JP2014132628A - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石、ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｄｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を提供する。
【解決手段】希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石であって、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に係り、特に、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法に関するものである。

従来から、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」という場合がある）は、ハードディスクドライブのボイスコイルモーター、ハイブリッド自動車や電気自動車のエンジン用モーターなどのモーターに使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を成形して焼結することによって得られる。通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金においてＲは、Ｎｄと、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものである。Ｔは、ＦｅとＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂはホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。

一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織は、主に、Ｒ２Ｔ１４Ｂで構成される主相と、主相の粒界に存在して主相よりもＮｄ濃度の高いＲリッチ相とからなる。Ｒリッチ相は粒界相とも呼ばれている。
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織における主相の割合を高めるために、ＮｄとＦｅとＢとの比が、できる限りＲ２Ｔ１４Ｂに近くなるようにされている（例えば、非特許文献１参照）。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金には、Ｒ２Ｔ１７相が含まれている場合がある。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られている（例えば、特許文献１参照）。このため、従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＲ２Ｔ１７相が存在する場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結過程で消滅させている。

また、自動車用モーターに用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、モーター内で高温に曝されるため、高い保磁力（Ｈｃｊ）が要求される。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術としては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲをＮｄからＤｙに置換する技術がある。しかしながら、Ｄｙは資源が偏在しているうえ、産出量も限られているためにその供給に不安が生じている。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を多くすることなく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術が検討されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加する技術がある（例えば、特許文献２参照）。また、特許文献２に記載されているように、Ａｌ，Ｓｉは、不可避的不純物としてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に混入することが知られている。

また、通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石には、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために、Ｃｕが添加されている（例えば、非特許文献２参照）。

特開２００７−１１９８８２号公報 特開２００９−２３１３９１号公報

佐川 眞人、永久磁石−材料科学と応用−２００８年１１月３０日、初版第２刷発行、２５６ページ〜２６１ページ 佐川 眞人、ネオジム磁石のすべて−レアアースで地球を守ろう−２０１１年４月３０日、初版第１刷発行、４２ページ〜４３ページ

しかしながら、従来の技術では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎ、Ｃｕなどの金属元素を添加したとしても、充分に保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得ることができない場合があった。その結果、上記金属元素を添加してもＤｙ濃度を高くする必要があった。このため、Ｄｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を供給することが要求されていた。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｄｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を提供することを課題とする。
また、上記の保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。
その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備え、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含むことで保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られることを見出した。

さらに、本発明者らは、粒界相中に含まれる強磁性の遷移金属リッチ相の体積率が４０％以上であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることで、高い保磁力が得られることを見出した。
従来、粒界相が非磁性でないと磁化反転が生じてしまうため、保磁力を向上させるためには、粒界相は非磁性でなくてはならないと考えられていた。
本発明において、粒界相中に含まれる強磁性の遷移金属リッチ相の体積率を４０％以上にすることにより高い保磁力が得られる理由は、遷移金属リッチ相の飽和磁化が主相と比較して小さいため、主相の磁化反転が起こりにくくなることによるものと推定される。

（１） 希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石であって、
Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、
前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

（２） Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（３） 前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が５０％以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（４） 前記主相と前記粒界相との面積率の比が７０：３０〜９８：２であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（５） 前記Ｍを０．７〜１．４原子％含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

（６） （１）〜（５）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法であって、
希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料を成形して８００℃〜１２００℃で焼結する工程と、
前記焼結後に、６５０℃〜９００℃に加熱する第１熱処理工程と、
前記第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却した後に、４５０℃〜６００℃に加熱する第２熱処理工程とを行うことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（７） Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする（６）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、所定の組成を有し、主相と粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上のものであるので、Ｄｙの含有量を高くすることなく、高い保磁力が得られる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法では、所定の組成のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料を成形して８００℃〜１２００℃で焼結した後に、６５０℃〜９００℃に加熱する第１熱処理工程と、前記第１熱処理後２００℃以下まで冷却した後に、４５０℃〜６００℃に加熱する第２熱処理工程とを行うので、粒界相中に強磁性である遷移金属リッチ相を面積率で４０％以上含み、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が得られる。

図１は、実験例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中の遷移金属リッチ相に含まれるＡｌの含有量（原子％）と、保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。 図２は、実験例８〜２３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中の遷移金属リッチ相に含まれるＧａの含有量（原子％）と、保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。 図３は、実験例２４〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）とＣｕ含有量との関係を示したグラフである。 図４は、実験例１０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ層の透過電子顕微鏡像を示したものである。 図５ａは、図４に示す遷移金属リッチ層の４方向からの電子線回折パターンを示したものであり、＜１０３＞入射計算パターンを示したものである。 図５ｂは、図４に示す遷移金属リッチ層の４方向からの電子線回折パターンを示したものであり、＜０２１＞入射計算パターンを示したものである。 図５ｃは、図４に示す遷移金属リッチ層の４方向からの電子線回折パターンを示したものであり、＜３１５＞入射計算パターンを示したものである。 図５ｄは、図４に示す遷移金属リッチ層の４方向からの電子線回折パターンを示したものであり、＜１７３＞入射計算パターンを示したものである。 図６aは、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ結晶のＮｄサイトの結晶場係数と金属元素との関係を示したグラフである。 図６ｂは、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ結晶のＮｄサイトの結晶場係数と金属元素との関係を示したグラフである。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石〕
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する。）は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなる組成を有している。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、上記Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるものである。

希土類元素であるＲの含有量が１４．５原子％以上であると、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。Ｒの含有量が１５原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり磁石として不適合になる。
全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜６５原子％とされている。本実施形態においては、遷移金属リッチ相を含むことにより、保磁力を向上させているので、Ｄｙを含まなくても良いし、Ｄｙを含む場合でも６５原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＤｙ以外の希土類元素Ｒとしては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、希土類元素Ｒは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢは、ホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。Ｂ含有量は４．５原子％以上、５．５原子％以下である。Ｂの含有量は、４．８原子％以上であることがより好ましく、５．３原子％以下であることがより好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢの含有量を４．５原子％以上とすることで、十分な保磁力が得られる。また、Ｂの含有量を５．５原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において遷移金属リッチ相が十分に生成されるものとなる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ層は、主としてＲ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物（Ｍは金属元素（Ａｌおよび／またはＧａに限らない））からなる。Ｒ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物は、遷移金属リッチ層に含まれており、主相には含まれていない。Ｒ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物は、ＲがＮｄ、ＴがＦｅ、ＭがＳｉ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｇａなどである場合、Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌの結晶系でありＩ４／ｍｃｍの空間群をもつことが知られている。Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍの結晶磁気異方性は、計算技術を用いて計算できる。Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍは、Ｍ元素の種類によってｃ軸異方性的である場合とａｂ面内異方性的である場合とがある。ｃ軸異方性的とは、Ｒ６Ｔ１３Ｍの結晶構造のＲ原子すなわちＮｄ原子のうち、ｃ軸異方性をもつＮｄ１６ｌサイトにあるＮｄ原子が磁気異方性に強く寄与する場合をいう。また、ａｂ面内異方性的とは、同じくＮｄ原子のうち、ａｂ面内異方性をもつＮｄ８fサイトにあるＮｄ原子が磁気異方性に強く寄与する場合をいう。

具体的には、図６aおよび図６ｂに示すように、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍは、Ｍ元素がＡｌ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｓｉ，Ｇｅ、Ｓｎである場合はｃ軸異方性的であり、Ｃｕ,Ａｇ，Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉである場合はａｂ面内異方性的である。また、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂは、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍよりも飽和磁化が大きいものである。

図６aおよび図６ｂは、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ結晶（Ｍは金属元素であり、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉのいずれかである）のＮｄサイトの結晶場係数と金属元素との関係を示したグラフである。
また、図６aおよび図６ｂ中には、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ結晶の金属元素Ｍとして、図６aおよび図６ｂに示す金属元素を含有させた場合に、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍがｃ軸異方性的であるか、ａｂ面内異方性的であるかを記入した。図６aに示す８ｆサイトの結晶場係数が大きな値であり、図６ｂに示す１６ｌサイトの結晶場係数が小さな値をとなるほど、結晶の一軸異方性（ｃ軸異方性）が大きくなる。本発明者が実験した結果、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍの一軸異方性が大きくなる遷移金属リッチ相を磁石中に存在させるほど、高い保磁力が得られる傾向がみられた。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０．１〜２．０原子％含むものである。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることが好ましい。また、金属元素Ｍの含有量は１．４原子％以下であることが好ましい。
ＡｌおよびＧａが、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ型の金属化合物のＭ元素である場合、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍはｃ軸異方性的となる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ層は、Ｒ６Ｔ１３Ｍ型の強磁性体であり、かつ遷移金属リッチ相の飽和磁化が主相と比較して小さい。そのため遷移金属リッチ層の金属元素Ｍとして、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍ型がｃ軸異方性を有するものとなる元素を含有させると、遷移金属リッチ層が主相と同じｃ軸異方性を有するものとなる。その結果、主相の磁区反転の起点が発生しにくくなるので、遷移金属リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石における保磁力向上が顕著になると推定される。

金属元素Ｍの含有量を０．１原子％以上とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において遷移金属リッチ相が十分に生成されるものとなる。金属元素ＭがＡｌである場合、Ａｌの含有量を２．０原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程においてＡｌ原子が主相に入ってしまうことによる残留磁化の低下を抑制できる。また、金属元素ＭがＧａである場合、Ｇａは主相には入らず、遷移金属リッチ層に入りやすいため、好ましい。金属元素ＭがＧａである場合、Ｇａを２．０原子％を超えて含有させても、保磁力向上効果は飽和する。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｃｕを含むものである。Ｃｕは０．０５〜０．２原子％含むことが好ましい。Ｃｕが０．０５原子％未満である場合、焼結が不十分となり特性がばらつくことがある。また、Ｃｕを含まない場合には、焼結が不十分となるために十分な保持力が得られない。Ｃｕを０．０５原子％以上含有させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を容易に焼結できる。また、Ｃｕの含有量を０．２原子％以下にすることで、Ｃｕを含有することによる保磁力の低下を十分に抑制できる。

従来、Ｃｕは、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために含有されていた。しかし、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ層は、Ｒ６Ｔ１３Ｍ型の強磁性であり、かつ遷移金属リッチ相の飽和磁化が主相と比較して小さい。ＣｕがＮｄ６Ｆｅ１３Ｍ型の金属化合物のＭ元素である場合、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｍはａｂ面内異方性的であるので、Ｃｕを含有させると保磁力が低下する。この理由は、粒界相中に含まれる強磁性の遷移金属リッチ相の体積率が４０％以上である本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、ａｂ面内異方性的である遷移金属リッチ相量が多くなると、主相の磁区反転の起点が発生しやすくなるためであると推定される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、種種の３〜１１族元素を用いることができる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴがＦｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなるものである。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、主相と粒界相との面積率の比が、７０：３０〜９８：２であることが好ましく、９０：１０〜９６：４であることがより好ましい。主相と粒界相との面積率の比が上記範囲である場合、十分な飽和磁化を確保しつつ、高い保磁力が得られるものとなるため好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、粒界相が、希土類元素Ｒの合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素Ｒの合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含んでいる。遷移金属リッチ相は、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴを５０〜７０原子％含むものであることが好ましい。遷移金属リッチ相は、強磁性であるが、飽和磁化が主相と比較して小さいため、高い保磁力が得られるものと推定される。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率は４０％以上とされている。粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率は５０％以上であることが好ましい。粒界相中に、強磁性である遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上含まれていると、遷移金属リッチ相によって主相粒子を均一に取り囲むことができ、保磁力向上効果が十分に得られる。粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が９０％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）など磁気特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。このため、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率は、９０％以下とすることが好ましい。

本実施形態においては、遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度は、５０〜７０原子％であることが好ましい。遷移金属リッチ層は、主としてＲ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物を含むものであるので、この場合のＦｅの原子濃度６５原子％に近い値となる。遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度が上記範囲内であると、遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が、より効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲を超えると、Ｒ２Ｔ１７相あるいはＦｅが析出して磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがある。

本実施形態において、主相と粒界相との面積率の比および粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率は、以下に示す方法によって算出できる。
すなわち、着磁する前のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石をエポキシ樹脂に埋め込み、磁化容易軸（Ｃ軸）に平行な面を鏡面研磨する。その後、鏡面研磨面を、走査電子顕微鏡の反射電子像にて１５００倍の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別する。その後、主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相の面積をそれぞれ算出し、その結果を用いて、主相と粒界相との面積率の比および粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を算出する。

〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法〕
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法では、まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料」と略記する。）を用意する。
本実施形態において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と同様の組成を有するものである。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｂを４．５〜５．５原子％含むものであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０．１〜２．０原子％含むものである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＢ及び金属元素Ｍを所定濃度にすることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を作成した時に、Ｒ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物が主である遷移金属リッチ相を作製できる。この合金材料の組成範囲は、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において組織における主相の割合を高めるために定められているＮｄとＦｅとＢとの比に比べて、Ｂ比が小さい限られた範囲になっている。この組成範囲のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料には、磁石としては望ましくないＲ２Ｔ１７相が含まれることになる。本実施形態では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料としてＢが少なく遷移金属がリッチでＲ２Ｔ１７相を含むものを用い、さらに焼結後の熱処理条件を適切化することによって、遷移金属リッチ相が主としてＲ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物を含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれる金属元素Ｍは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結および後述する第１熱処理工程、第２熱処理工程において、遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させるものである。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に金属元素Ｍが０．１原子％以上含まれていると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が十分に得られるため、容易に粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を４０％以上とすることができる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料中の金属元素Ｍが２．０原子％を超えると、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。

また、Ｂを４．５〜５．５原子％含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金中には、Ｒ２Ｔ１７相が含まれている。Ｒ２Ｔ１７相は、後述するＲ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後に行われる第１熱処理工程および第２熱処理工程において、金属元素Ｍとともに遷移金属リッチ相の原料として使用されると推測される。

本実施形態において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と同様の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなるものであってもよい。また、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石から金属元素Ｍを除いた組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むものであってもよい。また、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石から金属元素Ｍの一部を除いた組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、残部の金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むものであってもよい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、例えば、以下に示す方法を用いて製造できる。
まず、ＳＣ（ストリップキャスト）法により、例えば、１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄片を製造する。この時、鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を７００〜９００℃で一時的に遅くして、合金内の成分の拡散を促す処理を行っても良い。

なお、本実施形態において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。

その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、ジェットミルなどの粉砕機により粉砕することによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。
水素解砕法は、例えば、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させ、３００℃程度の温度で水素中で熱処理した後、減圧して水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して鋳造合金薄片中の水素を除去するという手順で行われる。
水素解砕法において水素が吸蔵された鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。

本実施形態においては、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金を含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料からなる粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機などを用いてプレス成形して、真空中で８００℃〜１２００℃焼結し、その後、熱処理することによりＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する。
焼結後の熱処理としては、６５０℃〜９００℃に加熱する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却した後に、４５０℃〜６００℃に加熱する第２熱処理工程とを行う。

焼結温度が８００℃〜１２００℃であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となる粒子が、焼結しても解砕したままの粒子径から著しく成長しないため、緻密な焼結体が得られる。焼結温度が８００℃未満では焼結できない。焼結温度が１２００℃を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となる粒子が焼結により過剰に成長するため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力および角形性が大きく低下する。焼結温度は、１０００〜１１００℃であることが好ましい。

焼結時間は、０．５時間〜２０時間であることが好ましい。焼結時間が上記範囲内であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となる粒子が、焼結しても解砕したままの粒子径から著しく成長しないため、緻密な焼結体が得られる。焼結時間が０．５時間未満であると、焼結できない場合がある。焼結熱時間が２０時間を超えると、焼結によりＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる粒子が過剰に成長して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力および角形性が大きく低下するため、好ましくない。

第１熱処理工程における加熱温度が６５０℃〜９００℃であると、希土類元素Ｒの合計原子濃度が７０原子％以上であるＲリッチ相が液相となるため、遷移金属リッチ相が生成しやすいＲリッチ相の分布状態とされる。このため、第１熱処理工程後に第２熱処理工程を行って、遷移金属リッチ相の生成を促進させることで、遷移金属リッチ相およびＲリッチ相が均一に分布し、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。また、合金材料中のＢ及びＭ元素濃度を所定濃度に制御しているため、第１熱処理工程において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲ６Ｔ１３Ｍ型の金属化合物が主である遷移金属リッチ相が得られる。

第１熱処理工程における加熱温度が６５０℃未満であると、第１熱処理工程を行ってもＲリッチ相の分布が均一とならないため、第２熱処理工程後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中の遷移金属リッチ相およびＲリッチ相の分布が偏ったものとなり、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上とならない。加熱温度が９００℃を超えると、遷移金属リッチ相が分解するため、第２熱処理工程後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上とならない。加熱温度は、６５０〜９００℃であることが好ましく、７５０℃〜８５０℃がさらに好ましい。

第１熱処理工程における保持時間は、０．５時間〜３時間であることが好ましい。保持時間が上記範囲内であると、第１熱処理工程を行うことによる効果が、第１熱処理工程後の磁石全体にわたってより効果的に得られるため、第２熱処理工程後に、遷移金属リッチ相およびＲリッチ相が磁石全体に均一に分布している保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。保持時間が０．５時間未満であると、第１熱処理工程中の磁石内の温度分布が不均一となるため、第２熱処理工程後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中の粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上となりにくくなる。保持時間が３時間を超えると、第１熱処理工程に要する時間が長時間となることにより生産性に支障を来すため好ましくない。

本実施形態においては、第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却した後に加熱する第２熱処理工程を行うので、第１熱処理工程を行うことにより遷移金属リッチ相が生成しやすいＲリッチ相の分布状態とされている磁石に対して、４５０℃〜６００℃での加熱を行うことができる。
第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却せずに４５０℃〜６００℃に加熱した場合、４５０℃〜６００℃に加熱する前の磁石が、Ｒリッチ相が局在している状態であるため、第２熱処理工程を行っても均一に遷移金属リッチ相を分布させることができなくなり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中の粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上とならなくなる。
第２熱処理工程は、第１熱処理工程後、室温まで冷却した後に加熱する工程であることが好ましい。

第２熱処理工程において、第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却する際における冷却速度は、第１熱処理工程における熱処理温度から２００℃以下まで１時間以内に冷却する速度であることが好ましい。冷却速度を上記範囲とすることで、遷移金属リッチ相の分布がより一層均一であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。第１熱処理工程における熱処理温度から２００℃以下まで冷却する時間が１時間を越える場合、隣接する主相粒子同士が接触して孤立した粒子の状態を実現できなくなり、好ましくない。冷却速度が２００℃／ｍｉｎ以上であると、第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却している時の磁石内の温度が不均一となり、第２熱処理工程後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の特性のバラつきが大きくなるため、好ましくない。

第２熱処理工程における加熱温度が４５０℃〜６００℃であると、遷移金属リッチ相の生成が十分に促進されるため、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を４０％以上とすることができる。加熱温度が４５０℃未満であると、第２熱処理工程における希土類元素Ｒと２−１７相（Ｒ２Ｔ１７相）と金属元素Ｍとの反応が不十分となり、遷移金属リッチ相が十分に生成されないため、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られない。加熱温度が６００℃を超えると、原子の再配置が生じて、遷移金属リッチ相が十分に生成されないため、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られない。

第２熱処理工程における保持時間は、０．５時間〜３時間であることが好ましい。保持時間が上記範囲内であると、希土類元素Ｒと２−１７相（Ｒ２Ｔ１７相）と金属元素Ｍとが十分に反応し、遷移金属リッチ相の生成がより効果的に促進される。保持時間が０．５時間未満であると、遷移金属リッチ相の生成量を確保しにくくなるため、好ましくない。保持時間が３時間を越えると、粒界相の分布が均一でなくなるため好ましくない。

第１熱処理工程および第２熱処理工程における加熱は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の酸化を防ぐために、アルゴン雰囲気中で行うことが好ましい。
第１熱処理工程および第２熱処理工程を行うことによって得られる遷移金属リッチ相の生成量は、第１熱処理工程および第２熱処理工程における保持時間の増大に伴って増加する傾向にある。しかし、第２熱処理工程を行った後に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が、遷移金属リッチ相の分解温度以上の高温とされた場合には、遷移金属リッチ相の一部または全部が分解されて減少する可能性がある。

本実施形態においては、所定の組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を成形して８００℃〜１２００℃で焼結した後に、６５０℃〜９００℃に加熱する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却した後に、４５０℃〜６００℃に加熱する第２熱処理工程とを行うので、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を４０％以上とすることができる。

さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度などの焼結条件や第１熱処理工程および第２熱処理工程における加熱温度などの条件を調整することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中における遷移金属リッチ相の面積率を５０％以上の好ましい範囲とすることができる。そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中における遷移金属リッチ相の面積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、上述した組成からなるものであって、主相と粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相がＲリッチ相と強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であるものであるので、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高い保磁力を有し、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。

なお、本実施形態においては、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させてから第１熱処理工程を行ってもよい。
具体的には、例えば、エタノールなどの溶媒とフッ化ジスプロシウム（ＤｙＦ_３）とを所定の割合で混合してなる塗布液中に、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を浸漬させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に塗布液を塗布する。その後、塗布液の塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に対して、第１熱処理工程と第２熱処理工程とをこの順で行う。
この場合、第１熱処理工程および第２熱処理工程を行うことにより、遷移金属リッチ相が生成されるとともに、Ｄｙが焼結磁石内部に拡散されるので、焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高く、さらに高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

上記以外の方法で焼結後、第１熱処理工程を行う前のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させる方法として、例えば、金属を気化させて磁石表面にこれらの膜を付着させる方法や、有機金属を分解させて表面に膜を付着させる方法などを用いても良い。

また、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面には、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物に代えて、Ｔｂ金属もしくはＴｂ化合物を付着させてから第１熱処理工程を行ってもよい。
この場合、焼結後、第１熱処理工程を行う前のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させる方法と同様にして、Ｔｂ金属もしくはＴｂ化合物を付着させることができる。
そして、Ｔｂ金属もしくはＴｂ化合物を付着されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に対して、第１熱処理工程と第２熱処理工程とをこの順で行うことにより、遷移金属リッチ相が生成されるとともに、Ｔｂが焼結磁石内部に拡散されるので、焼結磁石表面のＴｂ濃度が内部のＴｂ濃度よりも高く、さらに高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

「実験例１〜２９」
Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）を表１に示す組成となるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。なお、表１において「ＴＲＥ」は、希土類元素の合計を示す。

その後、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して溶融させて水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ロール周速度１．０ｍ／秒、平均厚み０．２５ｍｍとなるようにＳＣ（ストリップキャスト）法により、鋳造合金薄片を得た。

次に、鋳造合金薄片を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、鋳造合金薄片を直径５ｍｍ程度になるように粗粉砕し、室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、粗粉砕して水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を３００℃まで水素中で加熱する熱処理を行った。その後、減圧して水素を脱気して３００℃から５００℃まで昇温し、５００℃で１時間保持する熱処理を行って鋳造合金薄片中の水素を放出除去した。続いて、炉内にＡｒを供給して室温まで冷却する方法により解砕した。

次に、水素解砕された鋳造合金薄片に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛０．０２５ｗｔ％を添加し、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度（ｄ５０）４．５μｍに微粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。

次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末をＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料として用い、１．０Ｔの磁界中で横磁場中成型機により成型圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で表２に示す温度で表２に示す時間保持して焼結した。
焼結後、表２に示す温度に加熱し、表２に示す時間保持する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後１時間で表２に示す温度まで冷却した後に、表２に示す温度に加熱し、表２に示す時間保持する第２熱処理工程とを行うことにより、実験例１〜２９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。

そして、得られた実験例１〜２９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を一辺６ｍｍの直方体とし、それぞれの磁気特性をＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を表３に示す。

表３において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化であり、「Ｓｑ」とは角形性であり、「ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。
表３に示すように、本発明の実施例である実験例１〜２７では、Ｒ含有量が少なく、Ｂ含有量の多い本発明の比較例である実験例２８、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕを含まない本発明の比較例である実験例２９と比較して、保磁力が高いものとなった。
なお、Ｃｕを含まない本発明の比較例である実験例２４は、Ｃｕを添加した実験例２５、２６と比較して保磁力が低い。

また、実験例５、１０、２０、２１、２８、２９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の主相と粒界相との面積率の比および粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を以下に示す方法により調べた。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石をエポキシ樹脂に埋込み、磁化容易軸（Ｃ軸）に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この鏡面研磨面を反射電子像にて１５００倍の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別した。

実験例５、１０、２０、２１では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像より、灰色のＲ２Ｔ１４Ｂ相の粒界に白色のＲリッチ相と薄い灰色の遷移金属リッチ相とが存在していることが分かった。
このような反射電子像から主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相について断面あたりの面積を測定し、主相と粒界相との面積率の比および粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率を算出した。
その結果を表３に示す。

表３に示すように、本発明の実施例である実験例５、１０、２０、２１は、主相と、Ｒリッチ相と、遷移金属リッチ相とを含み、粒界相中の遷移金属リッチ相の面積率が５０％以上であった。
これに対し、Ｒ含有量が少なく、Ｂ含有量の多い本発明の比較例である実験例２８、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕを含まない比較例である実験例２９では、遷移金属リッチ相が存在していなかった。

また、実験例１〜２３、２５〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ層の透過電子顕微鏡像を観察し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相から主に構成されていることを確認した。
また、実験例１〜２３、２５〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の電子線回折パターンを測定し、Ｆｅ１３Ｎｄ６Ｃｕ型の電子線回折パターンと比較して、実験例１〜２３、２５〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相が、主としてＲ６Ｆｅ１３Ｍ型の金属間化合物からなるものであることを確認した。

図４は、実験例１０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ層の透過電子顕微鏡像を示したものである。また、図５ａ〜図５ｄは、図４に示す遷移金属リッチ層の４方向からの電子線回折パターンを示したものである。図５ａは＜１０３＞入射計算パターンを示し、図５ｂは＜０２１＞入射計算パターンを示し、図５ｃは＜３１５＞入射計算パターンを示し、図５ｄは＜１７３＞入射計算パターンを示している。図５ａ〜図５ｄに示す遷移金属リッチ層の電子線回折パターンは、いずれもＦｅ１３Ｎｄ６Ｃｕ型の電子線回折パターンと一致していた。その結果、実験例１０の遷移金属リッチ相が主としてＲ６Ｆｅ１３Ｍ型の金属間化合物であることが確認できた。
なお、実験例１〜９、１１〜２３、２５〜２７についても実験例１０と同様にして、遷移金属リッチ相の電子線回折パターンが、Ｆｅ１３Ｎｄ６Ｃｕ型の電子線回折パターンと一致していることを確認した。

また、実験例１〜２３、２５〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石をＸ線分析した結果、いずれもＭ元素（ＧａおよびＡｌ）が遷移金属リッチ相に含まれていることが確認できた。したがって、実験例１〜２３、２５〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相は、強磁性体となっており、ｃ軸異方性をもつものが主体になっていると考えられる。

図１は、実験例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中の遷移金属リッチ相に含まれるＡｌの含有量（原子％）と、保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。横軸はＡｌとＧａとＣｕの合計に対するＡｌの割合で示した。
図１に示すように、Ａｌの含有量（原子％）が高いほど、保磁力が高くなる傾向がある。

図２は、実験例８〜２３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の粒界相中の遷移金属リッチ相に含まれるＧａの含有量（原子％）と、保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。横軸はＡｌとＧａとＣｕの合計に対するＧａの割合で示した。
図２に示すように、Ｇａの含有量が高いほど、保磁力が高くなる傾向がある。

図３は、実験例２４〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）とＣｕ含有量との関係を示したグラフである。横軸はＡｌとＧａとＣｕの合計に対するＣｕの割合で示した。
図３に示すように、Ｃｕの含有量が０．２原子％を超えると保磁力（Ｈｃｊ）が低下することが分かる。

Claims (7)

1. 希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石であって、
   Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、
   前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
2. Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
3. 前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
4. 前記主相と前記粒界相との面積率の比が７０：３０〜９８：２であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
5. 前記Ｍを０．７〜１．４原子％含むことを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
6. 請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法であって、
   希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１４．５〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜５．５原子％含み、Ｍを０．１〜２．０原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの含有量が０〜６５原子％であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料を成形して８００℃〜１２００℃で焼結する工程と、
   前記焼結後に、６５０℃〜９００℃に加熱する第１熱処理工程と、
   前記第１熱処理工程後２００℃以下まで冷却した後に、４５０℃〜６００℃に加熱する第２熱処理工程とを行うことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
7. Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする請求項６に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。