CN104051103A - R-t-b类稀土磁体粉末、r-t-b类稀土磁体粉末的制造方法和粘结磁体 - Google Patents

R-t-b类稀土磁体粉末、r-t-b类稀土磁体粉末的制造方法和粘结磁体 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于，通过促进在磁性相晶界形成连续的富R晶界相，获得磁粉的矫顽力增大、并且也兼备高的剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。本发明中，通过对HDDR处理所得到的、含Al的R-T-B类稀土磁体粉末在真空或Ar氛围中以670℃以上820℃以下的温度进行30分钟以上300分钟以下的热处理，能够促进富R晶界相的形成，得到即使降低Al量也能够具备高矫顽力、且具有高剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。

Description

R-T-B类稀土磁体粉末、R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法和粘结磁体
技术领域
本发明涉及R-T-B类稀土磁体粉末及其制造方法。
背景技术
R-T-B类稀土磁体粉末（R表示稀土元素，T表示以Fe为必须成分的过渡金属，B表示硼）具有优异的磁特性，作为汽车等的各种电动机用磁体在工业上被广泛应用。但是，R-T-B类稀土磁体粉末的磁特性依存于温度的变化大，一旦达到高温，矫顽力就会迅速降低。
已知R-T-B类稀土磁体粉末可以通过对原料合金进行HDDR处理（Hydrogenation-Decomposition-Desorption-Recombination：氢化-相分解-脱氢-再结合）而制造。
在通过HDDR处理制造R-T-B类稀土磁体粉末时，迄今为止，通过使磁体粉末中含有各种元素，促进在磁性相晶体晶界形成连续的富R晶界相，使得磁体粉末的矫顽力增大。但是，一旦不构成磁性相的元素的添加量增加，晶界相的磁化就会降低，因而导致磁体粉末的剩余磁通密度降低。
日本特开平9-165601号记载了通过对在R-T-B类合金中添加有微量Dy的原料进行HDDR处理，得到矫顽力优异的磁体粉末。
日本特开2002-09610号记载了通过在RFeBHx粉末中混合由Dy氢化物等构成的扩散粉末，进行扩散热处理工序、脱氢工序，得到Dy等在表面和内部扩散、矫顽力优异的磁体粉末。
日本特开2011-49441号中记载了在通过HDDR处理制得的R-Fe-B系磁体粉末中混合含Zn粉末，并进行混合粉碎、扩散热处理、时效热处理，得到Zn在晶界扩散的、矫顽力优异的磁体粉末。
另外，在国际公开第2011/145674号中记载了在通过HDDR处理制得的R-Fe-B系磁体粉末中混合Nd-Cu粉末，并进行热处理扩散，得到Nd-Cu在主相的晶界扩散的、矫顽力优异的磁体粉末。
一直以来对于通过在原料合金中添加Dy的方法、或者在HDDR工序的中途或HDDR工序后使添加元素扩散，以提高磁体粉末的矫顽力进行着研究。然而，一旦不构成磁性相的元素的添加量增加，晶界相的磁化就会降低，因而存在磁体粉末的剩余磁通密度降低的问题。
发明内容
在本发明中，通过抑制不构成磁性相的元素的添加量，得到具有高剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。另外，本发明的目的在于，通过HDDR处理后的热处理补偿由于抑制为了促进富R相的形成添加的元素的添加量所造成的富R晶界相的形成能力降低，由此制造具有优异的矫顽力和剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。
即，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的特征在于，该粉末含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和A1（A1：铝），该粉末的平均组成中，R量为12.5at.%以上14.3at.%以下，B量为4.5at.%以上7.5at.%以下，Al量小于1.0at.%，该粉末包括含有R2Tl4B磁性相的晶粒和晶界相，晶界相含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和Al（A1：铝），晶界相的组成中，R量为13.5at.%以上30at.%以下，Al量为1.5at.%以下（本发明1）。
另外，如上述本发明1所述的R-T-B类稀土磁体粉末，R-T-B类稀土磁体粉末含有Ga和Zr，该粉末的平均组成中，Co量为10.0at.%以下，Ga量为0.1at.%以上1.0at.%以下，Zr量为0.05at.%以上0.15at.%以下（本发明2）。
另外，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，将含有小于1.5at.%的A1的R-T-B类稀土磁体粉末在真空或Ar氛围中以670℃以上820℃以下的温度进行30分钟以上300分钟以下的热处理，上述R-T-B类稀土磁体粉末通过对原料合金进行HDDR处理获得，所述原料合金含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和Al（Al：铝）（本发明3）。
另外，如上述本发明3所述R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，原料合金的组成中，R量为12.5at.%以上14.3at.%以下，B量为4.5at.%以上7.5at.%以下，A1量小于1.5at.%（本发明4）。
另外，如上述本发明3或4所述的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，原料合金含有Ga和Zr，该原料合金的组成中，Co量为10.0at.%以下，Ga量为0.1at.%以上1.0at%以下，Zr量为0.05at.%以上0.15at.%以下（本发明5）。
另外，本发明为通过上述本发明3～5中任一项所述的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法制得的R-T-B类稀土磁体粉末（本发明6）。
另外，本发明为使用上述本发明1、2或6所述的R-T-B类稀土磁体粉末的粘结磁体（本发明7）。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末具有优异的矫顽力和剩余磁通密度，所以适合作为粘结磁体用磁性粉末。
在本发明中，由于原料合金中含有Al作为用于促进富R晶界相的添加元素，即使没有用于使R在晶界相扩散的复杂的工序，也能够制造具有优异的矫顽力的R-T-B类稀土磁体粉末。
另外，根据本发明，由于能够抑制不构成磁性相的元素的添加量，能够获得具有高剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。另外，通过HDDR处理后的热处理补偿由于抑制为了促进富R晶界相的形成添加的元素的添加量所造成的富R晶界相的形成能力降低，由此能够制造具有优异的矫顽力和剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末。
具体实施方式
首先，对本发明的R-T-B类稀土磁体粉末进行说明。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和Al（Al：铝）。
作为构成本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的稀土元素R，可以使用选自Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu中的一种或二种以上，从成本、磁特性的理由出发，优选使用Nd。该粉末的平均组成中，R量为12.5at.%以上14.3at.%以下。在平均组成的R量少于12.5at.%时，存在于晶界相的R量就会在13.5at.%以下，不能充分地得到矫顽力提高的效果。在平均组成的R量超过14.3at.%时，晶界相的非磁性相量增多，因此，磁体粉末的剩余磁通密度降低。平均组成的R量优选为12.8at.%以上14.0at.%以下。
构成本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的元素T为Fe、或Fe和Co。该粉末的平均组成的T量是除去构成该粉末的其它元素以外的余量。另外，通过添加Co作为置换Fe的元素，能够提高居里温度，但由于导致磁体粉末的剩余磁通密度降低，所以该粉末中的平均组成的Co量优选为10.0at.%以下，更优选为2.0at.%以上8.0at.%以下。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的平均组成的B量为4.5at.%以上7.5at.%以下。在平均组成的B量少于4.5at.%时，R2Fe17相等析出，因此磁特性降低。另外，在B量多于7.5at.%时，剩余磁通密度降低。平均组成的B量优选为5.0at.%以上7.0at.%以下。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的平均组成的Al量小于1.0at.%。在本发明中，考虑到Al具有使剩余的R在R-T-B类稀土磁体粉末的晶界均匀扩散的效果，所以需要含有超过0at.%。为了使R迅速在晶界扩散，优选平均组成的Al量为0.05at.%以上。另一方面，在Al量多时，非磁性相量增大，因此，磁体粉末的剩余磁通密度降低，所以优选A1量少。只要平均组成的Al量小于1.0at.%，就能够获得高剩余磁通密度，所以优选。平均组成的Al量更优选为0.07at.%以上0.8at.%以下。
另外，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末优选含有Ga和Zr。该粉末的平均组成优选Ga量为0.1at.%以上1.0at.%以下。在平均组成的Ga量小于0.1at.%时，矫顽力提高的效果低；在超过1.0at.%时，剩余磁通密度降低。另外，该粉末的平均组成优选Zr量为0.05at.%以上0.15at.%以下。在平均组成的Zr量小于0.05at.%时，矫顽力提高的效果低；在超过0.15at.%时，剩余磁通密度降低。
另外，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末，除了含有上述元素之外，还可以含有Ti、V、Nb、Si、Cr、Mn、Zn、Mo、Hf、W、Ta、Sn中的一种或二种以上的元素。通过添加这些元素，能够提高R-T-B类稀土磁体粉末的磁特性。优选这些元素的含量合计在2.0at.%以下，更优选在1.0at.%以下。在这些元素的含量超过2.0at.%时，可能会导致剩余磁通密度降低。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末包括含有R2T14B磁性相的晶粒和晶界相。本发明的R-T-B类稀土磁体粉末，晶界相在晶粒的界面连续地存在，所以，能够削弱晶粒之间的磁耦合，显示出高矫顽力。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界相含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和A1（Al：铝）。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界相的组成中，R量为13.5at.%以上30.0at.%以下。在晶界相的组成的R量少于13.5at.%时，不能充分得到矫顽力提高的效果。在晶界相的组成的R量超过30.0at%时，晶界的磁化下降，所以粉末的剩余磁通密度降低。晶界相的组成的R量优选为20.0at.%以上30.0at.%以下。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界相的组成中，Al量为1.5at.%以下。在本发明中，考虑到Al具有使剩余的R在R-T-B类稀土磁体粉末的晶界均匀扩散的效果，因此，需要晶界相内含有超过0at.%。为了使R更均匀地在晶界相扩散，优选晶界相的组成的Al量为0.05at.%以上。另一方面，在晶界相的组成的Al量超过1.5at.%时，非磁性相量增多，因此，磁体粉末的剩余磁通密度降低。晶界相的组成的Al量优选为0.06at.%以上1.2at.%以下，更优选为0.07at.%以上小于1.0at.%。
构成本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界相的元素T为Fe、或Fe和Co。该粉末的晶界相的组成的T量是除去构成晶界相的其他元素以外的余量。
另外，在本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界相中，除了含有上述元素以外，还可以含有Ga、Zr、Ti、V、Nb、Si、Cr、Mn、Zn、Mo、Hf、W、Ta、Sn中的一种或二种以上的元素。
下面，对本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法进行详细说明。本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法中，对原料合金粉末进行HDDR处理，对所得到的粉末进行热处理，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
首先，对本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金进行说明。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金含有R（R：包括Y的一种以上的稀土元素）、T（T：Fe、或Fe和Co）、B（B：硼）和Al（A1：铝）。
作为构成本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金的稀土元素R，可以使用选自Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu中的一种或二种以上，但从成本、磁特性的理由出发，优选使用Nd。原料合金中的R量为12.5at.%以上14.3at.%以下。在原料合金中的R量少于12.5at.%时，晶界中扩散的剩余的Nd减少，不能充分地得到矫顽力提高的效果。在原料合金中的R量超过14.3at.%时，晶界相的非磁性相量增多，因此，磁体粉末的剩余磁通密度降低。原料合金中的R量优选为12.8at.%以上14.0at.%以下。
构成本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金的元素T是Fe、或Fe和Co。原料合金中的T量是除去构成原料合金的其他元素以外的余量。另外，通过添加Go作为置换Fe的元素，能够提高居里温度，但会导致剩余磁通密度降低，所以原料合金中的Co量优选为10.0at.%以下，更优选为2.0at.%以上8.0at.%以下。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金中的B量为4.5at.%以上7.5at.%以下。在原料合金中的B量少于4.5at.%时，R2Fe17相等析出，因此磁特性下降。另外，在原料合金中的B量多于7.5at.%时，剩余磁通密度降低。原料合金中的B量优选为5.0at.%以上7.0at.%以下。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金中的Al量小于1.5at.%。在本发明中，考虑到A1具有使剩余的R在R-T-B类稀土磁体粉末的晶界均匀扩散的效果，因此，需要在原料合金中含有超过0at.%。为了使R迅速地在晶界扩散，原料合金中的Al量优选为0.05at.%以上。另一方面，在A1量多时，非磁性相量增多，导致剩余磁通密度降低，因此优选Al量少。只要原料合金中的Al量在1.0at.%以下就能够获得高剩余磁通密度，因此优选。原料合金中的Al量更优选为0.07at.%以上0.8at.%以下。
另外，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金优选含有Ga和Zr。原料合金中的Ga量优选为0.1at.%以上1.0at.%以下。在原料合金中的Ga量小于0.1at.%时，矫顽力提高的效果小；在超过1.0at.%时，剩余磁通密度降低。另外，原料合金中的Zr量优选为0.05at.%以上0.15at.%以下。在原料合金中的Zr量小于0.05at.%时，矫顽力提高的效果小；在超过0.15at.%时，剩余磁通密度降低。
另外，本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金，除了含有上述元素之外，还可以含有Ti、V、Nb、Si、Cr、Mn、Zn、Mo、Hf、W、Ta、Sn中的一种或二种以上的元素。通过添加这些元素，能够提高R-T-B类稀土磁体粉末的磁特性。这些元素的含量合计优选为2.0at.%以下，更优选为1.0at.%以下。在这些元素的含量超过2.0at.%时，可能会导致剩余磁通密度降低或其他相析出。
（原料合金粉末的制作）
作为R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金，可以使用通过叠箱铸型法、离心铸造法制作的锭或通过板带连铸法制作的带。由于这些合金在铸造时会发生组成的偏析，因此，可以在HDDR处理之前进行组成的均质化热处理。均质化热处理在真空或不活泼气体氛围中，优选以950℃以上1200℃以下、更优选1000℃以上1170℃以下进行。接着，进行粗粉碎和微粉碎，制成HDDR处理用原料合金粉末。粗粉碎可以使用颚式破碎机等。之后，进行一般的储氢粉碎、机械粉碎，得到R-T-B类稀土磁体粉末的原料合金粉末。
下面，对使用上述原料合金粉末制造R-T-B类稀土磁体粉末的方法进行说明。
（HDDR处理）
HDDR处理包括：通过氢化将R-T-B类原料合金分解为α-Fe相、RH2相、Fe2B相的HD工序；和通过减压，排出氢，发生由上述各相生成Nd2Fe14B的逆反应的DR工序。
（HD工序）
HD工序中的处理温度优选在700℃以上870℃以下进行。在此，将处理温度设为700℃以上是因为低于700℃时反应不进行，设为870℃以下是因为反应温度大于870℃时晶粒生长、矫顽力下降。氛围优选以氢分压20kPa以上90kPa以下的氢气和不活泼气体的混合氛围进行，更优选氢分压为40kPa以上80kPa以下。这是因为低于20kPa时反应不进行，大于90kPa时反应性过高、磁特性降低。处理时间优选为30分钟以上10小时以下，更优选为1小时以上7小时以下。
（DR工序）
DR工序的处理温度优选在800℃以上900℃以下进行。在此，将处理温度设为800℃以上是因为小于800℃时脱氢不进行，设为900℃以下是因为超过900℃时晶粒过度成长、矫顽力下降。DR工序中使得最终的真空度为1Pa以下。DR工序的排气工序可以分为预备排气工序和完全排气工序进行。
（DR工序-预备排气工序）
预备排气工序中的处理温度优选在800℃以上900℃以下进行。在此，将处理温度设为800℃以上是因为小于800℃时脱氢不进行，设为900℃以下是因为大于900℃时晶粒过度生长、矫顽力降低。
在预备排气工序中，优选将真空度设为2.5kPa以上4.0kPa以下进行。这是为了从RH2相除去氢。通过在预备排气工序中从RH2相除去氢，能够得到结晶方位一致的RFeBH相。处理时间优选以30分钟以上180分钟以下进行。
（DR工序-完全排气工序）
完全排气工序中的处理温度优选与预备排气工序一样，以800℃以上900℃以下进行。在此，将处理温度设为800℃以上是因为小于800℃时Nd-Al不熔融，不会充分发生富Nd相向晶界的扩散，因而矫顽力不会提高。另外，设为900℃以下是因为超过900℃时晶粒过度成长、矫顽力降低。
在完全排气工序中，由预备排气工序的氛围进一步进行排气，将最终的真空度设为1Pa以下。另外，优选将整个完全排气工序的处理时间设为30分钟以上150分钟以下，特别是将在真空度为1Pa以上2000Pa以下的保持时间设为10分钟以上140分钟以下。更优选将真空度为1Pa以上2000Pa以下的保持时间设为15分钟以上120分钟以下。真空度既可以连续下降，也可以阶段性下降。在整个完全排气工序的处理时间为30分钟以下时，脱氢不完全，矫顽力下降；在为150分钟以上时，晶粒过度成长，导致矫顽力下降。
通过上述HDDR处理，能够得到R-T-B类稀土磁体粉末。所得到的R-T-B类稀土磁体粉末可以在完全排气工序结束后进行冷却。通过将完全排气工序结束后的R-T-B类稀土磁体粉末在Ar中进行急冷，能够防止磁体粉末的晶粒生长。
（热处理）
R-T-B类稀土磁体粉末的热处理在真空或Ar氛围中进行。热处理温度设为670℃以上820℃以下。在热处理温度小于670℃时，难以进行富R向晶界的扩散，矫顽力增大的效果小。在超过820℃的温度下效果饱和，并且会引起磁性相晶粒的粗大化，所以矫顽力降低。另外，在比DR工序的处理温度高的温度下实施热处理时，可能会导致磁性相晶粒的粗大化，磁体粉末的矫顽力降低，因此，优选在比DR工序的处理温度低的温度下实施热处理。热处理温度优选为700℃以上800℃以下。
另外，热处理时间设为30分钟以上300分钟以下。在热处理时间少于30分钟时，R的扩散不能充分进行，因此，矫顽力增大的效果小；在超过300分钟的时间时效果饱和，并且因磁性相晶粒的粗大化使得磁体粉末的矫顽力降低。热处理时间优选为45分钟以上180分钟以下，更优选为60分钟以上120分钟以下。
在热处理结束后进行冷却，得到本发明的R-T-B类稀土磁体粉末。通过将热处理后的R-T-B类稀土磁体粉末在Ar氛围中进行急冷，能够防止磁体粉末的磁性相晶粒的粗大化，能够防止矫顽力降低。
在本发明中，通过在HDDR处理完成后，在比DR工序低的温度下进行HDDR处理后的热处理，不会引起磁体粉末的晶粒的粗大化，能够增大矫顽力，维持高剩余磁通密度。
含有Al的R-T-B类磁体粉末的HDDR处理后的热处理所带来的增大矫顽力和维持剩余磁通密度的效果，在原料合金的Al量、进一步在R-T-B类稀土磁体粉末的平均组成的Al量小于1.5at.%时体现。在Al量为1.5at.%以上时，由于在HDDR处理中R的扩散充分进行，所以没有看到矫顽力提高，本身的磁体粉末的剩余磁通密度低。在本发明中，通过HDDR处理后的热处理，能够获得仅有HDDR处理时不充分的、由于Al引起的R向晶界相扩散所带来的矫顽力提高的效果，所以在存在Al、并且Al的含量少的磁体粉末中，发挥出更优异的矫顽力提高效果。为了得到具备高矫顽力和高剩余磁通密度的R-T-B类稀土磁体粉末，优选Al量为0.05at.%以上1.0at.%以下，更优选为0.07at.%以上0.8at.%以下。
（粘结磁体的制造）
使用本发明的R-T-B类稀土磁体粉末制造粘结磁体。在磁体粉末中添加热塑型树脂、偶联剂、润滑剂进行混炼后，在磁场中进行压缩成型、注射成型等，能够制造粘结磁体。另外，在环氧树脂等热固型树脂中混合磁体粉末，通过加压成型等进行成型后，通过进行热处理能够制造粘结磁体。
下面，详细地例示本发明的实施例和比较例。
在本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的平均组成和原料合金组成的分析中，B和Al的分析使用ICP发光分光分析装置（Thermo FisherScientific公司生产：iCAP6000），除了B和Al以外的分析使用荧光X射线分析装置（理学电机工业株式会社生产：RIX2011）。
本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的晶界的组成分析使用能量分散型X射线分析装置（日本电子株式会社生产：JED-2300F）。
作为本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的磁特性，用振动试样型磁通计（VSM：东英工业生产、VSM-5型）测定矫顽力（Hcj）、最大磁能积（BHmax）、剩余磁通密度（Br）。
（原料合金粉末的制作）
制作表1所示的各组成的合金锭A1～A3。将这些合金锭在真空氛围下以1150℃进行20小时热处理，进行组成的均质化。均质化热处理后，使用颚式破碎机进行粗粉碎，再使氢吸留，进行机械粉碎，得到原料合金粉末A1～A3。
[表1]
Nd Fe Co B Al Ga Zr
A1 12.9 bal. 5.3 6.2 0.07 0.5 0.1
A2 12.9 bal. 5.3 6.2 0.5 0.5 0.1
A3 12.9 Bal. 5.3 6.2 1.5 0.5 0.1
＊单位：at%、ba1.表示余量
（实施例1）
（HDDR处理-HD工序）
在HD工序中，将5kg的原料合金粉末A1装入炉内，在氢分压60kPa、总压100kPa（大气压）的氢-Ar混合气体中升温至840℃，保持200分钟。
（HDDR处理-预备排气工序）
在HD工序结束后，用回转泵进行真空排气，进行使炉内真空度达到3.2kPa的预备排气工序。通过调节真空排气系统的阀门开度，将真空度维持在3.2kPa，将处理温度设为840℃，保持100分钟，进行脱氢。
（HDDR处理-完全排气工序）
在预备排气工序结束后，进一步进行真空排气，进行完全排气工序使得炉内的真空度从3.2kPa最终达到1Pa以下。将处理温度设为840℃，将整个完全排气工序的处理时间设为45分钟。将得到的粉末冷却，得到R-T-B类稀土磁体粉末。测定得到的R-T-B类稀土磁体粉末的磁特性。
（热处理）
在热处理中，将HDDR处理后的粉末装入炉内，在Ar氛围中升温至700℃，在700℃保持1小时后，在Ar氛围中进行急冷，得到R-T-B类稀土磁体粉末。测定得到的R-T-B类稀土磁体粉末的组成和磁特性。
（实施例2）
除了将热处理温度设为750℃之外，与实施例1同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例3）
除了将热处理温度设为800℃之外，与实施例1同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例4）
除了将热处理时间设为2小时之外，与实施例2同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例5）
除了使用原料合金粉末A2之外，与实施例1同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例6）
除了使用原料合金粉末A2之外，与实施例2同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例7）
除了使用原料合金粉末A2之外，与实施例3同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（实施例8）
除了将热处理时间设为3小时之外，与实施例7同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（比较例1）
除了使用原料合金粉末A3之外，与实施例1同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（比较例2）
除了使用原料合金粉末A3之外，与实施例2同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
（比较例3）
除了使用原料合金粉末A3之外，与实施例3同样操作，得到R-T-B类稀土磁体粉末。
[表2]
（结果）
在表2中实施例1～8中得到了具有1290kA/m以上的矫顽力和1.25T以上的剩余磁通密度的磁体粉末。可以推测这是由于在热处理中富Nd相在晶界扩散，使得与热处理前相比晶界的富Nd相的厚度增加的缘故。
另外，在比较例1～3中，即使进行热处理磁体粉末的矫顽力也没有增加。可以认为由于在原料合金中Al的添加量多，所以在HDDR处理中富R相充分扩散，因此没有热处理的效果，未观察到矫顽力的增大。另外，由于Al含量多，所以磁体粉末的剩余磁通密度为比实施例低的值。
根据本发明的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，通过抑制使矫顽力增大的元素的添加量，能够不降低剩余磁通密度，通过热处理使富R相在晶界扩散，能够得到剩余磁通密度和矫顽力优异的R-T-B类稀土磁体粉末。

Claims (8)

1.一种R-T-B类稀土磁体粉末，其特征在于：
含有R、T、B和Al，其中，R为包括Y的一种以上的稀土元素，T为Fe、或Fe和Co，B为硼，Al为铝，
该粉末的平均组成中，R量为12.5at.%以上14.3at.%以下，B量为4.5at.%以上7.5at.%以下，Al量小于1.0at.%，
该粉末包括含有R2T14B磁性相的晶粒和晶界相，
晶界相含有R、T、B和Al，其中，R为包括Y的一种以上的稀土元素，T为Fe、或Fe和Co，B为硼，Al为铝，
晶界相的组成中，R量为13.5at.%以上30at.%以下、Al量为1.5at.%以下。
2.如权利要求1所述的R-T-B类稀土磁体粉末，其特征在于：
R-T-B类稀土磁体粉末还含有Ga和Zr，
该粉末的平均组成中，Co量为10.0at.%以下，Ga量为0.1at.%以上1.0at.%以下，Zr量为0.05at.%以上0.15at.%以下。
3.一种R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，其特征在于：
将含有Al、且Al含量小于1.5at.%的R-T-B类稀土磁体粉末在真空或Ar氛围中以670℃以上820℃以下的温度进行30分钟以上300分钟以下的热处理，
所述R-T-B类稀土磁体粉末通过对原料合金进行HDDR处理而获得，所述原料合金含有R、T、B和A1，其中，R为包括Y的一种以上的稀土元素，T为Fe、或Fe和Co，B为硼，Al为铝。
4.如权利要求3所述的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，其特征在于：
原料合金的组成中，R量为12.5at.%以上14.3at.%以下，B量为4.5at.%以上7.5at.%以下，A1量小于1.5at.%。
5.如权利要求3所述的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法，其特征在于：
原料合金含有Ga和Zr，
该原料合金的组成中，Co量为10.0at.%以下，Ga量为0.1at.%以上1.0at.%以下，Zr量为0.05at.%以上0.15at.%以下。
6.一种通过权利要求3～5中任一项所述的R-T-B类稀土磁体粉末的制造方法制得的R-T-B类稀土磁体粉末。
7.一种使用权利要求1或2所述的R-T-B类稀土磁体粉末的粘结磁体。
8.一种使用权利要求6所述的R-T-B类稀土磁体粉末的粘结磁体。
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