本發(fā)明涉及以包含y的稀土元素(r)、鐵(fe)以及硼(b)為主成分的rfeb系燒結(jié)磁體的制造方法。
背景技術(shù)：
：rfeb系燒結(jié)磁體為通過使rfeb系合金的粉末進(jìn)行取向并燒結(jié)而制造的永久磁體。rfeb系燒結(jié)磁體在1982年由佐川等發(fā)現(xiàn)，具有明顯凌駕于當(dāng)時(shí)的永久磁體的高的磁特性，具有能夠由稀土、鐵以及硼這樣的比較豐富且廉價(jià)的原料來制造的特長?？深A(yù)見rfeb系燒結(jié)磁體今后會(huì)在面向用于混合動(dòng)力汽車、電動(dòng)汽車、燃料電池汽車等的汽車用發(fā)動(dòng)機(jī)的永久磁體等方面進(jìn)一步擴(kuò)大需求。由于汽車用發(fā)動(dòng)機(jī)在使用中溫度會(huì)從常溫上升到180℃左右，因此汽車用發(fā)動(dòng)機(jī)中使用的rfeb系燒結(jié)磁體必須保證該溫度范圍下的運(yùn)轉(zhuǎn)。為此，要求在該溫度范圍整體內(nèi)具有高矯頑力的rfeb系燒結(jié)磁體。矯頑力是表示在對(duì)磁體施加與磁化方向相反的方向的磁場時(shí)磁化強(qiáng)度變?yōu)?的磁場強(qiáng)度的指標(biāo)，矯頑力的值越大則對(duì)逆磁場的耐性越高。矯頑力通常有隨著溫度的上升而降低的溫度特性，常溫(室溫)下的矯頑力越高則高溫下的矯頑力也變得越高。因此，一直以來，以常溫下的矯頑力為指標(biāo)，進(jìn)行了用于提高其值的努力。以下，簡稱為“矯頑力”的情況下是指常溫的矯頑力。對(duì)于稀土r為nd的ndfeb系燒結(jié)磁體，為了提高矯頑力，至今采用了將磁體所含的nd的一部分用dy和/或tb(以下記為rh)進(jìn)行替換的方法。但是，rh稀少且出產(chǎn)地域集中，有時(shí)會(huì)由于出產(chǎn)國的意愿而切斷供給、或價(jià)格上升，因此難以穩(wěn)定地供給。進(jìn)而也有如下這樣的問題：由于用rh替換nd，作為表示磁化強(qiáng)度(磁力)的大小的指標(biāo)的剩余磁通密度下降。對(duì)于使ndfeb系燒結(jié)磁體的矯頑力提高而不使用rh的方法之一，有在ndfeb系燒結(jié)磁體的內(nèi)部減小作為主相(nd2fe14b)的晶粒的粒徑的方法(非專利文獻(xiàn)1)。廣泛已知的是，無論何種強(qiáng)磁性材料(或亞鐵磁體)，通過減小內(nèi)部的晶粒的粒徑，矯頑力都增大。為了減小rfeb系燒結(jié)磁體內(nèi)部的晶粒的粒徑，以往進(jìn)行了減小作為rfeb系燒結(jié)磁體的原料的合金粉末的粒徑。但是，在一般用于制作合金粉末的、利用了氮?dú)獾膰娔シ鬯橹?，難以將平均粒徑減小至低于3μm。作為晶粒的微細(xì)化的手段之一，已知有hddr處理。hddr處理是如下的處理：將r2fe14b原料合金的塊或粗粉(以下將它們統(tǒng)稱為“原料合金塊”)在700～1000℃的氫氣氛中加熱(hydrogenation)，從而使該r2fe14b化合物分解(decomposition)為rh2、fe2b、fe這3相，在維持該溫度的狀態(tài)下將氣氛由氫切換為真空，從而使氫從rh2相中放出(desorption)，由此發(fā)生對(duì)r2fe14b化合物的再結(jié)合反應(yīng)(recombination)。由此，在原料合金塊的內(nèi)部可形成平均粒徑為1μm以下且粒度分布的寬度狹窄的作為r2fe14b化合物的相的晶粒。專利文獻(xiàn)1中記載了：通過使用了氮?dú)獾膰娔ddr處理后的原料合金塊(以下稱為“hddr后原料合金塊”)粉碎，使用由此得到的粉末制造燒結(jié)磁體。但是，對(duì)于如上所述地使用了氮?dú)獾膰娔ィ捎跓o法充分進(jìn)行粉碎，因此在將hddr后原料合金塊粉碎而得到的原料合金粉末的顆粒中，盡管其中包含的晶粒的粒徑變得比以往更小，但該顆粒自身的粒徑只會(huì)成為與以往同等程度的大小。由此，專利文獻(xiàn)1的方法中，原料合金粉末的顆粒中包含多個(gè)晶粒，因此在取向工序中，即使對(duì)原料合金粉末的顆粒施加磁場，也無法使各個(gè)晶粒進(jìn)行取向，由此導(dǎo)致殘留磁通密度降低。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過使用氦氣來代替氮?dú)獠⒗脟娔?duì)合金塊進(jìn)行處理(氦氣噴磨法)，能夠?qū)⒃虾辖饓K粉碎成平均粒徑為1μm以下(亞微米尺寸)，對(duì)hddr后原料合金塊應(yīng)用了該粉碎方法(專利文獻(xiàn)2)。對(duì)于由此得到的原料合金粉末，僅由1個(gè)晶粒構(gòu)成的顆粒的含有率變高。因此，通過使該原料合金粉末在磁場中進(jìn)行取向，各個(gè)晶粒變得容易取向，能夠提高殘留磁通密度。并且，通過使晶粒的粒徑變小，如上所述，能夠提高矯頑力。作為使用hddr處理提高矯頑力的方法的其他例子，專利文獻(xiàn)3中記載了：在將hddr處理后的ndfeb系合金塊粉碎成平均粒徑為100μm左右而得到的磁體原料中混合含有nd和cu的合金的微粉，對(duì)該混合物施加磁場后，一邊用熱壓機(jī)加熱到700℃一邊在2噸/cm2的壓力下加熱，由此制作ndfeb系磁體的成形體。通過該方法，在nd2fe14b型晶粒的周圍形成由nd和cu構(gòu)成的包圍層，相鄰的晶粒之間的磁相互作用被該包圍層阻斷，因此矯頑力提高。但是，該方法并非燒結(jié)法，使用了粒徑比燒結(jié)法大2位數(shù)左右的磁體原料，因此無法提高殘留磁通密度?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1：日本特開2010-219499號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2：國際公開wo2014/142137號(hào)專利文獻(xiàn)3：日本特開2014-057075號(hào)公報(bào)非專利文獻(xiàn)非專利文獻(xiàn)1：宇根康裕、佐川真人，“結(jié)晶粒微細(xì)化によるndfeb焼結(jié)磁石の高保磁力化(晶粒微細(xì)化帶來的ndfeb燒結(jié)磁體的高矯頑力化)”，日本金屬學(xué)會(huì)志，第76卷、第1號(hào)(2012)12-16、特集“永久磁石材料の現(xiàn)狀と將來展望(永久磁體材料的現(xiàn)狀與將來展望)”技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：發(fā)明要解決的問題以往的上述3種方法中，專利文獻(xiàn)2的方法在能夠同時(shí)提高矯頑力和殘留磁通密度的方面是優(yōu)異的。然而，為了不添加rh地將rfeb系燒結(jié)磁體用于汽車用發(fā)動(dòng)機(jī)，需要進(jìn)一步提高矯頑力。本發(fā)明人對(duì)通過專利文獻(xiàn)2記載的方法制作的rfeb系燒結(jié)磁體的微細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，被相鄰的2個(gè)晶粒夾持的晶界即二晶粒晶界的寬度(晶粒間的距離。以下稱為“晶界寬度”。)比以往的rfeb系燒結(jié)磁體更狹窄。認(rèn)為二晶粒晶界的晶界寬度窄時(shí)，在相鄰的晶粒間會(huì)產(chǎn)生被稱為交換耦合的磁相互作用，變得容易產(chǎn)生磁化反轉(zhuǎn)的磁疇，因此矯頑力降低。本發(fā)明人進(jìn)一步考察了由于專利文獻(xiàn)2記載的方法而導(dǎo)致部分二晶粒晶界的晶界寬度變窄的理由。為了形成晶界寬度寬的二晶粒晶界，理想的是在即將燒結(jié)前的階段，使稀土r的含有率比r2fe14b高的富稀土相盡可能均勻地存在于原料合金粉末的顆粒之間。對(duì)其理由進(jìn)行說明。富稀土相比r2fe14b的熔點(diǎn)低，因此富稀土相會(huì)因用于燒結(jié)的加熱而熔融，并逐漸滲透到原料合金粉末的顆粒之間。如前所述，專利文獻(xiàn)2記載的方法中，原料合金粉末的顆粒高概率地僅由1個(gè)晶粒構(gòu)成，因此假如能夠?qū)崿F(xiàn)富稀土相均勻存在于該顆粒間的狀態(tài)，則在通過將這樣的原料合金粉末燒結(jié)而得到的rfeb系燒結(jié)磁體中，富稀土相遍布于晶粒的二晶粒晶界中，二晶粒晶界的晶界寬度變寬。然而，以往由于以下的理由，難以實(shí)現(xiàn)富稀土相均勻存在于原料合金粉末中的狀態(tài)。進(jìn)行hddr處理前的原料合金塊典型而言通過薄帶鑄造法來制作，但在用該方法制作的原料合金塊中，以3～5μm間隔形成有薄板狀的富稀土相(稱為薄片結(jié)構(gòu))，在形成有這些薄片結(jié)構(gòu)的富稀土相之間生成的rfeb系晶粒之間，富稀土相無法全部充分滲透，可觀察到富稀土相的不均勻分布。即使用薄帶鑄造法以外的方法，也難以使富稀土相均勻分散。在將對(duì)這樣的原料合金塊進(jìn)行hddr處理得到的hddr后原料合金塊用氦氣噴磨粉碎而成的原料合金粉末中，富稀土相的分布不均勻。將這樣的原料合金粉末燒結(jié)得到的rfeb系燒結(jié)磁體中，由于富稀土相沒有均勻地遍布于晶界中，因此未形成晶界寬度寬的二晶粒晶界，矯頑力降低。本發(fā)明要解決的技術(shù)問題是提供如下的方法：通過使晶粒的平均粒徑為1μm以下且富稀土相均勻地遍布于晶界中，從而均勻地形成晶界寬度寬的二晶粒晶界，由此制造具有高矯頑力的rfeb系燒結(jié)磁體。用于解決問題的方案為了解決上述問題而作出的本發(fā)明的特征在于，其為以稀土元素r、fe以及b為主成分的rfeb系燒結(jié)磁體的制造方法，該制造方法具有如下工序：a)將稀土元素r的含有率為26.5～29.5重量％的rfeb系合金塊在700～1000℃溫度的氫氣氛中加熱后，一邊維持在750～900℃的溫度一邊在真空中進(jìn)行hddr處理，由此制作包含平均粒徑為1μm以下的晶粒的多晶體的hddr后原料合金塊的工序，所述平均粒徑通過由電子顯微鏡圖像求出的圓當(dāng)量直徑而得到；b)在使前述hddr后原料合金塊與包含第2合金的接觸物接觸的狀態(tài)下加熱到700～950℃的溫度，由此制作稀土含量高的原料合金塊的工序(稀土晶界滲透處理工序)，所述第2合金的稀土元素r的含有率高于前述rfeb系合金；c)將前述稀土含量高的原料合金塊微粉碎成平均粒徑為1μm以下，由此制作原料合金粉末的工序；d)將前述原料合金粉末收納在模具中，不進(jìn)行壓縮成形地對(duì)該原料合金粉末施加磁場的取向工序；e)將該取向工序后的原料合金粉末加熱到850～1050℃的溫度的燒結(jié)工序。本發(fā)明中，通過hddr處理制作包含微細(xì)晶粒的多晶體的hddr處理后原料合金塊，然后在使其與包含第2合金的接觸物接觸的狀態(tài)下加熱到700～950℃的溫度，所述微細(xì)晶粒的通過圓當(dāng)量直徑得到的粒度分布的平均值為1μm以下，所述第2合金的r的含有率高于rfeb系合金。由此，第2合金熔融并均勻地滲透到hddr處理后原料合金塊內(nèi)的晶界中。對(duì)于這樣得到的稀土含量高的原料合金塊，由于各個(gè)晶粒與第2合金接觸，因此在通過將該稀土含量高的原料合金塊微粉碎成平均粒徑為1μm以下而得到的原料合金粉末中，在如上所述地高概率僅由1個(gè)晶粒構(gòu)成的各個(gè)顆粒的表面存在第2合金。通過在燒結(jié)工序中將該原料合金粉末加熱到900～1000℃的溫度，第2合金(富稀土相)熔融并遍布于二晶粒晶界中，由此可得到二晶粒晶界的組成和晶界寬度均勻的rfeb系燒結(jié)磁體。這樣，由本發(fā)明制造的rfeb系燒結(jié)磁體的晶粒的平均粒徑小至1μm以下，且由于晶界寬度寬的二晶粒晶界而矯頑力變高。原料的rfeb系合金塊中的稀土元素r的含有率低于26.5重量％時(shí)，所制造的rfeb系燒結(jié)磁體的晶粒中的稀土元素r不足。另外，rfeb系合金塊中的稀土元素r的含有率高于29.5重量％時(shí)，rfeb系燒結(jié)磁體的殘留磁通密度降低。因此，本發(fā)明中，rfeb系合金塊中的稀土元素r的含有率設(shè)為26.5～29.5重量％。第2合金為在稀土晶界滲透處理工序中的加熱溫度下熔融的合金即可，對(duì)稀土元素r以外的成分沒有特別限定。對(duì)于原料的rfeb系合金塊，理想的是，(雖然有上述薄片結(jié)構(gòu)帶來的問題，)采用通過能夠使富稀土相的分散的均勻性比其他方法更高的薄帶鑄造法制作的合金塊。對(duì)于包含第2合金的接觸物，為了易于與hddr處理后原料合金塊接觸，理想的是使用粉末狀的接觸物。為了將前述稀土含量高的粗粉微粉碎成平均粒徑為1μm以下，理想的是采用使用了氦氣的噴磨法。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，通過使晶粒的平均粒徑為1μm以下且富稀土相均勻地遍布于晶界中，從而均勻地形成晶界寬度寬的二晶粒晶界，由此能夠制造具有高矯頑力的rfeb系燒結(jié)磁體。本發(fā)明中能夠如此地實(shí)現(xiàn)高矯頑力，因此也可以不使用昂貴且稀少的rh?；蛘撸部梢酝ㄟ^稀土元素r的一部分或全部使用rh而得到進(jìn)一步具有高矯頑力的rfeb系燒結(jié)磁體。附圖說明圖1為示出本發(fā)明的rfeb系燒結(jié)磁體的制造方法的實(shí)施例中的工序流程的圖(a)以及示出比較例的工序流程的圖(b)。圖2為示出本實(shí)施例中的hddr處理時(shí)的溫度歷程和氣體氣氛的圖表。圖3為對(duì)由實(shí)施例2的rfeb系燒結(jié)磁體的制造方法的過程制作的稀土含量高的原料合金塊(a)、以及作為其前一階段的hddr后原料合金塊(b)用電子顯微鏡進(jìn)行觀察得到的反射電子圖像。圖4為對(duì)由比較例的rfeb系燒結(jié)磁體的制造方法的過程制作的hddr后原料合金塊用電子顯微鏡進(jìn)行觀察得到的反射電子圖像，(a)為比較例1的圖像、(b)為比較例2的圖像。具體實(shí)施方式以下參照附圖對(duì)本發(fā)明的rfeb系燒結(jié)磁體制造方法的實(shí)施例進(jìn)行說明。需要說明的是，本發(fā)明不受以下的實(shí)施例的限定。[實(shí)施例1的rfeb系燒結(jié)磁體制造方法]實(shí)施例1中，使用具有下述表1所示的組成的rfeb系合金塊和第2合金的粉末作為材料，如圖1的(a)所示，通過hddr工序(步驟s1)、稀土晶界滲透處理工序(步驟s2)、原料合金粉末制作工序(步驟s3)、取向工序(步驟s4)以及燒結(jié)工序(步驟s5)這5個(gè)工序來制造rfeb系燒結(jié)磁體。需要說明的是，表1中的“tre”表示將rfeb系合金塊所含有的全部稀土元素(實(shí)施例1中為nd和pr)加合得到的含有率。[表1]表1實(shí)施例1中使用的材料的組成(單位：重量％)對(duì)于hddr工序，一邊參照?qǐng)D2的圖表一邊進(jìn)行說明。首先，準(zhǔn)備用薄帶鑄造法制作的、圓當(dāng)量直徑為100μm～20mm的rfeb系合金塊。使rfeb系合金塊在室溫下充分吸存氫，然后在950℃、100kpa的氫氣氛中加熱60分鐘，使hddr后原料合金塊內(nèi)的nd2fe14b化合物(主相)分解(decomposition)為ndh2相、fe2b相、fe相這3相(圖2中的“hd過程”)。接著，保持氫氣氛并將溫度降低至800℃后，以將溫度維持在800℃的狀態(tài)流通ar氣10分鐘，由此將rfeb系合金塊的周圍的氫氣去除。然后，在真空氣氛下、800℃下維持60分鐘，由此使氫原子以氣體形式從rfeb系合金塊內(nèi)的ndh2相中放出(desorption)，并使fe2b相與fe相發(fā)生再結(jié)合反應(yīng)(recombination)(圖2中的“dr過程”)。然后，通過爐冷而使溫度降低至室溫。由此制作hddr后原料合金塊。需要說明的是，該hddr工序中，從hd過程向dr過程推移時(shí)，使溫度從950℃降低至800℃，這是為了防止因dr過程而形成的晶粒在該過程中發(fā)生晶粒生長。本實(shí)施例中，將所得的hddr后原料合金塊用粉碎機(jī)(wonderblender，osakachemicalco.,ltd.制)進(jìn)行機(jī)械粗粉碎至以圓當(dāng)量直徑計(jì)為100μm以下，該粗粉碎后的粗粉也包括在本發(fā)明的hddr后原料合金塊中。稀土晶界滲透處理工序中，將經(jīng)粗粉碎的hddr后原料合金塊與預(yù)先通過使用了氮?dú)獾膰娔シ鬯槌善骄?μm的第2合金的粉末以重量比95：5混合，在700℃的溫度下加熱10分鐘，由此制作稀土含量高的原料合金塊。原料合金粉末制作工序中，通過將稀土含量高的原料合金塊在200℃溫度的氫氣氛中維持5小時(shí)而使其脆化后，利用氦氣噴磨法粉碎成平均粒徑為1μm以下，由此制作原料合金粉末。取向工序中，在原料合金粉末中混合有機(jī)潤滑劑后，以3.5g/cm3的填充密度填充在模具中，不進(jìn)行壓縮成形地施加約5t的脈沖磁場。在其后的燒結(jié)工序中，將仍保持填充在模具中的原料合金粉末不進(jìn)行壓縮成形地在真空中以940℃的溫度加熱1小時(shí)，由此進(jìn)行燒結(jié)。燒結(jié)工序后，在從500℃到660℃之間矯頑力最高的溫度下，在氬氣氛中進(jìn)行10分鐘熱處理。對(duì)所得的燒結(jié)體進(jìn)行機(jī)械加工，由此制作直徑9.8mm、長度7.0mm的圓柱狀的rfeb系燒結(jié)磁體。[實(shí)施例2的rfeb系燒結(jié)磁體制造方法]實(shí)施例2中，使用具有下述表2所示的組成的rfeb系合金塊和第2合金的粉末作為材料，基本上通過與實(shí)施例1同樣的方法制作rfeb系燒結(jié)磁體。以下列舉除了材料的組成以外與實(shí)施例1的不同點(diǎn)?！さ?合金的粉末是使用粉碎機(jī)(wonderblender)代替使用了氮?dú)獾膰娔ザ谱鞯?。因此，?合金的粉末的平均粒徑比第1實(shí)施例大?！は⊥辆Ы鐫B透處理工序中的hddr后原料合金塊與第2合金的粉末的混合比以重量比計(jì)設(shè)為94:6，加熱時(shí)間設(shè)為30分鐘(加熱溫度與實(shí)施例1相同，為700℃)?！Y(jié)工序中的燒結(jié)溫度設(shè)為860℃。[表2]表2實(shí)施例1中使用的材料的組成(單位：重量％)*第2合金的粉末的組成與實(shí)施例1相同[實(shí)施例3～7的rfeb系燒結(jié)磁體制造方法]實(shí)施例3～7中，如下述表3所示，rfeb系合金塊使用組成相同的(與實(shí)施例1和2不同的)合金塊，第2合金的粉末使用組成不同的粉末。需要說明的是，實(shí)施例3的第2合金的粉末的組成與實(shí)施例1和2相同。關(guān)于除材料的組成以外的條件，與實(shí)施例1的不同點(diǎn)如以下所述?！は⊥辆Ы鐫B透處理工序中的hddr后原料合金塊與第2合金的粉末的混合比以重量比計(jì)設(shè)為95:5，加熱時(shí)間設(shè)為60分鐘(加熱溫度與實(shí)施例1相同，為700℃)?！Y(jié)工序中的燒結(jié)溫度在實(shí)施例3和4中設(shè)為890℃、在實(shí)施例5～7中設(shè)為880℃。[表3]表3實(shí)施例3～7中使用的材料的組成(單位：重量％)[比較例的rfeb系燒結(jié)磁體制造方法]比較例中，使用具有下述表3所示的組成的2種rfeb系合金塊，通過圖1的(b)所示的hddr工序(步驟s91)、原料合金粉末制作工序(步驟s93)、取向工序(步驟s94)以及燒結(jié)工序(步驟s95)這4個(gè)工序來制造rfeb系燒結(jié)磁體。hddr工序中，對(duì)rfeb系合金塊進(jìn)行與實(shí)施例1和2相同的hddr處理，由此制作hddr后原料合金塊。接著，不進(jìn)行與實(shí)施例1和2中的稀土晶界滲透處理工序相當(dāng)?shù)墓ば?，在原料合金粉末制作工序中，通過將hddr后原料合金塊在200℃溫度的氫氣氛中維持5小時(shí)而使其脆化后，利用氦氣噴磨法粉碎成平均粒徑為1μm以下，由此制作原料合金粉末。對(duì)這樣得到的原料合金粉末進(jìn)行與實(shí)施例1和2相同的取向工序和燒結(jié)工序，由此得到比較例的rfeb系燒結(jié)磁體。[表4]表4比較例中使用的rfeb系合金塊的組成(單位：重量％)[實(shí)施例和比較例中的原料合金粉末的組成]實(shí)施例1和2、以及比較例1和2中，將對(duì)(可認(rèn)為所得的rfeb系燒結(jié)磁體的組成相近的)原料合金粉末階段的組成進(jìn)行測定的結(jié)果示于表4。注意tre的值，實(shí)施例、比較例均比主相的tre值26～27重量％(稀土元素r為nd、pr的情況)高，原料合金粉末整體成為稀土元素r的含有率比主相高的狀態(tài)。[表5]表5原料合金粉末的組成(單位：重量％)[實(shí)施例和比較例得到的rfeb系燒結(jié)磁體的矯頑力]測定實(shí)施例和比較例得到的rfeb系燒結(jié)磁體的矯頑力，結(jié)果如下述的表6。對(duì)于實(shí)施例3～7，還測定了飽和磁化強(qiáng)度。如該表所示，盡管是在除了有無稀土晶界滲透處理工序以外幾乎相同的條件下制作的，但與比較例相比，實(shí)施例的矯頑力更高。另外，實(shí)施例5～7與實(shí)施例3和4相比飽和磁化強(qiáng)度更高，矯頑力與其它實(shí)施例為同等水平地較高。這些實(shí)施例5～7中，rfeb系合金塊的組成、rfeb系合金塊與第2合金的粉末的混合比與實(shí)施例3和4相同，在第2合金的粉末中包含ga的方面與實(shí)施例3和4不同。這樣，可知通過使第2合金的粉末中含有g(shù)a，可得到高飽和磁化強(qiáng)度和高矯頑力這兩者。[表6]表6矯頑力和飽和磁化強(qiáng)度的測定結(jié)果矯頑力(koe)飽和磁化強(qiáng)度(kg)實(shí)施例115.5-實(shí)施例216.4-實(shí)施例315.6514.36實(shí)施例415.5914.44實(shí)施例514.8715.31實(shí)施例615.9714.87實(shí)施例716.0814.82比較例111.5-比較例212.7-對(duì)于通過不進(jìn)行hddr工序的通常的方法制作的rfeb系燒結(jié)磁體，tre值越高，則富稀土相的體積變得越大，從而富稀土相的分散性提高，變得容易形成晶界寬度較寬的二晶粒晶界，因此矯頑力提高。但是，根據(jù)比較例的結(jié)果可知，對(duì)于經(jīng)由hddr工序制作的rfeb系燒結(jié)磁體，單純地提高tre值也不會(huì)有助于矯頑力的提高。這是因?yàn)?，即使提高tre值，在hddr工序后仍殘留富稀土相的薄片結(jié)構(gòu)，富稀土相無法滲透到由富稀土相夾持的主相晶粒間，成為不均勻的組織。[實(shí)施例和比較例中的即將進(jìn)行原料合金粉末制作工序之前的合金塊等的電子顯微鏡照片]為了確認(rèn)如上所述地產(chǎn)生矯頑力的差異的理由，拍攝了實(shí)施例2、以及比較例1和2中的即將進(jìn)行原料合金粉末制作工序之前的合金塊的電子顯微鏡照片。對(duì)于即將進(jìn)行原料合金粉末制作工序之前的合金塊，實(shí)施例2中是稀土含量高的原料合金塊，比較例1和2中是hddr后原料合金塊。關(guān)于實(shí)施例2，對(duì)hddr后原料合金塊也拍攝了電子顯微鏡照片。圖3的(a)示出實(shí)施例2的稀土含量高的原料合金塊的電子顯微鏡照片，圖3的(b)示出實(shí)施例2的hddr后原料合金塊的電子顯微鏡照片，圖4的(a)示出比較例1的hddr后原料合金塊的電子顯微鏡照片，圖4的(b)示出比較例2的hddr后原料合金塊的電子顯微鏡照片。比較即將進(jìn)行原料合金粉末制作工序之前的合金塊的照片，即比較圖3的(a)、以及圖4的(a)和(b)時(shí)，在實(shí)施例2即圖3的(a)中，在灰色的顆粒之間可明確觀察到白色線狀的部分，而在比較例即圖4的(a)和(b)中，在擴(kuò)展得較寬的灰色的區(qū)域中可觀察到白色部分呈點(diǎn)狀。這意味著：在實(shí)施例2中，稀土含量高的原料合金塊中的晶粒(灰色的顆粒)的晶界處均勻地遍布有包含第2合金的富稀土相，而在比較例中，富稀土相沒有均勻遍布于晶界，而是呈點(diǎn)狀的部分局部存在。因此可認(rèn)為，對(duì)于將實(shí)施例2的稀土含量高的原料合金塊粉碎而成的原料合金粉末，富稀土相均勻地遍布在顆粒間，在將該原料合金粉末燒結(jié)而成的rfeb系燒結(jié)磁體中，富稀土相均勻地遍布于晶粒間，因此可形成晶界寬度較寬的二晶粒晶界，而對(duì)于將比較例的hddr后原料合金塊粉碎而成的原料合金粉末，富稀土相沒有均勻地遍布于顆粒間，在將該原料合金粉末燒結(jié)而成的rfeb系燒結(jié)磁體中，富稀土相也沒有均勻地遍布于晶粒間，因此無法形成晶界寬度較寬的二晶粒晶界。圖3的(b)示出的實(shí)施例2的hddr后原料合金塊的電子顯微鏡照片中，幾乎未觀察到白色部分。這是因?yàn)?，?shí)施例2的hddr后原料合金塊(以及作為其前一階段的原料合金塊)的tre值與主相的tre值相近，幾乎沒有富稀土相。通過對(duì)這樣幾乎沒有富稀土相的hddr后原料合金塊實(shí)施稀土晶界滲透處理工序中的處理，可得到如圖3的(a)所示地富稀土相遍布于晶粒的晶界的、稀土含量高的原料合金塊。當(dāng)前第1頁12