JP2016143828A - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】原料の微粉砕粒子の微細化に伴って炭素量が高い値になった場合においても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供すること。【解決手段】 本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物を主相粒子として含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、０．１質量％〜０．３質量％のＣを含有し、隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成された粒界中に、前記主相粒子内よりも、Ｒ、Ｇａ、Ｃの濃度がともに高い、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有することを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、希土類元素（Ｒ）、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする少なくとも１種以上の鉄族元素（Ｔ）およびホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、優れた磁気特性を有することから、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、ハイブリッド車に搭載するモータ等の各種モータや、家電製品等に使用されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をモータ等に使用する場合、高温での使用環境に対応するために、耐熱性に優れ、しかも高い保磁力を有することが要求される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力（ＨｃＪ）を向上させる手法として、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の結晶磁気異方性を向上させるために、主としてＮｄやＰｒ等の軽希土類元素が適用される希土類元素Ｒの一部を、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素で置換することが行われている。モータ等に使用できるほどの保磁力を有する磁石を、重希土類元素を使用しないで製造することは、これまで困難な傾向にあった。

しかしながら、ＤｙやＴｂは、ＮｄやＰｒと比較して、資源的にも希少であり、高価である。近年では、ＤｙやＴｂは、それらを多量に使用する高保磁力型のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の急速な需要の拡大によって、供給不安が深刻化している。そのため、ＤｙやＴｂの使用を極力減らした組成でも、モータ等に適用するために必要な保磁力を得ることが求められている。

一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の結晶粒子を微細化することで、保磁力を高めることができることが知られている。例えば、下記特許文献１には、ＮｄＦｅＢ系焼結磁石中の主相粒子の平均粒径を４．５μm以下、ＮｄＦｅＢ系焼結磁石全体の炭素含有率を１０００ｐｐｍ以下、ＮｄＦｅＢ系焼結磁石中の粒界三重点における希土類リッチ相の体積の総計に対する炭素リッチ相の体積の総計の比率を５０％以下にすることにより、保磁力が向上することが示されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の結晶粒子を微細化するためには、原料として用いる微粉砕粒子の粒径を細かくする必要がある。しかしながら、微粉砕粒子の粒径が細かくなると、成形時に外部磁界引加による結晶の配向が困難となる傾向がある。そのため、微粉砕粒子に添加する潤滑剤の添加量を多くする、あるいは、有機溶媒と混合してスラリーを形成させてから湿式成形する、といった対策がとられることがある。しかし、いずれの場合においても、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に含まれる炭素量が増大し保磁力が低下してしまう、という問題が発生する。特に粉砕粒子の粒径が細かいほど、比表面積が大きくなるため、炭素量が増大する傾向にあり、それによって微細化による保磁力向上の効果が十分に得られなくなる、という課題がある。

特許文献１には、水素解砕工程における脱水素加熱を行わないことによって、合金粉末粒子に水素化合物を残留させ、そこから発生する水素によって焼結磁石中の炭素量を減らすことができることが示されている。しかし、このように合金粉末粒子中に水素を多く残留させると、焼結過程において水素が抜ける際の体積変化が大きくなり、焼結磁石にクラックが発生しやすくなる、という問題がある。

特許文献２には、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金中に含まれる炭素をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒのいずれか１種または２種以上の元素との炭化物として磁石合金中に析出させることにより保磁力の低下を抑制できることが示されている。しかし、磁気特性とは無関係な炭化物を大量に析出させる必要があり、得られる磁石の残留磁束密度が低下してしまう、という問題があった。

特許第５４００２５５号公報 特開平２−６０１０５号公報

本発明は、このような実状に鑑みてなされたものであり、原料の微粉砕粒子の微細化に伴って炭素量が高い値になった場合においても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物を主相粒子として含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、０．１質量％〜０．３質量％のＣを含有し、隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成された粒界中に、前記主相粒子内よりも、Ｒ、Ｇａ、Ｃの濃度がともに高い、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有することを特徴とする。

上記本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石によれば、微粉砕粒子の粒径を細かくして、焼結磁石に含まれる炭素量が０．１質量％〜０．３質量％と高い値となったとしても、高い保磁力を得ることが可能となる。従来の手法により作製したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、炭素の大部分が、粒界に存在するＲリッチ相と呼ばれる希土類リッチな相と反応して炭化物を形成する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＲリッチ相が液相となることにより焼結が進行する液相焼結磁石であり、炭化物は焼結時に液相にならないため、炭化物が形成された分だけＲリッチ相が減少し、その結果として保磁力が低下してしまう。これに対し、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の場合、粒界に形成されているＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は炭素を含有する相でありながら、焼結時の液相生成に寄与することができる。そのため、炭素量が高いにもかかわらず、焼結時に十分な量の液相が確保され、高い保磁力を得ることが可能になる。

また、本発明において、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、Ｃｕをさらに含み、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｕの濃度が前記主相粒子内のＣｕの濃度よりも高いことが好ましい。Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がＣｕを含むことにより、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部と主相粒子との濡れ性が向上し、厚い二粒子粒界を形成しやすくなる傾向がある。これにより、保磁力が向上しやすくなる。

本発明において、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、Ｃｏをさらに含み、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｏの濃度が前記主相粒子内のＣｏの濃度よりも高いことがさらに好ましい。Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がＣｏを含むことにより、保磁力がより一層向上する傾向にある。

本発明によれば、原料の微粉砕粒子の微細化に伴って炭素量が高い値になった場合においても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することが可能となる。

図１は、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数の主相粒子によって形成された粒界付近の反射電子像を模式的に示す図である。 図２は、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。

以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。図１に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物から成る主相粒子２を有し、隣り合う２つ以上の主相粒子２によって形成された粒界中に、前記主相粒子内よりも、Ｒ、Ｇａ、Ｃの濃度がともに高いＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有する。

粒界とは、隣り合う２つの主相粒子によって形成される二粒子粒界４と、隣り合う３つ以上の主相粒子によって形成される三重点６とを含むものである。また、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部とは、隣り合う２つ以上の主相粒子によって形成される粒界中に存在し、Ｒ、Ｇａ、Ｃの各濃度がともに主相粒子内よりも高い領域である。Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部には、Ｒ、Ｇａ、Ｃが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。

Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部は、Ｃｕをさらに含み、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｕの濃度が主相粒子内のＣｕの濃度よりも高いことが好ましい。Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がＣｕを含むことにより、上述したように、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部と主相粒子との濡れ性が向上し、厚い二粒子粒界を形成しやすくなる傾向がある。これにより、保磁力が向上しやすくなる。

Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部は、Ｃｏをさらに含み、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｏの濃度が主相粒子内のＣｏの濃度よりも高いことが好ましい。Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がＣｏを含むことにより、さらに、保磁力が向上しやすくなる傾向がある。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて形成される焼結体である。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物からなる主相粒子と、主相粒子よりもＲを多く含む粒界とを有する。

Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。希土類元素は、軽希土類および重希土類に分類され、重希土類元素（以下、ＲＨともいう）とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素（以下、ＲＬともいう）はそれ以外の希土類元素である。

本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換する場合、磁気特性を低下させることなく温度特性を向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系化合物においては、Ｂは、Ｂの一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。この場合、磁石の製造が容易となるほか、製造コストの低減も図れるようになる。また、Ｃの置換量は、磁気特性に実質的に影響しない量とする。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系化合物は、各種公知の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物から構成され、該Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。

本実施形態においては、画像処理等の手法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のｃ軸に平行な断面における各主相粒子の断面積を求めたうえで、該断面積を有する円の直径（円相当径）を、その断面における該主相粒子の粒径と定義する。さらに、前記断面積を断面積の小さい粒子から累計して全体の５０％となる主相粒子の粒径を、主相粒子の平均粒径と定義する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子の平均粒径は、４．０μｍ以下であることが好ましい。主相粒子の平均粒径が４．０μｍより大きいと、保磁力が低くなる傾向にある。さらに、主相粒子の平均粒径が１．５μｍ〜３．０μｍの範囲であると、より好ましい。このような範囲とすることで、より一層高い保磁力が得られやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界は、少なくとも、Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部を含み、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部の他に、Ｒを主成分とするＲリッチ相や、ホウ素（Ｂ）の濃度が高いリッチ相、あるいは、Ｒ、Ｏ、Ｃ，Ｎの濃度が主相粒子よりも高いＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部などを含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲの含有量は、２５質量％以上３５質量％以下であり、好ましくは２９質量％以上３４質量％以下である。Ｒの含有量が２５質量％未満では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ−Ｔ−Ｂ系化合物の生成が十分ではない。このため、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、磁気特性が低下する可能性がある。また、本実施形態においては、コスト低減、および資源リスク回避の点から、Ｒとして含まれる重希土類元素の量は、１．０質量％以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢの含有量は、０．５質量％以上１．５質量％以下である。Ｂの含有量が０．５質量％未満となると保磁力ＨｃＪが低下する傾向がある。また、Ｂの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度Ｂｒが低下する傾向がある。さらに、Ｂの含有量は０．７５質量％以上０．９５質量％以下であることが、より好ましい。Ｂの含有量が０．７５質量％以上０．９５質量％以下であることにより、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がより形成されやすい傾向がある。

Ｔは、上述の通り、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。ＴとしてＣｏを含む場合、Ｃｏの含有量は０．３質量％以上４．０質量％以下の範囲が好ましく、０．５質量％以上１．５質量％以下とすることがより好ましい。Ｃｏの含有量が４質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が高価となる傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となると、耐食性が低下する傾向にある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＦｅの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部である。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕを含むことが好ましい。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０５〜１．５質量％、さらに好ましくは０．１５〜０．６質量％である。Ｃｕを含有することにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｃｕの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満となると、保磁力が低下する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｇａが含まれることになり、Ｇａの含有量は、好ましくは０．０５〜１．５質量％、さらに好ましくは０．１５〜１．０質量％である。Ｇａを含有することにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｇａの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｇａの含有量が０．０５質量％未満となるとＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を形成しにくく、磁気特性が低下する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有することが好ましい。Ａｌを含有させることにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．６質量％以下であるのが好ましく、０．１０質量％以上０．４質量％以下がより好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｚｒを含有することが好ましい。Ｚｒを含有させることにより、焼結時の粒成長を抑制するとともに、過剰な炭素の一部をＺｒＣ相として固定化する効果もある。Ｚｒの含有量は０．２質量％以上１．５質量％以下であるのが好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、上記以外の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどが挙げられる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の酸素（Ｏ）を含んでもよい。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、酸素量は、耐食性の観点から、０．０５質量％以上が好ましく、磁気特性の観点からは０．２質量％以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中には、炭素（Ｃ）が０．１質量％〜０．３質量％の範囲で含まれる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、０．１質量％以上の炭素を含むことによって、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が形成されやすくなる。従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であれば、これだけの量の炭素を含有すると保磁力が低下する傾向があるが、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が形成されることにより、保磁力の低下は見られない。また、炭素量が０．３質量％を超えると、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が形成されたとしても、保磁力が低下していく傾向にある。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の窒素（Ｎ）を含んでもよい。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、窒素量は、磁気特性の観点から０．０１〜０．２質量％であることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の酸素量、炭素量、窒素量の測定方法は、従来より一般的に知られている方法を用いることができる。酸素量は、例えば、不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法により測定され、炭素量は、例えば、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により測定され、窒素量は、例えば、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定される。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界中に、主相粒子内よりも、Ｒ、Ｇａ、Ｃの濃度がともに高いＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有する。なお、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、上述の通り、主に、Ｒ、Ｇａ、Ｃで構成されているが、これら以外の成分が含まれていてもよく、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が含有する元素としては、例えばＣｕ、Ｃｏ、Ｆｅなどが挙げられる。

上記のように、粒界中にＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が形成されることにより、０．１質量％〜０．３質量％という高い炭素量であっても、高い保磁力を発現することが可能となる。従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において上記のように高い炭素量となった場合には、炭素の大部分が、粒界のＲリッチ相と反応して炭化物を形成する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＲリッチ相が液相となることにより焼結が進行する液相焼結磁石であり、炭化物は焼結時に液相にならないため、炭化物が形成された分だけＲリッチ相が減少し、その結果として保磁力が低下してしまう。特に主相粒子の平均粒径が小さい場合、主相粒子の比表面積が大きくなり、十分な保磁力を発現するためには多くの液相が必要となるため、炭素量増大によってより保磁力が低下しやすくなる傾向にある。これに対し、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の場合、粒界に形成されているＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は炭素を含有する相でありながら、焼結時の液相生成に寄与することができる。そのため、炭素量が高いにもかかわらず、焼結時に十分な量の液相が確保され、高い保磁力を得ることが可能になる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば後述するように、主に主相を形成するもととなる組成のＲ−Ｔ−Ｂ系原料合金（第１合金）以外に、主に粒界相を形成するもととなる組成の第２合金を添加し、製造プロセスにおける焼結パターンなどの製造条件を制御することにより製造することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に形成されるＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、以下のようにして生成されていると考えられる。すなわち、第２合金中に存在するＲ、Ｇａ、と、製造過程で混入した炭素化合物由来の炭素が、焼結過程における特定温度領域で保持時間をとることにより化合物を形成し、Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部という形で粒界に析出。その後、焼結温度では液相となって焼結に寄与したのち、冷却過程で再び析出すると考えられる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的には任意の形状に加工されて使用される。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、例えば、直方体、六面体、平板状、四角柱などの柱状、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。四角柱としては、たとえば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当該磁石を加工して着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していない磁石製品との両方が含まれる。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法＞
上述したような構成を有する本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例について図面を用いて説明する。図２は、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。図２に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。

（ａ）第１合金と第２合金とを準備する合金準備工程（ステップＳ１１）
（ｂ）第１合金と第２合金とを粉砕する粉砕工程（ステップＳ１２）
（ｃ）第１合金粉末と第２合金粉末とを混合する混合工程（ステップＳ１３）
（ｄ）混合した混合粉末を成形する成形工程（ステップＳ１４）
（ｅ）成形体を焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る焼結工程（ステップＳ１５）
（ｆ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する時効処理工程（ステップＳ１６）
（ｇ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を冷却する冷却工程（ステップＳ１７）
（ｈ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を加工する加工工程（ステップＳ１８）
（ｉ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中に重希土類元素を拡散させる粒界拡散工程（ステップＳ１９）
（ｊ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に表面処理する表面処理工程（ステップＳ２０）

［合金準備工程：ステップＳ１１］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における主に主相を構成するもととなる組成の合金（第１合金）と粒界を構成するもととなる組成の合金（第２合金）とを準備する（合金準備工程（ステップＳ１１））。合金準備工程（ステップＳ１１）では、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を、真空またはＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気中で溶解した後、これを用いて鋳造を行うことによって所望の組成を有する第１合金および第２合金を作製する。なお、本実施形態では、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金をわけずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。

原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属を鋳造する鋳造方法は、例えばインゴット鋳造法やストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などである。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理を行う。原料合金の均質化処理を行う際は、真空または不活性ガス雰囲気の下、７００℃以上１５００℃以下の温度で１時間以上保持して行う。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金は融解されて均質化される。

［粉砕工程：ステップＳ１２］
第１合金および第２合金が作製された後、第１合金および第２合金を粉砕する（粉砕工程（ステップＳ１２））。粉砕工程（ステップＳ１２）では、第１合金および第２合金が作製された後、これらの第１合金および第２合金を別々に粉砕して粉末とする。なお、第１合金および第２合金を共に粉砕してもよい。

粉砕工程（ステップＳ１２）は、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程（ステップＳ１２−２）とがある。

（粗粉砕工程：ステップＳ１２−１）
第１合金および第２合金を各々粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程（ステップＳ１２−１））。これにより、第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、第１合金および第２合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせる（水素吸蔵粉砕）ことによって行うことができる。

なお、粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）は、上記のように水素吸蔵粉砕を用いる以外に、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて行うようにしてもよい。

また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程（ステップＳ１２）から焼結工程（ステップＳ１５）までの各工程の雰囲気は、低酸素濃度とすることが好ましい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調節される。各製造工程の酸素濃度が高いと第１合金および第２合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ酸化物が生成されてしまい、焼結中に還元されずＲ酸化物の形でそのまま粒界に析出し、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢｒが低下する。そのため、例えば、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。

（微粉砕工程：ステップＳ１２−２）
第１合金および第２合金を粗粉砕した後、得られた第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を平均粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程（ステップＳ１２−２））。これにより、第１合金および第２合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、好ましくは０．１μｍ以上４．０μｍ以下、より好ましくは１．５μｍ以上３．３μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得る。微粉砕粉末の平均粒径をこのような範囲とすることで、焼結後の主相粒子の平均粒径を４．０μｍ以下程度とすることができる。

なお、本実施形態においては、第１合金および第２合金を別々に粉砕して微粉砕粉末を得るようにしているが、微粉砕工程（ステップＳ１２−２）において第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を混合してから微粉砕粉末を得るようにしてもよい。

微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ビーズミル等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｎ₂ ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を加速して第１合金および第２合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットまたは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。

特に、細かい粒径の微粉砕粉末をジェットミルを用いて得ようとする場合、粉砕された粉末表面が非常に活性であるため、粉砕された粉末同士の再凝集や、容器壁への付着が起こりやすく、収率が低くなる傾向がある。そのため、第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際には、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加して、粉末同士の再凝集や、容器壁への付着を防ぐことで、高い収率で微粉砕粉末を得ることができる。また、このように粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることも可能となる。粉砕助剤の添加量は、微粉砕粉末の粒径や添加する粉砕助剤の種類によっても変わるが、質量％で０．１％〜１％程度が好ましい。

［混合工程：ステップＳ１３］
第１合金および第２合金を微粉砕した後、各々の微粉砕粉末を低酸素雰囲気で混合する（混合工程（ステップＳ１３））。これにより、混合粉末が得られる。低酸素雰囲気は、例えば、Ｎ₂ ガス、Ａｒガス雰囲気など不活性ガス雰囲気として形成する。第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。

また、粉砕工程（ステップＳ１２）において、第１合金および第２合金を一緒に粉砕する場合の配合比率も、第１合金および第２合金を別々に粉砕する場合と同様に、第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。

本実施形態では、第１合金および第２合金は、相互に、合金組成が異なることが好ましい。たとえば第１合金に比較して、第２合金は、Ｇａ、Ｃｕ、Ｃｏが多く含まれる。

第２合金に含まれるＧａの質量％は、好ましくは０．２％〜２０％、さらに好ましくは０．５％〜１２％である。第１合金はＧａを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＧａを含む場合、第１合金に含まれるＧａの質量％は、０．２％以下であることが好ましい。

成形時の配向性を改善するために、混合工程において、さらに潤滑剤を添加してもよい。

［成形工程：ステップＳ１４］
第１合金粉末と第２合金粉末とを混合した後、混合粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１４））。成形工程（ステップＳ１４）では、第１合金粉末および第２合金粉末の混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填して加圧することによって、混合粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行い、磁場印加によって原料粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

成形時の加圧は、３０ＭＰａ〜３００ＭＰａで行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ〜１６００ｋＡ／ｍであることが好ましい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。

なお、成形方法としては、上記のように混合粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、原料粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。

混合粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状、リング状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。

［焼結工程：ステップＳ１５］
磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る（焼結工程（ステップＳ１５））。成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、９００℃以上１２００℃以下で１時間以上３０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、混合粉末が液相焼結を生じ、主相の体積比率が向上したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結体）が得られる。主相粒子の平均粒径を４μｍ以下とするためには、焼結温度、焼結時間を、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて調整する必要がある。

Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部を形成させるために、焼結工程において、焼結温度まで昇温する間の特定の温度領域で温度を保持する工程を入れることが好ましい。保持工程を入れる温度としては、５００℃〜７００℃が好ましく、この温度で保持する時間としては、３０分〜３時間が好ましい。昇温過程においてこのような条件で温度を保持する工程を入れると、以下のようなメカニズムでＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が形成されると考えられる。
（１）粉砕工程で添加した粉砕助剤や、混合工程で添加した潤滑剤、あるいは湿式成形する際に用いた溶媒の残留分、など、成形体中に存在する有機化合物が熱分解しきれずに炭素分として残留する。
（２）Ｒ、Ｇａを含む第２合金由来の微粉砕粉末は、粗粉砕工程での水素吸蔵処理によって、焼結前の段階では水素化物となっている。温度保持工程において、この水素が脱離する。Ｇａを含む第２合金は第１合金と比較し低融点であるため、水素脱離とともに液相を生じる。
（３）第２合金由来の液相を生じることにより、（１）で残留している炭素分と、Ｒ，Ｇａを含む第２合金の成分との間で優先的に反応が生じ、Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部という形で粒界に析出する。

成形体を焼結した後は、生産効率を向上させる観点から焼結体は急冷することが好ましい。

［時効処理工程：ステップＳ１６］
成形体を焼結した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する（時効処理工程（ステップＳ１６））。焼成後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼成時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で１時間から３時間、更に５００℃から７００℃の温度で１時間から３時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１時間から３時間加熱する１段階加熱等、時効処理を施す回数に応じて適宜処理条件を調整する。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。また、時効処理工程（ステップＳ１６）は加工工程（ステップＳ１８）や粒界拡散工程（ステップＳ１９）の後に行ってもよい。

［冷却工程：ステップＳ１７］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う（冷却工程（ステップＳ１７））。これにより、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。冷却速度は、特に限定されるものではなく、３０℃／ｍｉｎ以上とするのが好ましい。

［加工工程：ステップＳ１８］
得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい（加工工程：ステップＳ１８）。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。

［粒界拡散工程：ステップＳ１９］
加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させる工程を有してもよい（粒界拡散工程：ステップＳ１９）。粒界拡散は、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後、熱処理を行うことや、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことにより、実施することができる。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させることができる。

［表面処理工程：ステップＳ２０］
以上の工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい（表面処理工程（ステップＳ２０））。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

なお、本実施形態では、加工工程（ステップＳ１８）、粒界拡散工程（ステップＳ１９）、表面処理工程（ステップＳ２０）を行っているが、これらの各工程は必ずしも行う必要はない。

このように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造し、処理を終了する。また、着磁させることで、磁石製品が得られる。

以上のようにして得られる本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界中にＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有することから、高い炭素含有量であっても、良好な磁気特性を有することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、ロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（Surface Permanent Magnet：ＳＰＭ）回転機、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（Interior Permanent Magnet：ＩＰＭ）回転機、ＰＲＭ（Permanent magnet Reluctance Motor）などの磁石として好適に用いられる。具体的には、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、電気自動車やハイブリッドカー用モータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ、発電機用モータ等の用途として好適に用いられる。

なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

以下、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実施例１〜４）
まず、表１に示す組成Ａ〜Ｄを有する焼結磁石が得られるように、ストリップキャスティング法により原料合金を準備した。原料合金としては、主に磁石の主相を形成する第１合金と、主に粒界を形成する第２合金の２種類を、表１に示す組成でそれぞれ作製して準備した。なお、表１では、bal.は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示し、（Ｔ．ＲＥ）は、希土類の合計質量％を示す。

次いで、これらの原料合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下で、それぞれ４００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。

なお、本実施例では、この水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度のＡｒ雰囲気下で行った（以下の実施例および比較例において同じ）。

次に、それぞれの合金に対して、水素粉砕後微粉砕を行う前に粗粉砕粉末に粉砕助剤として、オレイン酸アミド０．４質量％を添加し、ナウタミキサを用いて混合した。その後、ジェットミルを用いて微粉砕を行った。また、微粉砕に際しては、ジェットミルの分級条件を変えることにより、微粉砕粉末の粉砕粒径を調節した。各実施例における粉砕粒径を表２に示す。

その後、ナウタミキサを用いて、第１合金の微粉砕粉末と第２合金の微粉砕粉末を表１に示す割合で混合し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の原料粉末である混合粉末を調製した。

得られた混合粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら１２０ＭＰａの圧力を加える磁場中成形を行い、成形体を得た。

その後、得られた成形体を、焼結した。焼結においては、成形体を５ｋＰａのＡｒ雰囲気中で６００℃まで６℃/分の速度で昇温した後、真空中６００℃で２時間の保持を行った。その後さらに昇温して真空中１０３０℃で１２時間保持して焼結を行った後、急冷して、焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。そして、得られた焼結体を、８５０℃で１時間、および、５００℃で１時間（ともにＡｒ雰囲気下）の２段階の時効処理を施し、実施例１〜４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例１〜４）
焼結時に６００℃２時間の保持を入れないことを除いて、実施例１〜４と同様にして、比較例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をそれぞれ作製した。

（比較例５〜６）
表１に示す組成Ａの合金を使用し、粉砕粒径を４．５μｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、比較例５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製した。また、焼結時に６００℃２時間の保持を入れないことを除いて、比較例５と同様にして、比較例６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製した。

（比較例７〜８）
第１合金と第２合金を混合する混合工程において、さらに０．２質量％のカーボンブラック粒子を加えたこと以外は、実施例１と同様にして、比較例７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製した。た、焼結時に６００℃２時間の保持を入れないことを除いて、比較例７と同様にして、比較例８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製した。

＜評価＞
［組織評価］
実施例１〜４および比較例１〜８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）で元素分布を観察し、分析した。具体的には、５０μｍ角の領域について、Ｎｄ、Ｇａ、およびＣの各元素のマッピング分析を行い、Ｎｄ、Ｇａ、およびＣの各元素が主相粒子よりも濃く分布する部分を観察した。

その結果、実施例１〜４および比較例７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｇａ，Ｃの各元素の濃度が主相粒子内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例１〜６、および比較例８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は確認できなかった。

さらに、粒界にＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が観察された実施例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石については、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部（５点）と、主相粒子の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。実施例１の結果を代表として表３に示す。

なお、表中の組成比とは、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｆｅ，Ｇａ，Ｃの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。また、求められたＣの組成比は、ＥＰＭＡ測定上のバックグラウンドを含むため、実際の値よりも高くなる傾向があるが、値の大小の相対関係には影響しない。

表３に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｄｙ），Ｇａ，Ｃの各元素の濃度が主相粒子内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部）が存在することが確認された。また、実施例２〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においても、同様の組成のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が存在することが確認された。

［組成分析］
実施例１〜４および比較例１〜８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も仕込み組成（表１に示す焼結体狙い組成）と略一致していることが確認できた。また、炭素量を、酸素気流中燃焼-赤外線吸収法を用いて測定した。炭素量の結果を表２に合わせて示す。

[粒径評価]
実施例１〜４および比較例１〜８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、主相粒子の平均粒径を評価した。主相粒子の平均粒径は、試料の断面を研磨して光学顕微鏡で観察し、画像解析ソフトに取り込んで粒径分布を求めた。主相粒子の平均粒径の値を表２に合わせて示す。

［磁気特性］
実施例１〜４および比較例１〜８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表２に合わせて示す。

表２に示されるように、実施例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、同一組成である比較例１〜４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石とそれぞれ比較して、保磁力が２０ｋＡ／ｍ以上高い結果となっており、実施例の磁石が高い保磁力を有することが確認された。また、炭素量が０．１質量％未満である比較例５、６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、焼結時に６００℃２時間の保持工程を入れてもＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は確認されず、高い保磁力が得られなかった。さらに、炭素量が０．３質量％を超えている比較例７、８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、炭素量が著しく高いために十分な保磁力を得ることができなかった。

（実施例５〜８）
表４に示す組成Ｅ〜Ｈを有する焼結磁石が得られるように、ストリップキャスティング法により原料合金を準備したことと、微粉砕粉末の粉砕粒径を表５に示す値としたこと以外は、実施例１〜４と同様にして、実施例５〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をそれぞれ作製した。実施例５、６は、焼結体組成としてＣｕを含む実施例、実施例７、８は、焼結体組成としてＣｕおよびＣｏを含む実施例である。

（比較例９〜１１）
焼結時に６００℃２時間の保持を入れないことを除いて、実施例５〜８と同様にして、比較例９〜１１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をそれぞれ作製した。

＜評価＞
実施例５〜８、および比較例９〜１１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実施例１〜４、比較例１〜８と同様の評価を行った。組成分析の結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も仕込み組成（表４に示す焼結体狙い組成）と略一致していることが確認できた。また、炭素量、主相粒子の平均粒径を表５に示す。

実施例１〜４と同様に組織評価を行った結果、実施例５〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｇａ，Ｃの各元素の濃度が主相粒子内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｇａ―Ｃ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例９〜１２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は確認できなかった。

さらに、粒界にＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が観察された実施例５〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部（５点）と、主相粒子の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。実施例５、７の結果を代表として表６に示す。

なお、表６中の組成比は、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｆｅ，Ｇａ，Ｃｕ，Ｃｕ，Ｃの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。また、求められたＣの組成比は、ＥＰＭＡ測定上のバックグラウンドを含むため、実際の値よりも高くなる傾向があるが、値の大小の相対関係には影響しない。

表６に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例５、７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｄｙ），Ｇａ，Ｃの各元素の濃度が主相粒子内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部）が存在することが確認された。また、実施例５のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、さらにＣｕを含んでおり、Ｃｕの濃度が主相粒子内よりも高いことが確認された。さらに、実施例５のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、ＣｏおよびＣｕを含んでおり、ＣｏおよびＣｕの濃度がそれぞれ主相粒子内よりも高いことが確認された。

また、実施例６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においても、実施例５と同様の組成のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部が、実施例８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においても、実施例７と同様の組成のＲ−Ｇａ−Ｃ濃縮部がそれぞれ存在することが確認された。

実施例５〜８および比較例９〜１２で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表５に合わせて示す。

表５に示されるように、実施例５〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、同一組成である比較例９〜１２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石とそれぞれ比較して、高い保磁力を有することが確認された。また、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部にＣｕを含む実施例５、６においては、比較例に対するＨｃＪの向上幅がＣｕを含まない実施例１〜４よりも大きい傾向があることが確認された。さらに、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部にＣｕおよびＣｏを含む実施例７，８においては、比較例に対するＨｃＪの向上幅がＣｏを含まない実施例５〜６よりもさらに大きい傾向があることが確認された。

２ 主相粒子
４ ２粒子粒界
６ 三重点

Claims (3)

1. Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物を主相粒子として含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
   前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、０．１質量％〜０．３質量％のＣを含有し、
   隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成された粒界中に、前記主相粒子内よりも、Ｒ、Ｇａ、Ｃの濃度がともに高い、Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部を有することを特徴とする、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. 前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、Ｃｕをさらに含み、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｕの濃度が前記主相粒子内のＣｕの濃度よりも高いことを特徴とする、請求項１記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. 前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部は、Ｃｏをさらに含み、前記Ｒ−Ｇａ−Ｃ濃縮部のＣｏの濃度が前記主相粒子内のＣｏの濃度よりも高いことを特徴とする、請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
   
   

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