2T14B(例如參照非專利文獻1)。這是為了提高R-T-B系磁鐵的組織中的主相的比例。另外，R-T-B系合金有時包含R2T17相。已知R2T17相是使R-T-B系磁鐵的矯頑力、矩形度降低的原因(例如參照專利文獻1)。因此，以往，在R-T-B系合金中存在R2T17相的情況下，在用于制造R-T-B系磁鐵的燒結(jié)過程中消除該R2T17相。另外，汽車用電機所使用的R-T-B系磁鐵在電機內(nèi)會暴露于高溫中，因此要求高的矯頑力(Hcj)。作為提高R-T-B系磁鐵的矯頑力的技術(shù)，有將R-T-B系合金的R從Nd置換為Dy的技術(shù)。但是，Dy資源分布不均，而且產(chǎn)出量也有限，因此其供給不穩(wěn)定。因此，正在研究不使R-T-B系合金中所含有的Dy的含量較多而提高R-T-B系磁鐵的矯頑力的技術(shù)。有為了提高R-T-B系磁鐵的矯頑力(Hcj)而添加Al、Si、Ga、Sn等金屬元素的技術(shù)(例如參照專利文獻2)。另外，已知如專利文獻2所記載的那樣Al、Si會作為不可避免的雜質(zhì)混入到R-T-B系磁鐵中。另外，已知當在R-T-B系合金中作為雜質(zhì)而含有的Si的含量超過5％時，R-T-B系磁鐵的矯頑力降低(例如參照專利文獻3)。在以往的技術(shù)中，即使向R-T-B系合金中添加了Al、Si、Ga、Sn等金屬元素，有時也無法得到矯頑力(Hcj)充分高的R-T-B系磁鐵。其結(jié)果，即使添加上述金屬元素也需要提高Dy濃度。本發(fā)明人對R-T-B系合金的組成進行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在特定的B濃度時矯頑力提高。而且，以所得到的結(jié)果為基礎(chǔ)，成功開發(fā)出一種即使R-T-B系合金中所含有的Dy的含量為零或非常少也能得到高矯頑力的R-T-B系磁鐵的、與以往完全不同的類型的R-T-B系合金(參照專利文獻4、5)。該合金的B濃度比以往的R-T-B系合金的B濃度低。使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵，具備主要包含R2T14B的主相、和與主相相比較多地含有R的晶界相。晶界相除了包含以往就已知的稀土元素濃度高的晶界相(富R相)以外，還包含與以往的晶界相相比稀土元素濃度低且過渡金屬元素濃度高的晶界相(富過渡金屬相)。以往的R-T-B系磁鐵由作為負責矯頑力的磁性相的主相、和配置于主相間的作為非磁性相的晶界相構(gòu)成。在本發(fā)明人開發(fā)出的新型的R-T-B系磁鐵中，富過渡金屬相由于富含過渡金屬，因此可以認為其負責矯頑力。在晶界相中也存在能夠負責矯頑力的相(“富過渡金屬相”)的磁鐵，是顛覆了以往的常識的、具有劃時代意義的磁鐵。該R-T-B系磁鐵可以使用屬于與R2T14B的理論組成相比硼(B)的濃度低的組成范圍、并且添加了微量金屬元素的合金來制造。以下有時將該R-T-B系磁鐵稱為低硼R-T-B系磁鐵。在先技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1：日本特開2007-119882號公報專利文獻2：日本特開2009-231391號公報專利文獻3：日本特開平5-112852號公報專利文獻4：日本專利第5613856號公報專利文獻5：日本專利第5744286號公報非專利文獻非專利文獻1：佐川真人，永久磁鐵-材料科學與應用，2008年11月30日，初版第2次印刷發(fā)行，256頁～261頁技術(shù)實現(xiàn)要素：然而，在R-T-B系磁鐵中，與其它磁鐵同樣，除了高的矯頑力(Hcj)以外，還要求具備高的取向率。在此，取向率是Br除以Js而得到的值。Br是磁化強度，Js是飽和磁化強度。本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其課題是提供能夠制造具有高的矯頑力和高的取向率的R-T-B系磁鐵的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金及其制造方法、以及R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法。本發(fā)明為解決上述課題而采用了以下技術(shù)方案。(1)一種R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金，其特征在于，包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)，包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％，滿足下述式1，并且，具備包含R2Fe14B的主相、和與主相相比較多地含有R的合金晶界相，所述合金晶界相的間隔為3μm以上11μm以下，0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)。(2)一種R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的制造方法，其特征在于，具有以下工序：將合金熔液進行鑄造從而制造鑄造合金的鑄造工序，所述合金熔液包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)，包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％，滿足下述式1，0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)；和將所述鑄造合金在600℃～1000℃的溫度下進行熱處理的熱處理工序。(3)根據(jù)(2)所述的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的制造方法，其特征在于，在真空或惰性氣體氣氛中進行所述熱處理工序。(4)根據(jù)(2)或(3)所述的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的制造方法，其特征在于，將所述熱處理工序進行20分鐘～10小時的時間。(5)一種R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，其特征在于，具有以下工序：將合金熔液進行鑄造從而制造鑄造合金的鑄造工序，所述合金熔液包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)，包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％，滿足下述式1，0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)；將所述鑄造合金在600℃～1000℃的溫度下進行熱處理從而制造R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的熱處理工序；將所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金粉碎的粉碎工序；將粉碎了的所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金成形從而得到成形體的成形工序；和將所述成形體燒結(jié)的燒結(jié)工序。(6)一種R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，其特征在于，具有以下工序：將(1)所述的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金粉碎的粉碎工序；將粉碎了的所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金成形從而得到成形體的成形工序；和將所述成形體燒結(jié)的燒結(jié)工序。根據(jù)本發(fā)明的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金，能夠提供具有高的矯頑力和高的取向率的R-T-B系磁鐵。附圖說明圖1是通過電子顯微鏡以350倍拍攝具有合金A的組成的R-T-B系合金的截面而得到的反射電子像。圖2是表示改變熱處理條件而得到的具有合金A的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。圖3是表示具有合金B(yǎng)的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。圖4是表示具有合金C的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。圖5是表示具有合金D的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。圖6是表示具有合金E的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。圖7是表示具有合金F的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的取向率的關(guān)系的圖。具體實施方式以下，對本發(fā)明的一個實施方式進行詳細說明。本發(fā)明并不限定于以下說明的一個實施方式，能夠在不改變其主旨的范圍進行適當變更而實施。再者，在本說明書中，“鑄造合金”是指將合金熔液采用例如帶鑄法進行鑄造而得到的合金。本發(fā)明的“R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金及其制造方法”中的“R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金”，是指對“鑄造合金”(包含薄片化了的鑄造合金)進行了熱處理工序而得到的合金，且該合金是進行用于制造燒結(jié)磁鐵的燒結(jié)之前的合金。<R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金>本發(fā)明的一個實施方式的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金(以下有時簡稱為“R-T-B系合金”)，包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)。R-T-B系合金包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T。R-T-B系合金中，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％。R-T-B系合金滿足下述式1，并且，具備包含R2Fe14B的主相、和與主相相比較多地含有R的合金晶界相。R-T-B系合金中，所述合金晶界相的間隔為3μm以上11μm以下。0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)。再者，在本說明書中，為了與R-T-B系磁鐵中的晶界相區(qū)別開，將R-T-B系合金中的晶界相記載為“合金晶界相”。如果R-T-B系合金中所含有的R的含量低于13原子％，則使用它而得到的R-T-B系磁鐵的矯頑力變得不充分。另外，如果R的含量超過16原子％，則使用它而得到的R-T-B系磁鐵的剩余磁化強度變低，不適合作為磁鐵。R-T-B系合金的全部稀土元素中的Dy的含量設(shè)定為0原子％以上65原子％以下。在使用本發(fā)明的R-T-B系合金制造的R-T-B系磁鐵中，由于通過包含富過渡金屬相而使矯頑力提高，因此可以不含有Dy，在含有Dy的情況下也能夠以65原子％以下的含量得到充分高的矯頑力提高效果。作為R-T-B系合金的Dy以外的稀土元素，可舉出Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，其中，特別優(yōu)選使用Nd、Pr、Tb。另外，R-T-B系合金的R優(yōu)選以Nd為主成分。另外，R-T-B系合金中所含有的B是硼，可將其一部分用C或N置換。B含量為4.5原子％以上6.2原子％以下，并且，滿足上述(式1)。B的含量更優(yōu)選為4.8原子％以上。B的含量更優(yōu)選為5.5原子％以下。如果R-T-B系合金中所含有的B的含量低于4.5原子％，則使用它而得到的R-T-B系磁鐵的矯頑力變得不充分。如果B的含量超過上述式1的范圍，則得不到取向率的改善效果。另外，R-T-B系合金中所含有的T是以Fe為主成分的過渡金屬。作為R-T-B系合金的T中所包含的Fe以外的過渡金屬，可使用各種的3～11族元素。在R-T-B系合金的T除了包含F(xiàn)e以外還包含Co的情況下，能夠改善Tc(居里溫度)，因而優(yōu)選。本發(fā)明的R-T-B系合金中所含有的金屬元素M，可推定是在R-T-B系合金的制造時根據(jù)需要進行的暫時減緩鑄造合金薄片的冷卻速度的工序(鑄造合金的溫度保持工序)和用于制造R-T-B系磁鐵的燒結(jié)以及根據(jù)需要在燒結(jié)后進行的熱處理時促進富過渡金屬相的生成的元素。金屬元素M是包含選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素，以0.1～2.4原子％包含于R-T-B系合金中。由于本發(fā)明的R-T-B系合金包含0.1～2.4原子％的金屬元素M，因此通過對其進行燒結(jié)，能夠得到包含富R相和富過渡金屬相的R-T-B系磁鐵。金屬元素M中所含有的選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬，不會給其它的磁特性帶來妨礙，在鑄造合金的溫度保持工序時和R-T-B系磁鐵的燒結(jié)以及熱處理時，促進富過渡金屬相的生成，使矯頑力(Hcj)有效地提高。如果金屬元素M低于0.1原子％，則促進富過渡金屬相的生成的效果不足，有可能在R-T-B系磁鐵中沒有形成富過渡金屬相，從而無法充分提高R-T-B系磁鐵的矯頑力(Hcj)。另外，如果金屬元素M超過2.4原子％，則R-T-B系磁鐵的磁化強度(Br)、最大能積(BHmax)等磁特性降低。金屬元素M的含量更優(yōu)選為0.7原子％以上。金屬元素M的含量更優(yōu)選為1.4原子％以下。在R-T-B系合金中包含Cu的情況下，Cu的濃度優(yōu)選為0.07～1原子％。在Cu的濃度低于0.07原子％的情況下，磁鐵難以進行燒結(jié)。另外，在Cu的濃度超過1原子％的情況下，R-T-B系磁鐵的磁化強度(Br)降低，因而不優(yōu)選。另外，如果R-T-B系合金中所含有的氧、氮和碳的合計濃度高，則在對R-T-B系磁鐵進行燒結(jié)的工序中，這些元素與稀土元素R結(jié)合從而會消耗稀土元素R。因此，R-T-B系合金中所含有的稀土元素R之中，在進行燒結(jié)而制成R-T-B系磁鐵之后的熱處理中作為富過渡金屬相的原料而利用的稀土元素R的量變少。其結(jié)果，富過渡金屬相的生成量變少，有可能R-T-B系磁鐵的矯頑力變得不充分。因此，R-T-B系合金中所含有的氧、氮和碳的合計濃度優(yōu)選為0.5wt％以下。通過將上述的合計濃度設(shè)定為上述濃度以下，能夠抑制稀土元素R被消耗，能夠使矯頑力(Hcj)有效地提高。本發(fā)明的R-T-B系合金具備主要包含R2Fe14B的主相、和與主相相比較多地含有R的合金晶界相，合金晶界相的間隔為3μm以上11μm以下。合金晶界相的間隔更優(yōu)選為4.5μm以上10μm以下，進一步優(yōu)選為6μm以上9μm以下。合金晶界相能夠在電子顯微鏡的反射電子像中觀測到。在合金晶界相中存在實質(zhì)僅包含R的晶界相、和包含R-T-M的晶界相。在將滿足本發(fā)明的R-T-B系合金的組成的合金熔液進行鑄造從而制造出的鑄造合金中，合金晶界相的間隔通常比3μm以上11μm以下的范圍小。這樣合金組織的粒徑被微細化了的情況下，具有以下優(yōu)點：粉碎性提高，在使用它而制造出的R-T-B系磁鐵中晶界相均勻分布，能得到優(yōu)異的矯頑力。但是，使用該鑄造合金制造的R-T-B系磁鐵，有時其取向率成為93％以下，即使為93％以上通常也不會超過94％。在實際使用上大多要求R-T-B系磁鐵的取向率為94％左右，如果可能的話則要求為94％以上，因此對于低硼的R-T-B系磁鐵也要求具有該程度的取向率。當制造滿足上述式1的本發(fā)明的R-T-B系合金的組成的R-T-B系合金時，在合金中容易生成R2T17相。已知R2T17相成為使R-T-B系磁鐵的矯頑力和矩形度降低的原因，通?？稍诓簧蒖2T17相的條件下制造R-T-B系合金。但是，在本發(fā)明中，可以認為R2T17相在R-T-B系合金的制造工序和/或R-T-B系磁鐵的制造工序中成為富過渡金屬相的原料。本發(fā)明的R-T-B系合金，包含R2T17相的區(qū)域的面積率優(yōu)選為0.1～30％，更優(yōu)選為0.1～20％。在包含R2T17相的區(qū)域的面積率為上述范圍的情況下，可有效促進富過渡金屬相的生成，得到充分包含富過渡金屬相的矯頑力高的R-T-B系磁鐵。如果包含R2T17相的區(qū)域的面積率為30％以上，則在R-T-B系磁鐵的制造工序中無法完全地消耗R2T17相，有時R-T-B系磁鐵的矯頑力和/或矩形度降低。進而，在本發(fā)明的R-T-B系合金中，包含R2T17相的區(qū)域的面積率為0.1～30％的情況下，能得到非常優(yōu)異的粉碎性。這是因為R2T17相比R2T14B相脆的緣故。包含R2T17相的區(qū)域的面積率，可通過對成為R-T-B系合金的鑄造合金薄片的截面進行顯微鏡觀察而求出。具體而言可采用如下步驟求出。將鑄造合金薄片埋入樹脂中，在鑄造合金薄片的厚度方向上削裁并進行鏡面研磨，然后，為了賦予導電性而蒸鍍金或碳，制成觀察試樣。對于該試樣，利用掃描電子顯微鏡將倍率設(shè)為350倍來拍攝反射電子像。<R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的制造方法>本發(fā)明的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的鑄造方法，具有以下工序：將合金熔液進行鑄造從而制造鑄造合金的鑄造工序，所述合金熔液包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)，包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％，滿足下述式1，0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)；和將所述鑄造合金在600℃～1000℃的溫度下進行熱處理的熱處理工序。本發(fā)明的鑄造工序可以采用公知的方法進行。即，例如可以采用SC(帶鑄)法將例如1450℃左右的溫度的規(guī)定的組成的合金熔液進行鑄造來制造鑄造合金薄片。在本發(fā)明的熱處理工序中，將鑄造合金在600℃以上1000℃以下的溫度進行熱處理。該熱處理溫度更優(yōu)選為650℃～900℃，進一步優(yōu)選為700℃～850℃。這是因為，如果熱處理溫度低于600℃，則不會充分引起用于擴大合金晶界相的間隔的原子的再配置；如果熱處理溫度超過1000℃，則合金組織過于粗大化，粉碎性惡化。本發(fā)明的熱處理工序可以采用公知的方法進行。熱處理工序優(yōu)選在真空或惰性氣體氣氛中進行。這是為了在熱處理工序中能夠避免與氣氛氣體反應。在熱處理工序中，進行熱處理的時間優(yōu)選為20分鐘以上10小時以下的范圍。熱處理時間更優(yōu)選為20分鐘～3小時，進一步優(yōu)選為30分鐘～2小時。這是因為，如果熱處理時間低于20分鐘，則不會充分引起用于擴大合金晶界相的間隔的原子的再配置；如果熱處理時間超過10小時，則合金晶界相的間隔擴大效果飽和。通過進行熱處理工序而帶來的效果，取決于溫度和時間的配合，因此一般地，在溫度高的情況下，較短的時間為好，在溫度低的情況下，較長的時間為好。熱處理工序，與不進行熱處理工序的情況相比，其目的是通過擴大合金晶界相的間隔而使利用該合金制造出的磁鐵的取向率提高。因此，優(yōu)選選擇熱處理工序的溫度和時間以使得取向率達到最大。熱處理工序，只要是在鑄造工序之后、粉碎鑄造合金之前，則可以在任何時候進行。再者，已知：在R-T-B系合金的制造方法的鑄造工序中，在制造出的超過800℃的鑄造合金直到變?yōu)榈陀?00℃的溫度的期間，進行在一定的溫度下維持10秒鐘～120秒鐘的溫度保持工序(例如日本特開2014-205918號公報)。該溫度保持工序進行10秒鐘～120秒鐘左右的短時間，與本發(fā)明的熱處理工序的條件大大不同。為何通過進行該熱處理工序、或者通過擴大合金晶界相的間隔，磁鐵的取向率會提高？其機理目前尚不清楚。最初，認為由于合金晶界相的間隔影響到形成粉末時的形態(tài)，因此是僅僅粉末形狀的問題。但是，在以往的R-T-B系磁鐵(不是低硼的R-T-B系磁鐵)中，即使通過熱處理，合金晶界相的間隔擴大，取向率也幾乎沒有變化(參照圖6和圖7)。因此，當合金晶界相的間隔擴大時取向率提高可以說是低硼的R-T-B系磁鐵所特有的現(xiàn)象。圖1示出通過電子顯微鏡以350倍拍攝后述的合金A的組成的R-T-B系合金的截面而得到的反射電子像。(a)是沒有進行熱處理工序的情況下的R-T-B系合金的電子顯微鏡反射電子像，(b)是在600℃進行了3小時熱處理工序的情況下的R-T-B系合金的電子顯微鏡反射電子像，(c)是在700℃進行了2小時熱處理工序的情況下的R-T-B系合金的電子顯微鏡反射電子像，(d)是在800℃進行了30分鐘熱處理工序的情況下的R-T-B系合金的電子顯微鏡反射電子像，(e)是在1000℃進行了30分鐘熱處理工序的情況下的R-T-B系合金的電子顯微鏡反射電子像。在該像中，觀察到灰色的R2T14B相、和白線狀的合金晶界相。采用如下步驟得到了電子顯微鏡反射電子像。將鑄造合金薄片埋入樹脂中，在鑄造合金薄片的厚度方向上削裁并進行鏡面研磨，然后，為了賦予導電性而蒸鍍金或碳，制成觀察試樣。對于該試樣，利用掃描電子顯微鏡將倍率設(shè)為350倍來拍攝反射電子像。圖1(a)～(e)的合金晶界相的間隔分別為：(a)2.4μm、(b)3.9μm、(c)5.1μm、(d)7.8μm、(e)10.5μm。從圖1(a)～(e)的反射電子像來看，合金晶界相的間隔的差異很明顯。合金晶界相的間隔的計算采用以下步驟進行。首先，基于反射電子像，確定用于識別主相和合金晶界相的輝度的閾值。接著，在反射電子像上，沿與合金的冷卻方向垂直的方向畫直線。然后，制作出畫了直線的部分的輝度分布的曲線(graph)。接著，求出曲線的輝度上升到閾值以上的次數(shù)。該次數(shù)相當于直線橫穿過合金晶界相的次數(shù)。其后，直線的長度除以所述次數(shù)，由此求出合金晶界相的間隔。將這樣的直線以10μm間隔畫數(shù)十條，同樣地求出合金晶界相的間隔。然后，將按各直線所得到的合金晶界相的間隔進行平均，來作為1個截面的合金晶界相的間隔。對1種合金測定5個截面的合金晶界相的間隔，將5個截面的合金晶界相的間隔進行平均，來作為合金晶界相的間隔。在本發(fā)明的R-T-B系合金的制造方法中，可以適當?shù)剡M行通常所進行的工序。<使用了R-T-B系合金的磁鐵的制造方法>本發(fā)明的一個實施方式的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，其特征在于，具有以下工序：將合金熔液進行鑄造從而制造鑄造合金的鑄造工序，所述合金熔液包含稀土元素R、以Fe為主成分的過渡金屬T、含有選自Al、Ga、Cu之中的一種以上的金屬的金屬元素M、和B以及不可避免的雜質(zhì)，包含13～16原子％的R、4.5～6.2原子％的B、和0.1～2.4原子％的M，剩余部分為T，全部稀土元素中的Dy的比例為0～65原子％，滿足下述式1，0.30≤B/TRE≤0.37··式1在式1中，B表示硼元素的濃度(原子％)，TRE表示稀土元素合計的濃度(原子％)；將所述鑄造合金在600℃～1000℃的溫度下進行熱處理從而制造R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金的熱處理工序；將所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金粉碎的粉碎工序；將粉碎了的所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金成形從而得到成形體的成形工序；和將所述成形體燒結(jié)的燒結(jié)工序。關(guān)于本發(fā)明的一個實施方式的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，說明具體的實施例。首先，進行鑄造工序，即，將滿足上述的組成和上述式1的合金熔液進行鑄造從而制造鑄造合金，然后，對該鑄造合金進行熱處理工序來制造R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金，接著，對該合金進行粉碎工序。在粉碎工序中，采用氫破碎法將鑄造合金薄片進行破碎，然后，利用噴射磨機等進行粉碎。氫破碎法例如采用下述步驟進行：在室溫下使鑄造合金薄片吸藏氫，在300℃左右的溫度下、在氫氣中進行熱處理后，減壓從而將進入到主相的晶格間的氫進行脫氫，然后，在500℃左右的溫度下進行熱處理，來除去與合金晶界相中的稀土元素結(jié)合的氫。在氫破碎法中，吸藏有氫的鑄造合金薄片體積膨脹，因此合金內(nèi)部容易產(chǎn)生許多的裂紋(裂縫)，從而被破碎。接著，將進行了氫破碎的鑄造合金薄片放入噴磨式粉碎機中，例如使用0.6MPa的高壓氮氣微粉碎至平均粒度3～7μm，從而制成粉末。接著，進行成型工序。在成型工序中，向R-T-B系合金的粉末添加0.02質(zhì)量％～0.03質(zhì)量％的作為潤滑劑的硬脂酸鋅，使用橫向磁場成型機等進行壓制成形。然后，在真空中進行燒結(jié)(燒結(jié)工序)，接著，進行熱處理，由此得到R-T-B系燒結(jié)磁鐵。燒結(jié)的溫度優(yōu)選為800℃～1200℃，更優(yōu)選為900℃～1200℃。另外，燒結(jié)后的熱處理，可以只進行一次，也可以進行兩次以上。例如，在燒結(jié)后的熱處理只進行一次的情況下，優(yōu)選在500℃～530℃進行熱處理。另外，在燒結(jié)后的熱處理進行兩次的情況下，優(yōu)選在600℃～950℃的溫度、和400℃～500℃的溫度這兩個級段的溫度下進行熱處理。本發(fā)明的另一實施方式的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，其特征在于，具有以下工序：將上述的本發(fā)明的R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金粉碎的粉碎工序；將粉碎了的所述R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵用合金成形從而得到成形體的成形工序；和將所述成形體燒結(jié)的燒結(jié)工序。關(guān)于該R-T-B系稀土燒結(jié)磁鐵的制造方法，在具體地實施的情況下也可以仿照上述的例子來實施。實施例以下，對本發(fā)明的實施例進行說明，但本發(fā)明并不被這些實施例限定。<實施例1～4、比較例1～2>稱量Nd金屬(純度為99wt％以上)、Pr金屬(純度為99wt％以上)、Dy金屬(純度為99wt％以上)、硼鐵合金(Fe為80wt％、B為20wt％)、鐵塊(純度為99wt％以上)、Al金屬(純度為99wt％以上)、Ga金屬(純度為99wt％以上)、Cu金屬(純度為99wt％)、Co金屬(純度為99wt％以上)使得成為表1所示的合金A～F的合金組成，并裝填到氧化鋁坩堝中。表1[組成：at％]合金名稱TRENdPrDyAlFeGaCuCoBB/TRE實施例1A15.2711.283.990.000.4877.460.480.141.025.160.338實施例2B15.7011.704.000.000.4777.430.580.120.575.130.327實施例3C15.7911.503.870.420.5077.310.590.120.555.140.326實施例4D15.7611.143.800.830.4777.410.580.120.565.100.324比較例1E14.769.682.992.090.4477.590.000.111.015.850.396比較例2F15.4511.603.620.230.2375.700.070.102.425.820.377然后，將氧化鋁坩堝設(shè)置在高頻真空感應爐中，將爐內(nèi)用Ar氣置換。然后，將高頻真空感應爐加熱到1450℃使合金熔融從而形成熔液。其后，向水冷銅輥澆注熔液，采用SC(帶鑄)法鑄造出鑄造合金。此時，將水冷銅輥的圓周速度設(shè)為1.0m/秒，將熔液的平均厚度設(shè)為0.3mm左右。然后，將所得到的鑄造合金取出，在氬氣氣氛中以規(guī)定的溫度和時間對鑄造合金進行了熱處理(進行了熱處理工序)。其后，采用以下所示的氫破碎法將進行了熱處理的鑄造合金破碎。首先，將鑄造合金薄片進行粗粉碎以使得直徑變?yōu)?mm左右，將其插入到室溫的氫氣中使其吸藏氫。接著，對粗粉碎并吸藏了氫的鑄造合金薄片進行在氫氣中加熱到300℃的熱處理。其后，從300℃進行減壓而將主相晶格間的氫進行脫氫(脫氣)，進而進行加熱到500℃的熱處理，從而將合金晶界相中的氫釋放除去，冷卻到室溫。接著，向進行了氫破碎的鑄造合金薄片添加0.025wt％的作為潤滑劑的硬脂酸鋅，利用噴射磨機(ホソカワミクロン100AFG)，使用0.6MPa的高壓氮氣將進行了氫粉碎的鑄造合金薄片微粉碎至平均粒度(d50)4μm，得到了R-T-B系合金粉末。接著，向這樣得到的R-T-B系合金粉末添加0.02質(zhì)量％～0.03質(zhì)量％的作為潤滑劑的硬脂酸鋅，使用橫向磁場成型機(磁場為2T)以成型壓力0.8噸/cm2進行壓制成型從而制成壓粉體。然后，將所得到的壓粉體在真空中、在900～1200℃的溫度下進行了燒結(jié)。其后，在800℃和500℃這兩個級段的溫度下進行熱處理，進行冷卻，由此制作了實施例1～4和比較例1～2的R-T-B系磁鐵。接著，將所得到的實施例1～4和比較例1～2的R-T-B系磁鐵加工成邊長6.5mm的立方體，分別利用脈沖型BH示蹤器(tracer)(東英工業(yè)TPM2-10型)測定了取向率。圖2示出改變熱處理條件而得到的具有合金A的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(實施例1)的取向率的關(guān)系。在圖中，將使用沒有進行本發(fā)明的熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果、和在本發(fā)明的范圍外的合金晶界相的間隔的磁鐵的結(jié)果作為比較例示出。從圖2所示的圖可知，取向率依賴于合金晶界相的間隔。關(guān)于這樣的依賴于合金晶界相間隔的取向率，據(jù)本發(fā)明人所知，至今為止尚無報道例。在圖2中，關(guān)于各合金晶界相間隔示出了多個數(shù)據(jù)，將其平均值繪制成近似曲線來圖示出。在合金晶界相間隔小于3μm的情況下(沒有進行本發(fā)明的熱處理工序的情況下)的數(shù)據(jù)中，取向率是最大也沒有達到93.8％的程度，最小是低于93.6％。在合金晶界相間隔超過11μm的情況下的數(shù)據(jù)中，取向率也是最大也沒有達到93.8％的程度，最小也低于93.6％。與此相對，合金晶界相間隔為3μm～11μm的數(shù)據(jù)中，取向率最小也為93.7％以上，合金晶界相間隔為4.5μm～10μm的數(shù)據(jù)中，取向率最小也大致為94％，進而，合金晶界相間隔為6μm～9μm的數(shù)據(jù)中，取向率最小也超過了94％。用近似曲線來觀察，當合金晶界相間隔為3μm～11μm時，取向率為93.75％以上，當合金晶界相間隔為4.5μm～10μm時，取向率為94.0％以上，當合金晶界相間隔為6μm～9μm時，取向率為94.1％以上。圖3示出具有合金B(yǎng)的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(實施例2)的取向率的關(guān)系。在圖中，將使用沒有進行本發(fā)明的熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果作為比較例示出。從圖明確可知，就合金B(yǎng)的組成而言，在使用了對鑄造合金進行熱處理工序而得到的R-T-B系合金(合金晶界相間隔為4.4μm)的情況下，與使用了沒有進行熱處理工序的R-T-B系合金的情況(合金晶界相間隔為2.2μm)相比，取向率提高了。圖4示出了具有合金C的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(實施例3)的取向率的關(guān)系。在圖中，將使用沒有進行本發(fā)明的熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果作為比較例示出。從圖明確可知，就合金C的組成而言，在使用了對鑄造合金進行熱處理工序而得到的R-T-B系合金(合金晶界相間隔為4.0μm)的情況下，與使用了沒有進行熱處理工序的R-T-B系合金的情況(合金晶界相間隔為2.5μm)相比，取向率提高了。圖5示出了具有合金D的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(實施例4)的取向率的關(guān)系。在圖中，將使用沒有進行本發(fā)明的熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果作為比較例示出。從圖明確可知，就合金D的組成而言，在使用了對鑄造合金進行熱處理工序而得到的R-T-B系合金(合金晶界相間隔為4.9μm)的情況下，與使用了沒有進行熱處理工序的R-T-B系合金的情況(合金晶界相間隔為2.2μm)相比，取向率提高了。圖6示出具有在本發(fā)明的范圍以外的合金E的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(比較例1)的取向率的關(guān)系。在圖中示出了使用進行了熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵以及使用沒有進行熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果。可知：對于該組成而言，雖然通過進行熱處理工序，合金晶界相間隔擴大了，但是沒有觀察到取向率的提高，進行了熱處理工序的情況下取向率稍稍降低了。圖7示出具有在本發(fā)明的范圍以外的合金F的組成的R-T-B系合金的合金晶界相的間隔與使用該R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵(比較例2)的取向率的關(guān)系。在圖中示出了使用進行了熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵以及使用沒有進行熱處理工序的R-T-B系合金制造出的R-T-B系磁鐵的結(jié)果?？芍簩τ谠摻M成而言，雖然通過進行熱處理工序，合金晶界相間隔擴大了，但是幾乎沒有觀察到取向率的提高。當前第1頁1 2 3