JP2016184720A - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い保磁力（Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を提供することを目的とする。【解決手段】本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、前記希土類元素であるＲとして、Ｔｂを０原子％超、０．０１原子％以下含むことを特徴とする。【選択図】図３

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法に関するものである。

従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する場合がある）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、主相とＲリッチ相とからなる。主相は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで構成される。Ｒリッチ相は、主相の粒界に存在しており、主相よりもＮｄ濃度が高いものである。Ｒリッチ相は、粒界相とも呼ばれている。
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Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ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、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またはＴｂに置換する技術がある。しかしながら、ＤｙおよびＴｂ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またはＴｂ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。

本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を検討した結果、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりも低い特定のＢ濃度のときに、保磁力が向上することを見出した。そして、ＤｙまたはＴｂの含有量がゼロ又は非常に少なくても、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるＲ−Ｔ−Ｂ系合金の開発に成功した（例えば、特許文献１参照）。

本発明者らが開発したＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを有する。このＲ−Ｔ−Ｂ系磁石には、粒界相として、従来から認められている希土類元素濃度の高い粒界相（Ｒリッチ相）の他に、従来の粒界相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相（遷移金属リッチ相）が含まれている。遷移金属リッチ相は、保磁力を担いうる相であり、粒界相に遷移金属リッチ相が存在するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、従来の常識を覆す画期的なものである。

特開２０１３−２１６９６５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

本発明者らが開発したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、ＤｙまたはＴｂの少なくとも一方の含有量を抑制しつつ、高保磁力（Ｈｃｊ）を示すものであるが、より一層保磁力を高くすることが求められている。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明者らが開発した上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石においてさらに改良が加えられて、さらに高い保磁力（Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するために、以下の手段を採用した。

（１）希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、前記希土類元素であるＲとして、Ｔｂを０原子％超、０．０１原子％以下含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（２）Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造の粒子を有することを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（３）下記（式１）を満たすことを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（４）前記遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一つに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（５）前記金属元素Ｍとして少なくともＧａを含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一つに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（６）希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と、Ｔｂを必須に含む希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部である添加合金と、を用いて焼結体を形成する焼結工程と、前記焼結体を熱処理炉内に入れ、７９０〜９２０℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、その後１００℃／分以上の冷却速度で冷却する第１熱処理工程と、前記第１熱処理後の前記焼結体を、４８０〜６２０℃で０．０５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、その後１００℃／分以上の冷却速度で冷却する第２熱処理工程と、を有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（７）前記添加合金が、Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶相を有することを特徴とする（６）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（８）下記（式１）を満たすことを特徴とする（６）または（７）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（９）前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、Ｔｂを含まないことを特徴とする（６）〜（８）のいずれか一つに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１０）前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と前記添加合金とを、前記焼結工程の前に混合することを特徴とする（６）〜（９）のいずれか一つに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１１）前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と前記添加合金との混合物のＴｂの含有量を、０原子％超、０．０１原子％以下とすることを特徴とする（１０）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系希土類焼結磁石によれば、ＤｙまたはＴｂの少なくとも一方の含有量を抑制しつつ、高保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を提供することができる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法によれば、ＤｙまたはＴｂの少なくとも一方の含有量を抑制しつつ、高保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を提供することができる。

合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。 本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を製造する方法の一例を説明するためのグラフである。 Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例２、３、及び、比較例３、４について、Ｔｂの含有量と、保磁力との関係を示したグラフである。 実施例１及び比較例４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石のＦＥ−ＥＰＭＡによる観察結果を示すものであり、（ａ）はＴｂ像、（ｂ）はＮｄ像、（ｃ）はＦｅ像、（ｄ）はＢ像、（ｅ）は組成像である。

以下、本発明の一実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びその製造方法について詳細に説明する。本発明は、以下に説明する一実施形態に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、本発明の目的を逸脱しない範囲で他の元素が含まれてもいてもよい。

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石」
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」と略記する場合がある）は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、希土類元素であるＲとして、Ｔｂを０原子％超０．０１原子％以下含む。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５．５原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｔｂを０原子％超、０．０１原子％以下含む。好ましくは、Ｔｂを０．００２〜０．００８原子％含んでいる。Ｔｂの含有量は微量ではあるが、この範囲の量を含むことにより、本発明者らが開発したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石よりもさらに保磁力（Ｈｃｊ）が向上する。
Ｔｂは主に主相と粒界相との境界近傍に存在している。それが主相内なのか、粒界相内かは特定できてはいないが、微量で保磁力に有意な向上が見られていることから、粒界相に存在する可能性が高いと考えている。
添加したＴｂを含んだ合金の微粒子表面が熱処理中に溶融し、磁石の粒界に拡散して主相粒子表面を被覆することにより、保磁力が向上したものと考えられる。

添加した合金のＴｂは、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造をした粒子の、Ｒの１成分として含有されていることが好ましい。これは、焼結温度でＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶が僅かに溶融して、Ｔｂが磁石の粒界に拡散して主相の最表面に供給されるからである。添加した合金は、表面が溶融するだけなので、焼結後の磁石にはＴｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造の粒子が存在する。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを含んでもよいし、含まなくてもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれ得るＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｈｏ、Ｔｂ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これら希土類元素の中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である。金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に遷移金属リッチ相の生成を促進させる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石には、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれている。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に、遷移金属リッチ相の生成が促進される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進する効果が不足する。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ_２Ｔ_１７相が析出し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）が不十分になる恐れがある。
遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることが好ましい。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、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。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍの含有量は、２．４原子％以下であることが好ましい。

金属元素ＭがＣｕを含む場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結が容易となり、好ましい。金属元素ＭがＣｕを含む場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中のＣｕの濃度が１．０原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化（Ｂｒ）が良好となる。

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５．０〜６．０原子％である。さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、下記（式１）を満たすものであることが好ましい。本実施形態では、Ｂ含有量が上記範囲であって、好ましくはＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。この理由は、以下に示すものによるものと推定される。

０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

Ｂ含有量が上記範囲であって、好ましくはＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中に含まれる遷移金属と希土類元素の含有量が相対的に多くなる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成が金属元素Ｍにより効果的に促進される。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、十分に遷移金属リッチ相の生成された高い保磁力を有するものとなる。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石におけるＢの含有量が６．０原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＢリッチ相が含まれるようになり、保磁力が不十分となる。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石におけるＢの含有量は６．０原子％以下とし、５．５原子％以下とすることが好ましい。
また、上記（式１）で示されるＢ／ＴＲＥは０．３２〜０．４０であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が高い保磁力を得るために、０．３４〜０．３８とすることがさらに好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＴは、Ｆｅを主成分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、種々の３〜１１族元素を用いることができる。具体的には、例えば、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂなどが挙げられる。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）及び耐食性を改善することができ好ましい。また、上述したように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＮｂを含む場合も、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結時に主相の粒成長が抑制されたものとなるため、好ましい。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＺｒを微量（例えば、０．０１５〜０．１０原子％）含む場合、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を高く維持しつつ、保磁力が高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢ含有量に対するＴ含有量の比（Ｔ／Ｂ）は、１３〜１５．５であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが上記範囲であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が、より一層高くなる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１３〜１５．５であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成がより効果的に促進される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１５．５以下、より好ましくは１５以下であると、製造時にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＲ_２Ｔ_１７相が生成されにくく、良好な保磁力および角形性が得られる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１３以上、より好ましくは１３．５以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が良好となる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。粒界相は、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ相よりもＲの濃度が低く遷移金属元素の濃度が高い遷移金属リッチ相とを有している。Ｒリッチ相は、希土類元素の合計原子濃度が５０原子％以上のものである。遷移金属リッチ相は、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％のものである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の面積率は、０．００５面積％〜３面積％であることがより好ましい。遷移金属リッチ相の面積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の面積率が０．００５面積％未満であると、Ｒ_２Ｔ_１７相が析出し、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の面積率が３面積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがあるため、好ましくない。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の面積率は、以下に示す方法により調べる。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨する。次いで、鏡面研磨した表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、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、遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出する。

遷移金属リッチ相の面積率は、原料として用いる磁石用合金（または磁石用合金および添加合金）の組成を調節したり、後述する焼結工程、第１熱処理工程、第２熱処理工程の少なくともいずれかの熱処理条件を調整したりすることにより、容易に調節できる。

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向上効果が、より一層顕著となる。

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を以下に説明する。

〔合金製造工程〕
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造に用いる合金は、例えば、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を製造することができる。この時、鋳造後の鋳造合金の冷却速度を５００〜９００℃で一時的に遅くして合金内の成分の拡散を促す処理（温度保持工程）を行ってもよい。
次いで、得られた鋳造合金を破砕し、鋳造合金薄片とする。その後、鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕する。以上の工程によって磁石用合金が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金としては例えば、希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなる。磁石用合金は、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（以下「第１合金」ということがある）と、Ｔｂを必須に含む希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部である添加合金（以下「第２合金」ということがある）と、を併せて用いることができる。
以下において、単にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と記載した場合には上記第１合金を指し、添加合金と記載した場合には上記第２合金を指す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（第１合金）と添加合金（第２合金）の２種類を併せて用いる場合を例示したが、これに限定されない。３種類以上の合金を添加してもよい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金として用いる添加合金は、Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶相を有することが好ましい。Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶相を有すると、これを用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造した場合、Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造の粒子を有し、高保磁力を発揮する磁石を製造できるからである。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（第１合金）と添加合金（第２合金）の２種類を併せて用いる場合、焼結工程の前であれば、どの段階でそれら２種類の合金あるいは合金薄片を混ぜてもよい。例えば、粉砕機により粉砕する前の水素解砕の段階で混ぜても、粉砕後に混ぜてもよい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、Ｄｙを含む必要は無いが、所定の保磁力を得るために含んでいてもよい。
さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、下記（式１）を満たすものであることが好ましい。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５．５原子％を超えると、これを用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなる。

上述の通り、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金としてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（第１合金）と添加合金（第２合金）の２種類を用いる場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金（第１合金）に含まれる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これらの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙが好ましく用いられる。また、磁石用合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。また、添加合金（第２合金）に含まれる希土類元素としてＴｂは必須であり、その他としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これらの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙが好ましく用いられる。また、磁石用合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれる金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である。金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に遷移金属リッチ相の生成を促進させる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金には、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれている。このため、磁石用合金を焼結し、熱処理することで、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。磁石用合金に含まれる金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が不足する。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）が不十分になる恐れがある。遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることが好ましい。また、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、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。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍの含有量は、２．４原子％以下であることが好ましい。

金属元素ＭがＧａを含む場合、ＧａはＲ_２Ｔ_１７相の生成を抑制する効果が高いため、Ｒ_２Ｔ_１７相が生成することによる保磁力や角形性の低下を防止することができる。そのため、金属元素ＭはＧａを含むことが好ましい。
金属元素ＭがＣｕを含む場合、磁石用合金の焼結が容易となり、好ましい。金属元素ＭがＣｕを含む場合、磁石用合金中のＣｕの濃度が１．０原子％未満であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化（Ｂｒ）が良好となる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれる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５．０〜６．０原子％であり、かつＢ濃度に対する希土類元素濃度の比であるＢ／ＴＲＥが上記（式１）を満たしている。このため、本実施形態では、この磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が、保磁力の高いものとなる。この理由は、以下に示すものによるものと推定される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＢ含有量およびＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、粒界相が均一に分布されたものとなり、高い保磁力が得られる。しかも、磁石用合金のＢ含有量およびＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、磁石用合金中に含まれる遷移金属および希土類元素の含有量が相対的に多くなる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進される。したがって、この磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、十分に遷移金属リッチ相の生成されたものとなり、高い保磁力を有する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金におけるＢの含有量が、５.０原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ磁石中にＲ_２Ｔ_１７相が析出し、保磁力が不足する場合がある。磁石用合金におけるＢの含有量が６．０原子％を超えると、これを用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＢリッチ相が含まれるようになり、保磁力が不十分となる。したがって、磁石用合金におけるＢの含有量は６．０原子％以下とし、５．５原子％以下とすることが好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＴは、Ｆｅを主成分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、種々の３〜１１族元素を用いることができる。具体的には、例えば、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｂなどが挙げられる。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）及び耐食性を改善することができ好ましい。また、上述したように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＮｂを含む場合も、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結時に主相の粒成長が抑制されたものとなるため、好ましい。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＺｒを微量（例えば、０．０１５〜０．１０原子％）含む場合、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を高く維持しつつ、保磁力が高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＢ含有量に対するＴ含有量の比（Ｔ／Ｂ）は、１３〜１５．５であることが好ましい。磁石用合金のＴ／Ｂが上記範囲であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が、より一層高くなる。また、磁石用合金のＴ／Ｂが１３〜１５．５であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成がより効果的に促進される。磁石用合金のＴ／Ｂが１５．５以下、より好ましくは１５以下であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＲ_２Ｔ_１７相が生成するのを防止し、保磁力や角形性が低下することを防止できる。また、磁石用合金のＴ／Ｂが１３以上、より好ましくは１３．５以上であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が良好となる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に不純物などとして含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、焼結工程において、これら元素と希土類元素Ｒとが結合して希土類元素Ｒが消費される。このため、磁石用合金中に含まれる希土類元素Ｒのうち、焼結工程後に行う第１熱処理工程および第２熱処理工程において、遷移金属リッチ相の原料として利用される希土類元素Ｒの量が少なくなる。その結果、遷移金属リッチ相の生成量が少なくなり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。

したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は２原子％以下であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度を２原子％以下にすることで、焼結工程において希土類元素Ｒが消費されるのを抑制でき、遷移金属リッチ相の生成量を確保できる。よって、保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造する工程の一例として、図１に示す製造装置を用いて製造する方法について説明する。
（合金の製造装置）
図１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。
図１に示す合金の製造装置１は、鋳造装置２と、破砕装置２１と、破砕装置２１の下方に配置された加熱装置３と、加熱装置３の下方に配置された貯蔵容器４とを備えている。

破砕装置２１は、鋳造装置２によって鋳造された鋳造合金塊を破砕して鋳造合金薄片にするものである。図１に示すように、破砕装置２１と開閉式ステージ群３２との間には、鋳造合金薄片を加熱装置３の開閉式ステージ群３２上に案内するホッパ７が備えられている。

加熱装置３は、加熱ヒータ３１とコンテナ５とから構成されている。コンテナ５は、貯蔵容器４と、貯蔵容器４の上部に設置された開閉式ステージ群３２とを備えている。開閉式ステージ群３２は、複数の開閉式ステージ３３からなるものである。開閉式ステージ３３は、「閉」のときに破砕装置２１から供給された鋳造合金薄片を載置させ、「開」のときに鋳造合金薄片を貯蔵容器４に送出させるものである。
また、製造装置１にはコンテナ５を可動自在にするベルトコンベア５１（可動装置）が備えられており、ベルトコンベア５１によってコンテナ５が図１中の左右方向に移動できるようになっている。

また、図１に示す製造装置１には、チャンバ６が備えられている。チャンバ６は、鋳造室６ａと、鋳造室６ａの下方に設置されて鋳造室６ａと連通する保温・貯蔵室６ｂとを備えている。鋳造室６ａには鋳造装置２が収納され、保温・貯蔵室６ｂには加熱装置３が収納されている。

本実施形態においてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造するには、まず、図示しない溶解装置において１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を調製する。次いで、得られた合金溶湯を、図示しないダンディッシュを用いて鋳造装置２の水冷銅ロールからなる冷却ロール２２に供給して凝固させ、鋳造合金とする。その後、鋳造合金を冷却ロール２２から離脱させ、破砕装置２１の破砕ロールの間を通して破砕することにより、鋳造合金薄片とする。
破砕された鋳造合金薄片は、ホッパ７を通過して、ホッパ７の下に配置された開閉式ステージ群３２の「閉」の状態とされた開閉式ステージ３３上に堆積される。開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、加熱ヒータ３１によって加熱される。

本実施形態においては、製造された８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒〜１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行う。本実施形態では、開閉式ステージ３３上に８００℃〜５００℃の温度範囲内の鋳造合金薄片が供給され、鋳造合金薄片が開閉式ステージ３３上に堆積された時点から加熱ヒータ３１による加熱が開始される。このことによって、鋳造合金を一定の温度で１０秒〜１２０秒間維持する温度保持工程が開始される。

そして、開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、所定の時間が経過した時点で、開閉式ステージ３３が「開」の状態とされて貯蔵容器４に落下される。このことにより、加熱ヒータ３１の熱が鋳造合金薄片に到達しなくなり、鋳造合金薄片の冷却が再開され、温度保持工程が終了する。

温度保持工程を行った場合、鋳造合金に含まれる元素が鋳造合金内で移動する元素の再配置により、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂとの成分の入れ替えが促されると推定される。このことにより、合金粒界相となる領域に含まれていたＢの一部が主相へと移動し、主相となる領域に含まれていた金属元素Ｍの一部が合金粒界相へと移動すると推定される。これにより、主相本来の磁石特性を発揮することができるので、これを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が高くなると推定される。

温度保持工程における鋳造合金の温度が８００℃超である場合、合金組織が粗大化する恐れがある。また、一定の温度で維持する時間が１２０秒を超える場合、生産性に支障を来す場合がある。
また、温度保持工程における鋳造合金の温度が５００℃未満である場合や一定の温度で維持する時間が１０秒未満である場合、温度保持工程を行うことによる元素の再配置の効果が充分に得られない場合がある。

なお、本実施形態においては、８００℃〜５００℃の温度範囲内で開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片を加熱ヒータ３１で加熱する方法により温度保持工程を行ったが、温度保持工程は、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒〜１２０秒間一定の温度で維持することができればよく、この方法に限定されない。

また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金の製造方法においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を製造するチャンバ６内を不活性ガスの減圧雰囲気とすることが好ましい。さらに、本実施形態においては、鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行うことが好ましい。ヘリウムはアルゴンと比較して鋳造合金から抜熱する能力が高く、鋳造合金の冷却速度を容易に速くすることができる。

鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行う方法としては、例えば、チャンバ６の鋳造室６ａ内に所定の流量で不活性ガスとしてヘリウムを供給する方法が挙げられる。この場合、鋳造室６ａ内がヘリウムを含む雰囲気となるので、鋳造装置２によって鋳造され、冷却ロール２２によって急冷されている鋳造合金における冷却ロール２２と接触していない面を効率よく冷却できる。したがって、鋳造合金の冷却速度が速くなり、合金組織の粒径が微細化され、粉砕性に優れるものとなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られ、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させることができる。また、鋳造室６ａ内を、ヘリウムを含む雰囲気とした場合、鋳造合金の冷却速度が速くなるので、開閉式ステージ３３上に堆積される鋳造合金薄片の温度を、容易に８００℃以下にすることができる。

また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法においては、温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却することが好ましい。このことにより、温度保持工程後の鋳造合金である鋳造合金薄片の冷却速度が速くなるので、より一層合金組織が微細化され、粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られる。温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却する方法としては、例えば、開閉式ステージ３３から落下された鋳造合金薄片の収容される貯蔵容器４内に所定の流量でヘリウムを供給する方法が挙げられる。

なお、本実施形態においては、温度保持工程を含んだＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造する場合について説明したが、本発明において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金は、温度保持工程を含まないＳＣ法でもよく、また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系希土類焼結磁石用の合金は、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。

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、減圧して主相の格子間に入り込んだ水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して粒界相中の希土類元素と結合した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。
また、水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、ジェットミルなどが用いられる。水素解砕された鋳造合金薄片をジェットミル粉砕機に入れ、例えば０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度１〜４．５μｍに微粉砕して粉末とする。粉末の平均粒度を小さくした方が、焼結磁石の保磁力を向上させることができる。しかし、粒度をあまり小さくすると、粉末表面が酸化されやすくなり、逆に保磁力が低下してしまう。

〔合金を用いた磁石製造工程〕
次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法を説明する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法としては、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金の粉末に、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、真空中で焼結し、その後、熱処理する方法などが挙げられる。

（焼結工程）
成形体を焼結するための熱処理は、特に限定されるものではなく、例えば、以下に示す熱処理条件で行うことができる。
焼結を行う際の熱処理炉内（チャンバー内）の雰囲気は、例えば、真空雰囲気、不活性ガス雰囲気とすることができる。焼結を行う際の熱処理炉内の雰囲気は、磁石用合金からなる成形体の酸化による損傷を防ぐために、真空雰囲気またはアルゴン雰囲気であることが好ましく、真空雰囲気であることがより好ましい。

図２は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を製造する方法の一例を説明するためのグラフであって、焼結工程、第１熱処理工程、第２熱処理工程における熱処理時間と熱処理温度との関係を示したグラフである。なお、第１熱処理工程及び第２熱処理工程のグラフのそれぞれにおいて、本発明に係る急冷は太線で示しており、太線ではない実線、点線は急冷でない場合の参考のために示している。
本実施形態において、成形体を焼結するための熱処理は、従来公知の条件で行うことができ、特に限定されない。例えば、成形体を焼結するための熱処理では、図２に示すように、有機物の除去を目的とした１段目熱処理を行う。その後、さらに昇温して水素化物の還元を目的とした２段目熱処理を行う。その後、さらに昇温して液相焼結を目的とした３段目熱処理を行う方法とすることができる。このように、成形体を焼結するための熱処理では、最高到達温度（図２に示す例では、３段目熱処理の温度）に到達するまでに、所定の時間一定の温度に保持する工程を１回又は複数回（図２に示す例では、１段目熱処理と２段目熱処理の２回）行うことにより、段階的に昇温してもよいし、最高到達温度に到達するまで一定の温度で保持することなく連続して昇温してもよい。

（第１熱処理工程）
第１熱処理工程においては、焼結後に得られた焼結体を、熱処理炉内に入れて以下に示す条件で熱処理を行う。

第１熱処理工程における熱処理雰囲気は、特に限定されるものではなく、例えば、真空雰囲気、不活性ガス雰囲気とすることができる。第１熱処理工程を行う際の熱処理炉内の雰囲気は、酸化を防止するため、真空あるいはアルゴン雰囲気であることが好ましい。

第１熱処理工程においては、図２の符号Ｔ１の温度を７９０〜９２０℃として０．５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、１００℃／分以上の冷却速度で冷却する（図２参照）。熱処理の温度および保持時間並びに冷却速度を上記範囲とすることで、添加合金に含まれるＴｂが添加合金から上記第１合金全体に拡散して均一に主相と粒界相との境界近傍に供給され、保磁力向上に寄与すものと考えられる。

Ｔ１の温度で所定時間保持した後の冷却速度は、１００℃／分以上である。冷却速度は、２００℃／分以上であることが好ましく、３００℃／分以上であることがより好ましく、５００℃／分以上であることがさらに好ましい。冷却速度の上限としては、内部にひずみが残存して焼結体の強度が低下する問題を防ぐ理由で、３０００℃／分以下であることが好ましく、２０００℃／分以下であることがより好ましく、１５００℃／分以下であることがさらに好ましい。この上限の冷却速度は例えば、焼結体を水冷することによって達成することができる。

また、熱処理温度が７９０℃以上であると、粒界相の組成の均一化が起こるため、好ましい。また、熱処理温度が９２０℃以下であると、焼結体の主相の粒成長を抑制できる。したがって、熱処理温度は、９２０℃以下とする。焼結体の主相の粒成長をより効果的に抑制するために、熱処理温度を９１０℃以下とすることが好ましい。

熱処理の保持時間が０．５時間未満であると、粒界相の組成が均一に再配置するのには足りず、保磁力向上効果が充分に得られない。このため、熱処理の保持時間は０．５時間以上とし、０．7５時間以上とすることが好ましい。また、保持時間を１０時間以下にすると、焼結体の主相の粒成長を抑制できる。したがって、第１熱処理工程における保持時間は、１０時間以下とし、８時間以下とすることが好ましい。

（第２熱処理工程）
第２熱処理工程においては、第１熱処理後の焼結体を熱処理炉内に入れて、以下に示す条件で熱処理を行う。
第２熱処理工程における熱処理雰囲気は、特に限定されるものではなく、例えば、真空雰囲気、不活性ガス雰囲気とすることができる。

第２熱処理工程においては、第１熱処理後の前記焼結体を、図２の符号Ｔ２の温度を４８０〜６２０℃として０．０５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、１００℃／分以上の冷却速度で冷却する（図２参照）。熱処理の温度および保持時間並びに冷却速度を上記範囲とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる原子が再配置される。その結果、第２熱処理工程後の焼結体は、高い保磁力（Ｈｃｊ）を有するものとなる。

Ｔ２の温度で所定時間保持した後の冷却速度は、１００℃／分以上である。冷却速度は、２００℃／分以上であることが好ましく、３００℃／分以上であることがより好ましく、５００℃／分以上であることがさらに好ましい。冷却速度の上限としては、内部ひずみが残るために焼結体の強度が低下する問題を防ぐ理由で３０００℃／分以下であることが好ましく、２０００℃／分以下であることがより好ましく、１５００℃／分以下であることがさらに好ましい。

熱処理温度が４８０℃以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる原子の再配置を行うことによる効果が充分に得られる。このため、熱処理温度は４８０℃以上とする。熱処理温度が５２０℃以上であると、第２熱処理工程を行うことによる保磁力向上効果が顕著となるため、好ましい。また、熱処理温度が６２０℃以下であると、焼結体内で粒界相成分が反応することによる、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性の低下が抑制される。したがって、第２熱処理工程における熱処理温度は、６２０℃以下とする。第２熱処理工程を行うことによるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の角形性の低下をより効果的に抑制するために、熱処理温度は５７５℃以下とすることが好ましい。

熱処理の保持時間が０．０５時間未満であると、第２熱処理工程後の焼結体における原子の再配置が不十分となり、第２熱処理工程を行うことによる保磁力向上効果が得られない。このため、熱処理の保持時間は０．０５時間以上とすることが好ましい。また、保持時間が１０時間を超えると、粒子が凝集するため第２熱処理工程を行うことによる保磁力向上効果が低下する。したがって、第２熱処理工程における保持時間は、１０時間以下とすることが好ましい。

また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は第１には、粒界相中にＦｅを高濃度で含む遷移金属リッチ相が形成されていることによるものと推測される。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の面積率は、０．００５〜３面積％であることが好ましく、０．１％〜２面積％であることがより好ましい。
遷移金属リッチ相の面積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の面積率が０．００５面積％未満であると、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の面積率が３面積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。

さらに、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は第２には、希土類元素であるＲとして、Ｔｂを０原子％超０．０１原子％以下含むことにより、主相表面をＴｂが被覆するものと推測される。

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効果が、より一層効果的に得られる。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未満であると、粒界相中に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、不十分となる恐れが生じる。また、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、Ｒ_２Ｔ_１７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。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｂ／ＴＲＥ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金を成形して焼結してなるものであり、粒界相が、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含み、遷移金属リッチ相は、Ｒリッチ相より希土類元素の合計原子濃度が低く、Ｒリッチ相よりＦｅの原子濃度が高いものであるので、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熱処理し、Ｄｙを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とし、さらに保磁力を向上させてもよい。
焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法としては、具体的には、以下に示す方法が挙げられる。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、２段階の熱処理を行う拡散工程を行う。具体的には、塗布液の塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で９００℃の温度で一時間程度加熱する第１熱処理を行い、第１熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を一旦室温まで冷却する。その後、再びＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で５００℃の温度で一時間程度加熱する第２熱処理を行って、室温まで冷却する。
上記方法以外の焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させる方法として、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、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。

なお、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熱処理してもよい。この場合、例えば、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面にＴｂのフッ化物を含む塗布液を塗布して熱処理し、Ｔｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＴｂ濃度が内部のＴｂ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができ、さらに保磁力を向上させることができる。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、金属Ｄｙや金属Ｔｂを蒸着させて熱処理し、ＤｙやＴｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、さらに保磁力を向上させてもよい。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石には、このような技術を何ら支障なく使用することができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましいが、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用の磁石として用いる場合、２０ｋＯｅ以上であることが好ましく、電気自動車のモーター用の磁石として用いる場合、３０ｋＯｅ以上であることが好ましい。電気自動車のモーター用の磁石において保磁力（Ｈｃｊ）が３０ｋＯｅ未満であると、モーターとしての耐熱性が不足する場合がある。

「実施例１〜１０、比較例１〜９」
Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０ｗｔ％、Ｂ２０ｗｔ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｚｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｔｂメタル（純度９９ｗｔ％以上）を、表１に示す合金Ｍ１〜Ｍ５（第１合金）、及び、合金Ａ１（添加合金（第２合金））の合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。

その後、アルミナるつぼを高周波真空誘導炉内に設置して、炉内をＡｒで置換した。そして、高周波真空誘導炉を１４５０℃まで加熱して合金を溶融させて溶湯とした。その後、水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ＳＣ（ストリップキャスト）法により鋳造合金を鋳造した。この時、水冷銅ロールの周速度を１．０ｍ／秒、溶湯の平均厚みを０．３ｍｍ程度とした。その後、鋳造合金を破砕して第１合金の鋳造合金薄片及び添加合金（第２合金）の鋳造合金薄片を得た。次に、第１合金の鋳造合金薄片及び添加合金（第２合金）の鋳造合金薄片を混合した。混合後の組成は表１に示す通りである。

次に、第１合金の鋳造合金薄片及び添加合金（第２合金）の鋳造合金薄片を混合後、混合した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、３００℃から減圧して主相の格子間の水素を脱気し、さらに５００℃まで加熱する熱処理を行って粒界相中の水素を放出除去し、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）４μｍ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（磁界２Ｔ）を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して成形体とした。
その後、成形体を、カーボン製のトレイ内に設置し、成形体の入れられたトレイを熱処理炉内に配置して、０．０１Ｐａまで減圧した。引き続き、有機物の除去を目的として５００℃、水素化物の分解を目的として８００℃、焼結を目的として１０００〜１１００℃の３段階で熱処理して、焼結体を得た（焼結工程）。
その後、焼結体を、９００℃で保持時間０．７５時間、その後急冷という第１熱処理工程を行い、次いで、５２０℃で保持時間１時間、その後急冷という第２熱処理工程を行って、実施例１〜１０、及び、比較例１〜９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。第１熱処理工程及び第２熱処理工程の急冷の冷却速度は同じとした。

次いで、得られた実施例１〜１０、及び、比較例１〜９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を一辺６．５ｍｍの立方体に加工して、それぞれ磁気特性をパルス型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２に示す。

表２において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化であり、「（ＢＨ）ｍａｘ」とは最大エネルギー積であり、「Ｈｋ／Ｈｃｊ」とはＢｒが９０％となるＨとして算出したＨｋとＨｃｊとの比率に基づく角形性である。これらの磁気特性の値は、それぞれ３個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。また、上述の通り、第１熱処理工程及び第２熱処理工程の冷却速度は同じであって、表２における冷却速度はその同じ冷却速度を示す。なお、冷却速度３５℃／分は通常の量産ラインとしては速い方である。

表２によれば、以下のことがわかる。
実施例２〜６、比較例１、２はいずれも同じ組成であって、Ｔｂを０．００２原子％含むものであるが、焼結工程後の第１熱処理工程及び第２熱処理工程の冷却速度が１００℃／分以上の実施例２〜６の保磁力は、ずれも１８ｋＯｅ以上であった。これに対して、冷却速度が８０℃／分、３５℃／分の比較例１、２の保磁力はそれぞれ、１７．１８ｋＯｅ、１７．２０ｋＯｅといずれも１７ｋＯｅを少し超えた程度であり、実施例２〜６に比べて、１ｋＯｅ近く低かった。
また、実施例１、２、比較例３はいずれも焼結工程後の第１熱処理工程及び第２熱処理工程の冷却速度が５００℃であるが、それぞれ、Ｔｂの含有量は０．００８原子％、０．００２原子％、０．０１６原子％である。Ｔｂの含有量が０．０１原子％を超えない実施例１、２の保磁力はそれぞれ、１８．１１ｋＯｅ、１８．１５ｋＯｅといずれも１８ｋＯｅを超えていた。これに対して、Ｔｂの含有量が０．０１原子％を超えている比較例３は、１７．４９ｋＯｅと、実施例１に比べて０．６ｋＯｅ程度低かった。
また、比較例４及び５によれば、Ｔｂを含有しない場合には、焼結工程後の第１熱処理工程及び第２熱処理工程の冷却速度が通常の量産ラインの冷却速度により近い３５℃／分であっても、それに比べて急冷である５００℃／分であっても、保磁力は１７ｋＯｅを少し超えた程度であった。
また、実施例２と実施例７とを比較すると、Ｔｂの含有量が同じでも、Ｚｒの含有量を０．１０原子％より多くするよりも、０．１０原子％より少ない０．０２原子％にする方が、保磁力が向上することがわかる。これに加えて、実施例７と比較例６とを比較すると、Ｚｒの含有量を０．０２原子％とし、さらにＴｂを含有すると保磁力がさらに向上することがわかる。
また、実施例７と実施例８とを比較すると、Ｔｂの含有量が同じでかつＺｒの含有量が０．０２原子％と同程度であっても、Ｄｙを含有する方が、保磁力が向上することがわかる。これに加えて、実施例８と比較例７とを比較すると、Ｚｒの含有量を０．０３原子％とし、Ｄｙの含有量を０．８原子％とし、さらにＴｂを含有すると保磁力がさらに向上することがわかる。
また、実施例２と実施例９とを比較すると、Ｔｂの含有量及びＺｒの含有量が同じでも、Ｄｙを含有する方が、保磁力が向上することがわかる。
また、実施例９と比較例８とを比較すると、Ｄｙの含有量及びＺｒの含有量が同じでも、Ｔｂを含む方が含まないよりも保磁力がより向上することがわかる。
また、実施例９と実施例１０とを比較すると、Ｔｂの含有量及びＺｒの含有量が同じでも、Ｄｙを多く含有する方が、保磁力が向上することがわかる。
また、実施例１０と比較例９とを比較すると、Ｄｙの含有量及びＺｒの含有量が同じでも、Ｔｂを含む方が含まないよりも保磁力がより向上することがわかる。

図３は、Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例１、２、及び、比較例３、４について、Ｔｂの含有量と、保磁力との関係を示したグラフである。
図３より、保磁力は、Ｔｂの含有量が０．０１６原子％から減少するにつれて徐々に高くなっていき、０．００５原子％あたりで最大となり、０．００５原子％より少なくなると減少し始め、０．００２原子％のときに０．００８原子％と同程度の保磁力（１８ｋＯｅ超）となり、さらに０．００１５原子％あたりで１８ｋＯｅを割り、０．００１原子％では１７．８ｋＯｅ程度となり、０．０００５原子％では１７．５ｋＯｅ程度となり、Ｔｂを含有しないときには１７．３６ｋＯｅとなるのがわかる。
図３から、Ｔｂの含有量は微量ではあるが、０．０１原子％以下において保磁力が高くなることが明らかである。

実施例１及び比較例４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石をそれぞれ研磨した後、研磨面を電界放出型電子線マイクロアナライザー（ＦＥ−ＥＰＭＡ）により観察し、組成マップ分析を行った。
図４は、ＦＥ−ＥＰＭＡによる観察結果を示すものであり、（ａ）〜（ｅ）は順に、Ｔｂ像、Ｎｄ像、Ｆｅ像、Ｂ像、組成像であり、（ａ）〜（ｅ）のそれぞれで左側の像は実施例１の像であり、右側の像は比較例４の像である。図４中の主相粒子１及び添加粒子１はそれぞれ、実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石における主相内の粒子（組成分析箇所）、添加合金由来と思われる粒子（組成分析箇所）を示すものである。
表３は、主相粒子１及び添加粒子１の組成を示す。
図４および表３から添加したＴｂを含む合金粒子は磁石内部にＲ_２Ｔ_１４Ｂの組成を保ったまま残存していることがわかる。また、これらの画像を用いて画像解析からＴｂを含む合金粒子の量を算出すると０．０１面積％程度であった。

図４（ａ）の実施例１に明確に観察される添加粒子１はＲ^２Ｔ^１４Ｂ結晶構造のＴｂ含有粒子であり、比較例４には観察されない。この添加粒子１がＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造であることはＴＥＭ像で確認した。

１…製造装置、２…鋳造装置、３…加熱装置、４…貯蔵容器、５…コンテナ、
６…チャンバ、６ａ…鋳造室、６ｂ…保温・貯蔵室、７…ホッパ、２１…破砕装置、３１…加熱ヒータ、３２…開閉式ステージ群、３３…開閉式ステージ。

Claims (11)

1. 希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、
   前記希土類元素であるＲとして、Ｔｂを０原子％超、０．０１原子％以下含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
2. Ｔｂを含むＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶構造の粒子を有する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. 下記（式１）を満たすことを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
   ０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
   （式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
4. 前記遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含むことを特徴とする請求項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. 前記金属元素Ｍとして少なくともＧａを含むことを特徴とする請求項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. 希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と、
   Ｔｂを必須に含む希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部である添加合金と、を用いて焼結体を形成する焼結工程と、
   前記焼結体を熱処理炉内に入れ、７９０〜９２０℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、その後１００℃／分以上の冷却速度で冷却する第１熱処理工程と、
   前記第１熱処理後の前記焼結体を、４８０〜６２０℃で０．０５〜１０時間保持する熱処理を行うと共に、その後１００℃／分以上の冷却速度で冷却する第２熱処理工程と、を有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
7. 前記添加合金が、Ｔｂを含むＲ２Ｔ１４Ｂ結晶相を有する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。
8. 下記（式１）を満たすことを特徴とする請求項６または７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
   ０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
   （式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
9. 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金は、Ｔｂを含まないことを特徴とする請求項６〜８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。
10. 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と前記添加合金とを、前記焼結工程の前に混合することを特徴とする請求項６〜９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。
11. 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金と前記添加合金との混合物のＴｂの含有量を、０原子％超、０．０１原子％以下とすることを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。