JP5163630B2 - 希土類磁石およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、ナノサイズの結晶粒径を有する多結晶から成る希土類磁石およびその製造方法に関する。
ネオジム磁石（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ）で代表される希土類磁石は、磁束密度が高く極めて強力な永久磁石として種々の用途に用いられている。ここで、更に優れた磁気特性を得るために、ナノサイズの結晶粒径を確保する必要がある。
ナノサイズの結晶粒径を実現する方法として、磁石組成の溶湯を単ロール法、双ロール法等によって急冷し、薄帯を得る方法が行なわれている。急冷時の冷却速度が大き過ぎると部分的にまたは完全にアモルファス組織になる。アモルファス組織は適当なアニール処理により結晶化できるが、急冷により直接生成した結晶組織よりも粒径が大きくなる。
従来の焼結磁石では、数μm程度の多磁区Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒子を使用しているため、高い保磁力を発現させるためには、磁壁の移動や発生を防止する障壁として粒界相の存在が必要である。
例えば、特許文献１、２には、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、イットリウム（Ｙ）および硼素（Ｂ）を含む合金溶湯を回転する冷却ロールに供給して急冷薄帯とし、これを昇温速度１５０〜２５０℃／minで熱処理して結晶化させる方法が開示されている。これにより、上記成分元素を含み多結晶から成る希土類磁石用合金薄帯が得られる。
しかし、粒界相には何ら配慮がなされておらず、保磁力の向上の余地があった。
更に、従来は室温の保磁力で評価されてきたが、ハイブリッド自動車用のモーターとしては使用温度域の１６０℃付近での保磁力で評価する必要がある。
特開２００７−２５１０３７号公報 特開２００８−０６９４４４号公報
本発明は、粒界相の存在により結晶粒のナノサイズ化を促進して保磁力を高めた希土類磁石およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記の課題を達成するために、本発明の希土類磁石は、
組成式：ＲａＨｂＦｅｃＣｏｄＢｅＭｆ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種
Ｈ：ＤｙおよびＴｂの重希土類元素の少なくとも１種
Ｍ：Ｇａ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｐ、Ｃ、ＭｇおよびＶの少なくとも１種
１３≦ａ≦２０
０≦ｂ≦４
ｃ＝１００−ａ−ｂ−ｄ−ｅ−ｆ
０≦ｄ≦３０
４≦ｅ≦２０
０≦ｆ≦３
で表される組成を有し、
主相 ： (ＲＨ)２(ＦｅＣｏ)１４Ｂ相
粒界相： (ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相およびＲＨ相
から成り、結晶粒径が１０〜２００ｎｍ
である組織を有する、
ことを特徴とする。
本発明の希土類磁石の製造方法は、
組成式：ＲａＨｂＦｅｃＣｏｄＢｅＭｆ
Ｒ：Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種
Ｈ：ＤｙおよびＴｂの重希土類元素の少なくとも１種
Ｍ：Ｇａ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｐ、Ｃ、ＭｇおよびＶの少なくとも１種
１３≦ａ≦２０
０≦ｂ≦４
ｃ＝１００−ａ−ｂ−ｄ−ｅ−ｆ
０≦ｄ≦３０
４≦ｅ≦２０
０≦ｆ≦３
で表される組成を有する合金溶湯を急冷凝固させることにより、
主相 ： (ＲＨ)２(ＦｅＣｏ)１４Ｂ相
粒界相： (ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相およびＲＨ相
から成り、結晶粒径が１０〜２００ｎｍ
である組織を生成させることを特徴とする。
本発明の希土類磁石は、主相：(ＲＨ)２(ＦｅＣｏ)１４Ｂ相と、粒界相：(ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相およびＲＨ相とから成り、結晶粒径が１０〜２００ｎｍであることにより、高い保磁力を達成できる。
本発明の希土類磁石の製造方法は、上記の結晶組織が生成する冷却速度で急冷凝固を行なうことにより、高い保磁力を備えた希土類磁石を製造することができる。
急冷凝固時にアモルファスが生成した場合はアニールにより結晶化することができる。
図１は、本発明のナノ多結晶希土類磁石の急冷リボンを作製に用いる単ロールを示す模式図である。 図２は、実施例１で作製した急冷リボンの磁気特性測定結果を示すグラフである。 図３は、実施例１で作製した急冷リボンの粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相比率に対する保磁力の関係を示すグラフである。 図４は、実施例１で作製した急冷リボンのＸＲＤチャートを示すグラフである。 図５は、実施例１で作製した種々の粒界相体積分率の急冷リボンの粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相比率に対する保磁力の関係を示すグラフである。 図６は、実施例２で作製した急冷リボンの磁気特性測定結果を示すグラフである。 図７は、実施例２で作製した急冷リボンのＧａ添加量と保磁力の関係を示すグラフである。 図８は、実施例２で作製した急冷リボンの磁気特性に対するＤｙ添加の影響を示すグラフである。 図９は、実施例３で作製した急冷リボンの磁気特性測定結果を示すグラフである。 図１０は、実施例３で作製した急冷リボンの破断面のＳＥＭ像を示す写真である。 図１１は、実施例３で作製した急冷リボンの結晶粒径と保磁力との関係を示すグラフである。 図１２は、実施例４で作製した急冷リボンの磁気特性測定結果を示すグラフである。 図１３は、実施例４で作製した他の急冷リボンの磁気特性測定結果を示すグラフである。 図１４は、実施例５で作製した急冷リボンのアニール時の昇温速度と保磁力との関係を示すグラフである。 図１５は、実施例５におけるアニール時の組織変化の過程を示す模式図である。 図１６は、実施例６で作製した急冷リボンの保磁力と測定温度との関係を示すグラフである。 図１７は、実施例６で作製した急冷リボンのＴＥＭ像を示す写真である。 図１８は、実施例６で作製した他の急冷リボンの保磁力と測定温度との関係を示すグラフである。 図１９は、実施例６で作製した急冷リボンの粒界相の変化と温度に対する保磁力低下率との関係を説明する模式図である。
本発明のナノサイズの結晶粒径は、これは単磁区粒子径以下すなわち１０〜２００ｎｍであることが好ましく、更に好ましくは１０〜５０ｎｍである。
本発明の希土類磁石は典型的には、組成式ＮｄａＦｅｃＢｅで表され、１３≦ａ≦２０、４≦ｅ≦２０、ｃ＝１００−ａ−ｅである組成を有し、組織が主相：Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相と、粒界相：ＮｄＦｅ４Ｂ４相およびＮｄ相とから成る。
粒界相を構成するＮｄＦｅ４Ｂ４相とＮｄ相との相比率（体積率）は、ＮｄＦｅ４Ｂ４相：Ｎｄ相＝２０：８０〜８０：２０であることが好ましい。
本発明の希土類磁石は、急冷凝固したままの状態で常温での保磁力として、添加元素Ｍなしの純三元系ＮｄＦｅＢの場合は１５ｋＯｅ以上が得られ、添加元素Ｍありの場合は２０ｋＯｅ以上が得られる。
本発明の希土類磁石は、保磁力の温度低下率が０．４２％／℃以下、好ましくは０．４０％／℃以下である。
組織は、結晶質が９５％以上（体積率）であることが好ましい。
本発明の希土類磁石の製造方法において、冷却速度５×１０５Ｋ／ｓ以上の急冷とし、好ましくは２×１０６Ｋ／ｓ以下とすることでアモルファス組織の生成が抑制されナノサイズの結晶組織が生成し易くなる。急冷時の冷却速度が大きすぎる（例えば２×１０６Ｋ／℃を超える）場合は、アモルファスが生成する。急冷法としては単ロール法、双ロール法などを用いることができるが、特にこれらに限定しない。
急冷凝固時にアモルファスが生成した場合は、アニールにより結晶化してもよい。
本発明の方法において、合金が溶湯の状態から凝固完了するまでの工程は、非酸化性雰囲気中で行なうことが好ましい。
〔実施例１〕
表１に示した本発明による組成ａ〜ｅのＮｄＦｅＢＧａ合金のインゴットをアーク溶解で作製した。組成ａ〜ｅは、粒界相（ＮｄＦｅ４Ｂ４相＋Ｎｄ相）の体積分率が１８％（一定）となるようにＮｄＦｅＢ三元平衡状態図上で選択した。表1には、ＮｄＦｅＢ三元平衡状態図上で計算により求めた、粒界相のＮｄＦｅ４Ｂ４相：Ｎｄ相の比率も併せて示した。
上記インゴットから図１に示した単ロール炉を用いて、表２の条件で急冷リボンを作製した。矢印１方向に回転する単ロール２の外周面に、ノズル３から合金溶湯を噴射すると急冷凝固してリボン４となる。
得られた急冷リボンの磁気特性をＶＳＭ（Lake Shore製、7410型）にて測定した。また、ＸＲＤ（Rigaku製、RINT-2000）にてリボンの結晶構造を解析した。
図２に磁気特性測定結果を示す。保磁力は粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相比率が増加すると共にａ→ｃの順で増加し、ｃの組成Ｎｄ１６Ｆｅ７４Ｂ９Ｇａ１で最大値をとった後、更にＮｄＦｅ４Ｂ４相比率が増加するとｃ→ｅの順で低下した。Ｍｒ／Ｍａｔ２７ｋＯｅの値が一定であることから、結晶粒間の交換結合性に差はなく、主相Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの粒径の差が保磁力の差となったと考えられる。図３に、粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相比率に対して保磁力をプロットして示す。
粒界相中の相比率によって主相粒径が変化する要因として、主相と包晶関係にあるＮｄＦｅ４Ｂ４相の比率（体積率）が組成ａから組成ｃまで増加するに伴い主相の粗大化が抑制され、結晶粒微細化により保磁力が増加したと考えられる。しかし、ＮｄＦｅ４Ｂ４相の比率（体積率）が組成ｃを超えて増加すると、主相の核生成頻度が低下して、主相の結晶粒が粗大化し、保磁力が低下したと考えられる。
図４にＸＲＤの回折チャートを示す。組成ａではＮｄＧａの回折強度が強く明瞭なピークが認められるので、添加元素ＭとしてのＧａは、粒界相のＮｄと化合物を作っていることが分かる。
ｂ以降の組成ではＮｄＧａのピークが消え、ＮｄＦｅ４Ｂ４相のピーク強度が増加した。ｂ以降の組成では粒界相のＮｄＦｅ４Ｂ４相は結晶質であるが、Ｎｄ相（ＮｄＧａ相）はアモルファスになっていることが考えられる。ａの組成では最終凝固部のＮｄ相の体積分率が多く、局所的に凝集したＮｄ相がゆっくり冷却されて結晶したのに対して、ｂ以降の組成ではＮｄ相の体積分率が少なく、均一に分散したＮｄ相が急冷されてアモルファス化したと考えられる。
一方、組成ｅでは、ＮｄＦｅ４Ｂ４相のピーク強度が急激に大きくなっていることから、反応経路がそれ以前の組成ａ〜ｄとは異なり、初晶がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相ではない可能性がある。そのため、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の粗大化をＮｄＦｅ４Ｂ４相の包晶反応によって阻止できず、保磁力が低下したと考えられる。
その結果、Ｎｄ相が均一に分散し、かつ、ＮｄＦｅ４Ｂ４相の包晶反応を利用できる組成ｃで最も高い保磁力が得られたと考えられる。
＜粒界相の体積分率の影響＞
上記の結果は、粒界相の体積分率を１８％（一定）とした場合であった。ここで更に、粒界相の体積分率を２８％（一定）、１２％（一定）とした場合についても、上記と同様に急冷リボンを作製して、ＶＳＭにて磁気特性を測定した。
図５に、体積分率１２％、１８％、２８％の場合を一括して、粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相比率に対して保磁力をプロットして示す。
図５に示したように、粒界相の体積分率の増加に伴い、保磁力の最大値が増加し、かつ、保磁力が最大になるＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率が増加する。すなわち、ＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率に対する保磁力の変化曲線のピーク位置が図中に破線矢印で示したように右上にシフトしている。この観点から好ましいＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率は、大略下記のように区分できる。
○粒界相の体積分率＜１５％の場合：ＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率＜５０％
○粒界相の体積分率１５％〜２３％の場合：ＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率１５％〜８０％
○粒界相の体積分率＞２３％の場合：ＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率３０〜８０％
〔実施例２〕
＜添加元素の影響＞
本発明によるＮｄ１６Ｆｅ４７Ｂ１０に、重希土類以外の元素としてＧａ、Ｃｒ、Ｓｉ、ＶまたはＮｉを２at％添加した組成のアークインゴットを作製した。各インゴットから図１の単ロール炉を用いて、表３の条件で急冷リボンを作製した。
得られた急冷リボンの磁気特性をＶＳＭにて測定した。
図６に磁気特性測定結果を示す。無添加の組成Ｎｄ１６Ｆｅ４７Ｂ１０に比べて、いずれの元素を添加した場合も保磁力が向上している。添加元素が粒界相と化合物または固溶体を作ることで主相の結晶粒成長を抑制したためであると考えられる。
＜添加量の影響＞
図７に、Ｎｄ１６Ｆｅ４７Ｂ１０にＧａを２at％までの範囲で添加した場合に得られた保磁力を示す。Ｇａの添加量が増加するに従い保磁力が増加した。しかし、添加量を１at％以上に増加しても保磁力は大きく変化しなかった。添加量が増加すると磁化が低下するので、２〜３at％が添加量の上限であると考えられる。
＜重希土類元素の添加の影響＞
図８に、Ｎｄ１６Ｆｅ４７Ｂ１０にＤｙを０．５at％添加した場合と無添加の場合の磁化曲線を示す。無添加の組成Ｎｄ１６Ｆｅ４７Ｂ１０に比べて、わずか０．５at％の添加で磁化を低下させずに、保磁力を増加させることが可能であった。また、Ｄｙを２at％添加した場合は、保磁力が３０ｋＯｅを超えて、ＶＳＭの測定限界を超えたため、測定できなかった。
〔実施例３〕
＜結晶粒径の影響＞
実施例１と同様にして、単ロールを用いて表４の条件で、表５に示す種々の組成１〜５の急冷リボンを作製した。
得られた急冷リボンの磁気特性をＶＳＭにて測定した。
また、ＳＥＭにて急冷リボンの破断面を観察し、結晶粒径を算出した。
図９に磁気特性、図１０にＳＥＭ像を示す。
結晶粒径が細かくなるほど、得られる保磁力が大きくなった。用いたリボンはＮｄＦｅＢベース組成にＧａまたはＧａＣｕを添加した組成であるため、各リボン間で主相Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの結晶時期異方性は変化していない。したがって、保磁力が増加する要因は主相の結晶粒径の微細化によるものと考えられる。
単磁区（ＳＤ）結晶粒径の領域において、体積換算の粒径が一定の傾きの線上にのることが分かった。組成１の保磁力２０．５ｋＯｅの急冷リボンは、粒径分布が大きいため（図１０（１））、保磁力の小さい粗大結晶粒の影響が大きくなり、平均粒径から予想される保磁力を下回っている可能性がある。またＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの異方性磁界を６７ｋＯｅとしたとき、等方性の理論値である３３．５ｋＯｅ（６７ｋＯｅ×１／２）を発現させるためには、１０ｎｍ程度の結晶粒径が必要であることがこの実験結果から予想される。
図１１に組成１〜５について結晶粒径と保磁力との関係を示す。ここで、●プロットは、組成３の急冷リボンをアニール（５７５℃×１ｍｉｎ）した後の粒径と保磁力を示したものであり、結晶粒の粗大化に伴って保磁力が低下しており、他のプロット５点の並ぶ直線のほぼ延長上に並んでいる。この組成変化の範囲では保磁力は結晶粒径と良い相関関係があることが分かる。
〔実施例４〕
＜純三元系ＮｄＦｅＢの急冷リボンの作製＞
ＮｄｘＦｅ１００−３ｘ／２Ｂｘ／２でＸを１１．８、１４、１５、１７（at％）に変化させた純三元系ＮｄＦｅＢの急冷リボンａ〜ｄを、単ロールを用いて表６の条件で作製し、ＶＳＭにより磁気特性を測定した。ただし、粒界相の相比率Ｎｄ：ＮｄＦｅ４Ｂ４＝５９：４１で一定とした。
更に、Ｎｄリッチ組成ｅ（Ｎｄ１５Ｆｅ７０Ｂ１５、粒界相の相比率Ｎｄ：ＮｄＦｅ４Ｂ４＝２２：７８）およびＢリッチ組成ｆ（Ｎｄ２０Ｆｅ６５Ｂ１５、粒界相の相比率Ｎｄ：ＮｄＦｅ４Ｂ４＝４１：５９）についても同様に急冷リボンを作製し、磁気特性を測定した。
図１２、図１３に磁気特性測定結果を示す。
図１２に示すように、組成ａ〜ｄでＮｄ量を増加させると保磁力は２２ｋＯｅで飽和した。これはＮｄ量を増加させても、ある一定以上では主相Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の結晶粒径を微細化することができなくなったためであると考えられる。
一方、図１３に示すように、Ｎｄリッチ、Ｂリッチにした組成ｅ、ｆでは、粒界相ＮｄＦｅ４Ｂ４の体積分率が増加し、磁化は低下するが、保磁力は増加し、Ｎｄ２０Ｆｅ６５Ｂ１５の組成で最大２４．５ｋＯｅの保磁力が発現した。したがって、組成の最適化を行なうことで結晶粒径を微細化し、ナノ多結晶磁石の原料となり得る高磁化、高保磁力の急冷リボンを作製できる可能性が示された。
〔実施例５〕
表７の条件で組成Ｎｄ２０Ｆｅ６５Ｂ１５の急冷リボンを単ロールで作製した。急冷凝固時の冷却速度２×１０６以上で作製した場合、大部分がアモルファスの急冷リボンが作成される。得られたアモルファスをアニールして結晶化させることで、急冷まま（冷却速度５×１０５ｋ／ｓ〜２×１０６ｋ／ｓ）に近い保磁力を得ることが可能である。
本実施例では、急冷リボンを赤外線ランプでアニール（５７５℃×１ｍｉｎ）して結晶化させた。その後、ＶＳＭにて磁気特性を測定した。
図１４にアニールの昇温速度と保磁力との関係を示す。昇温速度が速いほど保磁力が高くなった。これは図１５に模式図で示すように、主相の核生成頻度と粒成長によって最終的な結晶粒径と保磁力がきまるためであると考えられる。
一般に、結晶化のためのアニール条件は、不活性雰囲気、温度５５０〜６５０℃、保持時間０．１〜１０ｍｉｎ、昇温速度２０℃／ｍｉｎ以上好ましくは１２０℃／ｍｉｎ以上である。
〔実施例６〕
＜保磁力の温度依存性＞
本発明による組成(1)Ｎｄ１５Ｆｅ７０Ｂ１５および(2)Ｎｄ１５Ｆｅ７７Ｂ８の急冷リボンを表８の条件で単ロールにて作製し、ＶＳＭにて種々の温度で磁気特性を測定した。
図１６に、各試料について測定温度と保磁力の関係を示す。比較のために、(3)Ｄｙ添加焼結磁石Ｎｄ１１．５Ｄｙ２Ｆｅ８０Ｂ６．５および(4)Ｄｙ無添加焼結磁石Ｎｄ１３．５Ｆｅ８０Ｂ６．５の特性も併せて示した。
室温の保磁力はＤｙ添加焼結磁石(3)の方が本発明のナノ多結晶磁石(1)(2)より高いものの、高温１６０℃ではその関係が逆転して本発明のナノ多結晶磁石(1)(2)の方が高い保磁力を発現する。これは、本発明のナノ多結晶磁石(1)(2)は温度に対する保磁力の低下率がそれぞれ０．３５％／℃、０．３９％／℃であり、比較例(3)の０．４８％／℃よりも小さいためである。
更に、本発明のナノ多結晶磁石(1)(2)同士を比較すると、(1)の方が(2)に比べて保磁力が高く保磁力の低下率が小さい。これは、(2)に比べて(1)の方が、粒界相の体積分率が増加するため、主相Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相間の孤立性が高まったためであると考えられる。
なお、粒界相はＴＥＭにより典型的には図１７に示すように観察できる。
＜添加元素ありの場合＞
図１８、図１９に、Ｇａを添加した場合の、粒界相体積分率とＢリッチ化による保磁力の変化を示す。
粒界相の体積分率が増加し、かつ、粒界相中のＮｄＦｅ４Ｂ４相の相比率も高まったことにより、主相の微細化と主相間の孤立性とが高まり、保磁力が高まり同時に温度による保磁力低下率が小さくなったと考えられる。
本発明により、粒界相の存在により結晶粒のナノサイズ化を促進して保磁力を高めた希土類磁石およびその製造方法が提供される。

Claims (5)

  1. 組成式：ＲａＨｂＦｅｃＣｏｄＢｅＭｆ
    Ｒ：Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種
    Ｈ：ＤｙおよびＴｂの重希土類元素の少なくとも１種
    Ｍ：Ｇａ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｐ、Ｃ、ＭｇおよびＶの少なくとも１種
    １３≦ａ≦２０
    ０≦ｂ≦４
    ｃ＝１００−ａ−ｂ−ｄ−ｅ−ｆ
    ０≦ｄ≦３０
    ４≦ｅ≦２０
    ０≦ｆ≦３
    で表される組成を有し、
    主相 ： (ＲＨ)２(ＦｅＣｏ)１４Ｂ相
    粒界相： (ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相およびＲＨ相
    から成り、結晶粒径が１０〜２００ｎｍ
    である結晶組織を有し、
    粒界相の体積分率が１５％未満の場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相の相比率が５０％未満であり、
    粒界相の体積分率が１５％〜２３％の場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相の相比率が１５％〜８０％であり、
    粒界相の体積分率が２３％を超える場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相の相比率が３０〜８０％であることを特徴とする希土類磁石。
  2. 請求項１において、
    ＲがＮｄであり、
    ｂ＝ｄ＝ｆ＝０
    １３≦ａ≦２０
    ４≦ｅ≦２０
    ｃ＝１００−ａ−ｅ
    である組成式ＮｄａＦｅｃＢｅで表される組成を有し、
    主相：Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相
    粒界相：ＮｄＦｅ４Ｂ４相およびＮｄ相
    から成る組織を有する
    ことを特徴とする希土類磁石。
  3. 組成式：ＲａＨｂＦｅｃＣｏｄＢｅＭｆ
    Ｒ：Ｙを含む希土類元素の少なくとも１種
    Ｈ：ＤｙおよびＴｂの重希土類元素の少なくとも１種
    Ｍ：Ｇａ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｐ、Ｃ、ＭｇおよびＶの少なくとも１種
    １３≦ａ≦２０
    ０≦ｂ≦４
    ｃ＝１００−ａ−ｂ−ｄ−ｅ−ｆ
    ０≦ｄ≦３０
    ４≦ｅ≦２０
    ０≦ｆ≦３
    で表される組成を有する合金溶湯を急冷凝固させることにより、
    主相 ： (ＲＨ)２(ＦｅＣｏ)１４Ｂ相
    粒界相： (ＲＨ)(ＦｅＣｏ)４Ｂ４相およびＲＨ相
    から成り、結晶粒径が１０〜２００ｎｍ
    である結晶組織からなる凝固組織とし、
    粒界相の体積分率が１５％未満の場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ) ４ Ｂ ４ 相の相比率が５０％未満であり、
    粒界相の体積分率が１５％〜２３％の場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ) ４ Ｂ ４ 相の相比率が１５％〜８０％であり、
    粒界相の体積分率が２３％を超える場合は、(ＲＨ)(ＦｅＣｏ) ４ Ｂ ４ 相の相比率が３０〜８０％である
    ことを特徴とする希土類磁石の製造方法。
  4. 請求項３において、上記急冷凝固を冷却速度５×１０５Ｋ／ｓ〜２×１０６Ｋ／ｓで行なうことを特徴とする希土類磁石の製造方法。
  5. 請求項３において、上記急冷凝固によりアモルファスを生成させた後にアニールにより結晶化させて上記組織を生成させることを特徴とする希土類磁石の製造方法。
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