CN103875045A - R-t-b 系合金薄片、r-t-b 系烧结磁体及其制造方法 - Google Patents

R-t-b 系合金薄片、r-t-b 系烧结磁体及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种R-T-B系合金薄片，其是含有R2T14B相的柱状晶体（2）的R-T-B系合金薄片，并且是在沿着厚度方向的截面上柱状晶体（2）从晶核（1）放射状地延伸，当令与截面的厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体（2）的一个面侧的长度以及与所述一个面相反侧的另一个面侧的长度的平均值分别为D1以及D2时，满足下述式（1）的R-T-B系合金薄片。0.9/1.1≦D2/D1≦1.1/0.9（1）。

Description

R-T-B 系合金薄片、R-T-B 系烧结磁体及其制造方法
技术领域
本发明涉及R-T-B系合金薄片、R-T-B系烧结磁体及其制造方法。
背景技术
在各种各样的领域所使用的驱动电机为了谋求设置空间减少和成本降低而要求与小型化和轻量化一起提高效率。伴随着这样的要求，例如可以进一步提高驱动电机所使用的烧结磁体的磁特性的技术被需求。
作为具有高磁特性的烧结磁体，一直以来利用了R-T-B系稀土类烧结磁体。该R-T-B系烧结磁体尝试了使用各向异性磁场HA大的Dy以及Tb等重稀土金属来提高磁特性。然而，伴随着近来的稀土金属原料的价格高涨而强烈期望减少昂贵的重稀土元素的使用量。在这样的情况中，尝试了对R-T-B系烧结磁体的组织微细化来改善磁特性。
再者，R-T-B系烧结磁体由粉末冶金法来制造。在利用粉末冶金法的制造方法中，首先，熔解并铸造原料，得到包含R-T-B系合金的合金薄片。接着，粉碎该合金薄片，调制具有数μm～数十μm的粒径的合金粉末。接着，对该合金粉末进行成形并烧结，制作烧结体。其后，将所得到的烧结体加工成规定尺寸。为了提高耐蚀性，可以根据需要对烧结体实施镀覆处理来形成镀层。这样做，能够得到R-T-B系烧结磁体。
在上述制造方法中，原料的熔解以及铸造通常由薄带连铸法来进行。薄带连铸法是用冷却辊冷却熔融合金来调制合金薄片的方法。以R-T-B系烧结磁体的磁特性的提高为目的，尝试调整上述薄带连铸法中的冷却速度来控制合金组织。例如，在专利文献1中，提出了通过薄带连铸法来得到由具有规定的粒径的激冷（chill）晶、粒状结晶、以及柱状晶体所构成的合金薄片的方案。
图11是表示由现有的薄带连铸法制造的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面构造的示意截面图。R-T-B系合金薄片含有R2T14B相的柱状或者树脂状结晶2作为主相，并在结晶2的晶界含有富R相等晶界相4。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3693838号说明书
发明内容
发明所要解决的技术问题
然而，在专利文献1那样的合金薄片中，粉碎合金薄片而得到的合金粉末的形状或者尺寸的偏差大。即使使用这样的合金粉末来制作烧结磁体，合金粉末的形状或者大小也会不均匀，因而难以大幅度提高磁特性。因此，确立可以进一步提高R-T-B系烧结磁体的磁特性的技术被需求。
在此，烧结磁体的矫顽力（HcJ）以及剩余磁通密度（Br）各自由下述式（I）、（II）所表示的关系成立。
HcJ=α·HA-N·Ms  （I）
Br=Ms·（ρ/ρo）·f·A  （II）
在式（I）中，α是表示结晶颗粒的独立性的系数，HA表示依赖于组成的各向异性磁场，N表示依赖于形状等的局部反磁场，Ms表示主相的饱和磁化。另外，在式（II）中，Ms表示主相的饱和磁化，ρ表示烧结密度，ρo表示真密度，f表示主相的体积比率，A表示主相的取向度。这些系数当中HA、MS以及f依赖于烧结磁体的组成，N依赖于烧结磁体的形状。从上述式（I）显而易见，只要增大上述式（I）的α便能够提高矫顽力。出于此，只要控制烧结磁体用的成形体所使用的合金粉末的构造，便能够提高矫顽力。
本发明有鉴于上述情况，其目的在于提供一种可以提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力的合金薄片。另外，目的在于提供不使用昂贵的重稀土元素而具有十分优异的矫顽力的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。
解决技术问题的手段
本发明人等为了谋求R-T-B系烧结磁体的磁特性的提高而着眼于合金薄片的构造并反复进行各种各样的研究探讨。其结果，发现通过对合金薄片的组织进行微细化并且提高均匀性，从而最终所得到的R-T-B系烧结磁体的组织被微细化并且富R相的不均匀得以抑制，并稳定得到高磁特性。
即，本发明所提供一种R-T-B系合金薄片，是含有R2T14B相的柱状晶体的R-T-B系合金薄片，在沿着厚度方向的截面上，柱状晶体从晶核放射状地延伸，当令截面的与厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体的一个面侧的长度平均值以及与该面相反侧的另一个面侧的长度平均值分别为D1以及D2时，满足下述式（1）。
0.9/1.1≦D2/D1≦1.1/0.9（1）
在本发明中，在R-T-B系合金薄片的厚度方向上延伸的柱状晶体的形状不向与厚度方向相垂直的方向扩展，且柱状晶体的形状以及宽度的偏差被充分减小。通常在粉碎R-T-B系合金薄片时，R2T14B相的柱状晶体的晶界即富R相等晶界相被优先破断。因此，合金粉末的形状依赖于R2T14B相的柱状晶体的形状。本发明的R-T-B系合金薄片中的R2T14B相的柱状晶体其柱状晶体的形状以及宽度的偏差被充分减小，因而能够得到形状或者尺寸的偏差被充分减小的R-T-B系合金粉末。由此，随着富R相的不均匀被抑制，并且能够得到微细构造的均匀性提高的R-T-B系烧结磁体。
即，本发明并不采用对R-T-B系合金薄片所含的R2T14B相单单进行细化这样的控制办法，而是抑制R2T14B相的柱状晶体的尺寸以及形状的偏差并使组织分布变得鲜明（sharp），从而提高最终所得到的R-T-B系烧结磁体的矫顽力。
本发明的R-T-B系合金薄片，当令在上述截面上与厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体的长度平均值以及最大值分别为DAVE以及DMAX时满足下述式（2）以及（3）。
1.0μm≦DAVE＜3.0μm（2）
1.5μm≦DMAX≦4.5μm（3）
这样的R-T-B系合金薄片其R2T14B相的柱状晶体的宽度充分小而且形状的偏差也被充分减小，因而能够得到微细且形状以及尺寸的均匀性充分提高的R-T-B系合金粉末。由此，最终所得到的R-T-B系烧结磁体的微细构造的均匀性进一步提高。因此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力。
本发明的R-T-B系合金薄片优选含有R的含量按质量基准比所述R2T14B相高的富R相，在上述截面上，与厚度方向相垂直的方向上的长度为1.5μm以下的富R相的数量相对于富R相的全部的比率为90%以上。由此，能够得到更加微细且尺寸的均匀性进一步提高的R-T-B系合金粉末。因此，能够更进一步提高最终所得到的R-T-B系烧结磁体的矫顽力。再有，富R相是指R的质量基准的含量比R2T14B相高的相。
本发明在别的侧面提供对粉碎上述的R-T-B系合金薄片而得到的合金粉末进行成形，并进行烧成而得到的R-T-B系烧结磁体。该R-T-B系烧结磁体使柱状晶体的形状以及宽度的偏差被充分减小的R-T-B系合金粉末作为原料，因而具有十分优异的矫顽力。
本发明在另外别的侧面提供具备粉碎上述R-T-B系合金薄片来调制合金粉末的工序、以及对该合金粉末进行成形并烧成来制作R-T-B系烧结磁体的工序的R-T-B系烧结磁体的制造方法。在该制造方法中，柱状晶体的形状以及宽度的偏差被充分减小，并且使用富R相的分散的均匀性良好且微细的合金粉末，因而能够得到具有十分优异的矫顽力的R-T-B系烧结磁体。
发明的效果
根据本发明，能够提供可以提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力的合金薄片。另外，能够提供具有十分优异的矫顽力的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。
附图说明
图1是将本发明的一个实施方式所涉及的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面一部分放大来表示的示意截面图。
图2是表示本发明的合金薄片制造方法的一个例子的示意图。
图3是表示本发明的合金薄片的制造所使用的冷却辊的辊面的一个例子的放大平面图。
图4是表示本发明的合金薄片制造所使用的冷却辊的辊面近旁的截面构造的一个例子的示意截面图。
图5是表示本发明的合金薄片制造所使用的冷却辊的辊面近旁的截面构造的一个例子的示意截面图。
图6是本发明的一个实施方式所涉及的合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。
图7是示意性地表示本发明的一个实施方式所涉及的R-T-B系烧结磁体的截面构造的一个例子的截面图。
图8是表示本发明的一个实施方式所涉及的具备R-T-B系烧结磁体的电机的内部构造的说明图。
图9是实施例5的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。
图10是比较例3的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。
图11是将现有的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面构造放大来表示的示意截面图。
图12是表示在实施例10的稀土类烧结磁体中将三相点区域全部涂上黑色的元素映射数据的示意图。
图13是表示将比较例4的R-T-B系烧结磁体三相点区域全部涂上黑色的元素映射数据的示意图。
符号的说明：
1…晶核，2…柱状晶体，4…晶界相（异相），10…高频熔解炉，12…熔融合金，14…中间包，16…冷却辊，17…辊面，18…合金薄片，19…气体配管，19a…气体吹出孔，20…二次冷却部，32,34…凹部，36…凸部，100…R-T-B系烧结磁体，120…晶粒，140…三相点区域（晶界区域），40…转子，42…磁芯，50…定子，52…线圈，200…电机。
具体实施方式
以下，根据情况参照附图，就本发明的优选实施方式进行说明。再有，在各个附图中对相同或者同等的要素标注相同符号，省略重复的说明。
<R-T-B系合金薄片>
图1是将本发明的一个实施方式所涉及的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面构造放大来表示的示意截面图。本实施方式的R-T-B系合金薄片含有作为主相的R2T14B相的柱状晶体2、以及与R2T14B相不同组成的晶界相4。晶界相4例如含有富R相。富R相是R的含量比R2T14B相高的相。
如图1所示，R-T-B系合金薄片在一个表面具有晶核1。再者，柱状晶体以及晶界相以该晶核1为起点朝向另一方的表面放射状地延伸。晶界相4沿着R2T14B相的柱状晶体2的晶界析出。在本说明书中，R表示包含选自稀土元素当中的至少一种，T表示含有铁以及钴当中的至少一者，B表示硼。
本说明书中的稀土元素是指属于周期表长周期的第3族的钪（Sc）、钇（Y）以及镧系元素，对于镧系元素来说，例如包含镧（La）、铈（Ce）、镨（Pr）、钕（Nd）、钐（Sm）、铕（Eu）、钆（Gd）、铽（Tb）、镝（Dy）、钬（Ho）、铒（Er）、铥（Tm）、镱（Yb）、镏（Lu）等。
本实施方式的R-T-B系合金薄片在沿着图1所示那样的厚度方向的截面上R2T14B相的柱状晶体2在与厚度方向相垂直的方向（图1的左右方向）上不大扩展，而在厚度方向（图1的上下方向）上大致均匀地生长。因此，与图11所示那样的R-T-B系合金薄片相比，R2T14B相的柱状晶体2的宽度即左右方向的长度M小，且长度M的偏差变小。另外，富R相4的宽度即左右方向的长度小，且其长度的偏差变小。
本实施方式的R-T-B系合金薄片，当令图1所示的截面上与R-T-B系合金薄片的厚度方向相垂直的方向即图1中的左右方向上的柱状晶体2的一个（下方）表面侧的长度平均值以及另一个（上方）的表面侧的柱状晶体2的长度平均值分别为D1以及D2时，满足下述式（1）。
0.9/1.1≦D2/D1≦1.1/0.9（1）
在本说明书中，D1、D2以及D3是按以下那样求得。再有，D3是在图1所示那样的截面上与R-T-B系合金薄片的厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体2的中央部的长度的平均值。
首先，进行图1所示那样的截面的利用SEM（扫描式电子显微镜）-BEI（反射电子图像）的观察（倍率：1000倍）。然后，在R-T-B系合金薄片的一个表面侧、该表面的相反侧的表面即另一个表面侧、以及中央部，分别各拍摄15个视野的截面的照片。在这样的照片中，描绘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、以及分别到中央部的直线。这些直线在图1所示那样的截面上与一个表面以及另一个表面基本平行。由该直线的长度和该直线横切的柱状晶体2的数量可以求得D1、D2以及D3。
本实施方式的R-T-B系合金薄片由于D2/D1满足上述式（1），因此厚度方向上的柱状晶体2的宽度以及形状的偏差小，具有高度的均匀性。出于进一步提高均匀性的观点，D2/D1优选满足下述式（4），更优选满足下述式（5）。
0.95/1.05≦D2/D1≦1.05/0.95  （4）
0.98/1.02≦D2/D1≦1.02/0.98  （5）
本实施方式的R-T-B系合金薄片可以由如后述那样使用冷却辊的薄带连铸法来制造。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）有R2T14B相的晶核1析出。然后，R2T14B相的柱状晶体2从R-T-B系合金薄片的铸造面侧朝向与铸造面相反侧的面（自由面）侧放射状地生长。因此，在图1所示的R-T-B系合金薄片，下方的表面成为铸造面。在此情况下，D1为铸造面侧的柱状晶体2的长度的平均值，D2为自由面侧的柱状晶体2的长度的平均值。此时，通常D2≧D1的关系成立。
本实施方式的R-T-B系合金薄片，在D2≧D1的关系成立的情况下，D1以及D2优选满足下述式（6）。由此，能够充分减小R2T14B相的柱状晶体2的宽度即左右方向的长度M，且能够充分减小长度M的偏差。由此，富R相的不均匀得以抑制，并且能够得到微细构造的均匀性提高的R-T-B系烧结磁体。
1≦D2/D1≦1.1  （6）
D2≧D1时，D2/D1的下限优选为1.01，更优选为1.02。另外，D2/D1的上限优选为1.09，更优选为1.05。
D1、D2、D3例如为1～4μm，优选为1.4～3.5μm，更优选为1.5～3.2μm。若D1、D2、D3过大，则存在难以对由粉碎所得到的合金粉体进行充分微细化的倾向。另一方面，维持柱状晶体的形状并且D1、D2、D3过小的R-T-B系合金薄片一般存在制造困难的倾向。
本实施方式的R-T-B系合金薄片，当令图1所示的截面上与厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体2的长度平均值以及最大值分别为DAVE以及DMAX时，优选满足下述式（2）和/或（3）。
1.0μm≦DAVE＜3.5μm  （2）
1.5μm≦DMAX≦4.5μm  （3）
在本说明书中，DAVE是由上述的SEM-BEI图像（倍率：1000倍）的观察结果求得的D1、D2、D3的平均值。因此，DAVE为图1所示的整个截面上的沿着与厚度方向相垂直的方向的柱状晶体2的长度的平均值。在本说明书中，DMAX是在一个表面侧、另一个表面侧以及中央部分别各拍摄15个视野的共计45张照片当中柱状晶体2长度最大的照片中的柱状晶体2的长度。
即，上述式（2）规定了柱状晶体2的尺寸（宽度）在规定的范围，上述式（3）规定了柱状晶体2的尺寸（宽度）的偏差在规定的范围内。满足式（2）以及（3）的R-T-B系合金薄片由更加微细且形状以及尺寸的偏差被充分减小的柱状晶体2、以及更加微细且形状以及尺寸的偏差被充分减小的富R相4所构成。因此，通过使用粉碎这样的R-T-B系合金薄片后的合金粉末，从而能够得到富R相的不均匀被进一步抑制且微细构造的均匀性进一步提高的R-T-B系烧结磁体。再有，若DAVE以及DMAX变得过小，则存在微粉碎时的超微粉增加且氧量增加的倾向。另外，存在等轴晶即激冷晶增加且在作为烧结磁体时剩余磁通密度（Br）下降的倾向。
出于得到具有更加微细且均匀的构造的R-T-B系烧结磁体的观点，DAVE以及DMAX优选满足下述式（7）以及（8）。由此，得到具有更加微细的构造的R-T-B系烧结磁体，并且能够制成还兼备R-T-B系合金薄片的制造容易性的R-T-B系合金薄片。
1.0μm≦DAVE≦2.4μm  （7）
1.5μm≦DMAX≦3.0μm  （8）
出于得到具有更加微细的构造的R-T-B系烧结磁体并且容易制成R-T-B系合金薄片的观点，DAVE以及DMAX优选满足下述式（9）以及（10）
1.5μm≦DAVE≦2.4μm  （9）
2.0μm≦DMAX≦3.0μm  （10）
在图1所示的截面上，与厚度方向相垂直的方向上的长度为1.5μm以下的富R相4相对于稀土元素浓度高的相即富R相4整体的个数比率优选为90%以上，更优选为93%以上，进一步优选为95%以上。如此，通过提高R-T-B系合金薄片所含的柱状晶体2当中上述长度为1.5μm以下的富R相4的个数比率，从而能够得到具有更高的矫顽力的R-T-B系烧结磁体。
<R-T-B系合金薄片的制造方法>
图2是用于制造实施方式的R-T-B系合金薄片的装置的示意图。本实施方式的R-T-B系合金薄片可以由使用了图2所示那样的制造装置的薄带连铸法来制造。本实施方式的合金薄片的制造方法具有：调制R-T-B系合金的熔融合金的熔融工序；使熔融合金浇注到在圆周方向上旋转的冷却辊的辊面上并通过该辊面冷却熔融合金来生成晶核且使熔融合金的至少一部分凝固的第1冷却工序；以及进一步冷却包含晶核的合金来得到合金薄片的第2冷却工序。以下，就各工序的详细进行说明。
在熔融工序中，将例如包含稀土金属或稀土合金、纯铁、硼铁、以及它们的合金当中的至少一种的原料导入到高频熔解炉10。在高频熔解炉10中，将原料加热到1300～1500℃来调制熔融合金12。
在第1冷却工序中，将熔融合金12转运至中间包（tundish）14。其后，将熔融合金从中间包14浇注到沿着箭头A方向以规定速度旋转的冷却辊56的辊面上。熔融合金12接触于冷却辊16的辊面17，通过热交换进行散热。伴随着熔融合金12的冷却，在熔融合金中晶核生成且熔融合金12的至少一部分凝固。例如，R2T14B相（熔解温度1100℃左右）首先生成，其后，富R相（熔解温度700℃左右）的至少一部分凝固。这些结晶析出受到熔融合金12接触的辊面17构造的影响。在冷却辊16的辊面17，形成有由网眼状的凹部和在该凹部形成的凸部所构成的凹凸模样。
图3是将辊面17的一部分做成平面状并放大来表示的示意图。在辊面17网眼状地形成有沟槽，其形成凹凸模样。具体而言，辊面17沿着冷却辊16的圆周方向（箭头A的方向），形成有以规定的间隔a排列的多个第1凹部32、以及与第1凹部32大致垂直且与冷却辊16的轴方向平行地以规定的间隔b排列的多个第2凹部34。第1凹部32以及第2凹部34是大致直线状的沟槽，并具有规定的深度。通过第1凹部32和第2凹部34，凸部36得以形成。
第1凹部32与第2凹部34所成的角度θ优选为80～100°，更优选为85～95°。通过成为这样的角度θ，从而能够进一步促进在辊面17的凸部36上析出的R2T14B相的晶核朝向合金薄片的厚度方向柱状地生长。
图4是将沿着图3的IV-IV线的截面放大来表示的示意截面图。即，图4是表示将冷却辊16以通过其轴且与轴方向相平行的面来切断时的截面构造的一部分的示意截面图。凸部36的高度h1在图5所示的截面上能够作为通过第1凹部32的底部且与冷却辊16的轴方向相平行的直线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4所示的截面上能够作为相邻的凸部36的顶点间的距离来求得。
图5是将沿着图3的V-V线的截面放大来表示的示意截面图。即，图5是表示将冷却辊16以与侧面相平行的面来切断时的截面构造一部分的示意截面图。凸部36的高度h2在图5所示的截面上能够作为通过第2凹部34的底部且与冷却辊16的轴方向相垂直的直线L2与凸部36的顶点的最短距离来求得。另外，凸部36的间隔w2在图5所示的截面上能够作为相邻的凸部36顶点间的距离来求得。
在本说明书中凸部36的高度平均值H、以及凸部36的间隔的平均值W如以下那样求得。使用激光显微镜，拍摄图4、5所示那样的冷却辊16的辊面17近旁的截面轮廓（profile）图像（倍率：200倍）。在这些图像中，分别测量100点任意挑选的凸部36的高度h1以及高度h2。此时，仅测量高度h1和h2分别为3μm以上的，未满3μm的高度值不包含在数据中。将共计200点的测量数据的算术平均值作为凸部36的高度的平均值H。
另外，在相同图像中，分别测量100点任意挑选的凸部36的间隔w1以及间隔w2。此时，仅将高度h1和h2分别为3μm以上的视为凸部36来测量间隔。将共计200点的测量数据的算术平均值作为凸部36的间隔的平均值W。再有，在难以通过扫描式电子显微镜来观察辊面17的凹凸模样的情况下，可以先制作复制了辊面17凹凸模样的复制品，并通过扫描式电子显微镜观察该复制品的表面来进行上述测量。复制品的制作可以使用市售配套元件（ケニス株式会社制的スンプセット）。
辊面17的凹凸模样例如可以用短波长激光加工辊面17来调制。
凸部36的高度平均值H优选为7～20μm。由此，能够使熔融合金充分浸透到凹部32、34，并充分提高熔融合金12与辊面17的密接性。出于进一步使熔融合金充分浸透到凹部32、34的观点，平均值H的上限更优选为16μm，进一步优选为14μm。出于充分提高熔融合金与辊面17的密接性并且得到根据合金薄片的厚度方向均匀取向的R2T14B相的晶体的观点，平均值H的下限更优选为8.5μm，进一步优选为8.7μm。
凸部36的间隔的平均值W为40～100μm。出于进一步减小R2T14B相的柱状晶体的宽度并得到粒径小的磁体粉末的观点，平均值W的上限优选为80μm，更优选为70μm，进一步优选为67μm。平均值W的下限优选为45μm，更优选为48μm。由此，能够得到具有更高的磁特性的R-T-B系烧结磁体。
辊面17的表面粗糙度Rz优选为3～5μm，更优选为3.5～5μm，进一步优选为3.9～4.5μm。若Rz变得过大，则存在薄片的厚度变动且冷却速度的偏差变大的倾向；若Rz变得过小，则存在熔融合金与辊面17的密接性变得不充分且熔融合金或者合金薄片比目标时间更早地从辊面17剥离的倾向。在此情况下，熔融合金在熔融合金的散热没有充分进行下向二次冷却部20移动。因此，会有合金薄片18彼此在二次冷却部20粘上的情况。
本说明书中的表面粗糙度Rz是十点平均粗糙度，并且是遵照JISB0601-1994进行测量的值。Rz可以使用市售的测量装置（株式会社ミツトヨ制的サーフテスト）来进行测量。
在本实施方式中，使用了具有图3～5所示那样的辊面17的冷却辊16，因而在将熔融合金12浇注到冷却辊16的辊面17时，熔融合金12首先接触于凸部36。在该接触部分有晶核1生成，R2T14B相的柱状晶体2以该晶核1为起点生长。通过产生许多这样的晶核1来增加每单位面积的晶核1的数量，从而能够抑制柱状晶体2沿着辊面17生长。
冷却辊16的辊面17具备具有规定的高度且以规定间隔排列的凸部36。在辊面17有许多R2T14B相的晶核1生成，其后，柱状晶体2以晶核1为起点放射状地生长。此时，促进了柱状晶体2朝向R-T-B系合金薄片的厚度方向的成长，形成有宽度小且宽度和形状的偏差小的R2T14B相的柱状晶体2、以及更加微细且形状和尺寸的偏差被充分减小的富R相4。
出于使所得到的合金薄片的组织充分微细化并且抑制异相的产生的观点，第1冷却工序中的冷却速度优选为1000～3000℃/秒，更优选为1500～2500℃/秒。若冷却速度未满1000℃/秒，则存在α-Fe相容易析出的倾向；若冷却速度超过3000℃/秒，则存在激冷晶容易析出的倾向。激冷晶是指粒径为1μm以下的各向同性的微细晶体。若激冷晶大量生成，则存在最终得到的R-T-B系烧结磁体的磁特性受损的倾向。
冷却速度可以通过例如调整在冷却辊16的内部流通的冷却水的温度或者流量来控制。另外，冷却速度也可以通过改变冷却辊16的辊面17的材质来进行调整。冷却辊的材质可以使用例如纯度为95质量%的铜板。
第2冷却工序是将包含在第1冷却工序中生成的晶核的合金薄片18在二次冷却部20进一步冷却的工序。第2冷却工序中的冷却方法没有特别的限定，可以采用现有的冷却方法。作为二次冷却部20，例如可以列举设置具有气体吹出孔19a的气体配管19并从该气体吹出孔19a将冷却用气体吹到堆积于沿着圆周方向旋转的旋转式基台的合金薄片。由此，能够充分冷却合金薄片18。合金薄片在被二次冷却部20充分冷却后被回收。
本实施方式的R-T-B系合金薄片的厚度优选为0.5mm以下，更优选为0.1～0.5mm。若合金薄片的厚度变得过大，则存在因冷却速度的不同而柱状晶体的组织粗大且均匀性受损的倾向。另外，存在合金薄片的辊面17侧的面（铸造面）附近的构造和与铸造面相反侧的面（自由面）附近的构造不同且D1与D2的差异变大的倾向。
本实施方式的R-T-B系合金薄片含有R2T14B相作为主相，并含有富R相作为异相。在此，主相是指在合金薄片中含有最多的晶相，异相是指与主相不同的晶相且主要存在于主相的晶界的晶相。富R相是非磁性的且是R的质量基准的含量比R2T14B相高的相。本实施方式的R-T-B系合金薄片除了富R相之外还可以含有α-Fe相以及激冷晶作为异相。但是，异相的合计含量相对于R-T-B系合金薄片整体优选为10质量%以下，更优选为7质量%以下，进一步优选为5质量%以下。如此，通过降低异相的合计含量，从而能够得到在剩余磁通密度和矫顽力两者上均优异的R-T-B系烧结磁体。
图6是表示R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像的照片。图6（A）是表示本实施方式的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像的照片（倍率：350倍）。另一方面，图6（B）是表示现有R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI图像的照片（倍率：350倍）。在图6（A）、（B）中，R-T-B系合金薄片下侧的面是与辊面17的接触面（铸造面）。另外，在图6（A）、（B）中，黑色部分是R2T14B相，白色部分是富R相。
如图6（A）所示，本实施方式的R-T-B系合金薄片在下方的表面有许多R2T14B相的晶核析出（参照图中箭头）。再者，R2T14B相的柱状晶体从该晶核沿着图6（A）的上方向即厚度方向放射状地延伸。
另外，如图6（B）所示，现有R-T-B系合金薄片的R2T14B相的晶核析出数量比图6（A）少。再者，R2T14B相的晶体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相的柱状晶体的长度（宽度）比图6（A）大。若R-T-B系合金薄片具有这样的构造，则不能够得到微细且在形状和尺寸的均匀性上优异的合金粉末。
<R-T-B系烧结磁体的制造方法>
接着，说明R-T-B系烧结磁体的制造方法的优选的实施方式。本实施方式的R-T-B系烧结磁体的制造方法具有：调制R-T-B系合金的熔融合金的熔融工序；将熔融合金浇注到沿着圆周方向旋转的冷却辊的辊面上并通过该辊面冷却熔融合金来生成晶核并使熔融合金的至少一部分凝固的第1冷却工序；第2冷却工序，进一步冷却包含晶核的合金来得到R-T-B系合金薄片的第2冷却工序；粉碎R-T-B系合金薄片来得到R-T-B系合金粉末的粉碎工序；对合金粉末进行成形并制作成形体的成形工序；以及烧成成形体并得到R-T-B系烧结磁体的烧成工序。即，本实施方式的R-T-B系烧结磁体的制造方法使用由上述的制造方法所得到的R-T-B系合金薄片，从熔融工序到第2冷却工序，能够与上述的合金薄片的制造方法同样地进行。因此，在此说明粉碎工序以后的工序。
粉碎工序中的粉碎方法没有特别的限定。粉碎例如可以按粗粉碎以及微粉碎的顺序来进行。粗粉碎例如优选使用捣碎机（Stamp mill）、鄂式破碎机（Jaw crusher）、布劳恩轧机（Braun mill）等在惰性气体氛围气中进行。另外，也可以在使氢被吸附后进行实行粉碎的氢吸附粉碎。通过粗粉碎，能够调制粒径为数百μm左右的合金粉末。接着，使用喷射粉碎机等对在粗粉碎中调制的合金粉末进行微粉碎，直至例如平均粒径为1～5μm。再有，合金薄片的粉碎并未必分成粗粉碎和微粉碎2个阶段来进行，也可以以1个阶段来进行。
在粉碎工序中，合金薄片的富R相等晶界相4的部分优先被破断。因此，合金粉末的粒径依赖于异相4的间隔。在本实施方式的制造方法中所使用的合金薄片，由于如图1所示R2T14B相的柱状晶体的宽度M的偏差比现有小，因此通过粉碎能够得到粒径小且尺寸和形状的偏差被充分减小的合金粉末。
在成形工序中，将合金粉末在磁场中成形来得到成形体。具体而言，首先，将合金粉末充填于配置在电磁体中的模具内。其后，一边通过电磁体施加磁场来使合金粉末的晶轴取向一边对合金粉末加压。这样做在磁场中进行成形来制作成形体。该磁场中成形只要在例如12.0～17.0kOe的磁场中在0.7～1.5吨/cm2左右的压力下进行即可。
在烧成工序中，将由磁场中成形所得到的成形体在真空或者惰性气体氛围气中烧成来得到烧结体。烧成条件优选根据组成、粉碎方法、粒度等条件来适当设定。例如可以将烧成温度设为1000～1100℃，将烧成时间设为1～5小时。
由本实施方式的制造方法所得到的R-T-B系烧结磁体，由于使用包含足够微细且均匀性高的R2T14B相的晶体和富R相的合金粉末，因此能够得到构造比现有更微细且更均匀的R-T-B系烧结磁体。因此，根据本实施方式的制造方法，能够制造维持剩余磁通密度并具有足够高的矫顽力的R-T-B系烧结磁体。
再有，对由上述工序所得到的R-T-B系烧结磁体可以根据需要实施时效处理。通过进行时效处理，可以进一步提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力。时效处理例如可以分成2个阶段来进行，优选在800℃附近、以及600℃附近的2个温度条件下进行时效处理。若在这样的条件下进行时效处理，则存在能够得到特别优异的矫顽力的倾向。再有，在以1个阶段进行时效处理的情况下，优选为600℃附近的温度。
这样得到的R-T-B系烧结磁体例如具有以下的组成。即，R-T-B系烧结磁体含有R、B、Al、Cu、Zr、Co、O、C以及Fe，各个元素的含量比例为，R：25～37质量%，B：0.5～1.5质量%，Al：0.03～0.5质量%，Cu：0.01～0.3质量%，Zr：0.03～0.5质量%，Co：3质量%以下（但不包含0质量%），O：0.5质量%以下，Fe：60～72质量%。R-T-B系烧结磁体的组成通常与R-T-B系合金薄片的组成相同。
R-T-B系烧结磁体除了上述的元素以外还可以含有0.001～0.5质量%左右的Mn、Ca、Ni、Si、Cl、S、F等不可避免的杂质。但是，这些杂质的含量总计优选未满2质量%，更优选未满1质量%。
R-T-B系烧结磁体含有R2T14B相作为主相，并含有富R相作为异相。该R-T-B系烧结磁体由于是使用粒径小且粒径偏差小的合金粉末而得到的磁体，因此组织的均匀性提高，并具有十分优异的矫顽力。
图7是将本实施方式的R-T-B系烧结磁体的截面一部分放大来表示的示意截面图。R-T-B系烧结磁体100优选至少包含Fe作为过渡元素（T），更优选组合Fe和Fe以外的过渡元素来包含。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100优选包含选自Al、Cu、Ga、Zn以及Ge当中的至少一种元素。由此，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体100的矫顽力。另外，R-T-B系烧结磁体100优选包含选自Ti、Zr、Ta、Nb、Mo以及Hf当中的至少一种元素。通过包含这样的元素，可以抑制烧成中的晶粒生长，能够进一步提高R-T-B系烧结磁体100的矫顽力。
出于进一步提高磁特性的观点，R-T-B系烧结磁体100中的稀土元素的含量优选为25～37质量%，更优选为28～35质量%。R-T-B系烧结磁体100中的B元素含量优选为0.5～1.5质量%，更优选为0.7～1.2质量%。
稀土元素含有选自钪（Sc）、钇（Y）、镧（La）、铈（Ce）、镨（Pr）、钕（Nd）、钐（Sm）、铕（Eu）、钆（Gd）、铽（Tb）、镝（Dy）、钬（Ho）、铒（Er）、铥（Tm）、镱（Yb）以及镏（Lu）当中的至少一种元素。
R-T-B系烧结磁体100可以包含Dy、Tb、Ho等重稀土元素作为稀土元素。在此情况下，R-T-B系烧结磁体100的总质量中的重稀土元素含量，按重稀土元素的合计优选为1.0质量%以下，更优选为0.5质量%以下，进一步优选为0.1质量%以下。根据本实施方式的R-T-B系烧结磁体100，即使这样地减少重稀土元素含量，也能够得到高矫顽力。
若稀土元素含量为未满25质量%，则R-T-B系烧结磁体100的主相即R2T14B相的生成量减少，存在具有软磁性的α-Fe等容易析出且HcJ降低的担忧。另一方面，若超过了37质量%，则存在R2T14B相的体积比率降低且剩余磁通密度降低的担忧。
出于进一步提高矫顽力的观点，R-T-B系烧结磁体100优选按合计含有0.2～2质量%的选自Al、Cu、Ga、Zn以及Ge当中的至少一种元素。另外，出于同样的观点，R-T-B系烧结磁体100优选按合计含有0.1～1质量%的选自Ti、Zr、Ta、Nb、Mo以及Hf当中的至少一种元素。
R-T-B系烧结磁体100中的过渡元素（T）的含量为上述稀土元素、硼以及添加元素的余量。
在包含Co作为过渡元素的情况下，其含量优选为3质量%以下（不包含0），更优选为0.3～1.2质量%。Co形成与Fe同样的相，但是通过含有Co，能够提高居里温度以及晶界相的耐蚀性。
出于更高水准地兼顾磁特性和耐蚀性的观点，R-T-B系烧结磁体100中的氧的含量优选为300～3000ppm，更优选为500～1500ppm。出于同样的观点，R-T-B系烧结磁体100中的氮的含量优选为200～1500ppm，更优选为500～1500ppm。出于同样的观点，R-T-B系烧结磁体100中的碳的含量优选为500～3000ppm，更优选为800～1500ppm。
R-T-B系烧结磁体100中的晶粒120优选包含R2T14B相。另一方面，三相点区域140包含质量基准的R含量比例比R2T14B相高的相。R-T-B系烧结磁体100的截面上的三相点区域140的面积的平均值按算术平均为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。如此，R-T-B系烧结磁体100中，R的含量比R2T14B相高的相的不均匀被抑制，因而三相点区域140的面积小，而且面积的偏差也变小。因此，能够维持高的Br和HcJ两者。
截面上的三相点区域140的面积的平均值以及面积分布的标准偏差可以按以下的顺序求得。首先，切断R-T-B系烧结磁体100，并研磨切断面。通过扫描式电子显微镜，进行所研磨的面的图像观察。然后，进行图像解析，求得三相点区域140的面积。所求得的面积的算术平均值为平均面积。然后，基于各三相点区域140的面积和它们的平均值，能够算出三相点区域140的面积的标准偏差。
出于成为具有足够高的磁特性并且具有十分优异的耐蚀性的R-T-B系烧结磁体的观点，三相点区域140中的稀土元素的含量优选为80～99质量%，更优选为85～99质量%，进一步优选为90～99质量%。另外，出于同样的观点，每个三相点区域140的稀土元素含量优选为同等的。具体而言，R-T-B系烧结磁体100中的三相点区域140的该含量分布的标准偏差优选为5以下，更优选为4以下，进一步优选为3以下。
出于进一步提高磁特性的观点，R-T-B系烧结磁体100中的晶粒120的平均粒径优选为0.5～5μm，更优选为2～4.5μm。该平均粒径可以通过观察了R-T-B系烧结磁体100的截面的电子显微镜图像的图像处理，测量各个晶粒120的粒径并对测量值进行算术平均来求得。
R-T-B系烧结磁体100优选是具备包含R2T14B相的树枝状（dendrite）的晶粒2、以及包含R的含量比R2T14B相高的相的晶界区域4，并且将R的含量比截面上的R2T14B相高的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进行成形并烧成而得到的磁体。这样的R-T-B系烧结磁体100是使用足够微细且粒度分布鲜明（sharp）的粉碎物来得到的磁体，因而能够得到由微细的晶粒所构成的R-T-B系烧结体。另外，由于R的含量比R2T14B相高的相不是粉碎物的内部而是存在于外周部的比例变高，因此烧结后的R的含量比R2T14B相高的相的分散状态容易变得良好。因此，R-T-B系烧结体构造变得微细，并且均匀性提高。因此，能够进一步提高R-T-B系烧结体的磁特性。
图8是表示具备由上述的制造方法所得到的R-T-B系烧结磁体100的电机的内部构造的说明图。图8所示的电机200是永久磁体同步电机（SPM电机200），并具备圆筒状的转子40和配置在该转子40的内侧的定子50。转子40具有圆筒状磁芯42、以及以N极与S极沿着圆筒状磁芯42的内周面交替的方式形成的多个R-T-B系烧结磁体100。定子50具有沿着外周面设置的多个线圈52。该线圈52与R-T-B系烧结磁体100以互相相对的方式配置。
SPM电机200在转子40上具备R-T-B系烧结磁体100。该R-T-B系烧结磁体100是高水准地兼顾高的磁特性和优异的耐蚀性的R-T-B系烧结磁体。因此，具备R-T-B系烧结磁体100的SPM电机200能够长时期地持续发挥高的输出。
以上，就本发明的优选实施方式作了说明，但是本发明丝毫不限定于上述实施方式。例如，本实施方式的R-T-B系合金薄片仅在一个面具有R2T14B相的晶核1，但是也可以在R-T-B系合金薄片的另一个面也具有该晶核1。在此情况下，两面均具有图1所示那样的晶核1，并且R2T14B相的柱状晶体2从各自的晶核1沿着厚度方向放射状地延伸。如此，两面具有晶核1的R-T-B系合金薄片能够通过并排具有上述凹凸模样的2根冷却辊并使熔融合金流入到它们之间的双辊铸造法来得到。
实施例
参照以下的实施例以及比较例更详细地说明本发明的内容。本发明并不限定于以下的实施例。
（实施例1）
<合金薄片的制作>
使用图2所示那样的合金薄片制造装置，按以下的顺序进行薄带连铸法。首先，以合金薄片的组成成为表2所示的元素的比例（质量%）的方式调配各构成元素的原料化合物，在高频熔解炉10加热到1300℃，调制具有R-T-B系组成的熔融合金12。将该熔融合金12经由中间包而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的旋转方向延伸的直线状的第1凹部32、以及与该第1凹部32正交的直线状的第2凹部34所构成的凹凸模样。凸部36的高度的平均值H、凸部36的间隔的平均值W、以及表面粗糙度Rz分别为表1所表示的那样。再有，在表面粗糙度Rz的测量中，使用株式会社三丰制的测量装置（商品名：サーフテスト）。
用二次冷却部20进一步冷却由利用冷却辊16的冷却所得到的合金薄片，得到具有R-T-B系组成的合金薄片。该合金薄片的组成为表2所表示的那样。
<合金薄片的评价>
拍摄沿着所得到的合金薄片的厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。从该照片求得合金薄片的厚度。该厚度为表1所表示的那样。
此外，对沿着合金薄片厚度方向的截面的SEM-BEI图像的照片在铸造面侧、自由面侧以及中央部各拍摄15个视野，得到共计45张SEM-BEI照片（倍率：1000倍）。然后，使用这些照片，描绘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、以及分别到中央部0.15mm的直线。由该直线的长度和该直线横切的柱状晶体的数量，求得D1、D2以及D3。
再有，D1是与厚度方向相垂直的方向上的铸造面侧的柱状晶体的长度的平均值，D2是与厚度方向相垂直的方向上的自由面侧的柱状晶体的长度的平均值，D3是与厚度方向相垂直的方向上的中央部的柱状晶体的长度的平均值。然后，求得D1、D2以及D3的平均值DAVE。此外，令由45张照片分别求得的与厚度方向相垂直的方向上的柱状晶体的长度的最大值为DMAX。这些测量结果为表1所表示的那样。
另外，使用上述的45张SEM-BEI图像的照片，求得该直线上的长度为1.5μm以下的富R相的数量相对于直线横切的富R相的全部的比率。其结果为表1所示的那样。
<R-T-B系烧结磁体的制作>
接着，粉碎合金薄片并得到平均粒径为2.0μm的合金粉末。将该合金粉末充填于配置在电磁体中的模具内，在磁场中成形从而制作成形体。成形中一边施加15kOe的磁场一边加压至1.2吨/cm2来进行。其后，将成形体在真空中在930～1030℃下烧成4小时，骤冷并得到烧结体。对所得到的烧结体，分别实施在800℃下1小时以及540℃下1小时（均在氩气氛围气中）的2个阶段的时效处理，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>
使用B-H描绘仪（tracer）来测量所得到的R-T-B系烧结磁体的Br（剩余磁通密度）以及HcJ（矫顽力）。将测量结果表示于表1中。
（实施例2～6、实施例16～18）
除了加工冷却辊的辊面，并将凸部的高度的平均值H、凸部的间隔的平均值W以及表面粗糙度Rz变更成表1那样以外，与实施例1同样地得到实施例2～6以及实施例16～18的合金薄片。然后，与实施例1同样地进行实施例2～6以及实施例16～18的合金薄片的评价。与实施例1同样地制作实施例2～6以及实施例16～18的R-T-B系烧结磁体，并进行评价。将这些结果表示于表1中。图9是实施例5的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。
（实施例7～15以及实施例19～31）
除了加工冷却辊的辊面，并将凸部的高度的平均值、凸部的间隔的平均值、以及表面粗糙度Rz变更成表1那样，并变更原料且将合金薄片的组成变更成表2那样以外，与实施例1同样地得到实施例7～15以及实施例19～31的合金薄片。与实施例1同样地进行实施例7～15以及实施例19～31的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样地制作实施例7～15以及实施例19～31的R-T-B系烧结磁体，并进行评价。将这些结果表示于表1中。
（比较例1）
除了使用在辊面上仅具有沿着辊的旋转方向延伸的直线状的第1凹部的冷却辊以外，与实施例1同样地得到比较例1以及比较例2的R-T-B系合金薄片。这些冷却辊不具有第2凹部。再有，这些冷却辊的凸部的高度的平均值H、凸部的间隔的平均值W、以及表面粗糙度Rz如以下那样求得。即，将冷却辊以通过冷却辊的轴且与轴方向平行的面切断时的切断面上，用扫描式电子显微镜观察辊面近旁的截面构造而求得。凸部的高度的平均值H是100个凸部的高度的算术平均值，凸部的间隔的平均值W是在100个不同的部位测量相邻的凸部的间隔的值的算术平均值。
与实施例1同样地进行比较例1的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样地制作比较例1的R-T-B系烧结磁体并进行评价。将这些结果表示于表1中。
（比较例2、3）
除了加工冷却辊的辊面，并将凸部的高度的平均值H、凸部的间隔的平均值W以及表面粗糙度Rz变更成表1那样以外，与实施例1同样地得到比较例2、3的R-T-B系合金薄片。然后，与实施例1同样地进行比较例2、3的R-T-B系合金薄片的评价。与实施例1同样地制作比较例2、3的R-T-B系烧结磁体并进行评价。将这些结果表示于表1中。图10是比较例3的R-T-B系合金薄片的沿着厚度方向的截面的SEM-BEI照片（倍率：350倍）。
（比较例4）
除了使用在辊面上仅具有沿着辊旋转方向延伸的直线状的第1凹部的冷却辊以及变更原料并将合金薄片的组成变更成表2那样以外，与实施例1同样地得到比较例4的R-T-B系合金薄片。这些冷却辊不具有第2凹部。再有，这些冷却辊的凸部的高度的平均值H、凸部的间隔的平均值W、以及表面粗糙度Rz与比较例1同样地求得。
与实施例1同样地进行比较例4的合金薄片的评价。然后，与实施例1同样地制作比较例4的R-T-B系烧结磁体并进行评价。将这些结果表示于表1中。
[表1]
Figure BDA0000490803800000221
*1:由于不时柱状晶体而是生成激冷晶·因此不能测量
[表2]
Figure BDA0000490803800000231
表中的数做的单位为质量%。另外·Fe的数值含有不可避免的杂质
从表1所示的结果确认实施例1～31的R-T-B系烧结磁体具有优异的矫顽力。
（R-T-B系烧结磁体的构造分析）
[三相点区域的面积和标准偏差]
就实施例10的R-T-B系烧结磁体，使用电子束显微分析仪（EPMA：JXA8500F型FE-EPMA）来收集元素映射（map）数据。测量条件为加速电压15kV、照射电流0.1μA、计数时间（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）。在该元素映射数据中，首先，通过将3个以上的晶粒所包围的三相点区域全部涂上黑色并对其进行图像解析，从而求得三相点区域的面积的平均值和该面积的分布的标准偏差。图12是表示在实施例10的稀土类烧结磁体中将三相点区域全部涂上黑色的元素映射数据的示意图。
就实施例10～15以及比较例4的R-T-B系烧结磁体，与实施例10的R-T-B系烧结磁体同样地使用上述EPMA来进行组织观察。图13是表示将比较例4的R-T-B系烧结磁体的三相点区域全部涂上黑色的元素映射数据的示意图。
就实施例10～15以及比较例4，与实施例10同样地进行图像解析，并算出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3中。如表3所述的那样，实施例10～15的R-T-B系烧结磁体其三相点区域面积的平均值以及标准偏差比比较例4充分小。从该结果确认在实施例10～15中R的含量比R2T14B相高的相的不均匀被充分抑制。
（平均粒径）
此外，在同样的电子显微镜的观察图像中，通过图像解析辨认R2T14B相的晶粒形状，求得各个晶粒的直径，并求得其算术平均值。将其作为R2T14B相的晶粒的平均粒径。将结果表示于表3中。
（三相点区域中的稀土元素的含量）
使用EPMA来求得实施例10～15以及比较例4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。测量在10个点的三相点区域中进行，并求得稀土元素的含量范围和标准偏差。将这些结果表示于表3中。
（氧、氮以及碳的含量）
使用一般的气体分析装置来进行实施例10～15以及比较例4的R-T-B系烧结磁体的气体分析，从而求得氧、氮以及碳的含量。将其结果表示于表3中。
[表3]
如表1、3所示，在实施例10和比较例4中，尽管使用具有同程度的平均粒径的合金粉末，但实施例10得到具有更高HcJ的R-T-B系烧结磁体。这被认为是起因于，实施例10的R-T-B系烧结磁体由于不仅晶粒的粒径细而且晶粒的粒径或形状一致因而三相点区域的不均匀得以抑制。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供可以提高R-T-B系烧结磁体的矫顽力的合金薄片。另外，能够提供具有十分优异的矫顽力的R-T-B系烧结磁体及其制造方法。

Claims (5)

1.一种R-T-B系合金薄片，其特征在于：
含有R2T14B相的柱状晶体，
在沿着厚度方向的截面上，
所述柱状晶体从晶核放射状地延伸，当令与所述厚度方向相垂直的方向上的所述柱状晶体的一个面侧的长度的平均值以及与所述面相反的侧的另一个面侧的长度平均值分别为D1和D2时，满足下述式（1），
0.9/1.1≦D2/D1≦1.1/0.9  （1）。
2.如权利要求1所述的R-T-B系合金薄片，其特征在于：
在所述截面上，当令与所述厚度方向相垂直的方向上的所述柱状晶体的长度平均值和最大值分别设定为DAVE和DMAX时，满足下述式（2）和（3），
1.0μm≦DAVE＜3.0μm（2）
1.5μm≦DMAX≦4.5μm（3）。
3.如权利要求1或2所述的R-T-B系合金薄片，其特征在于：
含有R的含量按质量基准比所述R2T14B相高的富R相，
在所述截面上，与所述厚度方向相垂直的方向上的长度为1.5μm以下的所述富R相的数量相对于所述富R相的全部的比率为90%以上。
4.一种R-T-B系烧结磁体，其特征在于：
对粉碎权利要求1～3中的任一项所述的R-T-B系合金薄片所得到的合金粉末进行成形并烧成来得到。
5.一种R-T-B系烧结磁体的制造方法，其特征在于：
具有：
粉碎权利要求1～3中的任一项所述的合金薄片来调制合金粉末的工序；以及
对所述合金粉末进行成形并烧成来制作R-T-B系烧结磁体的工序。
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