JP2021190589A - 希土類磁石及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】角形性と、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化に優れるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供する。【解決手段】本開示は、主相１０及び主相１０の周囲に存在する粒界相２０を備える希土類磁石及びその製造方法である。本開示の希土類磁石は、モル比での全体組成が、式（Ｒ１（１−ｘ）Ｌａｘ）ｙ（Ｆｅ（１−ｚ）Ｃｏｚ）（１００−ｙ−ｗ−ｖ）ＢｗＭ１ｖ（Ｒ１は所定の希土類元素であり、Ｍ１は所定元素であり、かつ、０．０２≦ｘ≦０．１、１２．０≦ｙ≦２０．０、０．１≦ｚ≦０．３、５．０≦ｗ≦２０．０、及び０≦ｖ≦２．０である。）で表される。主相１０はＲ２Ｆｅ１４Ｂ型の結晶構造を有しており、主相１０の平均粒径が１〜１０μｍであり、かつ、粒界相２０中で、ＲＦｅ２型の結晶構造を有する相の体積比率が、粒界相２０に対して、０．６０以下の割合である。【選択図】図１Ａ

Description

本開示は、希土類磁石及びその製造方法に関する。本開示は、特に、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石（ただし、Ｒは、希土類元素である。）及びその製造方法に関する。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、主相と、主相の周囲に存在する粒界相とを備える。主相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する磁性相である。この主相によって、高い残留磁化を得ることができる。そのため、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、モータに使用されることが多い。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石をはじめとする永久磁石がモータに使用される場合、永久磁石は周期的に変化する外部磁場環境下に配置される。そのため、永久磁石は外部磁場の増加により減磁され得る。永久磁石をモータに使用する場合、外部磁場の増加に対して、可能な限り減磁しないことが要求される。外部磁場の増加に対する減磁の程度を示したものが減磁曲線であり、上述の要求を満足する減磁曲線は角形を有している。このことから、上述の要求を満足することを角形性に優れるという。

モータは、その動作中に発熱することから、モータに使用される永久磁石は、高温での残留磁化が高いことが要求される。なお、本明細書において、磁気特性に関し、高温とは、１３０〜２００℃、特に、１４０〜１８０℃の範囲の温度を意味する。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のＲとしては、主としてＮｄが選択されてきたが、電気自動車等の急速な普及により、Ｎｄの高騰が懸念される。このことから、安価な軽希土類元素の使用も検討されている。例えば、特許文献１には、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のＲとして、軽希土類元素である、Ｃｅ及びＬａを選択したＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石が開示されている。

特開昭６１−１５９７０８号公報

特許文献１に開示されたＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のように、Ｒとして、単純に軽希土類元素を選択すると、磁気特性が低下する。また、従来から、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化の向上に、Ｃｏの含有が有効であることが知られている。しかし、Ｃｏの含有によって、角形性は劣化する。

本開示は、上記課題を解決するためになされたものである。本開示は、角形性と、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化に優れるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、本開示の希土類磁石及びその製造方法を完成させた。本開示の希土類磁石及びその製造方法は、次の態様を含む。
〈１〉主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
０．０２≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、及び
０≦ｖ≦２．０
である。）で表され、
前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
前記主相の平均粒径が１〜１０μｍであり、かつ、
前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．６０以下の割合である、
希土類磁石。
〈２〉主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔ（ただし、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、
０．０２≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、
０≦ｖ≦２．０、
０．０５≦ｓ≦０．４０、及び
０．１≦ｔ≦１０．０
である。）で表され、
前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
前記主相の平均粒径が１〜１０μｍであり、かつ、
前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．６０以下の割合である、
希土類磁石。
〈３〉前記ｔが０．５≦ｔ≦２．０を満足する、〈２〉項に記載の希土類磁石。
〈４〉前記Ｒ^２がＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、〈２〉又は〈３〉項に記載の希土類磁石。
〈５〉式Ｈ_ｃ＝α・Ｈ_ａ−Ｎ_ｅｆｆ・Ｍ_ｓ（Ｈ_ｃは保磁力、Ｈ_ａは異方性磁界、Ｍ_ｓは飽和磁化、かつ、Ｎ_ｅｆｆは自己減磁界係数）で表される組織パラメタαが０．３０〜０．７０である、〈１〉〜〈４〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈６〉前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、〈１〉〜〈５〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈７〉〈１〉項に記載の希土類磁石の製造方法であって、
モル比での式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
０．０２≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、及び
０≦ｖ≦２．０
である。）で表される組成を有する溶湯を準備すること、
前記溶湯を１〜１０^４℃／秒の速度で冷却して、磁性薄帯又は磁性薄片を得ること、
前記磁性薄帯又は前記磁性薄片を粉砕して、磁性粉末を得ること、及び、
前記磁性粉末を９００〜１１００℃で焼結して、焼結体を得ること
を含む、希土類磁石の製造方法。
〈８〉前記焼結体を８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、〈７〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈９〉モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材を準備すること、及び
前記焼結体に前記改質材を拡散浸透すること、
をさらに含む、〈７〉又は〈８〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１０〉前記焼結体に前記改質材を接触させて接触体を得て、前記接触体を９００〜１０００℃に加熱し、９００〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却して、前記焼結体に前記改質材を拡散浸透する、〈９〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１１〉前記改質材の拡散浸透の前又は後の少なくともいずれかに、前記焼結体を８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、〈９〉又は〈１０〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１２〉モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材粉末を準備すること、
前記磁性粉末と前記改質材粉末を混合して、混合粉末を得ること、
前記混合粉末を９００〜１１００℃で焼結して、焼結体を得ること
を含む、〈７〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１３〉前記混合粉末を焼結して得た前記焼結体を、８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、〈１２〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１４〉前記Ｒ^２がＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、〈９〉〜〈１３〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１５〉前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、〈７〉〜〈１４〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。

本開示によれば、Ｒの一部としてＬａを選択することにより、角形性を阻害するＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制し、Ｃｏの含有により、高温磁気特性、特に、高温磁化を向上させたＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石及び製造方法を提供することができる。

さらに、本開示によれば、焼結体を徐冷することにより、主相と粒界相との接触面をファセット界面にして、高温での保磁力を向上させたＲ-Ｆｅ-Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供することができる。なお、主相と粒界相との接触面がファセット界面であるとは、組織パラメタαが０．３０〜０．７０であることをいう。

図１Ａは、本開示の希土類磁石の組織を模式的に示す説明図である。 図１Ｂは、図１Ａの破線で示した部分を拡大した説明図である。 図２は、ストリップキャスト法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。 図３は、実施例２の試料の減磁曲線を示すグラフである。 図４は、比較例３の試料の減磁曲線を示すグラフである。 図５Ａは、実施例２の試料のＳＥＭ観察結果を示すＳＥＭ像である。 図５Ｂは、実施例２の試料のＳＥＭ観察結果を示す反射電子像である。 図５Ｃは、図５Ａ及び図５Ｂの白線で示した部位をＳＥＭ−ＥＤＸ分析（線分析）した結果を示すグラフである。 図６Ａは、比較例３の試料のＳＥＭ観察結果を示すＳＥＭ像である。 図６Ｂは、比較例３の試料のＳＥＭ観察結果を示す反射電子像である。 図６Ｃは、図６Ａ及び図６Ｂの白線で示した部位をＳＥＭ−ＥＤＸ分析（線分析）した結果を示すグラフである。 図７は、実施例２の試料について、主相と粒界相の接触面付近を組織観察した結果を示すＴＥＭ像である。 図８Ａは、従来の希土類磁石の組織を模式的に示す図である。 図８Ｂは、図８Ａの破線で示した部分を拡大した説明図である。

以下、本開示の希土類磁石及びその製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本開示の希土類磁石及びその製造方法を限定するものではない。

角形性と、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化を向上させるには、ＬａとＣｏの共存が有効である理由に関し、本発明者らが得た知見について、図面を用いて説明する。図１Ａは、本開示の希土類磁石の組織を模式的に示す説明図である。図１Ｂは、図１Ａの破線で示した部分を拡大した説明図である。図８Ａは、従来の希土類磁石の組織を模式的に示す図である。図８Ｂは、図８Ｂの破線で示した部分を拡大した説明図である。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂの理論組成（Ｒが１１．８モル％、Ｆｅが８２．３モル％、Ｂが５．９モル％）よりもＲを多く含有した溶湯を凝固させることによって、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相を安定して得ることができる。以下の説明で、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂの理論組成よりもＲを多量に含有した溶湯を「Ｒリッチ溶湯」、そして、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相を「Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相」ということがある。

Ｒリッチ溶湯を凝固させると、図１及び図８に示したように、主相１０と主相１０の周囲に存在する粒界相２０を備える組織が得られる。粒界相２０は、二つの主相１０が隣接している隣接部２２と、三つの主相１０によって包囲されている三重点２４を有する。従来の希土類磁石２００は、粒界相２０の隣接部２２に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が多く存在している。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は強磁性相であり、粒界相２０に多くのＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が存在すると角形性が低下する。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石には、主相の粒径が１〜１０μｍの磁性粉末を９００〜１１００℃以上の高温で焼結して得られる焼結磁石と、主相がナノ結晶化されている磁性粉末を５５０〜７５０℃の低温で熱間プレスして得られる熱間塑性加工磁石がある。主相の粒径が１〜１０μｍの磁性粉末は、ストリップキャスト法等を用いて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石の組成を有する溶湯を急冷して得られる。主相がナノ結晶化されている磁性粉末は、液体急冷法等を用いて、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石の組成を有する溶湯を超急冷して得られる。

図８Ｂに示したようなＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６は、主相の粒径が１〜１０μｍの磁性粉末を得るときに生成され易い。このことから、従来のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石、特に、焼結磁石では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が存在し易い。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のＦｅの一部がＣｏで置換されると、キュリー点が上昇するため、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化が向上する。一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のＦｅの一部がＣｏで置換されると、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成し易くなる。しかし、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石のＦｅの一部がＣｏで置換されても、Ｒの一部としてＬａを選択することによって、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することが可能である。そして、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成の抑制により、本開示のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石は、角形性に優れる。すなわち、図１Ａ及び図１Ｂに示したように、本開示の希土類磁石１００は、粒界相２０に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ない。そして、図１Ａ及び図１Ｂに示したような本開示の希土類磁石１００は、角形性に優れる。また、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６は、磁化反転の起点となりやすいことから、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ないと、保磁力向上にも寄与する。

特許文献１に開示されているように、Ｒとして軽希土類元素を選択する場合、従来、Ｃｅを選択することが一般的であった。しかし、ＣｅはＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を促進するため、不可避不純物元素として含有する極少量のＣｅを除き、本開示の希土類磁石では、軽希土類元素として、Ｌａを選択する。

さらに、主相１０と粒界相２０との接触面１５がファセット界面であることにより、本開示の希土類磁石１００の高温での保磁力が向上する。そして、このようなファセット界面は、磁性粉末の焼結体を徐冷することにより、得られる。主相１０と粒界相２０との接触面１５がファセット界面であるか否かは、組織パラメタαで判断することができる。組織パラメタについては後述する。

これらの知見に基づく、本開示の希土類磁石及びその製造方法の構成要件を次に説明する。

《希土類磁石》
まず、本開示の希土類磁石の構成要件について説明する。

図１Ａに示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０及び粒界相２０を備える。以下、本開示の希土類磁石１００の全体組成並びに主相１０及び粒界相２０について説明する。

〈全体組成〉
本開示の希土類磁石１００の全体組成について説明する。本開示の希土類磁石１００の全体組成とは、主相１０と粒界相２０のすべてを合わせた組成を意味する。

本開示の希土類磁石のモル比での全体組成は、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ又は式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔで表される。式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは改質材を拡散浸透しない場合の全体組成を表す。式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材を拡散浸透する場合の全体組成を表す。この式において、前半部の（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは、改質材を拡散浸透する前の焼結体（希土類磁石前駆体）に由来する組成を表し、後半部の（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材に由来する組成を表す。

改質材を拡散浸透する場合、１００モル部の焼結体を希土類磁石前駆体として、その内部に、ｔモル部の改質材を拡散浸透させる。これにより、（１００＋ｔ）モル部の本開示の希土類磁石が得られる。

本開示の希土類磁石の全体組成を表す式で、Ｒ^１及びＬａの合計がｙモル部、Ｆｅ及びＣｏの合計が（１００−ｙ−ｗ−ｖ）モル部、Ｂがｗモル部、そして、Ｍ^１がｖモル部である。このため、これらの合計は、ｙモル部＋（１００−ｙ−ｗ−ｖ）モル部＋ｗモル部＋ｖモル部＝１００モル部である。Ｒ^２及びＭ^２の合計はｔモル部である。

上式において、Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘには、Ｒ^１及びＬａの合計に対して、モル比で、（１−ｘ）のＲ^１が存在し、ｘのＬａが存在していることを意味する。同様に、上式において、Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚには、Ｆｅ及びＣｏの合計に対して、モル比で、（１−ｚ）のＦｅが存在し、ｚのＣｏが存在していることを意味する。また、同様に、上式において、Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓには、Ｒ^２とＭ^２の合計に対して、モル比で、（１−ｓ）のＲ^２が存在し、ｓのＭ^１が存在していることを意味する。

上式中、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｎｄはネオジム、Ｐｒはプラセオジム、Ｇｄはガドリニウム、Ｔｂはテルビウム、Ｄｙはジスプロシウム、そして、Ｈｏはホルミウムである。Ｆｅは鉄である。Ｃｏはコバルトである。Ｂはホウ素である。Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である。Ｇａはガリウム、Ａｌはアルミニウム、Ｃｕは銅、Ａｕは金、Ａｇは銀、Ｚｎは亜鉛、Ｉｎはインジウム、そして、Ｍｎはマンガンである。Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素である。

本明細書において、特に断りがない限り、希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１７元素である。このうち、特に断りがない限り、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、及びＣｅは、軽希土類元素である。また、特に断りがない限り、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、及びＥｕは、中希土類元素である。そして、特に断りがない限り、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕは、重希土類元素である。なお、一般に、重希土類元素の希少性は高く、軽希土類元素の希少性は低い。中希土類元素の希少性は、重希土類元素と軽希土類元素の間である。なお、Ｓｃはスカンジウム、Ｙはイットリウム、Ｌａはランタン、Ｃｅはセリウム、Ｐｒはプラセオジム、Ｎｄはネオジム、Ｐｍはプロメチウム、Ｓｍはサマリウム、Ｅｕはユウロビウム、Ｇｄはガドリニウム、Ｔｂはテルビウム、Ｄｙはジスプロシウム、Ｈｏはホルミウム、Ｅｒはエルビウム、Ｔｍはツリウム、Ｙｂはイッテルビウム、そして、Ｌｕはルテニウムである。

上述した式で表される、本開示の希土類磁石の構成元素について、次に説明する。

〈Ｒ^１〉
Ｒ^１は、本開示の希土類磁石に必須の成分である。上述したように、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｒ^１は、主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相（以下、「Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相」ということがある。））の構成元素である。残留磁化及び保磁力と価格とのバランスの観点からは、Ｒ^１は、Ｎｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であることが好ましい。Ｒ^１として、ＮｄとＰｒを共存させる場合には、ジジミウムを用いてもよい。

〈Ｌａ〉
Ｌａは、本開示の希土類磁石に必須の成分である。Ｌａは、Ｒ^１とともに、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の構成元素である。本開示の希土類磁石がＬａとＣｏの両方を含有することによって、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制し、その結果、本開示の希土類磁石の角形性が向上する。これは、理論に拘束されないが、Ｌａは他の希土類元素と比較して、原子径が大きく、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を生成し難いためである。

また、重希土類元素、特にＴｂ及びＤｙを含有する改質材を拡散浸透すると、主相同士の磁気分断効果が大きいが、その一方で、粒界相に拡散浸透した重希土類元素とＣｏがＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を生成し易い。しかし、Ｌａの含有により、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制でき好都合である。

〈Ｒ^１とＬａのモル比〉
Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石において、Ｒとして、Ｌａは、単独ではＦｅ及びＢとＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を生成することが難しい。しかし、Ｒの一部としてＬａを選択すれば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を生成することができる。また、Ｆｅの一部がＣｏで置換されているとき、Ｌａにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制し、その結果、角形性を向上することができる。

ｘが０．０２以上であれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成の抑制が実質的に認められる。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成の抑制の観点からは、ｘは、０．０３以上、０．０４以上、又は０．０５以上であってもよい。一方、ｘが０．１以下であれば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の生成に困難を及ぼすことはない。この観点からは、ｘは、０．０９以下、０．０８以下、又は０．０７以下であってもよい。このように、Ｒ^１の含有量に対するＬａの含有量の割合（モル比）が非常に小さくても、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成抑制効果は高い。理論に拘束されないが、これは、本開示の希土類磁石全体でＬａの含有量が少なくても、Ｌａは主相の構成元素となり難く、粒界相に排出され易いため、粒界相中に生成するＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の抑制に寄与し易いためであると考えられる。

〈Ｒ^１とＬａの合計含有割合〉
上式において、Ｒ^１とＬａの合計含有割合は、ｙで表され、１２．０≦ｙ≦２０．０を満足する。なお、ｙの値は、改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。

ｙが１２．０以上であれば、αＦｅ相が多量に存在することはなく、充分な量の主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を得ることができる。この観点からは、ｙは、１２．４以上、１２．８以上、１３．２以上、又は１４．０以上であってもよい。一方、ｙが２０．０以下であれば、粒界相が過剰になることはない。この観点からは、ｙは１９．０以下、１８．０以下、１７．０以下、１６．０以下、又は１５．０以下であってもよい。

〈Ｂ〉
Ｂは、図１Ａの主相１０（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を構成し、主相１０及び粒界相２０の存在割合に影響を与える。

Ｂの含有割合は、上式において、ｗで表される。ｗの値は、改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。ｗが２０．０以下であれば、主相１０と粒界相２０が適正に存在する希土類磁石を得ることができる。この観点からは、ｚは、１８．０以下、１６．０以下、１４．０以下、１２．０以下、１０．０以下、８．０以下、６．０以下、又は５．９以下であってよい。一方、ｚが５．０以上であれば、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型及び／又はＴｈ_２Ｎｉ_１７型の結晶構造を有する相が多量に発生しすることは起こり難く、その結果、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の形成が阻害されることが少ない。この観点からは、ｚは、５．２以上、５．４以上、５．５以上、５．７以上、又は５．８以上であってよい。

〈Ｍ^１〉
Ｍ^１は、本開示の希土類磁石の特性を損なわない範囲で含有することができる元素である。Ｍ^１には不可避的不純物元素を含んでよい。本明細書において、不可避的不純物元素とは、希土類磁石の原材料に含まれる不純物元素、あるいは、製造工程で混入してしまう不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。製造工程で混入してしまう不純物元素等には、製造上の都合により、磁気特性に影響を与えない範囲で含有させる元素を含む。また、不可避的不純物元素には、Ｒ^１及びＬａとして選択される希土類元素以外であって、上述したような理由等で不可避的に混入する希土類元素を含む。

本開示の希土類磁石及びその製造方法の効果を損なわない範囲で含有することができる元素Ｍ^１としては、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素が挙げられる。これらの元素が、Ｍ^１の含有量の上限以下で存在する限りにおいて、これらの元素は、実質的に磁気特性に影響を与えない。そのため、これらの元素は、不可避的不純物元素と同等に扱ってもよい。また、これらの元素以外にも、Ｍ^１として、不可避的不純物元素を含有してもよい。Ｍ^１としては、Ｇａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上並びに不可避的不純物元素が好ましい。

上式において、Ｍ^１の含有割合は、ｖで表される。ｖの値は、改質材を拡散浸透していない本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。ｖの値が、２．０以下であれば、本開示の希土類磁石の磁気特性を損なうことはない。この観点からは、ｖは、１．５以下、１．０以下、０．６５以下、０．６以下、又は０．５以下であってもよい。

Ｍ^１として、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎ並びに不可避的不純物元素を皆無にすることはできないため、ｖの下限は、０．０５、０．１、又は０．２であっても、実用上問題はない。

〈Ｆｅ〉
Ｆｅは、Ｒ^１、Ｌａ、及びＢ、並びに後述するＣｏとともに主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を構成する主成分である。Ｆｅの一部は、Ｃｏで置換されていてもよい。

〈Ｃｏ〉
Ｃｏは、主相及び粒界相で、Ｆｅと置換可能な元素である。本明細書で、特に断りのない限り、Ｆｅと記載されている場合には、Ｆｅの一部がＣｏで置換可能であることを意味する。例えば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相のＦｅの一部がＣｏで置換されて、Ｒ_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ相となる。

ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相では、その相のＦｅの一部がＣｏで置換されている。理論に拘束されないが、Ｆｅの一部がＣｏで置換されているＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相では、Ｒの一部がＬａで置換されていることにより、そのような相は非常に不安定である。そのため、本開示の希土類磁石では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ない。

Ｆｅの一部がＣｏで置換されて、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相が、Ｒ_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ相になることにより、本開示の希土類磁石のキュリー点が向上する。これにより、本開示の希土類磁石の高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化が向上する。

〈ＦｅとＣｏのモル比〉
ｚが０．１以上であれば、キュリー点の上昇による高温での磁気特性、特に高温での残留磁化の向上が実質的に認められる。この観点からは、ｚは、０．１２以上、０．１４以上、又は０．１６以上であってもよい。一方、ｚが０．３以下であれば、Ｌａとの共存で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。この観点からは、ｚは、０．２８以下、０．２６以下、０．２４以下、０．２２以下、又は０．２０以下であってもよい。また、Ｃｏは高価であるため、上述の範囲であることは好都合である。

〈ＦｅとＣｏの合計含有割合〉
ＦｅとＣｏの合計含有割合は、これまでに説明したＲ^１、Ｌａ、Ｂ、及びＭ^１の残部であり、（１００−ｙ−ｗ−ｖ）で表される。上述したように、ｙ、ｗ、及びｖの値は、改質材を拡散浸透していない本開示の希土類磁石に対する含有割合であることから、（１００−ｙ−ｗ−ｖ）はモル％（原子％）に相当する。ｙ、ｗ、及びｖを、これまでに説明した範囲にすると、図１Ａに示したような主相１０及び粒界相２０が得られる。

〈Ｒ^２〉
Ｒ^２は改質材に由来する元素である。改質材は磁性粉末の焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透する。改質材の融液は図１Ａの粒界相２０を通じて拡散浸透する。

Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｒ^２として、ＮｄとＰｒを共存させる場合には、ジジミウムを用いてもよい。改質材は、主相同士を磁気分断して保磁力を向上させる。そのため、上述の希土類元素のうち、Ｒ^２としては、重希土類元素が好ましく、Ｔｂが特に好ましい。

〈Ｍ^２〉
Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素である。典型的には、Ｍ^２は、Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓの融点をＲ^２の融点よりも低下させる合金元素及び不可避的不純物元素である。Ｍ^２としては、例えば、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃｏ、及びＦｅから選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素が挙げられる。Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓの融点低下の観点からは、Ｍ^２としては、Ｃｕが好ましい。なお、不可避的不純物元素とは、原材料に含まれる不純物元素、あるいは、製造工程で混入してしまう不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。製造工程で混入してしまう不純物元素等には、製造上の都合により、磁気特性に影響を与えない範囲で含有させる元素を含む。また、不可避的不純物元素には、Ｒ^２として選択される希土類元素以外であって、上述したような理由等で不可避的に混入する希土類元素を含む。

〈Ｒ^２とＭ^２のモル比〉
Ｒ^２とＭ^２は、式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓで表されるモル比での組成を有する合金を形成し、改質材は、この合金を含有する。そして、ｓは０．０５≦ｐ≦０．４０を満足する。

ｓが０．０５以上であれば、主相の粗大化を回避できる温度で、改質材の融液を焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透することができる。この観点からは、ｓは、０．１０以上が好ましく、０．１５以上がより好ましい。一方、ｓが０．４０以下であれば、改質材を焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透した後、本開示の希土類磁石の粒界相に残留するＭ^２の含有量を抑制して、残留磁化の低下の抑制に寄与する。この観点からは、ｐは、０．３５以下、０．３０以下、０．２５以下、０．２０以下、又は０．１８以下であってもよい。

〈焼結体に由来する元素と改質材に由来する元素のモル比〉
上述したように、改質材を拡散浸透する場合、本開示の希土類磁石の全体組成は、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔで表される。この式において、前半部の（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは、改質材を拡散浸透する前の焼結体（希土類磁石前駆体）に由来する組成を表し、後半部の（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材に由来する組成を表す。

上式において、１００モル部の焼結体に対する改質材の割合は、ｔモル部である。すなわち、１００モル部の焼結体に、ｔモル部の改質材を拡散浸透すると、１００モル部＋ｔモル部の本開示の希土類磁石となる。言い替えると、１００モル％（１００原子％）の焼結体に対して、本開示の希土類磁石は（１００＋ｔ）モル％（（１００＋ｔ）原子％）である。

ｔが０．１以上であれば、主相を磁気分断して保磁力を向上するという効果を実質的に認めることができる。この観点からは、ｔは、０．２以上、０．３以上、０．４以上、０．５以上、０．８以上、１．０以上、又は１．２以上であってもよい。一方、ｔが１０．０以下であれば、本開示の希土類磁石の粒界相に残留するＭ^２の含有量を抑制して、残留磁化の低下を抑制する。この観点からは、ｔは、９．０以下、８．０以下、７．０以下、６．０以下、５．０以下、４．０以下、３．０以下、２．０以下、１．８以下、１．６以下、又は１．４以下であってもよい。

図１Ａ及び図１Ｂに示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０と粒界相２０を備える。以下、主相１０及び粒界相２０について説明する。

〈主相〉
主相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する。Ｒは希土類元素である。Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ「型」としたのは、主相中（結晶構造中）で、Ｒ、Ｆｅ、及びＢ以外の元素を、置換型及び／又は侵入型で含み得るためである。例えば、本開示の希土類磁石では、主相中で、Ｆｅの一部がＣｏで置換されている。主相中にＣｏが侵入型で存在していてもよい。そして、本開示の希土類磁石では、さらに、主相中で、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、及びＢのいずれかの元素の一部が、Ｍ^１で置換されていてもよい。あるいは、例えば、主相中に、Ｍ^１が侵入型で存在していてもよい。

主相の平均粒径は、１〜１０μｍである。本開示の希土類磁石は、磁性粉末を９００〜１１００℃以上の高温で焼結して得られる。主相の平均粒径が１μｍ以上であれば、焼結時に主相が粗大化することを抑制できる。この観点からは、主相の平均粒径は、０．２μｍ以上、０．４μｍ以上、０．６μｍ以上、０．８μｍ以上、１．０μｍ以上、２．０μｍ以上、３．０μｍ以上、４．０μｍ以上、５．０μｍ以上、５．９μｍ以上、又は６．０μｍ以上であってもよい。一方、主相の平均粒径が１０μｍ以下であれば、残留磁化及び保磁力の低下を抑制することができる。この観点からは、主相の平均粒径は、９．０μｍ以下、８．０μｍ以下、７．０μｍ以下、６．５μｍ以下、又は６．１μｍ以下であってもよい。

「平均粒径」は、次のように測定される。走査型電子顕微鏡像又は透過型電子顕微鏡像で、磁化容易軸の垂直方向から観察した一定領域を規定し、この一定領域内に存在する主相に対して磁化容易軸と垂直方向に複数の線を引き、主相の粒子内で交わった点と点の距離から主相の径（長さ）を算出する（切断法）。主相の断面が円に近い場合は、投影面積円相当径で換算する。主相の断面が長方形に近い場合は、直方体近似で換算する。このようにして得られた径（長さ）の分布（粒度分布）のＤ_５０の値が、平均粒径である。

図１Ｂに示した主相１０と粒界相２０との接触面１５はファセット界面であることが好ましい。接触面１５がファセット界面であると、高温での保磁力が向上する。

接触面１５がファセット界面であるか否かは、組織パラメタαで判断される。組織パラメタαが０．３０以上であれば、接触面１５はファセット界面であり、高温での保磁力が向上する。この観点からは、αは０．３２以上、０．３５以上、０．３７以上、０．３８以上、０．３９以上、又は０．４０以上であってもよい。一方、接触面１５は完全なファセット界面（完全に平坦な面）でなくても、高温での保磁力は向上する。この観点からは、αは０．７０以下、０．６５以下、０．６１以下、０．６０以下、０．５５以下、０．５０以下、０．４９以下、又は０．４６以下であってよい。

組織パラメタαは、Ｋｒｏｎｍｕｌｌｅｒの式から算出されることが一般的に知られている。Ｋｒｏｎｍｕｌｌｅｒの式は、Ｈ_ｃ＝α・Ｈ_ａ−Ｎ_ｅｆｆ・Ｍ_ｓ（Ｈ_ｃは保磁力、Ｈ_ａは異方性磁界、Ｍ_ｓは飽和磁化、かつ、Ｎ_ｅｆｆは自己減磁界係数）で表される。Ｋｒｏｎｍｕｌｌａｒの式は、ヒステリシス曲線が温度によって変化することに着目して、磁性相が有する磁気特性（磁石の組織に依存しない）と磁性相の磁気分断性（磁石の組織に依存する）との関係を表したものである。組織パラメタαは、磁性相と磁性相以外の相との界面の形状（ファセット界面か否か）及び結晶性を表す指標であり、Ｎ_ｅｆｆは、磁気的に分断された領域の大きさ、すなわち、磁性相の磁気分断性を表す指標である。なお、「磁性相」とは図１Ａ及び図１Ｂの主相１０を意味する。また、「磁性相と磁性相以外の相との界面」とは、図１Ａ及び図１Ｂの接触面１５を意味する。なお、Ｋｒｏｎｍｕｌｌｅｒの式の「ｕ」は、本来、ｕウムラウトであるが、表記の都合上、「ｕ」で示してある。

接触面１５の性状、すなわち、組織パラメタαは、希土類磁石の製造条件によって変化する。接触面１５の性状と希土類磁石の製造条件との関係の詳細は、後述の「《製造方法》」で説明する。

〈粒界相〉
図１Ａに示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０と、主相１０の周囲に存在する粒界相２０を備える。上述したように、主相１０はＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する磁性相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を含む。一方、粒界相２０は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有する相をはじめ、結晶構造が明瞭ではない相を含む。「明瞭ではない相」とは、理論に拘束されないが、その相の少なくとも一部が不完全な結晶構造を有し、それらが不規則に存在している相（状態）を意味する。あるいは、そのような相（状態）の少なくとも一部が、非晶質のように、結晶構造の様相をほとんど呈していない相のことを意味する。粒界相２０に存在する相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有する相及び結晶構造が明瞭でない相のいずれも、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合が高い。このことから、粒界相２０は、「Ｒリッチ相」、「希土類元素リッチ相」、又は「希土類リッチ相」と呼ばれることもある。

図１Ｂ及び図８Ｂに示したように、本開示の希土類磁石１００及び従来の希土類磁石２００のいずれも、主相１０及び粒界相２０を備える。また、粒界相２０は、隣接部２２及び三重点２４を有する。

本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合、そして、従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合のいずれも、主相１０が生成したとき、残液は隣接部２２及び三重点２４に存在する点は共通する。しかし、残液の凝固によって生成される相は、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合と、
従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合とで異なる。

従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合には、隣接部２２にＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を多く生成する。隣接部２２には、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の他に、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型及びＲＦｅ_２型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が存在する。三重点２４には、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型及びＲＦｅ_２型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が多く存在する。これに対し、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合には、隣接部２２及び三重点２４のいずれにも、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が多く生成する。しかし、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯は、ＣｏとＬａが共存しているため、隣接部２２及び三重点２４のいずれにも、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は生成しないか、生成しても、その生成量は非常に少ない。

ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在量（生成量）は、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率で評価する。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、次のようにして求める。本開示の希土類磁石のＸ線回折パターンをリートベルト解析して、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率を求める。また、主相の体積率を希土類元素とホウ素の含有割合から算出する。そして、本開示の希土類磁石中で、主相以外は粒界相であるとして、粒界相の体積率を算出する。これらから、（ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率）／（粒界相の体積率）を算出して、これを、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率とする。

本開示の希土類磁石では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相に体積比率が、粒界相に対して、０．６以下の割合である。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在によって、角形性は損なわれるため、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、可能な限り低い方が好ましい。そのため、体積比率が０．６０以下、０．５４以下、０．５２以下、０．５０以下、０．４５以下、又は０．４０以下であれば、角形比が０．５以上となり、角形性に優れる。一方、角形性の観点からは、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、０が理想である。しかし、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率の上限が、上記の値を満足する限りにおいて、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、０．０５以上、０．１０以上、又は０．１５以上であっても、実用上問題ない。なお、角形比は、Ｈｒ／Ｈｃである。Ｈｃは保磁力、Ｈｒは５％減磁時の磁界である。５％減磁時の磁界とは、残留磁化（印加磁界が０ｋＡ／ｍのときの磁界）よりも５％磁化が低下したときの、ヒステリシス曲線の第二象限（減磁曲線）の磁界を意味する。

《製造方法》
次に、本開示の希土類磁石の製造方法について説明する。

本開示の希土類磁石の製造方法は、溶湯準備、溶湯冷却、粉砕、及び焼結の各工程を含む。焼結で得られた焼結体を、本開示の希土類磁石としてもよいし、その焼結体に改質材を拡散浸透して、拡散浸透した後の焼結体を、本開示の希土類磁石としてもよい。改質材を拡散浸透する場合には、改質材準備及び拡散浸透の各工程を追加する。以下、それぞれの工程について説明する。改質材の拡散浸透には、所謂「二合金法」を適用することができる。二法金法についても、併せて説明する。また、任意で、焼結体を所定の条件で熱処理してもよい。改質材を拡散浸透しない場合には、焼結体に所定の条件で熱処理して、熱処理後の焼結体を本開示の希土類磁石としてもよい。改質材を拡散浸透する場合には、改質材を拡散浸透する前又は後の焼結体を、所定の条件で熱処理してもよい。所定の条件での熱処理についても併せて説明する。

〈溶湯準備〉
モル比での式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖで表される組成を有する溶湯を準備する。この式において、Ｒ^１、Ｌａ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、及びＭ^１、並びにｘ、ｙ、ｚ、ｗ、及びｖについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。後続する過程で減耗することがある元素については、その減耗分を見込んでおいてもよい。

〈溶湯冷却〉
上述の組成を有する溶湯を１〜１０^４℃／秒の速度で冷却する。このような速度で冷却することで、平均粒径が１〜１０μｍの主相を有する磁性薄帯又は磁性薄片が得られる。平均粒径が１μｍ以上の主相を得る観点からは、溶湯を５×１０^３℃／秒以下、１０^３℃／秒以下、５℃×１０^２℃／秒以下の速度で冷却してもよい。一方、平均粒径が１０μｍ以下の主相を得る観点からは、溶湯を５℃／秒以上、１０℃／秒以上、又は１０^２℃／秒以上の速度で冷却してもよい。また、主相はＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相であり、主相の周囲に粒界相が存在する。そして、粒界相中には、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ない。このような主相及び粒界相を得るには、上述の速度で溶湯を冷却することが寄与する。

溶湯を上述した速度で冷却することができれば、その方法は特に制限されないが、典型的には、ブックモールドを用いる方法、ストリップキャスト法等が挙げられる。上述の速度を安定して得られ、かつ大量の溶湯を連続的に冷却することができる観点からは、ストリップキャスト法が好ましい。

ブックモールドは、平板状のキャビティを有する鋳造用金型である。キャビティの厚さは、上述の冷却速度が得られるように適宜決定すればよい。キャビティの厚さは、例えば、０．５ｍｍ以上、１ｍｍ以上、２ｍｍ以上、３ｍｍ以上、４ｍｍ以上、又は５ｍｍ以上であってよく、２０ｍｍ以下、１５ｍｍ以下、１０ｍｍ以下、９ｍｍ以下、８ｍｍ以下、７ｍｍ以下、又は６ｍｍ以下であってよい。

次にストリップキャスト法について、図面を用いて説明する。図２は、ストリップキャスト法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。

冷却装置７０は、溶解炉７１、タンディッシュ７３、及び冷却ロール７４を備える。溶解炉７１において原材料が溶解され、上述の組成を有する溶湯７２が準備される。溶湯７２はタンディッシュ７３に一定の供給量で供給される。タンディッシュ７３に供給された溶湯７２は、タンディッシュ７３の端部から自重によって冷却ロール７４に供給される。

タンディッシュ７３は、セラミックス等で構成され、溶解炉７１から所定の流量で連続的に供給される溶湯７２を一時的に貯湯し、冷却ロール７４への溶湯７２の流れを整流することができる。また、タンディッシュ７３は、冷却ロール７４に達する直前の溶湯７２の温度を調整する機能をも有する。

冷却ロール７４は、銅やクロムなどの熱伝導性の高い材料から形成されており、冷却ロール７４の表面は、高温の溶湯との浸食を防止するため、クロムメッキ等が施される。冷却ロール７４は、図示していない駆動装置により、所定の回転速度で矢印方向に回転することができる。

上述の冷却速度を得るためには、冷却ロール７４の周速は、０．５ｍ／ｓ以上、１．０ｍ／ｓ以上、又は１．５ｍ／ｓ以上であってよく、３．０ｍ／ｓ以下、２．５ｍ／ｓ以下、又は２．０ｍ／ｓ以下であってよい。

タンディッシュ７３の端部から冷却ロール７４に供給されるときの溶湯の温度は、１３５０℃以上、１４００℃以上、又は１４５０℃以上であってよく、１６００℃以下、１５５０℃以下、又は１５００℃以下であってよい。

冷却ロール７４の外周上で冷却され、凝固された溶湯７２は、磁性合金７５となって冷却ロール７４から剥離し、回収装置（図示しない）で回収される。磁性合金７５の形態は、薄帯又は薄片が典型的である。ストリップキャスト法を用いて溶湯を冷却する際の雰囲気は、溶湯の酸化等を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈粉砕〉
上述のようにして得られた磁性薄帯又は磁性薄片を粉砕し、磁性粉末を得る。粉砕の方法は特に限定されないが、例えば、磁性薄帯又は磁性薄片を粗粉砕した後、ジェットミル及び／又はカッターミル等で、さらに粉砕する方法等が挙げられる。粗粉砕の方法としては、例えば、ハンマミルを用いる方法、並びに磁性薄帯及び／又は磁性薄片を水素脆化粉砕する方法等が挙げられる。これらの方法を組み合わせてもよい。

粉砕後の磁性粉末の粒径は、磁性粉末を焼結することができれば特に限定されない。磁性粉末の粒径は、例えば、Ｄ_５０で、１μｍ以上、５μｍ以上、１０μｍ以上、２０μｍ以上、３０μｍ以上、４０μｍ以上、５０μｍ以上、６０μｍ以上、７０μｍ以上、８０μｍ以上、又は９０μｍ以上であってよく、３０００μｍ以下、２０００μｍ以下、１０００μｍ以下、９００μｍ以下、８００μｍ以下、７００μｍ以下、６００μｍ以下、５００μｍ以下、４００μｍ以下、３００μｍ以下、２００μｍ以下、又は１００μｍ以下であってよい。

〈焼結〉
磁性粉末を９００〜１１００℃で焼結して、焼結体を得る。無加圧で焼結して、焼結体の密度を高めるため、長時間にわたり、高温で焼結する。焼結温度は、例えば、９００℃以上、９５０℃以上、又は１０００℃以上であってよく、１１００℃以下、１０５０℃以下、又は、１０４０℃以下であってよい。焼結時間は、例えば、１時間以上、２時間以上、３時間以上、又は４時間以上であってよく、２４時間以下、１８時間以下、１２時間以下、又は６時間以下であってよい。焼結中の磁性粉末の酸化を抑制するため、焼結雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

焼結体の密度を向上させるため、典型的には、焼結前に予め磁性粉末を圧粉し、その圧粉体を焼結する。圧粉時の成形圧力は、例えば、５０ＭＰａ以上、１００ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以上、又は３００ＭＰａ以上であってよく、１０００ＭＰａ以下、８００ＭＰ以下、又は６００ＭＰａ以下であってよい。焼結体に異方性を付与するため、磁性粉末に磁場を印加しながら圧粉してもよい。印加する磁場は、０．１Ｔ以上、０．５Ｔ以上、１．０Ｔ以上、１．５Ｔ以上、又は２．０Ｔ以上であってよく、１０．０Ｔ以下、８．０Ｔ以下、６．０Ｔ以下、又は４．０Ｔ以下であってよい。

〈改質材準備〉
モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓで表される組成を有する改質材を準備する。改質材の組成を表す式において、Ｒ^２及びＭ^２並びにｓについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

改質材準備の方法としては、例えば、改質材の組成を有する溶湯から、液体急冷法又はストリップキャスト法等を用いて薄帯及び／又は薄片等を得る方法が挙げられる。この方法では、溶湯が急冷されるため、改質材中に偏析が少なく、好ましい。また、改質材準備の方法としては、例えば、ブックモールド等の鋳型に、改質材の組成を有する溶湯を鋳造することが挙げられる。この方法では、比較的簡便に多量の改質材を得られる。改質材の偏析を少なくするためには、ブックモールドは、熱伝導率の高い材料で造られていることが好ましい。また、鋳造材を均一化熱処理して、偏析を抑制することが好ましい。さらに、改質材準備の方法としては、容器に改質材の原材料を装入し、その容器中で原材料をアーク溶解して、その溶融物を冷却して鋳塊を得る方法が挙げられる。この方法では、原材料の融点が高い場合でも、比較的容易に改質材を得ることができる。改質材の偏析を少なくする観点から、鋳塊を均一化熱処理することが好ましい。

〈拡散浸透〉
磁性粉末を焼結して得た焼結体に改質材を拡散浸透する。拡散浸透の方法としては、典型的には、焼結体に改質材を接触させて接触体を得て、その接触体を加熱して、改質材の融液を焼結体の内部に拡散浸透する。改質材の融液は、図１Ａの粒界相２０を通じて、拡散浸透する。そして、改質材の融液が粒界相２０中で凝固し、主相１０同士を磁気分断して、保磁力、特に、高温での保磁力が向上する。

接触体の態様は、焼結体に改質材が接触していれば、特に制限はない。接触体の態様としては、焼結体にストリップキャスト法で得た薄帯及び／又は薄片の改質材を接触させた態様、あるいは、ストリップキャスト材、ブックモールド材、及び／又はアーク溶解凝固材を粉砕した改質材粉末を焼結体に接触させる態様等が挙げられる。

拡散浸透温度は、改質材が焼結体の内部に拡散浸透し、かつ、主相が粗大化しない温度であれば特に制限はない。典型的には、拡散浸透温度は、改質材の融点以上、磁性粉末の焼結温度以下である。拡散浸透温度は、例えば、７５０℃以上、７７５℃以上、又は８００℃以上であってよく、１０００℃以下、９５０℃以下、９２５℃以下、又は９００℃以下であってよい。

改質材の拡散浸透を、後述する所定の条件での熱処理と兼ねてもよい。この場合には、改質材の加熱及び冷却条件を、所定の条件での熱処理の条件と同様にする。これにより、改質材の拡散浸透で主相同士を磁気分断するとともに、主相と粒界相との接触面がファセット界面になり、保磁力、特に高温での保磁力が一層向上する。

改質材の拡散浸透に際しては、１００モル部の焼結体に対して、ｔモル部の改質材を焼結体に接触させる。ｔについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

焼結体の主相が粗大化しない温度で改質材を拡散浸透するため、改質材の拡散浸透前の主相の平均粒径と、改質材の拡散浸透後の主相の平均粒径は、実質的に同じ範囲の大きさである。主相の平均粒径及び結晶構造については、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

改質材の拡散浸透中は、焼結体及び改質材の酸化を抑制するため、拡散浸透雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈二合金法〉
焼結体に改質材を拡散浸透するのに代えて、磁性粉末と改質材粉末を混合して混合粉末を得て、混合粉末を焼結し焼結体を得てもよい。

改質材粉末に混合される磁性粉末は、磁性粉末を焼結する場合と同様のものを用いることができる。改質材粉末は次のようにして得られる。

モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓで表される組成を有する改質材粉末を準備する。改質材粉末の組成を表す式において、Ｒ^２及びＭ^２並びにｓについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

改質材粉末の準備方法としては、例えば、改質材粉末の組成を有する溶湯を、液体急冷法又はストリップキャスト法等を用いて薄帯等を得て、その薄帯を粉砕する方法が挙げられる。この方法では、溶湯が急冷されるため、改質材粉末中に偏析が少ない。また、改質材粉末の準備方法としては、例えば、ブックモールド等の鋳型に、改質材粉末の組成を有する溶湯を鋳造し、その鋳造材を粉砕する方法が挙げられる。この方法では、比較的簡便に多量の改質材粉末を得られる。改質材粉末中の偏析を少なくするためには、ブックモールドは、熱伝導率の高い材料で造られていることが好ましい。また、鋳造材を均一化熱処理して、偏析を抑制することが好ましい。さらに、改質材粉末の準備方法としては、容器に改質材粉末の原材料を装入し、その容器中で原材料をアーク溶解して、溶融物を冷却して鋳塊を得て、その鋳塊を粉砕する方法が挙げられる。この方法では、原材料の融点が高い場合でも、比較的容易に改質材粉末を得ることができる。改質材粉末の偏析を少なくする観点から、鋳塊を予め均一化熱処理しておくことが好ましい。

磁性粉末と改質材粉末を混合し、その混合粉末を焼結する。混合後、焼結前に、磁性粉末と改質材粉末の混合粉末を圧粉しておいてもよい。

圧粉は磁場中で行ってもよい。磁場中で圧粉することにより、圧粉体に異方性を付与することができ、その結果、焼結体に異方性を付与することができる。圧粉時の成形圧力は、例えば、５０ＭＰａ以上、１００ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以上、又は３００ＭＰａ以上であってよく、１０００ＭＰａ以下、８００ＭＰ以下、又は６００ＭＰａ以下であってよい。印加する磁場は、０．１Ｔ以上、０．５Ｔ以上、１．０Ｔ以上、１．５Ｔ以上、又は２．０Ｔ以上であってよく、１０．０Ｔ以下、８．０Ｔ以下、６．０Ｔ以下、又は４．０Ｔ以下であってよい。

上述のようにして得た圧粉体を無加圧焼結して焼結体を得る。圧粉体を無加圧で焼結して、焼結体の密度を高めるため、長時間にわたり、高温で焼結する。焼結温度は、例えば、９００℃以上、９５０℃以上、又は１０００℃以上であってよく、１１００℃以下、１０５０℃以下、又は、１０４０℃以下であってよい。焼結時間は、例えば、１時間以上、２時間以上、３時間以上、又は４時間以上であってよく、２４時間以下、１８時間以下、１２時間以下、又は６時間以下であってよい。焼結中の圧粉体の酸化を抑制するため、焼結雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

このようにして無加圧焼結すると、単に焼結体が得られるだけでなく、磁性粉末中の粒界相を通じて、改質材が拡散浸透する。これにより、主相が磁気分断されて、保磁力、特に高温での保磁力が向上する。

混合粉末の焼結に際しては、１００モル部の磁性粉末に対して、ｔモル部の改質材粉末を混合して焼結する。ｔについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

磁性粉末の主相が粗大化しない温度で混合粉末を焼結するため、焼結前の主相の平均粒径と、焼結後の拡散浸透後の主相の平均粒径は、実質的に同じ範囲の大きさである。主相の平均粒径及び結晶構造については、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

〈熱処理〉
任意で、焼結体を所定の条件で熱処理（以下、このような熱処理を「特定熱処理」ということがある。）してもよい。特定熱処理により、主相と粒界相との接触面をファセット界面にして、保磁力、特に高温での保磁力を向上させることができる。

特定熱処理は焼結体に対して施すことができ、改質材の拡散浸透前の焼結体を特定熱処理してもよいし、改質材の拡散浸透後の焼結体を特定熱処理してもよい。二合金法で得た焼結体を特定熱処理してもよい。改質材の拡散浸透と特定熱処理を兼ねてもよく、この場合には、特定熱処理と同様の条件で改質材を拡散浸透する。また、特定熱処理を複数回行ってもよい。例えば、改質材の拡散浸透を特定熱処理と兼ねた場合で、改質材を拡散浸透した焼結体を、さらに特定熱処理してもよい。あるいは、焼結体に改質材を拡散浸透する場合、改質材の拡散浸透の前後両方で、特定熱処理してもよい。すなわち、焼結材の改質材を拡散浸透する場合、改質材を拡散浸透する前及び後の少なくともいずれかで、特定熱処理をしてもよい。また、いずれの場合にも、室温の焼結体を加熱して特定熱処理をしてもよいし、焼結体を室温にすることなく、前段の工程から引き続いて、焼結体を特定熱処理してもよい。

特定熱処理の条件は、焼結体を８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する。

保持温度が８５０℃以上であれば、粒界相の一部、特に、主相と粒界相の接触面付近を溶融することができる。この観点からは、保持温度は、９００℃以上、９２０℃以上、又は９４０℃以上であってもよい。一方、保持温度が１０００℃以下であれば、主相の粗大化を回避できる。この観点からは、保持温度は、９９０℃以下、９８０℃以下、９７０℃以下、又は９５０以下であってもよい。

保持時間が５０分以上であれば、保持中に主相と粒界相の接触面付近の溶融が開始する。この観点からは、保持時間は、６０分以上、８０分以上、１００分以上、１２０分以上、又は１４０分以上であってもよい。一方、３００分以下であれば、主相の粗大化を開始できる。この観点からは、保持時間は、２５０分以下、２００分以下、１８０分以下、又は１６０分以下であってもよい。

上述した保持温度から、４５０〜７００℃までの温度領域まで、可能な限り徐冷するほど、主相と粒界相との接触面がファセット界面になり易い。この観点からは、冷却速度は、５．０℃／分以下、４．０℃／分以下、３．０℃／分以下、２．０℃／分以下、１．０℃／分以下、０．９℃／分以下、０．８℃／分以下、０．７℃／分以下、０．６℃／分以下、０．５℃／分以下、０．４℃／分以下、０．３℃／分以下、又は０．２℃／分以下であってよい。一方、製造性の観点からは、０．１℃／分以上であってよい。

ファセット界面を得る観点からは、徐冷の終了温度は、４５０℃以上、５００℃以上、又は５５０℃以上であってよく、７５０℃以下、７００℃以下、６５０℃以下、又は６００℃以下であってよい。

４５０〜７００℃まで冷却した後は、そのまま室温まで冷却してもよい。その際、冷却速度に特に制限はない。あるいは、４５０〜７００℃まで冷却した後、その範囲で一定時間保持した後、室温まで保持してもよい。４５０〜７００℃の範囲で、一定時間保持することによって、主相間に粒界相の成分が拡散して、主相が一層強固に粒界相の成分で包囲されることによって、保磁力が一層向上する。この観点から、保持温度は、４５０℃以上、５００℃以上、又は５５０℃以上であってよく、７５０℃以下、７００℃以下、６５０℃以下、又は６００℃以下であってよい。また、保持時間は、１０分以上、２０分以上、３０分以上、４０分以上、又は５０分以上であってよく、３００分以下、２５０分以下、２００分以下、１８０分以下、１６０分以下、１４０分以下、１２０分以下、１００分以下、８０分以下、又は６０分以下であってよい。また、上述の温度及び時間で保持し、室温まで冷却した後、再度、上述の温度及び時間で保持し、室温まで冷却することを複数回行ってもよい。

特定熱処理中の焼結体の酸化を抑制するため、特定熱処理雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈変形〉
これまで説明してきたこと以外でも、本開示の希土類磁石及びその製造方法は、特許請求の範囲に記載した内容の範囲内で種々の変形を加えることができる。例えば、二合金法で得た焼結体に、さらに、改質材を拡散浸透してもよい。その際、改質材の拡散浸透と特定熱処理を兼ねてもよい。

以下、本開示の希土類磁石及びその製造方法を実施例及び比較例により、さらに具体的に説明する。なお、本開示の希土類磁石及びその製造方法は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

《試料の準備》
次の手順で、実施例１〜６及び比較例１〜７の試料を準備した。なお、実施例１〜４及び比較例１〜４の試料は、改質材を拡散浸透しなかった試料であり、実施例５〜６及び比較例５〜７の試料は、改質材を拡散浸透した試料である。

〈実施例１〜４及び比較例１〜４の試料の準備〉
表１に示した組成のストリップキャスト材（磁性薄帯）を準備した。このストリップキャスト材を水素脆化で粗粉砕した後、さらにジェットミルを用いて粉砕し、磁性粉末を得た。ストリップキャスト法を用いて溶湯を冷却したとき、溶湯の冷却速度は、１０^３℃／秒であった。また、磁性粉末の粒径はＤ_５０で３．０μｍであった。

磁性粉末を１０５０℃で４時間にわたり無加圧焼結（無加圧液相焼結）した。焼結後、室温まで冷却した焼結体を特定熱処理した。特定熱処理の条件は、焼結体を９５０℃に加熱し、９５０℃（第１保持温度）で１６０秒にわたり保持し、そして、５００〜６５０℃まで、１．０℃／分の速度で冷却した。さらに、その焼結体を、表１に示した第２保持温度で６０秒にわたり保持した後、放冷した。

〈実施例５〜６及び比較例５〜７の試料の準備〉
表２に示した組成のストリップキャスト材（磁性薄帯）を準備した。このストリップキャスト材を水素脆化で粗粉砕した後、さらにジェットミルを用いて粉砕し、磁性粉末を得た。ストリップキャスト法を用いて溶湯を冷却したとき、溶湯の冷却速度は、１０^３℃／秒であった。また、磁性粉末の粒径はＤ_５０で３．０μｍであった。

磁性粉末を１０５０℃で４時間にわたり無加圧焼結（無加圧液相焼結）した。焼結後、室温まで冷却した焼結体に改質材を拡散浸透した。拡散浸透は、焼結体に改質材薄帯を接触させた接触体を、９５０℃で１６５分にわたり保持して行った。そして、５００〜６５０℃まで、１．０℃／分の速度で冷却して、特定熱処理を兼ねて、改質材を拡散浸透した。さらに、その焼結体を、表２に示した第２保持温度で６０秒にわたり保持した後、放冷した。改質材の組成はＴｂ_０．８２Ｃｕ_０．１８であり、改質材の拡散浸透量は、１００モル部の焼結体に対して、１．４モル部であった。

《評価》
振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて、各試料の磁気特性を３００Ｋ及び４５３Ｋで測定した。４５３Ｋでの残留磁化については、残留磁化の温度係数で評価した。残留磁化の温度係数は、式〔｛（４５３Ｋでの残留磁化）−（３００Ｋでの残留磁化）｝／（４５３Ｋ−３００Ｋ）〕×１００で算出される値である。残留磁化の温度係数の絶対値が小さいほど、高温での残留磁化の低下が少なく、残留磁化の温度係数の絶対値は０．１以下であることが好ましい。

各試料について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察を行い、主相の平均粒径を求めた。また、各試料について、Ｘ線回折分析を行い、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率を求め、さらに「《希土類磁石》」で説明した方法で、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率を求めた。さらに、各試料について、組織パラメタαを求めた。

実施例２及び比較例３の試料については、ＳＥＭ−ＥＤＸ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、主相及び粒界相の組成分析（線分析）をした。さらに、実施例２の試料については、主相と粒界相の接触面をＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察した。

結果を表１−１及び表１−２並びに表２−１及び表２−２に示す。図３は、実施例２の試料の減磁曲線を示すグラフである。図４は、比較例３の試料の減磁曲線を示すグラフである。図５Ａは、実施例２の試料のＳＥＭ観察結果を示すＳＥＭ像である。図５Ｂは、実施例２の試料のＳＥＭ観察結果を示す反射電子像である。図５Ｃは、図５Ａ及び図５Ｂの白線で示した部位をＳＥＭ−ＥＤＸ分析（線分析）した結果を示すグラフである。図６Ａは、比較例３の試料のＳＥＭ観察結果を示すＳＥＭ像である。図６Ｂは、比較例３の試料のＳＥＭ観察結果を示す反射電子像である。図６Ｃは、図６Ａ及び図６Ｂの白線で示した部位をＳＥＭ−ＥＤＸ分析（線分析）した結果を示すグラフである。図７は、実施例２の試料について、主相と粒界相の接触面付近を組織観察した結果を示すＴＥＭ像である。なお、図５Ｃ及び図６Ｃ中で、２−１４−１相とは、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相、すなわち、主相を意味する。また、図６Ｃ中で、１−２相とは、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を意味する。

表１−１及び表１−２並びに図３及び図４から、実施例１〜４の試料は、角形性と高温での残留磁化の両方に優れていることを確認できた。これに対して、比較例１〜４の試料は、角形性と高温での残留磁化のうち、そのいずれか又は両方が劣っていることを確認できた。表２−１及び表２−２から、改質材を拡散浸透した実施例５〜６及び比較例５〜７の試料についても、改質材を拡散浸透していない実施例１〜４及び比較例１〜４の試料と同様の結果が得られていることを確認できた。

図５Ａ、図５Ｂ、及び図５Ｃから、実施例２の試料では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在量が非常に少ないことを確認できた。また、図５Ｃにおいて、粒界相の組成は、（Ｎｄ_０．９３Ｌａ_０．７）_４．３Ｆｅで表されており、実施例２の全体組成でのＬａのモル比（０．０５）よりも、粒界相でのＬａのモル比（０．７）が大きくなっていることが認められた。このことから、Ｌａは粒界相に存在し易く、それ故、粒界相に生成し易いＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の抑制に寄与し易いことを確認できた。これに対して、図６Ａ、図６Ｂ、及び図６Ｃから、比較例３の試料では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在量が比較的多いことを確認できた。また、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は、図８Ｂで示した隣接部２２に相当する部位に多く存在していることを確認できた。

図７は、実施例２の試料について、主相と粒界相の接触面付近を組織観察したＴＥＭ像である。図７の左上の主相粒子に対して（００１）電子線を入射してその組織を観察した。図７の破線で示したように、ファセット界面として、（００１）、（１１０）、及び（１１１）の低指数面が主相の外周に存在している。このことから、主相と粒界相の接触面がファセット界面であることを理解できた。

以上の結果から、本開示の希土類磁石及びその製造方法の効果を確認できた。

１０ 主相
１５ 接触面
２０ 粒界相
２２ 隣接部
２４ 三重点
２６ ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相
７０ 冷却装置
７１ 溶解炉
７２ 溶湯
７３ タンディッシュ
７４ 冷却ロール
７５ 磁性合金
１００ 本開示の希土類磁石
２００ 従来の希土類磁石

Claims (15)

1. 主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
   モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０．０２≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、及び
   ０≦ｖ≦２．０
   である。）で表され、
   前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
   前記主相の平均粒径が１〜１０μｍであり、かつ、
   前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．６０以下の割合である、
   希土類磁石。
2. 主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
   モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔ（ただし、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０．０２≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、
   ０≦ｖ≦２．０、
   ０．０５≦ｓ≦０．４０、及び
   ０．１≦ｔ≦１０．０
   である。）で表され、
   前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
   前記主相の平均粒径が１〜１０μｍであり、かつ、
   前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．６０以下の割合である、
   希土類磁石。
3. 前記ｔが０．５≦ｔ≦２．０を満足する、請求項２に記載の希土類磁石。
4. 前記Ｒ^２がＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、請求項２又は３に記載の希土類磁石。
5. 式Ｈ_ｃ＝α・Ｈ_ａ−Ｎ_ｅｆｆ・Ｍ_ｓ（Ｈ_ｃは保磁力、Ｈ_ａは異方性磁界、Ｍ_ｓは飽和磁化、かつ、Ｎ_ｅｆｆは自己減磁界係数）で表される組織パラメタαが０．３０〜０．７０である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の希土類磁石。
6. 前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の希土類磁石。
7. 請求項１に記載の希土類磁石の製造方法であって、
   モル比での式（Ｒ^１ _{（１−ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１−ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００−ｙ−ｗ−ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０．０２≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、及び
   ０≦ｖ≦２．０
   である。）で表される組成を有する溶湯を準備すること、
   前記溶湯を１〜１０^４℃／秒の速度で冷却して、磁性薄帯又は磁性薄片を得ること、
   前記磁性薄帯又は前記磁性薄片を粉砕して、磁性粉末を得ること、及び、
   前記磁性粉末を９００〜１１００℃で焼結して、焼結体を得ること
   を含む、希土類磁石の製造方法。
8. 前記焼結体を８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、請求項７に記載の希土類磁石の製造方法。
9. モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材を準備すること、及び
   前記焼結体に前記改質材を拡散浸透すること、
   をさらに含む、請求項７又は８に記載の希土類磁石の製造方法。
10. 前記焼結体に前記改質材を接触させて接触体を得て、前記接触体を９００〜１０００℃に加熱し、９００〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却して、前記焼結体に前記改質材を拡散浸透する、請求項９に記載の希土類磁石の製造方法。
11. 前記改質材の拡散浸透の前又は後の少なくともいずれかに、前記焼結体を８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、請求項９又は１０に記載の希土類磁石の製造方法。
12. モル比での式Ｒ^２ _{（１−ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材粉末を準備すること、
    前記磁性粉末と前記改質材粉末を混合して、混合粉末を得ること、
    前記混合粉末を９００〜１１００℃で焼結して、焼結体を得ること
    を含む、請求項７に記載の希土類磁石の製造方法。
13. 前記混合粉末を焼結して得た前記焼結体を、８５０〜１０００℃で５０〜３００分にわたり保持した後、０．１〜５．０℃／分の速度で４５０〜７００℃まで冷却する、請求項１２に記載の希土類磁石の製造方法。
14. 前記Ｒ^２がＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、請求項９〜１３のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。
15. 前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、請求項７〜１４のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。

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