申请/专利权人：TDK株式会社

申请日：2018-03-28

公开（公告）日：2020-10-23

公开（公告）号：CN108695031B

主分类号：H01F1/057(20060101)

分类号：H01F1/057(20060101);H01F41/02(20060101)

优先权：["20170330 JP 2017-069138"]

专利状态码：有效-授权

法律状态：2020.10.23#授权;2018.11.16#实质审查的生效;2018.10.23#公开

摘要：本发明提供一种R‑T‑B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，R为一种以上的稀土元素，T为以Fe或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，B为硼。将R‑T‑B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，存在最小直径为10μm以上、最大直径为30μm以上且300μm以下的主相A。主相A由R2T14B相构成。上述主相A相对于截面整体的面积比例为2％以上且60％以下。

主权项：1.一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，R为一种以上的稀土元素，T为以Fe或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，B为硼，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，包含最小直径为10μm以上、最大直径为30μm以上且300μm以下的主相A，所述主相A由R2T14B相构成，所述主相A相对于所述截面整体的面积比例为2％以上且60％以下，所述一个截面中包含空隙，最大直径为5μm以上的所述空隙相对于将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面整体的面积比例比0％大且为0.1％以下。

全文数据：R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金及R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法技术领域[0001]本发明涉及R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金及R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法。背景技术[0002]已知R-T-B系稀土类烧结磁铁具有优异的磁特性。目前，进一步期望磁特性的提高及矩形比的提高。特别是为了提高矩形比，异常晶粒生长的抑制是非常重要的。[0003]以往，异常晶粒生长的抑制通过如下进行，通过精密地控制原料合金的粉碎条件，从而控制粉碎粒度。但是，将粉碎条件的控制设为精密存在限度。[0004]另外，还尝试着通过控制原料合金组织，从而控制粉碎粒度，并抑制异常晶粒生长。作为记载有控制原料合金组织的例子，可举出专利文献1。专利文献1中记载有一种稀土类磁铁原料合金，其特征在于，M-B系化合物、M-B-Cu系化合物、M-C系化合物M为Ti、Zr、Hf中的一种或两种以上）中的至少两种和R氧化物在合金组织中分散析出。[0005]专利文献1中虽然提供抑制异常晶粒生长那样的合金，但在合金中存在R氧化物，由此，成为矫顽力的起源的富R相未充分生成，存在不能进一步提高使用上述合金制作的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力的问题点。[0006]专利文献1:日本特开2006-210893号公报发明内容[0007]本发明的目的在于，提高一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，用于得到抑制异常晶粒生长且提高磁特性剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj或矩形比HkHcj的R-T-B系稀土类烧结磁铁。[0008]用于解决课题的方案[0009]为了达成上述目的，本发明所涉及的一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，[0010]R为一种以上的稀土元素，T为以Fe或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，B为硼，[0011]将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，包含最小直径为IOmi以上、最大直径为30μηι以上且300μηι以下的主相A，[0012]所述主相A由R2T14B相构成，[0013]所述主相A相对于所述截面整体的面积比例为2%以上且60%以下。[0014]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金通过具有上述的结构，能够提高使用本发明的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁的磁特性，并进一步提尚矩形比。[0015]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，所述一个截面中包含空隙。[0016]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，最大直径为5μπι以上的所述空隙相对于将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面整体的面积比例比0%大且为0.1%以下。[0017]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，[0018]将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，[0019]在所述主相A的内部不包含空隙。[0020]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，[0021]将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，[0022]在所述主相A的内部可以包含最大直径低于5μπι的空隙，并且，也可以不包含最大直径为5μπι以上的空隙。[0023]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，[0024]将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，[0025]所述主相A包含其最大直径的方向与所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的厚度方向构成的角Θ为0°以上且45°以下的特定角主相Al。[0026]本发明所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金可以为，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，所述特定角主相Al相对于所述主相A的面积比例为50%以上。[0027]本发明所涉及的一种R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其中，所述R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法具有：[0028]将上述任一项所记载的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金进行粉碎，得到R-T-B系稀土类合金粉末的工序；[0029]将所述R-T-B系稀土类合金粉末进行成型而得到R-T-B系稀土类磁铁成型体的工序;及，[0030]将所述R-T-B系稀土类磁铁成型体进行烧结的工序。附图说明[0031]图1是实施例1的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的SEM扫描电子显微镜图像。[0032]图2是实施例2的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的SEM图像。[0033]图3是实施例3的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的SEM图像。[0034]图4是实施例4的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的SEM图像。[0035]图5是表示主相A的最大直径的方向与R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的厚度方向构成的角Θ的概略图。[0036]图6是用于说明峰度的图表。[0037]图7是用于说明偏度的图表。[0038]图8是表示粉碎粒度与各粉碎粒度的颗粒的检测频率的关系的图表。[0039]符号说明[0040]1···R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金[0041]la···辊接触面[0042]Ib···开放面[0043]21···主相[0044]21a···主相A特定角主相Al[0045]23···晶界相[0046]25···空隙[0047]61、63、65、71、73、75···分布曲线具体实施方式[0048]以下，说明本发明的实施方式。[0049]图1是将本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金1沿着厚度方向切断的一个截面的SEM图像。如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金1由主相21及晶界相23构成。[0050]另外，图中表示有后述的辊接触面（Ia及开放面（lb。本实施方式所涉及的厚度方向是辊接触面（Ia与开放面（Ib相对的方向。例如，在辊接触面（Ia和开放面（Ib为平面且平行的情况下，厚度方向成为与两个面垂直的方向。[0051]而且，如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金⑴中存在最小直径为IOmi以上、最大直径为30μηι以上且300μηι以下的主相（以下设为主相A21a。[0052]此外，主相的最大直径是处于主相的外周上的任意两点的距离的最大值。主相的最小直径是利用平行的两条直线夹持主相时的两直线间的距离的最小值。[0053]本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金（1的主相A21a由R2T14B相构成。另外，主相A21a整体相对于上述截面整体的面积比例为2%以上且60%以下。[0054]与之相对，晶界相23主要由富R相构成。此外，本申请中的富R相的R的含量为35质量％以上。此外，富R相中的R的含量不存在上限，富R相也可以仅由R构成。即，R的含量也可以为100质量％。[0055]如图1所示，与其它主相21相比，主相A21a是较大的细长的形状的主相。因此，认为主相A21a混合存在于其它主相（21的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金（1为不均匀的合金。但是，本发明人等发现了，通过使用这种不均匀的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金1，能够适当控制粉碎粒度，抑制最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁中的异常晶粒生长的产生，并提高磁特性剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj或矩形比）。[0056]相反，当使用不存在主相A21a的合金或主相A21a的截面积过小的合金时，在烧结时难以抑制异常晶粒生长的产生，最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矩形比容易降低。另外，当使用存在最大直径比主相A21a更大的主相21的合金或主相A的截面积过大的合金时，作为富R相的晶界相23的分布过于不均匀，最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力容易降低。[0057]另外，如图1所示，本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金⑴中也可以存在空隙25。[0058]另外，最大直径为5μπι以上的空隙相对于截面整体的面积比例也可以比0%大且为0.1%以下。[0059]另外，也可以在主相A21a的内部完全不存在空隙。另外，也可以在主相A21a的内部存在最大直径低于5μηι的空隙，且完全不存在最大直径为5μηι以上的空隙。[0060]在主相A2la的内部完全不存在空隙，或仅存在最大直径低于5μπι的空隙的情况下，能够提高最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矩形比。还能够提高耐腐蚀性。[0061]在R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金1内，最大直径为5μπι以上的空隙较少，特别是在主相A21a内，最大直径为5μπι以上的空隙较少，由此，容易将粉碎后得到的微粉的粒径的峰度及偏度控制在适当的范围。具体而言，微粉的粒径的峰度优选为-1.0以上。微粉的粒径的偏度优选为-1.5以上且1.5以下。[0062]反过来而言，最大直径为5μπι以上的空隙较多时，通过粉碎得到的微粉的粒径的分布大幅变化。特别是最大直径为5μι以上的空隙在主相A21a内较多时，改变微粉的粒径的分布的效果变大。[0063]在此，峰度是测量数据的分布中的山峰和山麓的宽度的尺度。图6中记载有改变峰度的分布曲线61，63,65。从峰度较大的一方起，依次成为分布曲线61、分布曲线63、分布曲线65。如图6所示，峰度越大，分布曲线的山峰越大，山麓的宽度越小。峰度越小，分布曲线的山峰越小，山麓的宽度越大。此外，正态分布中，峰度成为0。[0064]峰度通过下述式1求得。此外，将样品尺寸设为n，将各数据^1=1，2,···，n的平均设为X，将标本标准偏差设为S。[0066]另外，偏度是实现数据的分布的左右非对称性的尺度。图7中记载有改变偏度的分布曲线71，73,75。分布曲线71的偏度为负值，分布曲线73的偏度为0,分布曲线75的偏度为正值。如图7所示，在偏度为负值的情况下，山向右偏移，山麓向左偏移。在偏度为正值的情况下，山向左偏移，山麓向右偏移。另外，偏度的绝对值越大，分布曲线的山及山麓的偏移变大。此外，正态分布中，偏度成为0。[0067]偏度通过下述式2求得。此外，将样品尺寸设为n，将各数据^1=1，2,···，n的平均设为X，将标本标准偏差设为S。[0069]通过使用粒径的峰度及偏度为上述优选的范围内的微粉，制造R-T-B系稀土类烧结磁铁，容易提高最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的磁特性剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj或矩形比）、特别是矩形比。[0070]另外，如图5所不，主相A21a的一部分也可以为主相A21a的最大直径的方向与R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金（1的厚度方向构成的角Θ为〇°以上且45°以下的特定角主相Al。具体而言，角Θ为图5所示的Θ。图5中，通过主相A21a的虚线为主相A21a的最大直径的方向。[0071]另外，特定角主相Al相对于主相A的面积比例也可以为50%以上。通过特定角主相Al的面积比例为50%以上，能够提高烧结后得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的晶体取向度，并能够提高最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁的剩余磁通密度Br。还能够提高抗折强度。[0072]本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金包含由R2T14B结晶构成的主相。R及T的种类没有特别限制。例如，R也可以为一种以上的稀土元素，T为以Fe或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素。B也可以为硼，硼的一部分被碳置换。[0073]R的种类没有特别限制，但也可以为Nd或为Nd及Pr。[0074]R的含量也可以为25质量％以上且50质量％以下，也可以为25质量％以上且40质量％以下。[0075]本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中的B的含量也可以为0.5质量％以上且2质量％以下，也可以为0.8质量％以上且1.1质量％以下。[0076]作为T而含有的Co的含量也可以为0.5质量％以上且60质量％以下。另外，作为T而含有的Fe的含量也可以为实质上的余量。也可以包含Fe以外或Fe及Co以外的过渡金属元素。[0077]R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金也可以还含有选自AUCu或Zr中的一种或两种以上。[0078]R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金也可以含有0.001质量％以上且0.5质量％以下左右的不可避免的杂质。[0079][0080]接着，说明本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的制造方法，但R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的制造方法不限定于以下所示的方法。[0081]以下，说明薄带连铸法的制造方法。[0082]首先，准备原料金属。原料金属的种类没有特别限制，只要以最终可得到设为目的的组成的合金的方式选择即可。[0083]接着，通过加热原料金属使其熔解，而得到合金熔融金属。加热的方法没有特别限制，例如也可以进行高频加热。在加热时，优选将合金熔解温度设为Tm°C，以（Tm+150°C以上且Tm+250°C以下进行加热。此外，合金熔解温度Tm°C根据最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的组成不同而各异，但例如为1150Γ以上且1350Γ以下。此外，高频加热时的氛围没有特别限制。可示例氩氛围等的惰性气体氛围。[0084]加热温度越低，每一个主相的面积越容易变大。加热温度越高，每一个主相的面积越容易变小。[0085]接着，将合金熔融金属经由中间包（tundish流入冷却辊。此时，优选以从冷却辊脱离的合金铸片的温度成为500°C以上且700°C以下的方式，控制冷却辊的温度及转速等。合金铸片的温度越高，越容易生成主相A，但温度过高时，难以抑制比主相A大的主相的生成。[0086]接着，通过回收部回收合金铸片。回收的合金铸片在控制了温度的回收部中保持特定的时间。然后，通过冷却回收部，能够得到合金薄带形状的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金（以下，称为合金薄带）。此外，一连串的冷却时的氛围没有特别限制，可示例氩氛围等的惰性气体氛围。[0087]合金薄带的厚度没有特别限制，但优选为ΙΟΟμπι以上且500μηι以下。合金薄带的厚度能够通过合金熔融金属的倾注量、中间包的宽度等进行调整。[0088]回收部的温度没有特别限制，但优选设为700°C以上且800°C以下。回收部的温度越高，越容易抑制空隙的产生。回收部的温度越低，越容易抑制比主相A大的主相的生成。[0089]保持时间没有特别限制，但优选设为5分钟以上且30分钟以下。保持时间越长，越容易抑制空隙的产生。保持时间越短，越容易抑制比主相A大的主相的生成。此外，认为在熔解时及冷却时进入合金内的氛围气体中未排掉的氛围气体成为空隙。[0090]本实施方式的R-T-B系稀土烧结用磁铁合金的截面观察中，对于得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，对沿着厚度方向切断的截面使用SEM观察ΙΟΟμπιΧΙΟΟμπι以上且ΙΟΟΟμmXIOOOym以下的面积的测定区域。如图1〜图3所示，有时合金薄带的厚度低于测定区域的一边的长度。[0091]此外，最终得到的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中，厚度方向的两个表面中、与上述冷却棍接触的一侧为棍接触面Ia，未与上述冷却棍接触的一侧为开放面（Ib。在此，辊接触面（Ia比开放面（Ib快速地冷却。因此，认为主相A的辊接触面（Ia的一侧容易变细，开放面（Ib的一侧容易变宽。而且，认为R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金容易变得不均匀。[0092][0093]接着，说明本实施方式所涉及的R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，但R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法不限定于以下所示的方法。[0094][粉碎工序][0095]首先，将制作的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金进行粉碎，得到R-T-B系稀土类合金粉末粉碎工序）。粉碎工序可以通过两个阶段实施，也可以通过一个阶段实施。粉碎的方法没有特别限定。例如，通过使用各种粉碎机的方法进行实施。例如，能够将粉碎工序通过粗粉碎工序及微粉碎工序的两个阶段进行实施，粗粉碎工序进行例如氢粉碎处理。具体而言，能够在室温下相对于原料合金吸留氢后，在Ar气氛围下以300°C以上且700°C以下、30分钟以上且10小时以下进行脱氢。[0096]另外，微粉碎工序能够在对粗粉碎后的粉末添加例如油酸酰胺、硬脂酸锌等之后，使用例如喷磨机、球磨机、振动磨机等进行。得到的微粉碎粉末原料粉末的粒径没有特别限制。例如，能够以粒径D50成为Ιμπι以上且ΙΟμπι以下的微粉碎粉末原料粉末）的方式进行微粉碎。[0097][成型工序][0098]成型工序中，将通过粉碎工序得到的微粉碎粉末原料粉末成型为预定的形状，得到R-T-B系稀土类磁铁成型体。成型方法没有特别限定，但本实施方式中，将微粉碎粉末原料粉末充填至模具内，并在磁场中进行加压。[0099]成型时的加压优选以70MPa以上且200MPa以下进行。施加的磁场优选为900kAm以上。将微粉碎粉末原料粉末成型而得到的成型体的形状没有特别限定，例如能够根据长方体、平板状、柱状等、作为期望的R-T-B系烧结磁铁的形状设为任意的形状。[0100][烧结工序][0101]烧结工序是将成型体在真空或惰性气体氛围中进行烧结，从而得到烧结体的工序。烧结温度需要根据组成、粉碎方法、粒度与粒度分布的不同等各种条件进行调整，但通过对成型体进行在例如真空中或惰性气体的存在下，以900°C以上且1200°C以下、1小时以上且10小时以下加热的处理而进行烧结。由此，得到高密度的烧结体烧结磁铁）。[0102][时效处理工序][0103]时效处理工序通过对烧结工序后的烧结体烧结磁铁）以比烧结温度低的温度进行加热而进行。时效处理的温度及时间没有特别限制，能够以例如600°C以上且900°C以下、0.5小时以上且3小时以下进行。[0104]另外，时效处理工序可以通过一个阶段进行，也可以通过两个阶段进行。另外，时效处理工序也可以省略。在通过两个阶段进行时效处理工序的情况下，也可以将例如第一个阶段设为700°C以上且900°C以下、0.5小时以上且3小时以下，将第二个阶段设为500°C以上且700°C以下、0.5小时以上且3小时以下。另外，也可以连续地进行第一个阶段和第二个阶段，也可以在第一个阶段之后，一次冷却至室温附近后再加热并进行第二个阶段。[0105]通过以上的工序得到的R-T-B系烧结磁铁也可以实施电镀、树脂被膜、氧化处理或化学合成处理等的表面处理。由此，能够进一步提高耐腐蚀性。[0106]实施例[0107]接着，基于具体的实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于以下的实施例。[0108]本实施例中，通过薄带连铸法得到各实施例及比较例的合金。以下，记载具体的方法。[0109]作为原料金属，准备NcU电解铁、低碳硼铁合金。而且，以得到Nd32.0质量％、B1.0质量％、余量成为Fe的组成的母合金的方式，称重各原料金属。而且，在氧化铝坩埚中进行高频加热。在高频加热时，将合金熔解温度设为Tm，以表1所示的高频加热温度进行加热、熔解，由此得到合金熔融金属。此外，合金熔解温度Tm在各实施例及比较例中不同，但所有的实施例及比较例中，合金熔解温度Tm为1150°C以上且1350°C以下的范围内。本实施例中，通过在高频加热中进行放射温度计测定而进行特定。[0110]接着，将合金熔融金属经由中间包流入冷却辊。此时，以从冷却辊脱离的合金铸片的温度成为表1所示的温度的方式控制冷却辊的温度或转速等。此外，实施例1〜3表示实验条件相同，且实验结果在相同的实验条件下有变化。[0111]将回收合金铸片的回收部的温度控制成表1所示的温度，并将合金铸片在回收部中仅保持表1所示的保持时间。然后，向回收部导入惰性气体进行冷却，得到厚度250μπι左右的合金薄带Φ-Τ-Β系稀土类烧结磁铁用合金）。[0112][表1][0113][01M]对于得到的合金薄带，沿着厚度方向进行切断。对于实施例1〜3的截面，使用SEM观察270μπιΧ400μπι的测定区域的结果为图1〜图3。如图1〜图3所示，有时合金薄带的厚度低于230μπι。此外，图1〜图3的标尺为50μπι。[0115]另外，图4的SEM图像是使用SEM观察实施例4的截面的图像。图4的SEM图像与图1〜图3不同，观察辊接触面的附近。实施例4中，能够确认空隙存在于晶界，且不存在于主相内部。此外，图4的标尺为IOym。[0116]表2中记载有各实施例及比较例中的主相的最小直径的最大值、最大直径的最小值及最大直径的最大值。在最小直径的最大值低于IOwn的情况、最大直径的最小值超过300Mi的情况或最大直径的最大值低于30μηι的情况下，不存在主相Α。此外，最大直径的最小值是指最大直径为30μηι以上的主相中的最小值。在没有最大直径为30μηι以上的主相的情况下，没有最大直径的最小值。[0117]另外，主相A的有无、空隙的有无、主相A内的空隙的有无、主相A内的空隙的最大直径、及特定角主相Al的有无通过目视观察SEM图像。主相A的面积比例、最大直径5μπι以上的空隙的面积比例、及特定角主相Al的面积比例通过SEM图像进行算出。将结果在表2中表示。[0118]另外，主相A存在的全部实施例及比较例中，主相A由R2T14B相构成，且晶界相由富R相构成通过SEM的反射电子图像的对比及EDS能量色散型X射线光谱）的组成分析进行确认。[0119]此外，实施例6中，通过目视观察SEM图像而能够确认到存在最大直径5μπι以上的空隙，面积比例低于0.01%。[0120][表2][0121][0122]接着，对于得到的合金薄带，在室温下使氢气流动1小时，吸留氢。接着，将氛围切换成Ar气，以500°C进行脱氢处理1小时，将合金薄带进行氢粉碎。[0123]接着，对于氢粉碎后的粉末，将以重量比计为1.5%的油酸酰胺作为粉碎助剂进行添加混合。[0124]接着，使用碰撞板式的喷磨机装置在氮气流中进行微粉碎，得到微粉。然后，测定微粉的峰度及偏度。微粉的峰度及偏度通过激光衍射型粒度分布计测定粒度分布而算出。将结果在表3中表示。另外，对于实施例1、比较例1及比较例2，图8中表示将微粉的粉碎粒度设为横轴，将各微粉的检测频率设为纵轴的图表。[0125]图8中，与实施例1相比，比较例1中，视觉性地表示峰度及偏度较高的情形。另外，与实施例1相比，比较例2中，视觉性地表示峰度及偏度较低的情形。[0126]将得到的微粉在磁场中进行成型，制作成型体。此时的施加磁场为1200kAm的静磁场。另外，成型时的加压力设为120MPa。此外，使磁场施加方向与加压方向进行正交。测定在该时点的成型体的密度，结果，所有的成型体的密度为4.lOMgm3以上且4.25Mgm3以下的范围内。[0127]接着，烧结上述成型体，得到烧结磁铁。烧结条件设为102TC且保持2小时。烧结氛围设为真空中。此时，烧结密度处于7.50Mgm3以上且7.55Mgm3以下的范围。另外，烧结磁铁的形状为IOmmXIOmmXIlmm的长方体形状。然后，在Ar氛围、大气压中，以第一时效温度Tl=800°C进行2小时的第一时效处理，进一步以第二时效温度T2=500°C进行2小时的第二时效处理。[0128]对于得到的烧结磁铁，观察异常晶粒生长的有无。异常晶粒生长的有无是使用SEM观察将烧结磁铁切断的截面。进一步以BH示踪剂进行剩余磁通密度Br、矫顽力Hcj及矩形比HkHcj的评价。将结果在表3中表示。此外，本实施例中，就剩余磁通密度Br而言，将1410mT以上设为良好，将1420mT以上设为更良好。就矫顽力Hej而言，将1150kAm以上设为良好。就矩形比HkHej而言，将95%以上设为良好，将97%以上设为更良好。[0129][表3][0130][0131]根据表1〜表3,适当控制R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的制造方法的实施例1〜10中，存在主相A，且主相A的面积比率为2%以上且60%以下。其结果，微粉的峰度及偏度成为适当的值。使用该微粉制造的R-T-B系稀土类烧结磁铁未产生异常晶粒生长，剩余磁通密度、矫顽力及矩形比良好。[0132]与之相对，高频加热温度较高且合金铸片的温度也较高的比较例1的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中不存在主相A。其结果，微粉的偏度脱离适当的范围，烧结后的R-T-B系稀土类烧结磁铁产生异常晶粒生长，且矩形比显著降低。[0133]合金铸片的温度较高的比较例2的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中不存在主相A。其结果，微粉的峰度脱离适当的范围，烧结后的R-T-B系稀土类烧结磁铁产生异常晶粒生长，且矩形比显著降低。[0134]合金铸片的温度较低且回收部中的保持时间较长的比较例3的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中不存在主相A。其结果，烧结后的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力显著降低。[0135]高频加热的温度较高的比较例4的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中存在主相A，但主相A的面积比率过低。其结果，微粉的偏度脱离适当的范围，烧结后的R-T-B系稀土类烧结磁铁产生异常晶粒生长，矩形比显著降低。[0136]高频加热的温度较低且回收部的温度较高的比较例5的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金中存在主相A，但主相A的面积比率过高。其结果，烧结后的R-T-B系稀土类烧结磁铁的矫顽力显著降低。

权利要求：1.一种R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，R为一种以上的稀土元素，T为以Fe或以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，B为硼，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，包含最小直径为IOym以上、最大直径为30μηι以上且300μηι以下的主相A，所述主相A由R2Ti4B相构成，所述主相A相对于所述截面整体的面积比例为2%以上且60%以下。2.根据权利要求1所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，所述一个截面中包含空隙。3.根据权利要求2所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，最大直径为5μπι以上的所述空隙相对于将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面整体的面积比例比〇%大且为0.1%以下。4.根据权利要求1〜3中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，在所述主相A的内部不包含空隙。5.根据权利要求1〜3中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，在所述主相A的内部包含最大直径低于5μπι的空隙，并且，不包含最大直径为5μπι以上的空隙。6.根据权利要求1〜3中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，所述主相A包含其最大直径的方向与所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金的厚度方向构成的角为0°以上且45°以下的特定角主相Α1。7.根据权利要求6所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，将所述R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金沿着厚度方向切断的一个截面中，所述特定角主相Al相对于所述主相A的面积比例为50%以上。8.根据权利要求1所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，R为Nd或为Nd及Pr，R的含量为25质量％以上且50质量％以下，B的含量为0.5质量％以上且2质量％以下，T为以Fe及Co为必须的一种以上的过渡金属元素，作为T而含有的Co的含量为0.5质量％以上且60质量％以下，作为T而含有的Fe的含量为实质上的余量。9.根据权利要求1所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金，其中，还含有选自Al、Cu或Zr中的一种或两种以上。10.—种R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法，其中，所述R-T-B系稀土类烧结磁铁的制造方法具有：将权利要求1〜9中任一项所述的R-T-B系稀土类烧结磁铁用合金进行粉碎，得到R-T-B系稀土类合金粉末的工序；将所述R-T-B系稀土类合金粉末进行成型而得到R-T-B系稀土类磁铁成型体的工序；及，将所述R-T-B系稀土类磁铁成型体进行烧结的工序。

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