JP5510456B2 - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法および蒸気制御部材 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶粒（Ｒは希土類元素）を主相として有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に関し、特に、軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主たる希土類元素Ｒとして含有し、かつ、軽希土類元素ＲＬの一部が重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種）によって置換されているＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に関している。

また、本発明は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に好適に使用される蒸気制御部材に関している。

Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物を主相とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系の希土類焼結磁石は、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）や、ハイブリッド車搭載用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−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石をモータ等の各種装置に使用する場合、高温での使用環境に対応するため、耐熱性に優れ、高保磁力特性を有することが要求される。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力を向上する手段として、重希土類元素ＲＨを原料として配合し、溶製した合金を用いることが行われている。この方法によると、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の軽希土類元素ＲＬが重希土類元素ＲＨで置換されるため、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶磁気異方性（保磁力を決定する本質的な物理量）が向上する。しかし、軽希土類元素ＲＬを重希土類元素ＲＨで置換するほど、残留磁束密度Ｂ_rが低下してしまうことになる。

一方、重希土類元素ＲＨは希少資源であるため、その使用量の削減が望まれている。これらの理由により、単純に軽希土類元素ＲＬを重希土類元素ＲＨで置換する方法は好ましくない。

比較的少ない量の重希土類元素ＲＨを添加することにより、重希土類元素ＲＨによる保磁力向上効果を発現させるため、重希土類元素ＲＨを多く含む合金・化合物などの粉末を、軽希土類元素ＲＬを多く含む主相系母合金粉末に添加し、成形・焼結させることが提案されている。この方法によると、重希土類元素ＲＨがＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相における粒界近傍に多く分布することになるため、主相外殻部におけるＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の結晶磁気異方性を効率よく向上させることが可能になるとされている。Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力発生機構は核生成型（ニュークリエーション型）であるため、主相外殻部（粒界近傍）に重希土類元素ＲＨが多く分布することにより、逆磁区の核生成が妨げられ、見かけ上結晶粒子全体の結晶磁気異方性が向上したように挙動する。その結果、保磁力が向上する。また、保磁力向上に寄与しない結晶粒の中心部では、重希土類元素ＲＨによる置換が生じないため、残留磁束密度Ｂ_rの低下を抑制することもできる。

しかしながら、実際にこの方法を実施してみると、重希土類元素ＲＨが必ずしも主相の外殻付近に濃化させることができず、期待していた組織構造を得ることは容易でない。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の別の保磁力向上手段として、焼結磁石の段階で重希土類元素ＲＨを含む金属、合金、化合物等を磁石表面に被着後、熱処理、拡散させることによって、残留磁束密度をそれほど低下させずに保磁力を回復または向上させることが検討されている（特許文献１、特許文献２、および特許文献３）。

特許文献１は、Ｔｉ、Ｗ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔａ、Ａｇのうち少なくとも１種を１．０原子％〜５０．０原子％含有し、残部Ｒ´（Ｒ´はＣｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂのうち少なくとも１種）からなる合金薄膜層を焼結磁石体の被研削加工面に形成することを開示している。

特許文献２は、小型磁石の最表面に露出している結晶粒子の半径に相当する深さ以上に金属元素Ｒ（このＲは、ＹおよびＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、Ｈｏ、Ｔｂから選ばれる希土類元素の１種又は２種以上）を拡散させ、それによって加工変質損傷部を改質して（ＢＨ）ｍａｘを向上させることを開示している。

特許文献３は、厚さ２ｍｍ以下の磁石の表面に希土類元素を主体とする化学気相成長膜を形成し、磁石特性を回復させることを開示している。

特許文献４は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系微小焼結磁石や粉末の保磁力を回復または向上するための希土類元素の収着法を開示している。この方法では、収着金属（Ｙｂ、Ｅｕ、Ｓｍなどの沸点が比較的低い希土類金属）をＲ−Ｆｅ−Ｂ系微小焼結磁石や粉末と混合した後、攪拌しながら真空中で均一に加熱するための熱処理が行われる。この熱処理により、希土類金属が磁石表面に被着するとともに、内部にも拡散する。また特許文献４には、沸点の高い希土類金属（例えばＤｙ）を収着させる実施形態も記載されている。このＤｙなどを使用した実施形態においては、高周波加熱方式により、Ｄｙなどを選択的に高温に加熱しているが、通常の抵抗加熱では十分に加熱することができないと記載されている。一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系微小焼結磁石や粉末の温度は７００〜８５０℃に保つことが好ましいと記載されている。

特許文献５は、板状のＤｙ（Ｄｙバルク体）と焼結磁石体とを対向させ、Ｄｙバルク体から昇華したＤｙを焼結磁石体に供給しつつ、焼結磁石体の粒界を介して磁石体内部に拡散させる技術（蒸着拡散法）を開示している。

特開昭６２−１９２５６６号公報 特開２００４−３０４０３８号公報 特開２００５−２８５８５９号公報 特開２００４−２９６９７３号公報 国際公開第２００７／１０２３９１号

特許文献１、特許文献２および特許文献３に開示されている従来技術は、いずれも、加工劣化した焼結磁石表面の回復を目的としているため、表面から内部に拡散される金属元素の拡散範囲は、焼結磁石の表面近傍に限られている。このため、厚さ３ｍｍ以上の磁石では、保磁力の向上効果がほとんど得られない。また、保磁力向上を目的として開示技術を実施した場合、後述の特許文献４と同様の問題が発生する。

一方、特許文献４に開示されている従来技術では、Ｄｙなどの希土類金属を充分に気化する温度に加熱し、成膜を行う結果、磁石表面上に厚いＤｙ膜が形成される。その結果、磁石表層領域（表面から数十μｍの深さまでの領域）では、Ｄｙ膜と焼結磁石体との界面におけるＤｙの大きな濃度差を駆動力として、Ｄｙが主相中にも拡散することを避けられず、表層付近の大きな領域で残留磁束密度Ｂ_rが低下してしまう。

また、特許文献４の方法では、成膜処理時に装置内部の磁石以外の部分（例えば真空チャンバーの内壁）にも多量に希土類金属が堆積するため、貴重資源である重希土類元素の省資源化に反することになる。

更に、Ｙｂなどの低沸点の希土類金属を対象とした実施形態においては、確かに個々のＲ−Ｆｅ−Ｂ系微小磁石の保磁力は回復するが、拡散熱処理時にＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石と収着金属が溶着したり、処理後お互いを分離することが困難であり、焼結磁石体表面に未反応の収着金属（ＲＨ）の残存が事実上避けられない。これは、磁石成形体における磁性成分比率を下げ磁石特性の低減を招くのみならず、希土類金属は本来非常に活性で酸化しやすいため、実用環境において未反応収着金属が腐食の起点になりやすく好ましくない。また、混合攪拌するための回転と真空熱処理を同時に行う必要があるため、耐熱性、圧力（気密度）を維持しながら回転機構を組み込んだ特別な装置が必要になり、量産製造時に設備投資や品質安定製造の観点で課題がある。また、収着原料に粉末を使用した場合は安全性の問題（発火や人体への有害性）や作製工程に手間がかかりコストアップ要因となる。

また、Ｄｙを含む高沸点希土類金属を対象とした実施形態においては、高周波によって収着原料と磁石とを選択的にそれぞれ異なる所定温度に加熱する必要があるため、希土類金属のみを充分な温度に加熱し磁石を磁気特性に影響を及ぼさない程度の低温に保持することは容易ではなく、磁石は、誘導加熱されにくい粉末の状態か極微小なものに限られてしまう。

特許文献５には、特許文献１から４の問題点を解決できる技術が開示されているが、蒸着拡散を行う際、焼結磁石体を保持する手段としてＮｂの網を用いることが開示されている。しかしながら、高温における長時間の使用により、Ｎｂ網が変形することがあり、また、保持部と接触する領域では重希土類元素を均一に供給・拡散できなくなるという問題もあった。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、少ない量の重希土類元素ＲＨを効率よく活用し、焼結磁石体表面の全体にわたって均一に重希土類元素ＲＨを拡散させることができるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を提供することにある。

本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主たる希土類元素Ｒとして含有するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶粒を主相として有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体を用意する工程と、重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種）を含有するバルク体を用意する工程と、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と前記バルク体との間に蒸気制御部材を介在させた状態で、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体および前記バルク体の両方を処理室内に配置する工程と、前記処理室の内部を７００℃以上１０００℃以下に加熱することにより、前記バルク体から、前記蒸気制御部材を介して、重希土類元素ＲＨを前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の表面に供給しつつ、前記重希土類元素ＲＨを前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の内部に拡散させる工程とを包含し、前記蒸気制御部材は、上面および下面と、前記上面と前記下面との間を連通する複数の開口部と、前記複数の開口部の各々を区画する壁部とを有し、前記壁部の厚さは０．５ｍｍ以下、前記蒸気制御部材における各開口部の深さは、１ｍｍ以上１０ｍｍ以下、前記蒸気制御部材における各開口部の面積をＡ［ｍｍ²］、深さをＤ［ｍｍ］とするとき、Ｄ／Ａは、８ｍｍ^-1以下の範囲内である。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材の前記上面によって前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体を支持し、前記蒸気制御部材の前記下面に対向するように配置した前記バルク体から、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の表面に前記重希土類元素ＲＨを供給する。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材の前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と接触する部分は、溶着防止膜によって被覆されている。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材はセラミックス材料から形成されている。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材の前記壁部は、前記上面および前記下面において、平坦な端面を有している。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材の前記複数の開口部は、前記壁部で４面が囲まれた直方体形状の空間によって構成されている。

好ましい実施形態において、前記蒸気制御部材における前記複数の開口部は、ハニカム構造を形成するように配列されている。

本発明によれば、少ない量の重希土類元素ＲＨを効率よく活用し、磁石体表面の全体にわたって均一に重希土類元素ＲＨを拡散させることができる。

また、本発明で使用する蒸気制御部材は、耐熱性を有しており、変形しにくいため、複数回の使用に耐えることができ、製造コストの低減、歩留まりの上昇に寄与する。更に、この蒸気制御部材は、焼結磁石体と溶着しにくいため、蒸着拡散処理後の焼結磁石体を蒸気制御部材から取り上げるときにも、焼結磁石体の一部が欠けたり、崩れたりすることを防止できる。

本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を説明するための図である。 （ａ）は、本発明の蒸気制御部材を示す平面図であり、（ｂ）は、その断面図である。 蒸気制御部材の働きを示す断面図である。 （ａ）から（ｄ）は、それぞれ、ＲＨバルク体、焼結磁石体、蒸気制御部材の配置構成の例を示す断面図である。 （ａ）は、測定プローブによって走査される部分を示す図であり、（ｂ）は、Ｎ面およびＳ面で測定された表面磁束密度Ｂｇを示すグラフであり、（ｃ）は、それらの表面磁束密度Ｂｇを示す他のグラフである。 蒸気制御部材（壁部厚さ：１．１ｍｍ）を用いた蒸着拡散工程の後における焼結磁石体の表面を示す写真である。 本発明の効果を確認するために加熱、冷却した後における前記磁石の表面磁束密度Ｂｇの測定結果を示すグラフである。 蒸気制御部材（壁部厚さ：０．４５ｍｍ）を用いて重希土類元素ＲＨを拡散したサンプルについて、熱減磁処理後における表面磁束密度Ｂｇの測定結果を示すグラフである。 蒸気制御部材（壁部厚さ：０．３ｍｍ）を用いて重希土類元素ＲＨを拡散したサンプルについて、加熱、冷却の処理後における表面磁束密度Ｂｇの測定結果を示すグラフである。

図１を参照しながら、本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を説明する。

本発明では、まず、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体１と、重希土類元素ＲＨを含有するバルク体２を用意する。ここで、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体１は、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶粒を主相として有し、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶粒は軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主たる希土類元素Ｒとして含有する。一方、バルク体２は、重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種）を含有する。バルク体２は、典型的には、重希土類元素ＲＨからなる金属である。以下、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体１を簡単に「焼結磁石体１」と称し、バルク体２を「ＲＨバルク体２」と称する場合がある。

次に、図１に示すように、焼結磁石体１とＲＨバルク体２との間に蒸気制御部材３を介在させた状態で、焼結磁石体１およびＲＨバルク体２の両方を処理室４の内部に配置する。図１の例では、焼結磁石体１の下方および上方に、それぞれ、１個のＲＨバルク体２を配置している。蒸気制御部材３は、下方のＲＨバルク体２と焼結磁石体１との間に挿入されており、上方のＲＨバルク体２は高融点金属プレート５によって支持されている。この高融点金属プレート５は、例えばＭｏなどから形成された金属の板であり、開口部５１が設けられている。高融点金属プレート５は、不図示の部材によって保持されている。

下方のＲＨバルク体２は、処理室４と直接に接触することがないように、高融点金属台板（トレイ）６の上に載せられている。高融点金属台板６も、高融点金属プレート５と同様に、Ｍｏなどの高融点金属から形成されている。

蒸気制御部材３は、例えば、図２（ａ）、（ｂ）に示すような構成を備えている。図２（ａ）は、蒸気制御部材３の上面図、図２（ｂ）は、その断面図である。以下、蒸気制御部材３の構成を説明する。

蒸気制御部材３は、図２（ａ）に示すように、厚さＴ１、Ｔ２の壁部３１が複数の開口部３２をそれぞれ取り囲む形状を有している。図２に示す例では、壁部３１が格子構造を形成し、多数の開口部３２がＸ方向およびＹ方向に規則的に配列されている。Ｙ方向に延びる壁部３１の厚さはＴ１、Ｘ方向に延びる壁部３１の厚さはＴ２、開口部３２のＹ方向サイズ（「内径」と称する場合がある）はＳ１、開口部３２のＸ方向サイズはＳ２である。典型的には、Ｔ１＝Ｔ２、Ｓ１＝Ｓ２であるが、Ｔ１はＴ２と一致している必要はなく、また、Ｓ１がＳ２と一致している必要もない。開口部３２の深さＤは、図２（ｂ）に示すように、壁部３１の高さ（Ｚ方向のサイズ）に等しい。蒸気制御部材３は、処理室４の内部に配置され、高温に加熱されるため、高い耐熱性を有している必要がある。また、蒸気制御部材３は、高温で焼結磁石体１と接するため、焼結磁石体１に含まれる元素と反応しにくい安定な材料から形成されていることが好ましい。

なお、図２では、開口部３２が直方体の場合を例示しているが、例えば開口部が六角柱形状の場合や三角柱形状の場合でも本発明は実施可能である。

蒸気制御部材３の役割については、後述する。

再び図１を参照する。図１に示すように、焼結磁石体１、ＲＨバルク体２、および蒸気制御部材３を処理室４の内部に配置した後、不図示の加熱装置により、処理室４の内部を７００℃以上１０００℃以下に加熱する。この加熱により、焼結磁石体１およびＲＨバルク体２の温度は７００℃以上１０００℃以下に高められる。その結果、ＲＨバルク体２から気化した原子が、蒸気制御部材３を介して、焼結磁石体１の表面に供給される。なお、図１の配置では、上方に位置するＲＨバルク体２からは、高融点金属プレート５の開口部５１を介して重希土類元素ＲＨが焼結磁石体１の表面に供給され、重希土類元素ＲＨは焼結磁石体１の内部に拡散する。

本発明の製造方法では、ＲＨバルク体２、および焼結磁石体１を７００℃以上１０００℃以下に加熱することにより、ＲＨバルク体２を気化（昇華）させて、かつ、焼結磁石体１の表面に飛来した重希土類元素ＲＨを焼結磁石体内部に熱拡散させることができる。７００℃以上１０００℃以下の温度範囲にすることで、ＲＨバルク体の昇華が適量となり、焼結磁石体の表面に供給された重希土類元素ＲＨを実質的に成膜することなく焼結磁石体内部に速やかに粒界拡散させることが可能になる。

本発明では、図２に示す構成の蒸気制御部材３を、図１に示すように焼結磁石体１と下方のＲＨバルク体２との間に配置している。この蒸気制御部材３は、上面で焼結磁石体１を支持するとともに、下方に位置するＲＨバルク体２から昇華した重希土類元素ＲＨを焼結磁石体１へ均一に供給する機能をも発揮する。

図３は、蒸気制御部材３が下方に位置するＲＨバルク体２から昇華した重希土類元素ＲＨを焼結磁石体１へ供給する様子を模式的に示す断面図である。蒸気制御部材３は、ＲＨバルク体２と接触している必要は無く、図３の例のように、蒸気制御部材３の下面がＲＨバルク体２の上面から離間していてもよい。蒸気制御部材３の開口部３２は、ＲＨバルク体２の上面から昇華した重希土類元素ＲＨを焼結磁石体１へ案内する。このため、ＲＨバルク体２から昇華した重希土類元素ＲＨが処理室４の内壁に付着して無駄に消費されることが防止され、選択的に供給できる。また、ＲＨバルク体２から昇華した重希土類元素ＲＨが蒸気制御部材３の多数の開口部３２によって焼結磁石体１の表面に導かれるため、焼結磁石体１の中央部であっても、周辺部であっても、重希土類元素ＲＨが均一に供給される。

蒸気制御部材３の壁部３１の厚さＴ１、Ｔ２が厚すぎると、後述するように、焼結磁石体１の表面に重希土類元素ＲＨを供給できない部分が生じる。このため、Ｔ１、Ｔ２は、０．５ｍｍ以下であることが好ましく、０．４ｍｍ以下であることが更に好ましい。また、蒸気制御部材３の強度が充分に保たれるようであれば、壁部３１の厚さＴ１、Ｔ２は０．１ｍｍ以上あればよい。また、Ｓ１、Ｓ２は、壁部３１の強度に依存して適宜決定され得る。ただし、開口部３２が小さすぎると、昇華した重希土類元素ＲＨを供給しにくくなるため、Ｓ１とＳ２によって形成される開口部の面積は、蒸気制御部材全体の面積に対する開口部の面積比が５０％以上１００％未満の範囲内に設定されることが好ましい。

また、個々の開口部の面積をＡとするとき、このＡに対する開口部３２の深さＤの比率（Ｄ／Ａ）が大きくなりすぎると、昇華した重希土類元素ＲＨが開口部３２の内壁に衝突する確率が高まり、スムーズに焼結磁石体１の表面に供給されにくくなる。このため、Ｄの単位を［ｍｍ］、Ａの単位を［ｍｍ²］とする場合、Ｄ／Ａが８［ｍｍ^-1］以下となるようにＤ、Ａを設計する。さらに好ましくはＤ／Ａを０．０７［ｍｍ^-1］以上５．９５［ｍｍ^-1］以下となるようにＤ、Ａを設計する。このとき、昇華した重希土類元素ＲＨの平均自由工程は、開口部３２の深さＤよりも十分に大きくなる。拡散効率および変形の観点から、開口部３２の深さＤは、１ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲内に設定される。

本実施形態における蒸気制御部材３の開口部３２は、４面が壁部３１で囲まれた直方体形状を有している。開口部３２の形状は、このような形状に限定されず、六角柱形状や他の形状であっても良い。開口部３２は、Ｘ方向およびＹ方向に配列されている必要は無く、ハニカム構造を形成するように配列されていてもよい。

蒸気制御部材３の材料は、１０００℃の熱処理にも耐える熱的に安定な材料から選択される。蒸気制御部材３は、例えば、ＢＮなどの共有結合性のセラミックスや酸化物生成自由エネルギーの小さいジルコニア、カルシア、マグネシアなどを主成分としたセラミックス、またはＭｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの高融点金属材料から好適に作製される。

図示されている蒸気制御部材３の焼結磁石体１に接する面は、全体として平坦である。平板状の焼結磁石体１を安定に支持するためである。また、網を用いたときに発生する変形を防ぐことができる。

開口部３２の存在により、蒸気制御部材３と焼結磁石体１との間の接触面積が低減される。焼結磁石体１の希土類リッチな相（粒界相）は、高温で液相化するため、焼結磁石体１と蒸気制御部材３とが接触する部分で溶着が生じやすい。溶着が生じると焼結磁石体１を蒸気制御部材３から持ち上げるときに、焼結磁石体１にひび、割れ、欠けが発生するおそれがある。多数の開口部３２を有する蒸気制御部材３によれば、接触面積の低減により、溶着は生じにくくなる。

接触部分における溶着の問題を回避するため、蒸気制御部材３のうち、焼結磁石体１と接する部分を含む表面に対して、希土類酸化物粉末を塗布したり、固着・溶射することにより、溶着防止膜を形成してもよい。溶着防止膜は、希土類元素と反応しにくい材料（例えば、ジルコニア、希土類酸化物など）から好適に形成される。また、このような溶着防止膜を形成する代わりに、希土類元素と反応しにくい酸化物の粒子を蒸気制御部材３上に塗布または散布し、その後に、蒸気制御部材３の上に焼結磁石体１を載せられるようにしてもよい。蒸気制御部材３の表面が重希土類元素ＲＨと反応しない材料から作製されているため、蒸気制御部材３の開口部３２の内壁に付着した重希土類元素ＲＨは再び気化し、最終的には焼結磁石体１の表面に供給される。このため、貴重資源である重希土類元素ＲＨの無駄な消費を抑制することができる。また、蒸気制御部材３のうち、ＲＨバルク体と接する部分を含む表面に対しても同様に溶着防止膜を形成してもよい。

蒸気制御部材３の配置構成は、図１に示す例に限定されない。図４（ａ）〜（ｄ）は、種々の配置例を示す断面図である。

図４（ａ）は、蒸気制御部材３が下方のＲＨバルク体２から離間している配置例を示している。図４（ｂ）は、焼結磁石体１と上方のＲＨバルク体２との間にも蒸気制御部材３が配置されている例を示している。この例では、焼結磁石体１、２つのＲＨバルク体２、および２つの蒸気制御部材３が積み重ねられている。図４（ｃ）および図４（ｄ）は、焼結磁石体１の下方にのみＲＨバルク体２を配置した例を示している。

なお、図１の配置例では、高融点金属プレート５は、焼結磁石体１と接していない。このため、上方のＲＨバルク体２から昇華した重希土類元素ＲＨは、開口部５１を介して容易に焼結磁石体１の表面（上面）に均一に供給され得る。もしも、この高融点金属プレート５が焼結磁石体１の上面と接するように配置されたならば、高融点金属プレート５における開口部５１以外の部分が焼結磁石体１をマスクしてしまうため、マスクされた部分には重希土類元素ＲＨが供給されないという問題がある。

以上のことから明らかなように、上方のＲＨバルク体２と焼結磁石体１とを接触または近接させるときは、図１に示す高融点金属プレート５の代わりに蒸気制御部材３を用い、図４（ｂ）に示す配置例を採用することが好ましい。

なお、本明細書における「処理室」は、焼結磁石体１、ＲＨバルク体２、および蒸気制御部材３を配置した空間を広く含むものであり、熱処理炉の処理室を意味する場合もあれば、そのような処理室内に収容される処理容器を意味する場合もある。

本発明では、前述のように、ＲＨバルク体の気化・昇華を抑制しつつ、焼結磁石体の表面に飛来した重希土類元素ＲＨを速やかに焼結磁石体内部に拡散させる。このためには、ＲＨバルク体の温度は７００℃以上１０００℃以下の範囲内に設定し、かつ、焼結磁石体の温度は７００℃以上１０００℃以下の範囲内に設定することが好ましい。

焼結磁石体１と蒸気制御部材３との間隔は、０ｍｍ〜１０ｍｍに設定し、蒸気制御部材３とＲＨバルク体２の間隔は、０ｍｍ〜１０ｍｍに設定する。前記間隔に設定することで気化した重希土類元素ＲＨを無駄なく速やかに焼結磁石体に導入することができる。ここで、間隔が０ｍｍのときは、蒸気制御部材３が焼結磁石体１またはＲＨバルク体２に接している。焼結磁石体１とＲＨバルク体２の間隔は、２０ｍｍ以下に設定する。焼結磁石体１とＲＨバルク体２の間隔は、１０ｍｍ以下であることが好ましい。

また、本発明では、重希土類元素ＲＨの気化量は少ないが、焼結磁石体１とＲＨバルク体２との間に蒸気制御部材３が配置されるため、気化した重希土類元素ＲＨが焼結磁石体１の表面に効率よく供給され、処理室４内の壁面などに付着することが少ない。

本発明で行う拡散工程の処理温度範囲では、ＲＨバルク体２は溶融軟化せず、その表面から重希土類元素ＲＨが気化（昇華）するため、一回の処理工程でＲＨバルク体の外観形状に大きな変化は生じず、繰り返し使用することが可能である。

さらに、本発明の好ましい実施形態（例えば図４（ｂ）の配置例参照）では、蒸気制御部材３を介してＲＨバルク体２と焼結磁石体１とを重ねて配置できるため、同じ容積を有する処理室４内に搭載可能な焼結磁石体１の量が増え、生産性が高い。また、大掛かりな装置を必要としないため、一般的な真空熱処理炉が活用でき、製造コストの上昇を避けることが可能であり、実用的である。

熱処理時における処理室内は不活性雰囲気であることが好ましい。本明細書における「不活性雰囲気」とは、真空、または不活性ガス雰囲気を含むものとする。また、「不活性ガス」は、例えばアルゴン（Ａｒ）などの希ガスであるが、ＲＨバルク体および焼結磁石体との間で化学的に反応しないガスであれば、「不活性ガス」に含まれ得る。不活性ガスの圧力は、大気圧よりも低い値を示すように減圧される。処理室内の雰囲気圧力は、大気圧に近いとＲＨバルク体からの昇華が抑制され、重希土類元素ＲＨが焼結磁石体の表面に供給されにくくなるが、例えば３Ｐａ以下であれば充分である。それ以上処理室内の雰囲気圧力を下げても、重希土類元素ＲＨの磁石内部への拡散量（保磁力の向上度）は大きくは影響されない。拡散量は、圧力よりも処理温度に敏感である。

焼結磁石体の表面に飛来した重希土類元素ＲＨは、焼結磁石体の温度を前記範囲とすることで皮膜を形成することなく、磁石内部に粒界拡散する。このとき、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相中の軽希土類元素ＲＬの一部が、焼結磁石体表面から拡散浸透してきた重希土類元素ＲＨによって置換される。その結果、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相における外殻部に重希土類元素ＲＨが濃化された部分が形成される。

このような重希土類元素ＲＨが濃化された部分の形成により、主相外殻部の結晶磁気異方性が高められ、保磁力Ｈ_cJが向上することになる。すなわち、少ない重希土類元素ＲＨの使用により、磁石内部の奥深くにまで重希土類元素ＲＨを拡散浸透させ、主相外殻部に効率的にＲＨ濃化層を形成するため、残留磁束密度Ｂ_rの低下を抑制しつつ、磁石全体にわたって保磁力Ｈ_cJを向上させることが可能になる。

また、拡散するＲＨの含有量は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石全体の質量比で０．０５％以上１．５％以下の範囲に設定することが好ましい。１．５％を超えると、残留磁束密度Ｂ_rの低下を抑制できなくなる可能性があり、０．０５％未満では、保磁力Ｈ_cJの向上効果が小さいからである。処理時間は、ＲＨバルク体および焼結磁石体の温度が７００℃以上１０００℃以下および圧力が１０^-5Ｐａ以上５００Ｐａ以下にある時間を意味し、必ずしも特定の温度、圧力に一定に保持される時間のみを表すのではない。

焼結磁石体の表面状態は重希土類元素ＲＨが拡散浸透しやすいよう、より金属状態に近い方が好ましく、事前に酸洗浄やブラスト処理等の活性化処理を行った方がよい。ただし、本発明では、重希土類元素ＲＨが気化し、活性な状態で焼結磁石体の表面に被着すると、皮膜を形成せず焼結磁石体の内部に拡散する。このため、焼結磁石体の表面は、例えば焼結工程後や切断加工が完了した後の酸化が進んだ状態にあってもよい。

本発明によれば、主として粒界相を介して重希土類元素ＲＨを拡散させることができるため、処理時間を調節することにより、磁石内部のより深い位置へ重希土類元素ＲＨを拡散させることが可能である。

ＲＨバルク体の形状・大きさは特に限定されないが、板状が好ましい。ＲＨバルク体に多数の微小孔（直径数１０μｍ程度）が存在してもよい。Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの少なくともいずれかからなる重希土類元素ＲＨを含む酸化物、フッ化物、窒化物などは、その蒸気圧が極端に低くなり、本条件範囲（温度、真空度）内では、ほとんど蒸着拡散が起こらない。このため、重希土類元素ＲＨを含む酸化物、フッ化物、窒化物などからＲＨバルク体を形成しても、保磁力向上効果が得られない。

本発明においては、焼結磁石体の上面および下面から重希土類元素ＲＨを拡散浸透させても良いし、焼結磁石体の一方の面から重希土類元素ＲＨを拡散浸透させても良い。

蒸気制御部材の全面ではなく、特定領域のみに開口部を設ければ、焼結磁石体の表面の特定部分から重希土類元素ＲＨを拡散浸透させることが可能である。蒸気制御部材の構造を工夫することにより、例えば、焼結磁石体のうち重希土類元素ＲＨを拡散浸透させない部分を特別のマスキング層で覆うことなく、部分的に保磁力Ｈ_cJが向上した磁石を得ることができる。

本発明の蒸着拡散工程を経た磁石に対して、さらに熱処理を行うと、保磁力Ｈ_cJをさらに向上させることができる。熱処理の処理温度、時間は、７００℃〜１０００℃の温度で、１０分〜６００分保持することが好ましい。

熱処理は、拡散工程終了後、Ａｒ分圧を１０³Ｐａ程度に上げて重希土類元素ＲＨを蒸発させないようにし、そのまま熱処理のみを行ってもよいし、一度拡散工程を終了した後、ＲＨバルク体を配置せずに前記条件で熱処理のみを行ってもよい。

重希土類元素ＲＨの拡散を施すことにより、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石における抗折強度などの機械的強度が向上するため、実用上好ましい。これは、拡散時において、焼結磁石体に内在する歪の開放が起こったり、加工劣化層が回復したり、重希土類元素ＲＨが拡散していくことにより、主相と粒界相との結晶整合性が向上した結果であると推測される。主相と粒界相との結晶整合性が向上すると、粒界が強化され、粒界破断に対する耐性が向上する。

以下、本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石を製造する方法の好ましい実施形態を説明する。

（実施形態）
［原料合金］
まず、２５質量％以上４０質量％以下の軽希土類元素ＲＬと、０．６質量％〜１．６質量％のＢ（硼素）と、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とを含有する合金を用意する。Ｂの一部はＣ（炭素）によって置換されていてもよいし、Ｆｅの一部（５０原子％以下）は、他の遷移金属元素（例えばＣｏまたはＮｉ）によって置換されていてもよい。この合金は、種々の目的により、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種の添加元素Ｍを０．０１〜１．０質量％程度含有していてもよい。なお、重希土類元素ＲＨを含んでいても良い。

上記の合金は、原料合金の溶湯を例えばストリップキャスト法によって急冷して好適に作製され得る。以下、ストリップキャスト法による急冷凝固合金の作製を説明する。

まず、上記組成を有する原料合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によって溶融し、原料合金の溶湯を形成する。次に、この溶湯を１３５０℃程度に保持した後、単ロール法によって急冷し、例えば厚さ約０．３ｍｍのフレーク状合金を得る。こうして作製した合金鋳片を、次の水素粉砕前に例えば１〜１０ｍｍの大きさに粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許第５、３８３、９７８号明細書に開示されている。

［粗粉砕工程］
上記のフレーク状合金鋳片を水素炉の内部へ収容する。次に、水素炉の内部で水素脆化処理（以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を行う。水素粉砕後の粗粉砕合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行することが好ましい。そうすれば、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止され、焼結磁石体の磁気特性の低下が抑制できるからである。

水素粉砕によって、希土類合金は０．１ｍｍ〜数ｍｍ程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は５００μｍ以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をより細かく解砕するとともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、冷却処理の時間を相対的に長くすれば良い。

［微粉砕工程］
次に、粗粉砕粉に対してジェットミル粉砕装置を用いて微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。ジェットミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金（粗粉砕粉）の供給を受け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回収タンクに集められる。こうして、０．１〜２０μｍ程度（典型的には３〜５μｍ）の微粉末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定されず、アトライタやボールミルであってもよい。粉砕に際して、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を粉砕助剤として用いてもよい。

［プレス成形］
本実施形態では、上記方法で作製された磁性粉末に対し、例えばロッキングミキサー内で潤滑剤を例えば０．３ｗｔ％添加・混合し、潤滑剤で合金粉末粒子の表面を被覆する。次に、上述の方法で作製した磁性粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。印加する磁界の強度は、例えば０．８〜１．２ＭＡ／ｍである。また、成形圧力は、成形体のグリーン密度が例えば４〜４．５ｇ／ｃｍ³程度になるように設定される。

［焼結工程］
上記の粉末成形体に対して、６５０〜１０００℃の範囲内の温度で１０〜２４０分間保持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度（例えば１０００〜１２００℃）で焼結を更に進める工程とを順次行なうことが好ましい。焼結時、特に液相が生成されるとき（温度が６５０〜１０００℃の範囲内にあるとき）、粒界相中のＲリッチ相が融け始め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結磁石体が形成される。前述の通り、焼結磁石体の表面が酸化された状態でも重希土類元素ＲＨ拡散処理を施すことができるため、焼結工程の後、時効処理（４００℃〜７００℃）や寸法調整のための研削を行っても良い。

［重希土類元素ＲＨ拡散工程］
次に、こうして作製された焼結磁石体に重希土類元素ＲＨを効率良く拡散浸透させて、保磁力Ｈ_cJを向上させる。具体的には、図１に示す処理室４内に焼結磁石体１と、重希土類元素ＲＨを含むＲＨバルク体２と、蒸気制御部材３とを配置し、加熱により、蒸気制御部材３を介してＲＨバルク体２から重希土類元素ＲＨを焼結磁石体１の表面から供給し、同時に焼結磁石体１の内部に拡散させる。

本実施形態における拡散工程では、焼結磁石体１の温度をバルク体の温度と同じにすることが好ましい。ここで、焼結磁石体１の温度がＲＨバルク体２の温度と同じとは、両者の温度差が２０℃以内にあることを意味するものとする。具体的には、ＲＨバルク体２の温度を７００℃以上１０００℃以下の範囲内に設定し、かつ、焼結磁石体１の温度を７００℃以上１０００℃以下の範囲内に設定することが好ましい。また、前述したように焼結磁石体１と蒸気制御部材３との間隔は、０ｍｍ〜１０ｍｍに設定し、蒸気制御部材３とＲＨバルク体２の間隔は、０ｍｍ〜１０ｍｍに設定する。焼結磁石体１とＲＨバルク体２の間隔は、２０ｍｍ以下に設定する。

また、拡散工程時における雰囲気ガスの圧力は、１０^-5〜５００Ｐａであれば、ＲＨバルク体の気化（昇華）が適切に進行し、焼結磁石体表面に重希土類元素ＲＨを供給することができる。ＲＨバルク体の過剰な昇華や無駄な消費を抑えるためには、雰囲気ガスの圧力を１０^-3〜１Ｐａの範囲内に設定することが好ましい。また、ＲＨバルク体および焼結磁石体の温度を７００℃以上１０００℃以下の範囲内に保持する時間は、１０分〜６００分の範囲に設定されることが好ましい。ただし、保持時間は、ＲＨバルク体および焼結磁石体の温度が７００℃以上１０００℃以下および圧力が１０^-5Ｐａ以上５００Ｐａ以下にある時間を意味し、必ずしも特定の温度、圧力に一定に保持される時間のみを表すものではない。

なお、ＲＨバルク体２は、重希土類元素ＲＨおよび元素Ｘ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ａｇ、およびＩｎからなる群から選択された少なくとも１種）の合金を含有していてもよい。このような元素Ｘは、粒界相の融点を下げるため、重希土類元素ＲＨの粒界拡散を促進する効果が期待できる。このような合金のバルク体２と焼結磁石体１とを離間配置した状態で真空熱処理することにより、重希土類元素ＲＨおよび元素Ｘを焼結磁石体表面上に蒸着するとともに、優先的に液相となった粒界相（Ｎｄリッチ相）を介して焼結磁石体内部へ拡散させることができる。

拡散処理の後、前述の熱処理（７００℃〜１０００℃）を行っても良い。また、必要に応じてさらに時効処理（４００℃〜７００℃）を行うが、熱処理（７００℃〜１０００℃）を行う場合は、時効処理はその後に行うことが好ましい。熱処理と時効処理とは、同じ処理室内で行っても良い。

実用上、拡散後のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石に表面処理を施すことが好ましい。表面処理は公知の表面処理でよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗装などの表面処理を行うことができる。表面処理を行う前にはサンドブラスト処理、バレル処理、エッチング処理、機械研削等公知の前処理を行ってもよい。また、拡散処理の後に寸法調整のための研削を行っても良い。このような工程を経ても、保磁力向上効果はほとんど変わらない。寸法調整のための研削量は、１〜３００μｍ、より好ましくは５〜１００μｍ、さらに好ましくは１０〜３０μｍである。

［実施例１］
まず、Ｎｄ：２３．３、Ｐｒ：６．０、Ｄｙ：２．５、Ｂ：０．９９、Ｃｏ：０．９２、Ｃｕ：０．１、Ａｌ：０．２４、残部：Ｆｅ（質量％）の組成を有するように配合した合金を用いてストリップキャスト法により厚さ０．２〜０．３ｍｍの合金鋳片を作製した。

次に、この合金鋳片を容器内に充填し、水素処理装置内に収容した。そして、水素処理装置内を圧力５００ｋＰａの水素ガス雰囲気で満たすことにより、室温で合金薄片に水素吸蔵させた後、真空中で５００℃に加熱し、水素の一部を放出させた。このような水素処理を行うことにより、合金薄片を脆化し、例えば、大きさ約０．１５〜０．５ｍｍの粉末を作製した。

上記の水素処理により作製した粗粉砕粉末に対し粉砕助剤として０．０５ｗｔ％のステアリン酸亜鉛を添加し混合した後、ジェットミル装置による粉砕工程を行うことにより、粉末粒径が約３μｍの微粉末を作製した。

こうして作製した微粉末をプレス装置により成形し、粉末成形体を作製した。具体的には、印加磁界中で粉末粒子を磁界配向した状態で圧縮し、成形を行った。その後、成形体をプレス装置から抜き出し、真空炉により１０２０℃で４時間の焼結工程を行った。こうして、焼結体ブロックを作製した後、この焼結体ブロックを機械的に加工することにより、厚さ３ｍｍ×縦２５ｍｍ×横５０ｍｍの焼結磁石体を得た。

この焼結磁石体を０．３％硝酸水溶液で酸洗し、乾燥させた後、図１に示す構成を有する処理室内に配置した。本実施例では、以下の３種類の蒸発制御部材を用いた。
１）壁部厚さ１．１ｍｍ、開口部５．３ｍｍ×５．３ｍｍ、主成分カルシウム・アルミネート（ＣａＯ・２Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂、ＴｉＯ₂）、高さ（深さ）３ｍｍ×縦１００ｍｍ×横１００ｍｍ
２）壁部厚さ０．４５ｍｍ、開口部１．４ｍｍ×１．４ｍｍ、主成分カルシウム・アルミネート（ＣａＯ・２Ａｌ₂Ｏ₃・ＳｉＯ₂、ＴｉＯ₂）、高さ（深さ）３ｍｍ×縦１００ｍｍ×横１００ｍｍ
３）壁部厚さ０．３ｍｍ、開口部１．４ｍｍ×１．４ｍｍ、主成分コージライト（２ＭｇＯ・２Ａｌ₂Ｏ₃・５ＳｉＯ₂）、高さ（深さ）１０ｍｍ×縦１５０ｍｍ×横１５０ｍｍ

ＲＨバルク体は、純度９９．９％のＤｙから形成され、５０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍのサイズを有している。ここで、焼結磁石体と蒸気制御部材との間隔は０ｍｍに、蒸気制御部材とＲＨバルク体の間隔は１０ｍｍに設定している。次に、上記３種類の蒸気制御部材を用い、図１の処理室を真空熱処理炉に配置して重希土類元素ＲＨ拡散処理を行った。具体的には、図１に示されないヒータによって処理室を加熱し、処理室内の温度を９００℃に調整し、その状態に１．５時間保持した。なお、特に示さない限り、熱処理温度は焼結磁石体およびそれとほぼ等しいＲＨバルク体の温度を意味することとする。本実施例では、焼結磁石体との蒸気制御部材との間で溶着は生じず、焼結磁石体は破損することなくスムーズに蒸気制御部材上から取り上げることができた。

拡散処理を行った後、時効処理（圧力２Ｐａ、５００℃で６０分）を行った。

次に、上記１）、２）、３）の蒸発制御部材を用いて拡散処理を行ったＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の各サンプルについて、３ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後、評価のために１２０℃で２時間加熱して常温に冷却した。この加熱処理によりＲＨ元素の拡散が不充分なためにＨ_cJが低い部分は減磁が発生する。その後ガウスメータにより得られた測定サンプルの表面磁束密度を測定した。１２０℃で２時間加熱により、Ｈ_cJの低い部分は減磁され、磁束が小さくなる。表面磁束密度は、図５（ａ）に示すように、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の表面（Ｎ極）における中央部をガウスメータの測定プローブで直線的に走査することによって測定された。また、同様に、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の裏面（Ｓ極）でも、その中央部をガウスメータの測定プローブで直線的に走査することによって表面磁束密度を測定した。図５（ｂ）は、Ｎ面およびＳ面における表面磁束密度の両方を示している。図５（ｃ）は、図５（ｂ）のＳ面における表面磁束密度を反転させるとともに、レベルを下方にシフトさせて表示したグラフである。

図６は、上記１）の蒸気制御部材を用いて蒸着拡散を行ったサンプルを示す写真である。図６から明らかなように、焼結体表面に格子状の模様が観察される。この格子状の模様は、重希土類元素ＲＨの供給が蒸気制御部材の壁部によって阻害された領域に相当している。本発明の効果を確認するため加熱、冷却した後、表面磁束密度Ｂｇは、この格子状模様の位置で特に顕著に低下することになる。

図７、８、９は、それぞれ、上記３種類の蒸気制御部材を用いて蒸着拡散を行ったサンプルについて得られた表面磁束密度Ｂｇの測定結果を示すグラフである。図７は上記１）の蒸発制御部材を用いて拡散処理を行ったＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石のサンプルについて測定した結果である。図８は上記２）の蒸発制御部材を用いて拡散処理を行ったＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石のサンプルについて測定した結果である。図９は上記３）の蒸発制御部材を用いて拡散処理を行ったＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石のサンプルについて測定した結果である。ここで、図７から図９は、図５（ａ）から（ｃ）に示すようにＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の表面（Ｎ極、Ｓ極）における中央部をガウスメータで測定したときの表面磁束密度Ｂｇの変化を表している（上部のＢｇ波形がＮ極側、下部のＢｇ波形がＳ極側）。図７から図９において、縦軸はＢｇ（ｍＴ）を示しており、図７から図９にはＢｇ波形の頂点におけるＢｇ値をｍＴ単位にて記載している。また、横軸は図５（ａ）のようにガウスメータで測定したときの移動量（ｍｍ）を示し、Ｂｇが最も高くなっている頂点２点間はＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の幅と対応している。

グラフにおいて、曲線の局所的低下部分は、熱処理によって他の部分よりも減磁が大きく発生した部分である。この部分は、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の表面において、重希土類元素ＲＨの供給・拡散が他の領域よりも少なかった領域（拡散不十分領域）となる。

図７、８、９を比較すると明らかなように、壁部の厚さが１．１ｍｍの蒸気制御部材を用いた場合、それよりも壁部の厚さが薄い蒸気制御部材を用いた場合よりも、表面磁束密度Ｂｇの位置による変動が激しい。壁部の厚さが０．５ｍｍ以下になると、表面磁束密度Ｂｇの位置による変動は緩やかになる。これは、蒸気制御部材の壁部が０．５ｍｍよりも大きくなると、壁部によって重希土類元素ＲＨの供給が妨げられるのに対して、壁部の厚さが０．５ｍｍ以下になると、壁部が重希土類元素ＲＨの供給をほとんど妨げなくなることを意味している。蒸気制御部材の壁部の厚さが０．４ｍｍ以下になると、熱減磁の顕著な領域が観察されなくなり、焼結磁石体の表面に均等に重希土類元素ＲＨが供給・拡散されることがわかる。

なお、上記の各サンプルについて、残留磁束密度Ｂ_r、固有保磁力Ｈ_cJを測定した。いずれのサンプルでも、残留磁束密度Ｂ_rは、１．３３Ｔ、固有保磁力Ｈ_cJは、１６５０〜１７００ｋＡ／Ｍの値が得られた。

［実施例２］
次に、個々の開口部の面積をＡとするとき、この面積Ａに対する開口部３２の深さＤの比率（Ｄ／Ａ）が磁石特性などに及ぼす効果を説明する。表１は、蒸気制御部材の材質、厚さＴ１、Ｔ２などの形状パラメータが異なる実施例および比較例を説明するための表である。これらの実施例および比較例は、表１に示すように蒸気制御部材を変えたことを除き、実施例１と同じ条件にて焼結磁石体を作製し、拡散処理をした。

表１の「表面磁束密度の局所的低下量」は、前述した図５（ａ）に示す方法にて測定したＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の中央部の表面磁束密度と、中央部に近接する減磁が発生した部分の表面磁束密度とを求め、以下の式１で示す演算によって得られた値である。
（（Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の中央部の表面磁束密度）−（近接する減磁が発生した部分の平均の表面磁束密度））／（Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の中央部の表面磁束密度）×１００ ・・・（式１）

表１では、表面磁束密度の局所的低下量が５％未満を◎、１０％未満を○、１０％以上を×で表している。

また、表１における「重希土類元素ＲＨ導入効率」は、以下の式２で求められる。
（ＲＨバルク体から焼結磁石体への導入質量）／（拡散処理後のＲＨバルク体の減少質量）×１００ ・・・（式２）

表１では、重希土類元素ＲＨの導入効率が８０％以上を◎、６０％以上を○、６０％未満を×で表している。

そして、表１における「変形」は、拡散処理後に目視で蒸気制御部材の変形の有無を示し、面ソリ、ねじれの変形が確認されなかった蒸気制御部材を○、変形が確認された蒸気制御部材を×で表している。

表１より、本発明の実施例であるＮｏ．１、２、５、６、１１、１２、１５〜１７のサンプルでは、表面磁束密度の局所的低下が少なく、ＲＨ元素を効率よく焼結磁石体に導入し、かつ部材の変形が少ないことがわかる。

本発明によるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、少ない量の重希土類元素ＲＨを効率よく活用し、磁石体表面の全体にわたって均一に重希土類元素ＲＨを拡散させることができる。

本発明で使用する蒸気制御部材は、効果的にＤｙ、Ｈｏ、Ｔｂの少なくともいずれかからなる重希土類元素ＲＨを磁石表面に効率よく導入することができ、耐熱性を有しており、変形しにくいため、複数回の使用に耐えることができ、製造コストの低減、歩留りの上昇に寄与する。また、焼結磁石体と溶着しにくいため、ＲＨ拡散処理後の焼結磁石体を蒸気制御部材から取り上げるときにも、焼結磁石体の一部が欠けたり、崩れたりすることを防止できる。

１ Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体
２ ＲＨバルク体
３ 蒸気制御部材
４ 処理室（処理容器）
５ 高融点金属プレート
６ 高融点金属台板

Claims (7)

1. 軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主たる希土類元素Ｒとして含有するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物結晶粒を主相として有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体を用意する工程と、
   重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選択された少なくとも１種）を含有するバルク体を用意する工程と、
   前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と前記バルク体との間に蒸気制御部材を介在させた状態で、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体および前記バルク体の両方を処理室内に配置する工程と、
   前記処理室の内部を７００℃以上１０００℃以下に加熱することにより、前記バルク体から、前記蒸気制御部材を介して、重希土類元素ＲＨを前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の表面に供給しつつ、前記重希土類元素ＲＨを前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の内部に拡散させる工程と、
   を包含し、
   前記蒸気制御部材は、
   上面および下面と、
   前記上面と前記下面との間を連通する複数の開口部と、
   前記複数の開口部の各々を区画する壁部と、
   を有し、
   前記壁部の厚さは０．５ｍｍ以下、
   前記蒸気制御部材における各開口部の深さは、１ｍｍ以上１０ｍｍ以下、
   前記蒸気制御部材における各開口部の面積をＡ［ｍｍ²］、深さをＤ［ｍｍ］とするとき、Ｄ／Ａは、０．０７ｍｍ ^-1 以上５．９５ｍｍ^-1以下の範囲内
   であり、
   前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と前記蒸気制御部材との間隔は０〜１０ｍｍ、
   前記蒸気制御部材と前記バルク体との間隔は０〜１０ｍｍ、
   前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と前記バルク体との間隔は１０ｍｍ以下
   であるＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
2. 前記蒸気制御部材の前記上面によって前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体を支持し、前記蒸気制御部材の前記下面に対向するように配置した前記バルク体から、前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体の表面に前記重希土類元素ＲＨを供給する請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
3. 前記蒸気制御部材の前記Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石体と接触する部分は、溶着防止膜によって被覆されている請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
4. 前記蒸気制御部材はセラミックス材料から形成されている請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
5. 前記蒸気制御部材は、前記上面および前記下面において、平坦な端面を有している請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
6. 前記蒸気制御部材の前記複数の開口部は、前記壁部で４面が囲まれた直方体形状の空間によって構成されている請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
7. 前記蒸気制御部材の前記複数の開口部は、ハニカム構造を形成するように配列されている請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。

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