JP2020155633A

JP2020155633A - Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

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Publication number: JP2020155633A
Application number: JP2019053644A
Authority: JP
Inventors: 真理子藤原; Mariko Fujiwara; 信岩崎; Makoto Iwasaki
Original assignee: TDK Corp
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Priority date: 2019-03-20
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2020-09-24
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Abstract

【課題】残留磁束密度Ｂｒを維持したまま室温での保磁力ＨｃＪを向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供する。【解決手段】Ｇａを含有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石である。Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、Ｂはホウ素である。Ｒ２Ｔ１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子から成る主相粒子と、隣り合う２つ以上の主相粒子によって形成される粒界と、を有する。主相粒子におけるＧａの原子数濃度を［Ｇａ］、Ｒの原子数濃度を［Ｒ］として、０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００を満たす。【選択図】図１

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。

特許文献１には、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子を主相とする希土類磁石であって、主相粒子の端部から主相粒子の内部に向かって増加するＧａの濃度勾配を有する希土類磁石が記載されている。特に高温減磁抑制および室温での保磁力が向上した希土類磁石が記載されている。

国際公開第２０１６／１５３０５７号

現在では、さらに室温での保磁力を向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が求められている。

本発明は、残留磁束密度Ｂｒを維持したまま室温での保磁力ＨｃＪを向上させたＲ−Ｔ−Ｂ系永久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に、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、
Ｇａを含有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、Ｂはホウ素であり、
Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子から成る主相粒子と、隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成される粒界と、を有し、
前記主相粒子におけるＧａの原子数濃度を［Ｇａ］、Ｒの原子数濃度を［Ｒ］として、
０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００
を満たすことを特徴とする。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、上記の特徴を有することにより、特にＢｒを低下させずに室温でのＨｃＪを向上させることができる。

前記粒界がＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相を含んでもよい。

略中央部の決定方法を示す概略図である。

以下、本発明を、実施形態に基づき説明する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石＞
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石について説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子から成る主相粒子と、隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成される粒界と、を有する。

主相粒子の平均粒子径は、通常１μｍ〜３０μｍ程度である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて形成される焼結体であっても良い。

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、重希土類元素とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素は重希土類元素以外の希土類元素である。本実施形態においては、製造コストおよび磁気特性を好適に制御する観点から、ＲとしてＮｄおよび／またはＰｒを含んでもよい。また、特に保磁力を向上させる観点から軽希土類元素と重希土類元素との両方を含んでもよい。重希土類元素の含有量には特に制限はなく、重希土類元素を含まなくてもよい。重希土類元素の含有量は例えば５質量％以下（０質量％を含む）である。

本実施形態では、Ｔは、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏである。また、Ｂはホウ素である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、主相粒子にＧａが含まれる。そして、主相粒子におけるＧａの原子数濃度を［Ｇａ］、Ｒの原子数濃度を［Ｒ］として、０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００を満たす。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子が０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００を満たすことで、ＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪを向上させることができる。ＨｃＪが向上するメカニズムは不明である。しかし、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子に含まれるＲの一部がＧａに置換されることで主相粒子の異方性磁界が向上するためであると本発明者らは考えている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石のＨｃＪが向上するためには、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に含まれる全ての主相粒子が０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００を満たす必要はない。個数ベースで７０％以上の主相粒子が０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００を満たすことで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石のＨｃＪが向上する。主相粒子の［Ｇａ］／［Ｒ］が小さすぎる場合には磁気特性、特にＨｃＪが低下しやすい。［Ｇａ］／［Ｒ］が０．１００より大きい主相粒子が多く含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を作製することは困難である。

なお、主相粒子の［Ｇａ］／［Ｒ］は例えば、下記の方法により測定する。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を任意の断面で切断し、研磨する。次に、研磨した切断面における元素分布をＳＥＭおよびＥＤＳで分析する。測定倍率は２５００倍〜５０００倍とする。そして、得られたＳＥＭ画像から長径が４μｍ以上である主相粒子を最低３個以上、選択する。その後、ＥＤＳを用いて、スポット径２μｍの電子線を当該主相粒子の略中央部に設定した測定点に照射し、各元素の含有量を測定する。なお、スポットが粒界にはみ出さないようにする。各測定点における各元素の濃度から、各測定点における［Ｇａ］／［Ｒ］を算出し、当該測定点を有する主相粒子の［Ｇａ］／［Ｒ］とする。

略中央部の決定方法について図１を用いて説明する。まず、主相粒子１の長径１１は、図１に示すように主相粒子１に対して互いに平行な２本の接線を引いた場合において、２本の接線の距離が最も長くなる接点を結んだ径である。図１では、長径１１の長さをＬとしている。そして、長径１１の中点が主相粒子１の中心１１Ａとなる。そして、主相粒子１の中心１１Ａの近傍、具体的には主相粒子１の中心１１Ａからの距離が１μｍ以内である部分を主相粒子１の略中央部とする。

なお、主相粒子中におけるＧａの濃度は、具体的には、０．５原子％以上であってよい。ＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪを向上させることができる。

ＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪを向上させる観点からは、主相粒子の内部において、Ｇａの濃度差が存在してもよく、相対的にＧａの濃度が高い部分が主相粒子の略中央部にあり、相対的にＧａの濃度が低い部分が主相粒子の外縁部にあってよい。

ＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪを向上させる観点からは、主相粒子の内部において、Ｂの濃度差が存在してもよく、相対的にＢの濃度が低い部分が主相粒子の略中央部にあり、相対的にＢの濃度が高い部分が主相粒子の外縁部にあってよい。

ＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪを向上させる観点からは、主相粒子の内部において、Ｃの濃度差が存在してもよく、相対的にＣの濃度が高い部分が主相粒子の略中央部にあり、相対的にＣの濃度が低い部分が主相粒子の外縁部にあってよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、粒界にＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相を含んでもよい。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相とは、主相よりもＲおよびＧａの各濃度が高く、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型の結晶構造を持つ相である。粒界にＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相を含むことでＨｃＪ、特に室温でのＨｃＪが向上しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の粒界は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒よりＲの濃度が高いＲリッチ相を含んでいてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＲの合計含有量は限定されない。例えば２９．０質量％以上３３．５質量％以下である。Ｒの合計含有量が少ないほどＨｃＪが低下しやすい。多いほどＢｒが低下しやすい。Ｒの合計含有量が少ない場合には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子の生成が十分ではなくなる。そして、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出しやすくなり、ＨｃＪが低下しやすくなる。また、Ｒの合計含有量が多い場合には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子の体積比率が減少しやすくなり、Ｂｒが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＢの含有量は限定されない。例えば０．７０質量％以上０．９９質量％以下である。０．８０質量％以上０．９６質量％以下であってもよい。Ｂの含有量が少ないほど焼結性が低下しやすくなり、高い角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）を有し異常粒成長がない焼結温度の幅が狭くなりやすい。Ｂの含有量が多すぎるとＢｒが低下しやすくなる。また、Ｂの含有量が０．９６質量％より大きいとＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相が粒界に形成されにくくなり、主相粒子間に非磁性の粒界相を形成しにくくなる。そのため、室温でのＨｃＪが低下しやすくなる。

Ｔは、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏである。ＴはＦｅのみでもよいが、ＦｅおよびＣｏであってもよい。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＣｏの含有量は任意である。例えば０．１０質量％以上２．５質量％以下である。０．１０質量％以上０．４４質量％以下であってもよい。Ｃｏの含有量が０．１０質量％未満であると耐食性が低下しやすくなる。Ｃｏの含有量が多いほど、ＢｒおよびＨｃＪが低下しやすくなる。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が高価となる傾向がある。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＧａを含む。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＧａの含有量は限定されない。例えば０．３０質量％以上２．０質量％以下である。０．５０質量％以上１．０質量％以下であってもよい。Ｇａの含有量が少ないほど主相粒子におけるＧａの含有量が減少し、主相粒子におけるＧａの原子数濃度が減少する。さらに、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相が粒界に生じにくくなる。その結果、磁気特性、特にＨｃＪが低下しやすくなる。また、Ｇａの含有量が多いほど、Ｂｒが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＣｕ，ＺｒおよびＡｌから選択される１種以上を含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＣｕの含有量は限定されない。０．１０質量％以上１．５質量％以下であってもよい。０．５３質量％以上０．９７質量％以下であってもよい。Ｃｕの含有量が少ないほど、耐食性が低下しやすくなる。Ｃｕの含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＡｌの含有量は限定されない。Ａｌの含有量は例えば０．０１０質量％以上０．８０質量％以下である。０．１０質量％以上０．５０質量％以下であってもよい。Ａｌの含有量を少なくすることは、例えば合金鋳造時にＡｌが混入しやすいなどの理由により困難な場合がある。Ａｌの含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるＺｒの含有量は限定されない。Ｚｒの含有量は例えば、０．１０質量％以上０．８０質量％以下である。０．２０質量％以上０．６０質量％以下であってもよい。Ｚｒの含有量が少ないほど耐食性および焼結性が低下しやすくなる。Ｚｒの含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｏ、Ｃおよび／またはＮを含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、酸素量は任意である。例えば０．３００質量％以下であってもよい。０．２００質量％以下であってもよい。酸素量が多いほどＨｃＪが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、炭素量は限定されない。例えば０．００３質量％以上０．２００質量％以下である。０．０６５質量％以上０．１２０質量％以下であってもよい。炭素量が少なくなるほど粒界中にＦｅリッチ相が形成されやすくなり、Ｂｒが低下しやすくなる。炭素量が多くなるほどＨｃＪが低下しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、窒素量は限定されない。例えば０．３００質量％以下であってもよい。０．１００質量％以下であってもよい。窒素量が多いほどＨｃＪが低下しやすくなる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石中の酸素量、炭素量、窒素量の測定方法は、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系永久磁石におけるＦｅの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の構成要素における実質的な残部である。Ｆｅの含有量が実質的な残部であるとは、具体的には、上述した元素、すなわち、Ｒ，Ｔ，Ｂ，Ｇａ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｏ，Ｃ，Ｎ以外の元素の合計含有量が１質量％以下である場合を指す。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、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系永久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系永久磁石の断面形状が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系永久磁石には、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系永久磁石の製造方法＞
次に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法の一例を説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は通常の粉末冶金法により製造することができる。当該粉末冶金法は、原料合金を調製する調製工程、原料合金を粉砕して原料微粉末を得る粉砕工程、原料微粉末を成形して成形体を作製する成形工程、成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程、前記焼結体に時効処理を施す熱処理工程を有する。

調製工程は、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に含まれる各元素を有する原料合金を調製する工程である。まず、所定の元素を有する原料金属等を準備し、これらを用いて、例えば以下に示すストリップキャスティング法を行う。これによって原料合金を調製することができる。原料金属等としては、例えば、希土類金属や希土類合金、純鉄、フェロボロン、カーボン、またはこれらの合金が挙げられる。これらの原料金属等を用い、所望の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られるような原料合金を調製する。

調整方法の一例としてストリップキャスティング法を説明する。ストリップキャスティング法は、前記原料金属等を溶解させた溶湯をタンディッシュに流し込み、さらにタンディッシュから前記溶湯を回転する銅ロール上に溶湯を出湯させ、溶湯を銅ロール上で冷却させて凝固させる方法である。銅ロールは内部が水冷されている。放射温度計で溶湯の温度変化を観察すると、１３００℃〜１６００℃でタンディッシュから出湯された溶湯は、銅ロール上で８００℃〜１０００℃まで急速に冷却されて凝固する。そして、凝固した溶湯は銅ロールから剥がれて合金片となり、回収箱の中に収集される。

そして、回収箱の中で合金片がさらに冷却される。ここで、回収箱の中に冷却機構を備えさせることで、合金片の冷却速度を加速させることができる。冷却機構としては、例えば回収箱の中に櫛状に並べた冷却板などが挙げられる。以下、銅ロール上での冷却を１次冷却、回収箱の中での冷却を２次冷却と呼ぶことがある。また、１次冷却の速度を１次冷却速度、２次冷却の速度を２次冷却速度と呼ぶ。

ここで、２次冷却速度を速くすることで、Ｇａを主相粒子中に多く固溶させることができ、［Ｇａ］／［Ｒ］を高くすることができる。２次冷却速度を速くする有効な方法としては、例えば合金厚みを薄くする方法が挙げられる。また、回収箱の中に冷却板を櫛状に並べている場合には、冷却板を冷却する冷却水の水温を低下させる方法、冷却水の水量を増加させる方法、冷却板同士の間隔を狭くする方法などが挙げられる。また、２次冷却速度が不足すると、Ｇａを主相粒子中に十分に固溶させられなくなり、代わりに、Ｇａを多く含有する粒界、例えばＲリッチ相やＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相が形成しやすくなる。

主相粒子におけるＧａの濃度は、単に溶湯におけるＧａの含有量を増やしても増加しにくい。Ｇａは主相粒子よりも粒界、特に粒界中のＲリッチ相に濃縮しやすいためである。また、特にＲが多い組成や、Ｂが少ない組成では、鋳造時にＲリッチ相が多く形成するため、Ｇａの含有量を増やしても主相粒子におけるＧａの濃度は増加しにくい。そこで、上記の通り、合金鋳造時に粒界に含まれるＲリッチ相などの相が凝固する温度において冷却速度を速くすることで、Ｇａを多く含む粒界の形成を妨げ、主相粒子におけるＧａの濃度を増加させることが可能になる。

特に、９００℃以下の温度域において冷却速度を速くした場合において、Ｇａが主相粒子に固溶しやすくなる。粒界に含まれるＲリッチ相などの各相が９００℃以下で凝固するために９００℃以下の温度域に留まる時間を短くすることでＧａを多く含む粒界の形成を妨げることができるためである。すなわち、１次冷却速度と２次冷却速度のうち、特に２次冷却速度を速くすることがＧａを主相粒子に固溶させる上で重要である。

原料合金に含まれるカーボン量は０．０１質量％以上であってもよい。この場合には、主相粒子の外縁部におけるＧａの濃度およびＣの濃度を主相粒子の内部におけるＧａの濃度およびＣの濃度よりも低く調整することが容易である。また、主相粒子の外縁部におけるＢの濃度を主相粒子の内部におけるＢの濃度よりも高く調整することが容易である。

原料合金におけるカーボン量を調整する方法として、例えば、カーボンを含む原料金属等を使用することで調整する方法がある。特にＦｅ原料の種類を変化させることでカーボン量を調整する方法が容易である。カーボン量を増やすためには炭素鋼や鋳鉄などを使用し、カーボン量を減らすためには電解鉄などを使用すればよい。

粉砕工程は、調製工程で得られた原料合金を粉砕して原料微粉末を得る工程である。この工程は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の２段階で行ってもよいが、微粉砕工程のみの１段階としても良い。

粗粉砕工程は、例えばスタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中で行うことができる。水素を吸蔵させた後、粉砕を行う水素吸蔵粉砕を行うこともできる。粗粉砕工程においては、原料合金を、粒径が数百μｍから数ｍｍ程度の粗粉末となるまで粉砕を行う。

微粉砕工程は、粗粉砕工程で得られた粗粉末（粗粉砕工程を省略する場合には原料合金）を微粉砕して、平均粒径が数μｍ程度の原料微粉末を調製する。原料微粉末の平均粒径は、焼結後の結晶粒子の成長度合を勘案して設定すればよい。微粉砕は、例えば、ジェットミルを用いて行うことができる。

微粉砕の前には粉砕助剤を加えることができる。粉砕助剤を加えることで粉砕性を改善し、成形工程での磁場配向を容易にする。加えて焼結時のカーボン量を変えることが可能となり、主相粒子におけるＧａの濃度，Ｃの濃度，およびＢの濃度を好適に制御することが容易である。

上記理由により粉砕助剤は潤滑性を有した有機物であってもよい。特に窒素を含んだ有機物であってもよい。具体的にはステアリン酸、オレイン酸、ラウリン酸などの長鎖炭化水素酸の金属塩、または前記長鎖炭化水素酸のアミドであってもよい。

粉砕助剤の添加量は主相粒子の組成を制御する観点から原料合金１００質量％に対して０．０５〜０．１５質量％としてもよい。また、原料合金に含まれるカーボンに対する粉砕助剤の質量比率を５〜１５倍にすることで、主相粒子の外縁部におけるＧａの濃度およびＣの濃度を主相粒子の内部におけるＧａの濃度およびＣの濃度よりも低く調整することが容易となる。また、主相粒子の外縁部におけるＢの濃度を主相粒子の内部におけるＢの濃度よりも高く調整することが容易となる。

成形工程は、原料微粉末を磁場中で成形して成形体を作製する工程である。具体的には、原料微粉末を電磁石中に配置された金型内に充填した後、電磁石により磁場を印加して原料微粉末の結晶軸を配向させながら、原料微粉末を加圧することにより成形を行うことで成形体を作製する。この磁場中の成形は、例えば、１０００〜１６００ｋＡ／ｍの磁場中、３０〜３００ＭＰａ程度の圧力で行えばよい。

焼結工程は、成形体を焼結して焼結体を得る工程である。前記磁場中の成形後、成形体を真空もしくは不活性ガス雰囲気中で焼結し、焼結体を得ることができる。焼結条件は、成形体の組成、原料微粉末の粉砕方法、粒度等の条件に応じて適宜設定すればよい。ここで、主相粒子におけるＧａの濃度を高く維持するためには、焼結温度を９５０℃〜１０５０℃という比較的低い温度としてもよく、焼結時間を１〜１２時間程度としてもよい。焼結温度は９５０℃〜１０００℃としてもよい。このように比較的低い温度で焼結することにより、焼結時における主相粒子の溶解量を低減し、調整工程において主相粒子に固溶したＧａが粒界へ拡散することを低減することができる。また昇温過程を調整することで、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるカーボン量を調整することも可能である。室温から３００℃までの昇温速度を１℃／分以上にすることが、カーボンを焼結時まで残すためには望ましい。４℃／分以上としてもよい。

熱処理工程は、焼結体を時効処理する工程である。熱処理工程を経ることで、粒界にＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相を生じさせることができる。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相は熱処理工程において溶解した主相粒子から形成される相である。また、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相が粒界に形成される温度は５００℃付近である。したがって、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相が粒界に形成される時点では主相粒子におけるＧａの濃度は変化しない。一方、熱処理後の冷却過程において、主相の外縁部にＧａの濃度が低い部分が析出する。したがって、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相が粒界全体に均一に析出する場合には、特に主相粒子の外縁部におけるＧａの濃度が主相粒子の内部におけるＧａの濃度よりも低くなりやすい。したがって、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相が生じる場合には、室温でのＨｃＪが特に向上しやすくなる。

具体的には、熱処理は４８０℃〜９００℃の範囲で行えばよい。また、１段階で行ってもよく、２段階で行ってもよい。１段階で行う場合には、４８０℃〜５５０℃の温度範囲で１時間〜３時間、熱処理を行っても良い。２段階で行う場合には、７００℃〜９００℃で１時間〜２時間、熱処理を行った後に、４８０℃〜５５０℃で１時間〜３時間、熱処理を行ってもよい。さらに、熱処理の降温過程における冷却速度でも微細組織は変動するが、冷却速度は、５０℃／分以上、特に１００℃／分以上としてもよく、２５０℃／分以下、特に２００℃／分以下としてもよい。原料合金組成、調整工程における凝固時の冷却速度、前記した焼結条件及び熱処理条件を種々設定することにより、主相粒子内における［Ｇａ］／［Ｒ］、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相の有無などを適宜制御することができる。

本実施形態においては、主相粒子内における［Ｇａ］／［Ｒ］、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ相の有無などを熱処理条件等により制御する方法を例示したが、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は上記の製造方法によって得られるものに限定されない。組成要因の制御、調整工程における凝固条件の制御、焼結条件の制御を付加することによって、本実施形態で例示する熱処理条件等とは異なる条件でも同様の効果を奏するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得ることができる。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい（加工工程）。加工の種類としては、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。

加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させてもよい（粒界拡散工程）。粒界拡散の方法には特に制限はない。例えば、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系永久磁石の表面に付着させた後に熱処理を行うことで実施してもよい。また、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に対して熱処理を行うことで実施してもよい。粒界拡散により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石のＨｃＪをさらに向上させることができる。

以上の工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、めっき処理、樹脂コーティング処理、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）。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

以上の方法により、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られるが、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は上記の方法に限定されず、適宜変更してよい。例えば、本実施形態では加工工程、粒界拡散工程、表面処理工程を行っているが、これらの工程は必ずしも行う必要はない。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の用途に制限はない。例えば、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ、産業機械用モータ、家電用モータに好適に用いられる。さらに、自動車用部品、特にＥＶ用部品、ＨＥＶ用部品及びＦＣＶ用部品にも好適に用いられる。

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。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は焼結によって製造されるものに限定されない。例えば、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は熱間加工によって製造されていてもよい。熱間加工によってＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。
（ａ）原料金属を溶解し、得られた浴湯を急冷して薄帯を得る溶解急冷工程
（ｂ）薄帯を粉砕してフレーク状の原料粉末を得る粉砕工程
（ｃ）粉砕した原料粉末を冷間成形する冷間成形工程
（ｄ）冷間成形体を予備加熱する予備加熱工程
（ｅ）予備加熱した冷間成形体を熱間成形する熱間成形工程
（ｆ）熱間成形体を所定の形状に塑性変形させる熱間塑性加工工程。
（ｇ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を時効処理する時効処理工程

次に、本発明を具体的な実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されない。成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程、前記焼結体に時効処理を施す熱処理工程を有する。

＜調整工程＞
先ず、焼結磁石の原料金属を準備し、これらを用いてストリップキャスティング法により、原料合金を作製した。実施例１〜４および比較例１、２では、表１に示すストリップキャスティング法の条件で表２に示す組成の原料合金を作製した。

表１の回収箱水温および回収箱水量は、回収箱に流れる冷却水の水温および水量である。すなわち、２次冷却速度に密接に関係するパラメータである。表１の合金厚みは、作製した原料合金から任意に５０枚の合金片を抜き出し、各合金片の厚みをマイクロメーターで測定し、平均した値である。比較例２では、１次冷却速度、すなわち合金片が凝固する時の冷却速度を遅くすることで、他の実施例および比較例よりも合金厚みが厚くなるようにした。

表２に示した各元素の含有量は、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｇａ，Ｚｒについては蛍光Ｘ線分析により、ＢについてはＩＣＰ発光分光分析により測定した。

＜粉砕工程＞
次に、得られた原料合金に水素を吸蔵させた後、Ａｒガス雰囲気下で３００℃、２時間の脱水素を行う水素粉砕処理を行った。その後、得られた粉砕物をＡｒガス雰囲気下で室温まで冷却した。

得られた粉砕物に粉砕助剤を添加し混合した後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が３μｍである原料粉末を得た。

＜成形工程＞
得られた原料粉末を、低酸素雰囲気（酸素濃度１００ｐｐｍ以下の雰囲気）下において、配向磁場１２００ｋＡ／ｍ、成形圧力１２０ＭＰａの条件で成形を行って、成形体を得た。

＜焼結工程＞
その後、成形体を、真空中、表１に示す焼結温度および焼結時間で焼結した後、急冷して焼結体を得た。

＜熱処理工程＞
得られた焼結体に対し、Ａｒガス雰囲気下で２段階の熱処理を行った。１段階目の熱処理では、８８０℃で６０分保持した後に５ｋＰａまで加圧して室温まで冷却した。２段階目の熱処理では、５００℃で９０分保持した後に５ｋＰａまで加圧して室温まで冷却した。

以上のようにして得られた各試料（実施例１〜４および比較例１、２）につき、磁気特性を測定した。具体的には、Ｂ−Ｈトレーサーを用いて、ＢｒおよびＨｃＪをそれぞれ測定した。結果を表１に示す。

次に磁気特性を測定した各試料を切断し、切断面を研磨した。そして、研磨した切断面における元素分布をＳＥＭ（日立ハイテクノロジーズ社製ＳＵ−５０００）およびＥＤＳ（ホリバ社製ＥＭＡＸＥｖｏｌｕｔｉｏｎ）で分析した。測定倍率は５０００倍とした。そして、得られたＳＥＭ画像から長径が４μｍ以上である主相粒子を３個選択した。その後、ＥＤＳを用いて、スポット径２μｍの電子線を当該主相粒子の略中央部に設定した測定点に照射し、各元素の濃度を測定した。各測定点における各元素の濃度から、各測定点における［Ｇａ］／［Ｒ］を算出し、各測定点を含む主相粒子の［Ｇａ］／［Ｒ］とした。結果を表３および表４に示す。

さらに、前記切断面についてＳＥＭおよびＥＤＳを用いて倍率２５００倍で元素マッピングを行った。そして、粒界にＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相が含まれているか否かを確認した。実施例１〜４および比較例１、２では、全ての試料で粒界にＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相が含まれていた。

実施例１と実施例２とを比較する。９８０℃で焼結した実施例１は１０５０℃で焼結した実施例２と比較して［Ｇａ］／［Ｒ］が高くなり、ＨｃＪが優れていた。実施例１は比較的低温で焼結したために焼結時において主相粒子の溶解量が小さく、原料合金を作製する際に主相粒子に固溶したＧａが焼結時において粒界へ拡散しにくかったためであると考える。

実施例１、実施例３および実施例４を比較する。実施例３は実施例１と比較してＧａが少ない組成であり、実施例４は実施例１と比較してＢが少ない組成である。しかし、いずれの実施例もＧａの含有量およびＢの含有量が上記の組成の範囲内であり、いずれの実施例も同等な磁気特性を有していた。

実施例１と比較例１とを比較する。比較例１は実施例１と比較して回収箱水温が高く、回収箱水量が少ない。すなわち、比較例１は実施例１と比較して２次冷却速度が遅い。その結果、比較例１では原料合金を作製する際に主相粒子にＧａが固溶しにくく、［Ｇａ］／［Ｒ］が著しく低下したものと考える。そして、比較例１では磁気特性、特にＨｃＪが著しく低下したものと考える。

実施例１と比較例２とを比較する。比較例２は実施例１と比較して１次冷却速度が遅く、合金厚みが厚い。比較例２は合金厚みが厚いため、２次冷却速度が実施例１と比較して遅い。その結果、比較例２では原料合金を作製する際に主相粒子にＧａが固溶しにくく、［Ｇａ］／［Ｒ］が著しく低下したものと考える。そして、比較例２では磁気特性、特にＨｃＪが著しく低下したものと考える。

１主相粒子
１１長径
１１Ａ（主相粒子の）中心

Claims

Ｇａを含有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、Ｂはホウ素であり、
Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する結晶粒子から成る主相粒子と、隣り合う２つ以上の前記主相粒子によって形成される粒界と、を有し、
前記主相粒子におけるＧａの原子数濃度を［Ｇａ］、Ｒの原子数濃度を［Ｒ］として、
０．０３０≦［Ｇａ］／［Ｒ］≦０．１００
を満たすことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
前記粒界がＲ_６Ｔ_１３Ｇａ相を含む請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。