CN103858185B - R‑t‑b系烧结磁体及其制造方法、以及旋转电机 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种R‑T‑B系烧结磁体，是一种具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的R‑T‑B系烧结磁体10，并且该R‑T‑B系烧结磁体10中，作为稀土元素实质上不包含镝；具备：具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的晶粒12、形成于晶粒12之间的晶界区域；三相点区域14是被3个以上的晶粒12所包围的晶界区域，该三相点区域包含稀土元素、过渡元素和硼，并且具有稀土元素的质量比率比晶粒12高的组成；截面上的三相点区域14的面积的平均值为2μm2以下，该面积的分布的标准偏差为3以下。

Description

R-T-B系烧结磁体及其制造方法、以及旋转电机
技术领域
本发明涉及R-T-B系烧结磁体及其制造方法、以及具备该R-T-B系烧结磁体的旋转电机。
背景技术
由于R-T-B系烧结磁体（R是选自包括Y的稀土元素中的至少一种元素，T为过渡元素，B为硼。）在磁特性方面表现优异，因此被用在各种电器设备中。
作为表示磁体的磁特性的指标一般使用剩余磁通密度（Br）以及矫顽力（HcJ）。已知在R-T-B系烧结磁体中，通过在稀土元素的一部分中使用Dy（镝）能够提高HcJ。
这样的R-T-B系烧结磁体是由一般的粉末冶金工艺制作的，其典型的截面结构成为如图2所示的结构。即，R-T-B系烧结磁体100包含含有作为主要晶相（主相）的R2T14B相的晶粒120、存在于其晶界的晶界区域140。在该晶界区域140中存在R含量高于R2T14B相的相。
为了提高R-T-B系烧结磁体100的HcJ而对晶粒120实施微细化是有效的。为了对该晶粒120实施微细处理而有必要使作为原料使用的合金粉末的粒径微细。然而，如果使用微细的合金粉末则在烧结时容易偏析R含量高于R2T14B相的相，并且难以充分提高HcJ。为此，例如在专利文献1中提出方案为了避免偏析R含量高于R2T14B相的相而将三相点（triplepoint）的平均面积以及面积分布的标准偏差控制在规定值以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-210838号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
可是，在R-T-B系烧结磁体具有如图1所示的结构的情况下，以及在使用Dy作为R的情况下，会在R含量高于R2T14B相的相中也存在有Dy。然而，Dy虽然属于稀土元素也具有容易被氧化的特性，所以有可能会使R-T-B系烧结磁体的耐腐蚀性降低。另一方面，R-T-B系烧结磁体不仅仅要求维持初始特性还要求经过长时期仍然能够维持其高的磁特性。
本发明就是鉴于上述情况而完成的发明，其目的在于提供一种既具有高磁特性又具有优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。另外，本发明的目的在于提供一种能够经过长时期维持高输出的旋转电机。
解决技术问题之手段
本发明所提供一种R-T-B系烧结磁体，是一种具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的R-T-B系烧结磁体，并且该R-T-B系烧结磁体中，作为稀土元素实质上不包含镝；具备：具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的晶粒、形成于晶粒之间的晶界区域；三相点区域是被3个以上的晶粒所包围的晶界区域，该三相点区域包含稀土元素、过渡元素和硼，并且具有稀土元素的质量比率高于晶粒的组成；截面上的三相点区域的面积的平均值为2μm2以下，该面积的分布的标准偏差为3以下。在此，R表示除了镝之外的稀土元素、T表示过渡元素，B表示硼。
上述本发明的R-T-B系烧结磁体由于实质上不含镝，相比较于含有镝的烧结磁体更能够抑制氧化，所以在耐腐蚀性方面优异。另外，由于三相点区域的面积的平均值小于现有技术中的，而且提高了其分布的均匀性，所以能够抑制R含量高于R2T14B相的相的偏析。这样本发明的R-T-B系烧结磁体由于既微细化了组织又提高了结构的均匀性，因而即使不含镝也能够维持高磁特性。即，本发明的R-T-B系烧结磁体由稀土元素的选择与结构控制的协同作用而能够兼顾高磁特性和优异的耐腐蚀性。
包含于本发明的R-T-B系烧结磁体中的上述晶粒的平均粒径优选为0.5～5μm。这样由微细的晶粒构成的R-T-B系烧结磁体能够进一步 提高磁特性。
本发明的R-T-B系烧结磁体中优选稀土元素的含量为25～37质量%，硼的含量优选为0.5～1.5质量%，包含于过渡元素中的钴的含量优选为3质量%以下（不包括0），余量为铁。通过具有这样的组成能够更进一步提高磁特性。
本发明的R-T-B系烧结磁体优选为通过对具备含有R2T14B相的树枝状（dendrite）的晶粒、包含R含量高于R2T14B相的相的晶界区域，并在截面上的R含量高于R2T14B相的相的间隔平均值为3μm以下的R-T-B系合金薄片的粉碎物实施成型并进行烧成来得到。这样的R-T-B系烧结磁体因为是使用足够微细并且粒度分布尖锐的粉碎物得到的，所以能够得到由微细的晶粒构成的R-T-B系烧结体。另外，因为R含量高于R2T14B相的相不是在粉碎物的内部而是在外周部的存在比例变高，所以烧结后的R含量高于R2T14B相的相的分散状态容易变得良好。因此，随着R-T-B系烧结体结构变得微细同时均匀性会提高。从而，能够进一步提高R-T-B系烧结体的磁特性。
本发明另外还提供一种具备上述本发明的R-T-B系烧结磁体的旋转电机。本发明的旋转电机因为具备具有上述特征的R-T-B系烧结磁体，所以能够长时间稳定地发挥高输出。
本发明进一步提供一种R-T-B系烧结磁体的制造方法，该制造方法是一种实质上不含镝的R-T-B系烧结磁体的制造方法，具备以下工序，即：调制R-T-B系合金薄片工序，该R-T-B系合金薄片具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的树枝状的晶粒以及稀土元素的质量比率比晶粒高的晶界区域，晶界区域的间隔的平均值为3μm以下；合金粉末得到工序，粉碎R-T-B系合金薄片从而得到合金粉末；在磁场中对所述合金粉末进行成形并烧成而制作具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的R-T-B系烧结磁体的工序。在此，R是表示除了镝之外的稀土元素、T是表示过渡元素，B是表示硼。
在本发明的制造方法中，由于使用了晶界区域的间隔的平均值为3μm以下的R-T-B系合金薄片，所以通过粉碎能够制得足够微细而且粒度偏差小的合金粉末。另外，由于如果使用上述合金粉末则R含量高于包含于晶界区域中的R2T14B相的相等不是在粉碎物的内部而是在 外周部的存在比例变高，所以烧结后的三相点区域的分散状态容易变得良好。因此，能够制得由微细的晶粒构成并且三相点区域的偏析被抑制了的R-T-B系烧结磁体。另外，由于不含镝所以能够抑制氧化，具有优异的耐腐蚀性。即，由本发明的制造方法得到的R-T-B系烧结磁体由原料中含有的稀土元素的选择与结构控制的协同作用能够兼顾高磁特性和优异的耐腐蚀性。
发明效果
根据本发明则能够提供一种既具有高磁特性又具有优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。另外，根据本发明能够提供一种能够经过长时间维持高输出的旋转电机。
附图说明
图1是表示本发明的R-T-B系烧结磁体的优选实施方式的立体图。
图2是示意性地表示本发明的R-T-B系烧结磁体的一个实施方式中截面结构的截面图。
图3是表示本发明的R-T-B系烧结磁体的制造方法中使用的合金薄片的截面结构的一个例子的模式图。
图4是薄带连铸法中使用的装置的模式图。
图5是表示本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的冷却辊的辊面的一个例子的放大平面图。
图6是表示本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的冷却辊的辊面附近的截面结构的一个例子的模式截面图。
图7是表示本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的冷却辊的辊面附近的截面结构的一个例子的模式截面图。
图8是表示本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的一个例子的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。
图9是本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。
图10是示意性地表示本发明的R-T-B系烧结磁体制造中使用的R-T-B系合金薄片中所包含的树枝状结晶的平面图。
图11是表示本发明的发动机的优选实施方式中的内部结构的说明图。
图12是实施例6中所使用的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。
图13是实施例6的R-T-B系烧结磁体中截面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：1600倍）。
图14是表示实施例6的R-T-B系烧结磁体中的包含R2T14B相的粒子的粒径分布的图。
图15是比较例1中所使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。
图16是比较例2中所使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。
图17是比较例3中所使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。
图18是比较例3中所使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。
图19是表示在实施例1的R-T-B系烧结磁体中将三相点区域涂黑的元素分布数据的图。
图20是表示在比较例5的R-T-B系烧结磁体中将三相点区域涂黑的元素分布数据的图。
符号说明
1：晶核 2：晶粒（R2T14B相） 4：晶界区域（R含量高于R2T14B相的相） 10、100：R-T-B系烧结磁体 12、120：晶粒
14、140：三相点区域（晶界区域） 11：高频熔融炉
13：熔融合金 15：中间包（tundish） 16：冷却辊
17：辊面 18：合金薄片 19：气体配管 19a：气体吹出孔
20：台面 32、34：凹部 36：凸部 40：转子 42：磁芯
50：定子 52：线圈 60：树枝状（dendrite）结晶
200：发动机
具体实施方式
以下根据需要参照附图对本发明的优选实施方式进行说明。另外，在各个附图中对相同或者相同等的要素附注相同符号并省略重复的说明。
图1是本发明的优选实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体10的立体图。图2是示意性地表示本发明的优选实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体10的截面结构的截面图。如图2所示，本实施方式的R-T-B系烧结磁体10具有多个晶粒12、作为该晶粒12之间的晶界区域并且由3个以上晶粒12围成的三相点区域14。另外，虽然没有在图1中表示，但是也可以在邻接的2个晶粒12之间形成有晶界区域。
本实施方式的R-T-B系烧结磁体10作为整体具有包含稀土元素和稀土元素以外的过渡元素以及硼的组成，作为稀土元素（R）含有Dy以外的稀土元素。即，R含有选自钪（Sc）、钇（Y）、镧（La）、铈（Ce）、镨（Pr）、钕（Nd）、钐（Sm）、铕（Eu）、钆（Gd）、铽（Tb）、钬（Ho）、铒（Er）、铥（Tm）、镱（Yb）以及镥（Lu）中的至少一种元素。
R-T-B系烧结磁体10从进一步提高耐腐蚀性的观点出发，作为R优选不仅仅不含Dy，而且也不含Tb和Ho中的至少一者，进一步优选不含重稀土元素。即，作为R更加优选只含有轻稀土元素。另外，在本说明书中，重稀土元素（HR）为Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，轻稀土元素（LR）是在其之外的稀土元素。但是，R-T-B系烧结磁体10可以含有作为来自于原料的杂质或者在制造时混入的杂质的重稀土元素（Dy、Tb、Ho等）。其含量以R-T-B系烧结磁体整体为基准优选为0.01质量%以下。该含量的上限作为基本上不影响本发明的目的或效果的范围优选为0.1质量%。
在本说明书中“实质上不含Dy”是指例如可以含有在原料中作为不可避免的杂质而含有的程度的Dy。因此，在R-T-B系烧结磁体10中Dy相对于R整体的比例为例如小于0.1质量%。另外，“实质上不含Tb和Ho中至少一者”是指例如可以含有在原料中作为不可避免的杂质而含有的程度的Tb和/或Ho。因此，在R-T-B系烧结磁体10中Tb以及Ho相对于R整体的比例例如分别小于0.1质量%。
R-T-B系烧结磁体10中，作为过渡元素（T）优选至少含有Fe，更加优选组合含有Fe和Fe以外的过渡元素。作为Fe以外的过渡元素可以列举Co、Cu以及Zr。
R-T-B系烧结磁体10优选含有选自Al、Cu、Ga、Zn以及Ge中的至少一种元素。由此，就能够进一步提高R-T-B系烧结磁体10的矫顽力。另外，R-T-B系烧结磁体10优选含有选自Ti、Zr、Ta、Nb、Mo以及Hf中的至少一种元素。通过含有这样的元素，能够抑制烧成中的晶粒生长并且能够进一步提高R-T-B系烧结磁体10的矫顽力。
从进一步提高磁特性的观点出发，R-T-B系烧结磁体10中的R的含量优选为25～37质量%，更加优选为28～35质量%。R-T-B系烧结磁体10中B的含量优选为0.5～1.5质量%，更加优选为0.7～1.2质量%。
如果稀土元素的含量小于25质量%则可能导致作为R-T-B系烧结磁体10的主相的R2T14B相的生成量减少，容易析出具有软磁性的α-Fe等并且HcJ降低。另外，如果超过37质量%则可能导致R2T14B相的体积比率降低并且Br降低。
从进一步提高矫顽力的观点出发，R-T-B系烧结磁体10优选含有总计0.2～2质量%的选自Al、Cu、Ga、Zn和Ge中的至少一种元素。另外，从同样的观点出发优选R-T-B系烧结磁体10含有总计0.1～1质量%的选自Ti、Zr、Ta、Nb、Mo和Hf中的至少一种元素。
R-T-B系烧结磁体10中的过渡元素（T）的含量成为上述稀土元素和硼以及添加元素的余量部分。
在作为过渡元素含有Co的情况下其含量优选为3质量%以下（不包括0），更加优选为0.3～1.2质量%。Co形成与Fe相同的相，通过含有Co可以提高居里温度以及晶界相的耐腐蚀性。
从以更高的水平兼顾磁特性和耐腐蚀性的观点出发，R-T-B系烧结磁体10中的氧含量优选为300～3000ppm，更加优选为500～1500ppm。从同样的观点出发，R-T-B系烧结磁体10中氮的含量优选为200～1500ppm，更加优选为500～1500ppm。从同样的观点出发，R-T-B系烧结磁体10中的碳含量优选为500～3000ppm，更加优选为800～1500ppm。
R-T-B系烧结磁体10中的晶粒12优选含有R2T14B相。另一方面，三相点区域14包含质量基准的R的含量比例高于R2T14B相的相。R-T-B系烧结磁体10的截面上的三相点区域14的面积平均值以算术平均值计为2μm2以下，优选为1.9μm2以下。另外，其面积分布的标准偏差为3以下，优选为2.6以下。这样因为本实施方式的R-T-B系烧结磁体10中R的含量高于R2T14B相的相的偏析被抑制，所以不仅三相点区域14的面积小而且面积的偏差也变小。因此，能够较高地维持Br和HcJ两者。
截面上的三相点区域14的面积的平均值以及面积分布的标准偏差可以按照以下的步骤求得。首先，切断R-T-B系烧结磁体10并研磨切断面。由扫描电子显微镜来观察被研磨的面的图像。然后，进行图像分析从而求得三相点区域14的面积。求得的面积的算术平均值成为平均面积。然后，根据各个三相点区域14的面积和这些平均值就能够计算出三相点区域14的面积的标准偏差。
从做成具有足够高的磁特性并且具有足够优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体的观点出发，三相点区域14中的稀土元素的含量优选为80～99质量%，进一步优选为85～99质量%，更加优选为90～99质量%。另外，从同样的观点出发，优选每个三相点区域14的稀土元素的含量同等。具体而言，R-T-B系烧结磁体10中的三相点区域14的该含量分布的标准偏差优选为5以下，进一步优选为4以下，更加优选为3以下。
从进一步提高磁特性的观点出发，R-T-B系烧结磁体10中的晶粒12的平均粒径优选为0.5～5μm，更加优选为2～4.5μm。该平均粒径能够通过对观察了R-T-B系烧结磁体10的截面的电子显微镜图像实行图像处理，测定各个晶粒12的粒径并对测定值进行算术平均来求得。
接下来，说明R-T-B系烧结磁体10的制造方法的优选的实施方式。本实施方式的制造方法具备：调制R-T-B系合金薄片的第1工序，该R-T-B系合金薄片具有实质上不含镝的R2T14B相的树枝状的晶粒以及稀土元素的质量比率高于R2T14B相的晶界区域，晶界区域的间隔的平均值为3μm以下；粉碎R-T-B系合金薄片从而得到合金粉末的第2工序；在磁场中对合金粉末进行成形并烧成从而制作包含R2T14B相但不含镝的R-T-B系烧结磁体的第3工序。以下详细说明各个工序。
（第1工序）
第1工序是调制包含R含量高于R2T14B相的相的晶界区域的间隔的平均值为3μm以下的R-T-B系合金薄片。首先，准备具有R（除了Dy）、T、B作为构成元素的化合物或者R、T、B的单体作为原料。使用该原料并通过薄带连铸法来制作具有规定组成的R-T-B合金薄片。
图3是放大表示本实施方式的制造方法中所使用的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面结构的模式截面图。本实施方式的R-T-B系合金薄片含有作为主相包含R2T14B相的晶粒2、具有与R2T14B相不同组成的晶界区域4。晶界区域4含有R含量高于R2T14B相的相。
如图3所示，R-T-B系合金薄片在一个表面上具有晶核1。然后，包含R2T14B相的柱状的晶粒2以及包含R含量高于R2T14B相的相（富R相）的晶界区域4以该晶核1为起点朝着另一个表面以放射状延伸。即，R含量高于R2T14B相的相沿着R2T14B相的晶界析出。
在本实施方式的制造方法中所使用的R-T-B系合金薄片在沿着如图3所示的厚度方向的截面上，包含R2T14B相的晶粒2很少会向与厚度方向相垂直的方向（图3的左右方向）扩展，而是在厚度方向（图3的上下方向）上大致均匀地生长。因此，相比于现有的R-T-B系合金薄片，晶界区域4的间隔M相对较小而且间隔M的偏差变小。在通常的粉碎过程中，R-T-B系合金薄片会沿着晶界区域4断裂。因此，能够在第2工序中粉碎R-T-B系合金薄片的时候得到微细且粒径和形状偏差小的合金粉末。
R-T-B系合金薄片在图3所表示的截面上优选晶界区域4的间隔M平均值DAVE为1～3μm。由此，就能够制得具有更高磁特性的R-T-B系烧结磁体10。DAVE的下限值可以是1.5μm。DAVE的上限值可以是2.7μm。
DAVE可以按照以下步骤来求得。首先，求得在图3所示的截面上一个（下方）表面侧中晶界区域4的间隔M的平均值、中央部晶界区域4的间隔M的平均值、以及另一个（上方）表面侧的晶界区域4的间隔M的平均值。将这些平均值分别作为D1、D2以及D3。
D1、D2以及D3具体是按以下方式来求得的。首先，进行如图3所示的截面的SEM（扫描式电子显微镜）-BEI（背散射电子图像）观察（倍率：1000倍）。然后，在一个表面侧、另一个表面侧以及中央部分别各拍摄15个视野的截面的照片。在这些照片中从一个表面到中央部侧50μm的位置、从另一个表面到中央部侧50μm的位置以及中央部分别画出直线。这些直线在如图3所示的截面上大致平行于一个表面和另一个表面。由该直线的长度和该直线横穿过的晶粒2的数目就能够求得D1、D2以及D3。通过这样求得的D1、D2以及D3的平均值为DAVE。
R-T-B系合金薄片能够通过后述的使用冷却辊的薄带连铸法来进行制造。在此情况下，R-T-B系合金薄片在与冷却辊的接触面（铸造面）上析出R2T14B相的晶核1。然后，含有R2T14B相的晶粒2从R-T-B系合金薄片的铸造面侧朝着与铸造面相反侧的面（自由面）一侧以放射状生长。因此，在图3所表示的R-T-B系合金薄片上，下方的表面成为铸造面。在此情况下，D1成为铸造面侧的晶界区域4的间隔M平均值，D2成为自由面侧的晶界区域4的间隔M的平均值。D1、D2、D3例如为1～4μm，优选为1.4～3.5μm，更加优选为1.5～3.2μm。
在薄带连铸法中，将具有规定组成的熔融合金浇注于冷却辊的辊面上并通过该辊面冷却熔融合金从而生成晶核。晶界区域的间隔M可以通过加工辊面的表面来调整，也可以通过改变熔液的温度、冷却辊的表面状态、冷却辊的材质、辊面的温度、冷却辊的旋转速度以及冷却温度等来调整。例如，作为冷却辊优选在辊面上具有网眼状的沟槽形成的凹凸图案。该凹凸图案例如是由沿着冷却辊的圆周方向以规定间隔a排列的多个第1凹部、和大致垂直于第1凹部并且在冷却辊的轴方向上平行地以规定间隔b排列的多个第2凹部构成。第1凹部和第2凹部为大致直线状的沟槽，并且具有规定的深度。
图4是表示在薄带连铸法中熔融合金冷却中使用的装置的一个例子的模式图。用高频熔融炉11进行调制的熔融合金13首先被转移至中间包（tundish）15。之后，从中间包15将熔融合金13浇注到按箭头A方向以规定速度旋转的冷却辊16的辊面17上。熔融合金13接触于冷却辊16的辊面17并且通过热交换来散热。伴随着熔融合金13的冷却，熔融合金13中生成晶核并且熔融合金13的至少一部分凝固。例如，首先生成R2T14B相（熔融温度1100℃左右），之后，富R相（熔融温度700℃左右）的至少一部分凝固。这些结晶析出会受到熔融合金13接触的辊面17的结构的影响。在冷却辊16的辊面17上优选使用形成由网眼状的凹部和以该凹部形成的凸部构成的凹凸图案的表面。
图5是以平面状放大表示辊面17的一部分的示意图。在辊面17上以网眼状形成有沟槽，该沟槽形成了凹凸图案。具体是辊面17沿着冷却辊16的圆周方向（箭头A的方向）形成有以规定间隔a排列的多个第1凹部32、大致垂直于第1凹部32并且平行于冷却辊16的轴方向以规定间隔b排列的多个第2凹部34。第1凹部32和第2凹部34是大致直线状的沟槽，并且具有规定的深度。由第1凹部32和第2凹部34形成凸部36。
辊面17的表面粗糙度Rz优选为3～5μm，进一步优选为3.5～5μm，更加优选为3.9～4.5μm。如果Rz过大则有薄片的厚度变动导致冷却速度的偏差变大的倾向，如果Rz过小则会有熔融合金和辊面17的紧密附着性不充分，并且熔融合金或者合金薄片比目标时间更早地从辊面剥离的倾向。在此情况下，熔融合金的散热没有充分进行而熔融合金转移至二次冷却部。因此，会有合金薄片相互之间在二次冷却部发生贴合的不良情况的倾向。
本说明书中的表面粗糙度Rz为十点平均粗糙度，并且是按照JISB0601-1994测定的值。Rz可以使用市售的测定装置（Mitutoyo Corporation制造的Surftest）来测定。
第1凹部32与第2凹部34所成的角度θ优选为80～100°，更加优选为85～95°。通过调节成这样的角度θ能够进一步促进在辊面17的凸部36上析出的R2T14B相的晶核朝着合金薄片厚度方向以柱状生长。
图6是放大表示沿着图5的VI-VI线的截面的模式截面图。即，图5是表示以通过冷却辊的轴并平行于轴方向的面来切断冷却辊16时的截面结构一部分的模式截面图。凸部36的高度h1在图6所示的截面上可以作为通过第1凹部32的底部并且平行于冷却辊16的轴方向的直线L1与凸部36的顶点的最短距离来求得。另外，凸部36的间隔w1在图6所示的截面上可以作为邻接的凸部36顶点之间的距离来求得。
图7是放大表示沿着图5的VII-VII线的截面的示意截面图。即，图7是表示以平行于侧面的面来切断冷却辊16时的截面结构的一部分的示意截面图。凸部36的高度h2在图7所示的截面上可以作为通过 第2凹部34的底部并且垂直于冷却辊16的轴方向的直线L2与凸部36顶点的最短距离来求得。另外，凸部36的间隔w2在图7所示的截面上可以作为邻接的凸部36的顶点之间的距离来求得。
在本说明书中凸部36的高度的平均值H以及凸部36的间隔的平均值W是按下述方法求得的。使用激光显微镜拍摄如图6、7所示的冷却辊16的辊面17附近的截面轮廓图像（倍率：200倍）。在这些图像中，分别测定100点的任意挑选的凸部36的高度h1和高度h2。此时，只测定高度h1以及h2分别为3μm以上的凸部，小于3μm的凸部不包含于数据中。将共计200点的测定数据的算术平均值作为凸部36的高度平均值H。
另外，在相同图像中，分别测定100点的任意挑选的凸部36的间隔w1和间隔w2。此时，仅将高度h1以及高度h2分别为3μm以上的凸部看作凸部36来测定间隔。将共计200点的测定数据的算术平均值作为凸部36的间隔平均值W。另外，在难以用扫描电子显微镜来观察辊面17的凹凸图案的情况下，可以先制作出复制了辊面17凹凸图案的复制品，然后再用扫描电子显微镜观察该复制品的表面进行上述测定。复制品的制作可以使用市售配套器件（KENIS Ltd.制造的的Sump set）。
辊面17的凹凸图案例如可以用短波长激光来加工并调制辊面17。
凸部36的高度的平均值H优选为7～20μm。由此，就能够使熔融合金充分浸透到凹部32、34并且能够充分提高熔融合金12与辊面17的紧密附着性。从进一步使熔融合金充分浸透到凹部32、34的观点出发，平均值H的上限进一步优选为16μm，更加优选为14μm。平均值H的下限从既充分提高熔融合金与辊面17的紧密附着性又能得到在合金薄片的厚度方向上更均匀地取向的R2T14B相的结晶的观点出发进一步优选为8.5μm，更加优选为8.7μm。
凸部36的间隔平均值W为40～100μm。从进一步减小R2T14B相的柱状结晶的宽度并得到粒径小的磁体粉末的观点出发，平均值W的上限优选为80μm，进一步优选为70μm，更加优选为67μm。平均值W的下限优选为45μm，更加优选为48μm。由此，就能够制得具有更高的磁特性的R-T-B系烧结磁体。
在将熔融合金13浇注到冷却辊16的辊面17的时候熔融合金13首先接触于凸部36。在该接触部分生成晶核1，含有R2T14B相的晶粒2以该晶核1作为起点以柱状生长。通过产生多个这样的晶核1并增加每单位面积的晶核1的数目，能够抑制R2T14B相沿着辊面17生长并得到如图3所示间隔M小的R-T-B系合金薄片。
间隔a、b的平均值优选为40～100μm。这样能够制得晶界区域4的间隔M小且间隔M的偏差小的R-T-B系合金薄片。另外，不容易形成具有平均值为40μm以下的间隔的凹部32、34。用冷却辊的冷却面冷却的合金也可以进一步在通常的二次冷却部进行冷却。
从使得到的合金薄片的组织充分微细化又抑制异相的产生的观点出发，冷却速度优选为1000～3000℃/秒，更加优选为1500～2500℃/秒。如果冷却速度小于1000℃/秒则有容易析出α-Fe相的倾向，如果冷却速度超过3000℃/秒则会有容易析出激冷晶体的倾向。激冷晶体是指粒径为1μm以下的各向同性的微细结晶。如果大量生成激冷晶体则会有最终得到的R-T-B系烧结磁体的磁特性被损坏的倾向。
在用冷却辊进行冷却之后也可以通过吹气方法等来冷却的二次冷却。二次冷却的方法没有特别的限定，可以采用现有的冷却方法。例如可以列举下述方式，即，将合金薄片堆积于设置具有气体吹出孔19a的气体配管19并以圆周方向进行旋转的旋转式台面20上，从该气体吹出孔19a对该合金薄片吹冷却用气体。这样能够充分冷却合金薄片18。合金薄片在二次冷却部20中充分冷却之后被回收。样进行可以制造出具有图3所示的那样的截面结构的R-T-B系合金薄片。
本实施方式的R-T-B系合金薄片的厚度优选为0.5mm以下，更加优选为0.1～0.5mm。如果合金薄片的厚度过大则会有由于冷却速度的差异导致晶粒2的组织变得粗大均匀性被损坏的倾向。另外，合金薄片的辊面侧的面（铸造面）附近的结构和与铸造面相反侧的面（自由面）附近的结构变得不同，有D1与D2的差异变大的倾向。
图8是表示R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像。图8（A）是表示用本实施方式的制造方法调制的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。另外，图8（B）是表示用现有的制造方法调制的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。在图8（A）、（B）中R-T-B系合金薄片的下侧的面为与辊面的接触面（铸造面）。另外，在图8（A）、（B）中深色部分为R2T14B相，浅色部分为富R相。
如图8（A）所示，用本实施方式的制造方法调制的R-T-B系合金薄片在下方表面上析出多个R2T14B相的晶核（参照图中的箭头）。然后，R2T14B相的晶粒从该晶核沿着图8（A）的上方向即沿着厚度方向以放射状延伸。
另外，如图8（B）所示，用现有的制造方法调制的R-T-B系合金薄片，其R2T14B相的晶核的析出数量少于图8（A）。于是，R2T14B相的结晶不仅在上下方向而且在左右方向上也生长。因此，与厚度方向相垂直的方向上的R2T14B相的晶粒的长度（宽）大于图8（A）。R-T-B系合金薄片如果具有这样的结构则不能够得到微细且形状和尺寸的均匀性优异的合金粉末。
图9是用金属显微镜观测用本实施方式的制造方法调制的R-T-B系合金薄片的一个表面的图像（倍率：100倍）。由本实施方式的制造方法调制的R-T-B系合金薄片的一个表面如图9所示是由包含R2T14B相的多个花瓣状树枝状结晶所构成。图9是从图3的具有晶核1的一侧拍摄到的R-T-B系合金薄片的表面的由金属显微镜观测到的图像。
图10是示意性地放大表示由本实施方式的制造方法调制的R-T-B系合金薄片的构成一个表面的树枝状结晶的平面图。树枝状结晶60具有在中心部晶核1、将该晶核1作为起点以放射状延伸的丝（filar）状的晶粒2。
如图9所示，在R-T-B系合金薄片的一个表面上树枝状结晶60作为整体在一个方向（图1中为上下方向）上连接并形成晶群。正如图9所示，如果将树枝状结晶的晶群上的长轴的长度设定为C1并且将垂直于该长轴的短轴的长度设定为C2则由C2/C1计算晶群的纵横比。这样计算的纵横比的平均值优选为0.8以上，进一步优选为0.7～1.0，更加优选为0.8～0.98，特别优选为0.88～0.97。通过将纵横比的平均值控制在这样的范围内，树枝状结晶60的形状的均匀性提高并且R2T14B相向合金薄片的厚度方向的生长均匀化。另外，通过将树枝状结晶60的宽度控制在上述范围内，可以得到更加微细并且富R相均匀分散的合 金薄片。因此，就能够得到粒径小而且粒径偏差小的合金粉末。树枝状结晶60的晶群的纵横比的平均值为任意挑选的100个晶群中比（C2/C1）的算术平均值。
相比于现有的R-T-B系合金薄片的表面，图9、10所表示的R-T-B系合金薄片的表面其一个表面上的每单位面积的晶核1的数量大，并且树枝状结晶60的宽度P小。这样，构成树枝状结晶60的丝状晶粒2的间隔M小并且丝状晶粒2的大小也小。即，本实施方式的R-T-B系合金薄片的表面由微细而且大小偏差被抑制了的树枝状结晶60所构成。就这样树枝状结晶60的均匀性大幅度提高。另外，R-T-B系合金薄片的表面上的丝状晶粒2的长度S以及宽度Q的大小偏差也大幅度降低。
（第2工序）
在第2工序中，粉碎R-T-B系合金薄片以成为粒子状。原料合金的粉碎优选以粗粉碎工序以及微粉碎工序两个阶段的工序来进行。粉碎工序例如使用捣碎机（stamp mill）、鄂式破碎机（jaw crusher）以及博朗粉碎机（Braun mill）等并在惰性气体氛围中进行。另外，从降低所得到的R-T-B系烧结磁体10中的氧浓度来得到良好的磁特性的观点出发，优选进行使氢吸留于原料合金并利用由于体积膨胀而产生的裂纹来进行粉碎的氢吸留粉碎。在粗粉碎工序中，进行粉碎至原料合金的粒径成为数百μm程度。
在粗粉碎之后，在微粉碎工序中，进一步将由粗粉碎工序得到的粉碎物进行微粉碎直至平均粒径成为3～5μm，从而得到合金粉末（合金的微粉末）。微粉碎例如可以使用气流粉碎机（jet mill）来进行。在第2工序中，合金薄片的晶界区域4的部分被优先破断。为此，合金粉末的晶粒依存于晶界区域4的间隔。在本实施方式的制造方法中所使用的合金薄片，如图3所示由于其晶界区域4的间隔M小于现有技术的而且其偏差也小，所以通过粉碎能够得到粒径小且尺寸和形状的偏差被充分降低了的合金粉末。
（第3工序）
第3工序是一种在磁场中成型合金粉末并烧成，从而制作出含有R2T14B相但不含镝的R-T-B系烧结磁体的工序。在该工序中，首先在 磁场中对合金粉末成型得到成型体。具体而言，是首先将合金粉末充填于配置在电磁体中的模具内。之后，由电磁铁施加磁场一边使合金粉末的结晶轴取向一边对合金粉末加压。这样在磁场中成型并制作成型体。该磁场中成型例如可以在12.0～17.0kOe的磁场中以0.7～1.5吨/cm2程度的压力来进行。
之后，将由磁场中成型得到的成型体在真空或者惰性气体氛围中烧成得到烧结体。烧成条件优选对应于组成、粉碎方法、粒度等条件来适当设定。例如可以将烧成温度设定为1000～1100℃，将烧成时间设定为1～6小时。
由本实施方式的制造方法制得的R-T-B系烧结磁体因为使用了含有足够微细而且尺寸偏差被充分减小了的包含R2T14B相的晶粒2的合金粉末，所以能够得到结构比现有的更加微细而且更加均匀的R-T-B系烧结磁体。这样的R-T-B系烧结磁体的三相点区域14的面积平均值小而且面积分布的标准偏差也小。因此，可以说是上述R-T-B系烧结磁体10的优选制造方法。而且，因为作为原料实质上没有使用Dy源，所以R-T-B系烧结磁体实质上不含Dy。因此，通过本实施方式的制造方法可以制造出能够以极其高水平兼顾高磁特性和优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体。
还有，还可以根据必要对由上述工序制得的R-T-B系烧结磁体实施时效处理。通过进行时效处理能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力。时效处理例如可以分成两个阶段来进行，优选以800℃附近以及600℃附近的两个温度条件进行时效处理。如果以这样的条件来进行时效处理则有得到特别优异的矫顽力的倾向。另外，在以一个阶段来进行时效处理的情况下优选温度条件为600℃附近。
接下来，针对具备上述实施方式的R-T-B系烧结磁体10的旋转电机（发动机）的优选实施方式进行说明。
图11是表示优选的实施方式的发动机的内部结构的说明图。图11所示的发动机200是一种永磁同步发动机（SPM发动机200），并具备圆筒状的转子40和被配置于该转子40内侧的定子50。转子40具有圆筒状的铁芯（core）42和沿着圆筒状磁芯42的内周面以N极与S极交替的方式形成的多个R-T-B系烧结磁体10。定子50具有沿着外周面设 置的多个线圈52。该线圈52和R-T-B系烧结磁体10以互相相对的形式被配置。
SPM发动机200在转子40上具备上述实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体10。该R-T-B系烧结磁体10是一种以高水平兼顾高磁特性和优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体。因此，具备R-T-B系烧结磁体10的SPM发动机200经过长时期仍然能够持续发挥高输出。
以上就本发明的优选的实施方式作了说明，但是本发明并不限定于上述实施方式。
实施例
参照实施例以及比较例来进一步详细说明本发明的内容。本发明并不限定于以下所述实施例。
（实施例1）〈合金薄片的制作〉
使用如图4所示的合金薄片的制造装置，按照以下步骤进行了薄带连铸法。首先，以合金薄片的组成成为表1所示的元素的比例（质量%）的形式配合各构成元素的原料化合物，用高频熔融炉11加热到1300℃从而调制具有R-T-B系组成的熔融合金12。通过中间包（tundish）使该熔融合金12浇注到以规定速度旋转的冷却辊16的辊面17上。辊面17上的熔融合金12的冷却速度为1800～2200℃/秒。
冷却辊16的辊面17具有由沿着冷却辊16的旋转方向进行延伸的直线状第1凹部32和垂直于该第1凹部32的直线状第2凹部34构成的凹凸图案。凸部36的高度平均值H、凸部36的间隔平均值W以及表面粗糙度Rz分别示于表2中。另外，表面粗糙度Rz的测定中使用Mitutoyo Corporation制的测定装置（商品名：Surftest）。
用二次冷却部20进一步冷却由冷却辊16冷却得到的合金薄片得到具有R-T-B系组成的合金薄片。该合金薄片的组成如表1所示。
〈合金薄片的评价〉
拍摄沿着所得到的合金薄片厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。从该图像求得合金薄片的厚度。该厚度如表2中所示。
进一步，在铸造面侧和自由面侧以及中央部拍摄沿着合金薄片厚度方向的截面的SEM-BEI图像各拍摄15个视野，从而得到共计45张 SEM-BEI图像（倍率：1000倍）。然后，使用这些图像画出从铸造面到中央部侧50μm的位置、从自由面到中央部侧50μm的位置以及中央部各画0.15mm的直线。由该直线的长度和该直线横穿过的晶粒的数目求得D1、D2以及D3。
另外，D1为垂直于厚度方向的方向上铸造面侧的晶粒的长度平均值，D2为垂直于厚度方向的方向上自由面侧的晶粒的长度平均值，D3为垂直于厚度方向的方向上中央部的晶粒的长度平均值。然后，求得D1、D2以及D3的平均值DAVE。进一步，将在由45张图像分别求得的与厚度方向相垂直的方向上的晶粒的长度当中，晶粒的长度为最大的图像的值设定为DMAX。这些测定结果同表2中所表示的。
另外，使用上述45张SEM-BEI图像来求得该直线上的长度为1.5μm以下的富R相数目相对于直线横穿过的富R相总数的的比率α。其结果如表2中所示。
使用金属显微镜观察如图9所示的合金薄片的铸造面（倍率：100倍），来查看树枝状结晶的宽度P（参照图10）的平均值、树枝状结晶的晶群的短轴长度C2相对于长轴长度C1的之比（纵横比）、R2T14B相的结晶相对于总视野的面积占有率以及每单位面积（1mm2）上的树枝状结晶的晶核产生数。将这些结果示于表3中。另外，R2T14B相的结晶的面积占有率是如图9所示的R-T-B系合金薄片的铸造面上的金属显微镜图像中的树枝状结晶相对于图像整体的的面积比率。在图9中，树枝状结晶相当于白色部分。表3中的晶群的纵横比的值是任意挑选的100个晶群上的比（C2/C1）的算术平均值。
〈R-T-B系烧结磁体的制造〉
接下来，使用所得到的合金薄片并按照以下的步骤制造R-T-B系烧结磁体。首先，在室温下使氢吸留于所得到的合金薄片之后，通过在氩气氛围中以600℃的温度条件进行1小时的脱氢处理从而得到氢粉碎粉末。作为粉碎助剂添加0.1重量%的油酸酰胺于该氢粉碎粉末中并混合。之后，使用惰性气体并用气流粉碎机进行粉碎，从而得到2～3μm的合金粉末。另外，合金粉末的粒径是用粉碎机内的旋转式分级机来控制。
将该合金粉末充填于被配置于电磁体中的模具内，在磁场中成型 制作成型体。成型是一边施加15kOe的磁场一边加压至1.2吨/cm2来进行。之后，在真空中以930～1030℃的温度条件烧成成型体4小时，之后进行急剧冷却得到烧结体。分别以800℃1小时以及540℃1小时（都在氩气氛围中）的条件对所得到的烧结体实施两个阶段的时效处理，从而得到实施例1的R-T-B系烧结磁体。
〈R-T-B系烧结磁体的评价〉
用B-H记录设备（B-H Tracer）来测定所得到的R-T-B系烧结磁体的Br（剩余磁通密度）以及HcJ（矫顽力）。将测定结果表示于表3中。另外，求得R-T-B系烧结磁体中的包含R2T14B相的粒子的平均粒径。具体而言，是在研磨了R-T-B系烧结磁体的切断面之后，使用金属显微镜来观察研磨好的面的图像（倍率：1600倍）。然后，由图像解析来识别R2T14B的晶粒的形状并测定各个粒子的直径，将测定值的算术平均值作为平均粒径。平均粒径的值示于表3中。
（实施例2～12）
加工冷却辊的辊面，除了如表2所述变更凸部的高度平均值H、凸部的间隔平均值W和表面粗糙度Rz、并改变原料从而将合金薄片的组成变更为如表1所述之外其余都与实施例1相同的方法制得实施例1～12的R-T-B系合金薄片。与实施例1同样进行实施例2～12的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样制作实施例2～12的R-T-B系烧结磁体并对其进行评价。将这些结果表示于表2、3中。
根据由金属显微镜进行的图像观察的结果，在各个实施例中所使用的R-T-B系合金薄片在表面上具有树枝状的R2T14B相的晶粒。从而证实了生成多个树枝状结晶的晶核。
图12是在实施例6的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。图13是实施例6的R-T-B系烧结磁体的截面的由光学显微镜观测到的图像，图14是表示该截面上的R2T14B相的粒子的粒径分布的图。从图13、14就可知，确认了实施例5的R-T-B系烧结磁体的晶粒的粒径足够小并且粒径和形状的偏差小。这是由于使用了含有如图12所示在沿着厚度方向的截面上朝着与厚度方向相垂直的方向的扩展被抑制了的R2T14B相的晶粒的R-T-B系合金薄片。即，由于通过使用这样的R-T-B系合金薄片从而由粉碎得到的合金粉末的粒径以及形状的偏差变得足够小，所以能够得到结构的均匀性提高了的R-T-B系烧结磁体。
（比较例1）
除了改变原料从而将合金薄片的组成变更为表1所述、并使用在辊面上仅具有在辊的旋转方向上进行延伸的直线状的第1凹部的冷却辊之外，其余都和实施例1同样制得比较例1的R-T-B系合金薄片。这些冷却辊没有第2凹部。还有，这些冷却辊的凸部的高度平均值H、凸部的间隔平均值W以及表面粗糙度Rz按照以下顺序求得。即，在以通过冷却辊的轴且平行于轴方向的面来切断冷却辊时的切断面上，用扫描电子显微镜观察辊面附近的截面结构从而求得该H和W以及Rz。凸部的高度平均值H是100个凸部的高度的算术平均值，凸部的间隔平均值W是在100个不同的地方测定邻接的凸部之间间隔的值的算术平均值。
与实施例1同样实行对比较例1的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样制作比较例1的R-T-B系烧结磁体并对其进行评价。将这些结果示于表2、3中。
（比较例2、3）
除了改变原料将合金薄片的组成变更为如表1所述，并且加工冷却辊的辊面来将凸部的高度平均值H和凸部的间隔平均值W以及表面粗糙度Rz变更为如表2所述之外其余均以与实施例1相同的方法制得比较例2、3的R-T-B系合金薄片。与实施例1同样进行比较例2、3的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样制作比较例2、3的R-T-B系烧结磁体并对其进行评价。将这些结果表示于表2、3中。
图15、16、17是比较例1、2、3中使用的R-T-B系合金薄片的一个表面的用金属显微镜观测到的图像（倍率：100倍）。图18是在比较例3中使用的R-T-B系合金薄片沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像（倍率：350倍）。根据图15～图17的金属显微镜的图像可以证实在比较例中使用的R-T-B系合金薄片的表面上没有形成树枝状的晶粒或者即使形成也是各个晶核很大并且不均匀。
（比较例4、5）
除了改变原料从而将合金薄片的组成变更为如表1所述、并且使 用在辊面上仅具有在辊的旋转方向上进行延伸的直线状第1凹部的冷却辊之外，其余均以与实施例1相同的方法制得比较例4、5的R-T-B系合金薄片。这些冷却辊不具有第2凹部。还有，这些冷却辊的凸部的高度平均值H、凸部的间隔平均值W以及表面粗糙度Rz与比较例1同样求得。与实施例1同样进行比较例4、5的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样制作比较例4、5的R-T-B系烧结磁体并对其进行评价。将这些结果表示于表3中。
[表1]
表中数值的单位为质量%。另外，在Fe的数值中包含不可避免的杂质。
[表2]
*1：因为不是柱状晶粒且生成激冷晶体，所以不能够测定。
[表3]
根据表3所表示的结果确认了各个实施例的R-T-B系烧结磁体即使实质上不含Dy、Tb、Ho等重稀土元素也具有优异的矫顽力，并且具有与含有Dy的比较例4同等的矫顽力。
[R-T-B系烧结磁体的结构分析]
（三相点区域的面积和标准偏差）
对实施例1的R-T-B系烧结磁体，使用电子探针显微分析仪（electron probemicroanalyser）（EPMA：JXA8500F型FE-EPMA）来收集元素分布数据。测定条件为加速电压15kV、照射电流0.1μA、Count-Time：30msec，数据收集区域为X=Y=51.2μm，数据点数为X=Y=256（0.2μm-step）。在该元素分布数据中，首先通过将3个以上晶粒围绕的三相点区域涂黑并对其进行图像分析，从而求得三相点区域面积的平均值和该面积分布的标准偏差。图19是表示在实施例1的稀土烧结磁体中将三相点区域涂黑的元素分布数据的图。
对实施例2～12以及比较例4、5的R-T-B系烧结磁体，与实施例1的R-T-B系烧结磁体同样使用上述EPMA来进行组织观察。图20是表示将比较例5的R-T-B系烧结磁体三相点区域涂黑的元素分布数据的图。
计算各个实施例以及各个比较例的R-T-B系烧结磁体中的三相点区域的面积的平均值和该面积的分布的标准偏差。将这些结果表示于表4中。如表4所示，相比于比较例5，各个实施例的R-T-B系烧结磁体的三相点区域的面积的平均值和标准偏差变成更加充分小。由该结果确认了在实施例中R的含量高于R2T14B相的相的偏析被充分抑制。
（三相点区域中的稀土元素的含量）
使用EPMA来求得各个实施例以及各个比较例的R-T-B系烧结磁体的三相点区域中的稀土元素的质量基准的含量。测定是在10个点的三相点区域中进行，求得稀土元素的含量范围和标准偏差。将这些结果示于表4中。
（氧和氮以及碳的含量）
使用一般的气体分析装置来对各个实施例以及各个比较例的R-T-B系烧结磁体实行气体分析，从而求得氧、氮和碳的含量。将其结果表示于表4中。
（耐腐蚀性）
将各个实施例以及各个比较例的R-T-B系烧结磁体加工成长方体[尺寸：15×10×2（mm）]从而将其作为耐腐蚀性评价用的样品。将该样品在温度为120℃、相对湿度为100%以及2大气压的环境下使保持 100小时和400小时来进行保持试验。目视观测试验后的样品的表面状态，按以下的评价基准进行了评价。将评价结果表示于表4中。
A：外观上没有特别异常
B：发生少量粉末掉落
C：发生大量粉末掉落
[表4]
如表3、4所示，在各个实施例和比较例1～3、5中虽然使用具有相同程度的平均粒径的合金粉末，但各个实施例这一方能得到具有高HcJ的R-T-B系烧结磁体。这就认为是由于各个实施例的R-T-B系烧结磁体这一方不仅晶粒的粒径细而且由于晶粒的粒径或形状一致所以抑制了三相点区域的偏析。
根据表4的结果，确认了各个实施例的R-T-B系烧结磁体能够以高水平兼顾高磁特性和优异的耐腐蚀性。
产业上的利用可能性
通过本发明即使不使用昂贵而且稀少的重稀土元素也能够提供一种具有足够优异的矫顽力的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。
通过本发明能够提供一种既具有高磁特性又具有优异的耐腐蚀性的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。另外，通过本发明能够提供一种经过长时间仍然能够维持高输出的旋转电机。

Claims (9)

1.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
是具有包含了稀土元素、过渡元素和硼的组成的R-T-B系烧结磁体，
具备：具有包含所述稀土元素、所述过渡元素和硼的组成的晶粒；以及形成在该晶粒之间的晶界区域，
所述晶粒含有R2T14B相，
三相点区域是被3个以上的所述晶粒所包围的所述晶界区域，该三相点区域包含质量基准的R的含量比例高于所述R2T14B相的相，
所述三相点区域具有稀土元素的质量比率比所述晶粒高的组成，
截面上的所述三相点区域的面积平均值为2μm2以下，该面积的分布的标准偏差为3以下，
其中，R表示除了镝以外的稀土元素，但镝可以以不可避免的杂质形式存在，其含量相对于R整体的比例小于0.1质量％，T表示过渡元素，B表示硼，
所述三相点区域中的所述稀土元素的含量为80～99质量％，该含量的分布的标准偏差为3以下。
2.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
作为所述稀土元素，铽以及钬相对于R整体的比例分别小于0.1质量％。
3.如权利要求1所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
所述晶粒的平均粒径为0.5～5μm。
4.如权利要求2所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
所述晶粒的平均粒径为0.5～5μm。
5.如权利要求1～4中的任一项所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
所述稀土元素的含量为25～37质量％，所述硼的含量为0.5～1.5质量％，所述过渡元素中所包含的钴的含量为3质量％以下且不含0。
6.如权利要求1～4中的任一项所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
通过将具备包含R2T14B相的树枝状的晶粒、以及包含稀土元素的质量比率比所述R2T14B相高的相的晶界区域，截面上的R含量比R2T14B相高的所述相的间隔的平均值为3μm以下的R-T-B系合金薄片的粉碎物用作原料来获得。
7.如权利要求5所述的R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
通过将具备包含R2T14B相的树枝状的晶粒、以及包含稀土元素的质量比率比所述R2T14B相高的相的晶界区域，截面上的R含量比R2T14B相高的所述相的间隔的平均值为3μm以下的R-T-B系合金薄片的粉碎物用作原料来获得。
8.一种旋转电机，其特征在于：
具备权利要求1～7中的任一项所述的R-T-B系烧结磁体。
9.一种R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于：
具备：
调制R-T-B系合金薄片的工序，所述R-T-B系合金薄片具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的树枝状的晶粒以及稀土元素的质量比率比所述晶粒高的晶界区域，所述晶界区域的间隔的平均值为3μm以下；
粉碎所述R-T-B系合金薄片并得到合金粉末的工序；以及
在磁场中对所述合金粉末进行成形并烧成而制作具有包含稀土元素、过渡元素和硼的组成的R-T-B系烧结磁体的工序，
其中，R表示除了镝以外的稀土元素，但镝可以以不可避免的杂质形式存在，其含量相对于R整体的比例小于0.1质量％，T表示过渡元素，B表示硼，
截面上的所述三相点区域的面积平均值为2μm2以下，该面积的分布的标准偏差为3以下，
三相点区域中的所述稀土元素的含量为80～99质量％，该含量的分布的标准偏差为3以下。
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