JP5744286B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金及びｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法に関するものである。

従来から、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」という場合がある）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、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで構成される主相と、主相の粒界に存在して主相よりもＮｄ濃度の高いＲリッチ相とからなる。Ｒリッチ相は粒界相とも呼ばれている。
また、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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金には、Ｒ_２Ｔ_１７相が含まれている場合がある。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られている（例えば、特許文献１参照）。このため、従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＲ_２Ｔ_１７相が存在する場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結過程で消滅させている。

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に置換する技術がある。しかしながら、Ｄｙ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。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加する技術がある（例えば、特許文献２参照）。また、特許文献２に記載されているように、Ａｌ，Ｓｉは、不可避的不純物としてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に混入することが知られている。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に不純物として含有されているＳｉの含有量が５％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が低下することが知られている（例えば、特許文献３参照）。

特開２００７−１１９８８２号公報 特開２００９−２３１３９１号公報 特開平５−１１２８５２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

しかしながら、従来の技術では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加したとしても、充分に保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得ることができない場合があった。その結果、上記金属元素を添加してもＤｙ濃度を高くする必要があった。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の得られるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を供給することが要求されていた。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金およ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、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。
その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備え、粒界相が、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）と、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）とを含むことで保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られることを見出した。さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の体積率が多くなるほど、保磁力が向上することを見出した。

また、本発明者らは、遷移金属リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において、Ｄｙを含有させることによる保磁力向上効果を効果的に発揮させるために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成について、以下に示すように検討した。
すなわち、遷移金属リッチ相は、他の粒界相に比べて希土類元素の合計原子濃度が低く、かつＦｅの原子濃度が高いものである。そこで、Ｆｅの濃度を増加させる、またはＢの濃度を減少させる等の検討を行った。
その結果、特定のＢ濃度のときに保磁力が最大になることを見出した。さらに、Ｄｙ濃度によって最適Ｂ濃度が変化することを見出した。

（１） 希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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が残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、下記（式１）を満たすと共に、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が１．０μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（２） ストリップキャスト法により製造されてなることを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（３） さらにＳｉを含むことを特徴とする（１）又は（２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（４） Ｂ含有量（原子％）に対するＦｅ含有量（原子％）の比（Ｆｅ／Ｂ）が１３〜１６であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（５） Ｂ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）が０．３５５〜０．３８であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（６） （１）〜（５）のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法であって、
希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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が残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たす合金溶湯を鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程を備え、
前記鋳造工程において、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ことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（７） 前記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を特徴とする（６）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用合金材料は、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素を０．１〜２．４原子％含むものであるので、これを成形して焼結してなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の遷移金属リッチ相の体積率を充分に確保することができ、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高い本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、高い保磁力を有するものであるので、モーターなどに好適に用いることができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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が残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が３μｍ以下であるものである場合、３μｍ以下の粒径に微粉砕したときに合金粒界相が粉末の周囲に付着した形状となるため粉末中の合金粒界相の分布が均一となり、焼結体中にも均一に粒界相が分布することになるので保磁力の高い本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。その結果、Ｄｙの含有量を抑制できる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法は、鋳造工程において、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方法であるので、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金を成形して焼結してなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の遷移金属リッチ相の体積率を充分に確保することができ、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。

Ｄｙ＝０原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図２は、Ｄｙ≒３．８原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図３はＤｙ≒８．３原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図４は保磁力が最大になる点のＤｙ濃度とＢ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）との関係をプロットしたものである。 図５はＲ-Ｔ-Ｂ系３元状態図である。 図６は合金Ｆの断面の反射電子像である。 図７はＲ_２Ｔ_１７相生成領域を拡大したものである。 図８は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像である。 図９は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例６のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像である。 図１０（ａ）は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例２３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像であり、図１０（ｂ）は、図１０（ａ）に示したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真を説明するための模式図である。 図１１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。 図１２（ａ）は、合金粒界相間の距離とＢ濃度との関係を示したグラフであり、図１２（ｂ）は、合金粒界相間の距離とＢ／ＴＲＥとの関係を示したグラフであり、図１２（ｃ）は、合金粒界相間の距離とＦｅ／Ｂとの関係を示したグラフである。 図１３（ａ）はＦｅ／Ｂが１５．５である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真であり、図１３（ｂ）はＦｅ／Ｂが１６．４である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真である。 図１４は、実験例３５の合金粒界相間の距離と実験例３６の合金粒界相間の距離とを示したグラフである。 図１５は、製造した鋳造合金が１２００℃から５０℃となるまでの間の経過時間と温度との関係を示したグラフであり、図１５（ａ）は経過時間０〜１秒までの範囲を示し、図１５（ｂ）は経過時間０〜２５０秒までの範囲を示し、図１５（ｃ）は経過時間０〜７００秒までの範囲を示している。 図１６（ａ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を示したグラフであり、図１６（ｂ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）を示したグラフであり、図１６（ｃ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。 図１７（ａ）は、実験例４７と実験例４８のＢＨカーブトレーサーにて測定したヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、図１７（ｂ）は、実験例４９と実験例５０のＢＨカーブトレーサーにて測定したヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、縦軸は磁化Ｊであり、横軸は磁界Ｈである。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
〔第１の実施形態〕
「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金」
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金」と略記する）は、成形して焼結することにより、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ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である遷移金属リッチ相とを含む、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する。
）が得られるものである。
本実施形態において、Ｒリッチ相は、希土類元素であるＲの合計原子濃度が７０原子％以上の相である。遷移金属リッチ相は、希土類元素Ｒの合計原子濃度が２５〜３５原子％の相である。遷移金属リッチ相は、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴを５０〜７０原子％含むものであることが好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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原子％含み、Ｂを４．５〜６．２原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔが残部であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金であって、下記（式１）を満たすものである。また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％である合金である。

０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（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原子％を超えると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり磁石として不適合になる。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜６５原子％とされている。本実施形態においては、遷移金属リッチ相を含むことにより、保磁力を向上させているので、Ｄｙを含まなくても良いし、Ｄｙを含む場合でも６５原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれる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４．５原子％以上、６．２原子％以下であり、かつ上記（式１）を満たしている。Ｂの含有量は、４．８原子％以上であることがより好ましく、５．５原子％以下であることがより好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が４．５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。Ｂの含有量が上記（式１）の範囲を超えると、遷移金属リッチ相の生成量が不十分となり、保磁力が十分に向上しない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備えている。合金粒界相は、電子顕微鏡の反射電子像で観測できる。合金粒界相には、実質的にＲのみからなるものと、Ｒ−Ｔ−Ｍを含むものとが存在する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金において、合金粒界相の間隔を３μｍ以下とするには、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢ含有量を、５.０原子％以上、６．０原子％以下とする。
Ｂ含有量を上記範囲とすることで、合金組織の粒径が微細化されて粉砕性が向上し、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において粒界相が均一に分布され、優れた保磁力が得られる。より粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られるようにするためには、Ｂの含有量を５．５原子％以下とすることが好ましい。しかし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が５.０原子％未満である場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が増大するのに伴って、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。また、Ｂが過剰となることで焼結磁石中にＢリッチ相が含まれる。このため、Ｂの含有量が６．０原子％を超えた場合、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。

また、合金組織の粒径を微細化し、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ために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＢ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｆｅ／Ｂ）は１３〜１６であることが好ましい。また、Ｆｅ／Ｂが１３〜１６である場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／または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ものとなる。しかし、Ｆｅ／Ｂが１６を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。
また、Ｆｅ／Ｂが１３未満になると、Ｆｅ／Ｂが減少するのに伴って、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。このため、Ｆｅ／Ｂが１３未満である場合、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。

また、合金組織の粒径を微細化して、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ために、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５〜０．３８とされていることが好ましい。より粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られるように、Ｂ／ＴＲＥは０．３６以下であることがより好ましい。Ｂ／ＴＲＥが０．３５５未満である場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。また、Ｂ／ＴＲＥが増大するのに伴って、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。このため、Ｂ／ＴＲＥが０．３８を超えた場合、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、種種の３〜１１族元素を用いることができる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＴがＦｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。

図１は、Ｄｙ＝０原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図１では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３５のときに保磁力が最大となっている。
図２は、Ｄｙ＝３．８原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図２では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３７のときに保磁力が最大となっている。
図３はＤｙ＝８．２原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図３では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３９のときに保磁力が最大となっている。

保磁力が最大になる点のＤｙ濃度とＢ／ＴＲＥとの関係をプロットすると、図４のようになる。図４の直線から、下記の式が導かれる。
Ｂ／ＴＲＥ＝０．００４９Ｄｙ＋０．３５・・・（式２）
保磁力が最大値から最大値の９０％未満に低下するＢ／ＴＲＥの幅は、図２及び図３から、最大値の±０．０１の外側の範囲であることがわかる。つまり、上記（式２）の−０．０１以上、＋０．０１以下の範囲内であれば、最大保磁力の９０％以上の保磁力が得られることになる。この範囲を適正なＢ／ＴＲＥとすれば、適正なＢ／ＴＲＥの範囲は次式（式１）となる。
０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）

上記（式１）を満たす合金は、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＦｅ濃度が高くＢ濃度が低いものとなる。図５はＲ-Ｔ-Ｂ系３元状態図である。図５において、縦軸はＢの濃度を示し、横軸はＮｄの濃度を示しており、図５におけるＢおよびＮｄの濃度が低いほど、Ｆｅ濃度が高くなることを示している。通常は塗り潰された領域内の組成（例えば、図５において黒塗りの符号△で示される組成）で合金を鋳造し、主相とＲリッチ相とからなるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製している。しかし、上記（式１）を満たす本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、図５において○で示すように、上記の領域から低Ｂ濃度側にはずれた領域にある。

上記（式１）を満たすＲ−Ｔ−Ｂ系合金を作製するとＲ_２Ｔ_１７相が合金中に生成しやすくなる。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られており、通常、Ｒ_２Ｔ_１７相が生成しない条件でＲ−Ｔ−Ｂ系合金が製造される。しかしながら、本発明においては、Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において遷移金属リッチ相の原料となるものと考えられる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が０．１〜５０％のものであることが好ましく、０．１〜２５％のものであることがより好ましい。Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が上記範囲である場合、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進され、遷移金属リッチ相を十分に含む保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が５０％以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程においてＲ_２Ｔ_１７相を完全に消費することができず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性が低下する場合がある。
さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金では、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が０．１〜５０％である場合、非常に優れた粉砕性が得られる。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相と比較して脆いものであるため、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金がＲ_２Ｔ_１７相を含む領域を面積率で０．１〜５０％含む場合、容易に粉砕されて粒径２μｍ程度の微粒子とすることができる。

Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金となる鋳造合金薄片の断面を顕微鏡観察することによって求められる。具体的には次のような手順で求められる。
鋳造合金薄片を樹脂に埋込み、鋳造合金薄片の厚さ方向に削りだし、鏡面研磨した後、導電性を付与するために金あるいは炭素を蒸着して観察試料とする。この試料を走査電子顕微鏡で倍率を３００倍あるいは３５０倍として反射電子像を撮影する。

図６に一例として表１に示す合金Ｆの断面の３５０倍で撮影した反射電子像を示す。この像には、灰色のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相と、白い線状のＲリッチ相とが観察されている。このほかに、点状のＲリッチ相が観察される領域がある（白線で囲まれた領域）。本願ではこの領域をＲ_２Ｔ_１７相を含む領域と称する。この面積が断面写真中のどれだけの比率を占めるかをＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率と称する。
図７はＲ_２Ｔ_１７相生成領域の高倍率の写真である。ここでコントラストを強調すると上記Ｒ_２Ｔ_１７相生成領域には、黒い点状のＲ_２Ｔ_１７相（２−１７相）、白色のＲリッチ相および灰色の主相（２−１４−１相）が生成していることが分かる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれる金属元素Ｍは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造時に行われる鋳造合金薄片の冷却速度を一時的に遅くする工程（後述する鋳造合金の温度保持工程）や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結および熱処理の際に、遷移金属リッチ相の生成を促進するものであると推定される。金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含むものであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に０．１〜２．４原子％含まれている。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれているものであるので、これを焼結することで、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。

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、他の磁気特性に支障を来たすことなく、鋳造合金の温度保持工程の際や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結および熱処理の際に遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。

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して、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）を十分に向上させることができない恐れがある。また、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。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることがより好ましく、１．４原子％以下であることがより好ましい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中にＣｕが含まれる場合、Ｃｕの濃度は、０．０７〜１原子％であることが好ましい。Ｃｕの濃度が０．０７原子％未満の場合は、磁石が焼結しにくくなる。
また、Ｃｕの濃度が１原子％を超える場合は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が低下するので好ましくない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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の他に、さらにＳｉを含むものであってもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中にＳｉが含まれる場合、Ｓｉ含有量は０．７〜１．５原子％の範囲であることが好ましい。Ｓｉを上記範囲内で含有させることにより、保磁力がより一層向上する。Ｓｉ含有量が０．７原子％未満であっても１．５原子％を超えても、Ｓｉを含有させることによる効果が低下する。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、後述するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を焼結する工程において、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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる希土類元素Ｒのうち、焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後の熱処理において、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、本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は０．５ｗｔ％以下であることが好ましい。上記の合計濃度を上記の濃度以下にすることで、希土類元素Ｒが消費されるのを抑制して保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させることができる。

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法」
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、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薄片を製造する。この時、鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を７００〜９００℃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）を行っても良い。
その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕することによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。

本実施形態においては、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する方法の一例として、図１１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１１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。
図１１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１１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１１中の左右方向に移動できるようになっている。

また、図１１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、ＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系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系合金は、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、減圧して水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して鋳造合金薄片中の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。

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
次に、このようにして得られた本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて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、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末に、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。

焼結を８００℃〜１２００℃、より好ましくは９００℃〜１２００℃で行った後、４００℃〜８００℃で熱処理を行った場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相がより一層生成されやすくなり、より一層保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
本実施形態においては、上記（式１）を満たすことによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金中にＲ_２Ｔ_１７相が生成されている。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として使用されると推測される。

焼結を８００℃〜１２００℃、より好ましくは９００℃〜１２００℃で行った後、４００℃〜８００℃で熱処理を行った場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相がより一層生成されやすくなり、より一層保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
本実施形態においては、上記（式１）を満たすことによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金中にＲ_２Ｔ_１７相が生成されている。Ｒ_２Ｔ_１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として使用されると推測される。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％の遷移金属リッチ相とを含む本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれる金属元素の種類や使用量、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を０．００５〜３体積％の好ましい範囲に容易に調節できる。
そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

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、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定される。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の体積率は、０．００５〜３体積％であることが好ましく、０．１％〜２体積％であることがより好ましい。
遷移金属リッチ相の体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体積率が０．１体積％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体積率が３体積％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。

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。

本発明においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の体積率は、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し、さらにこれが球状であると仮定して体積率を算出する。

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（ＤｙＦ３）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。

〔第２の実施形態〕
第１の実施形態では、金属元素を含有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造したが、第２の実施形態では、第１の実施形態とは異なり、金属元素を含有しない粉末のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料」と略記する）を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、上述した第１の実施形態と同様に成形して焼結することにより、上述した第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるものである。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料であって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料中に金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むものである。
０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度、Ｂはボロン元素の濃度、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金として、金属元素Ｍを含まないこと以外は第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と同じものが用いられ、第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と同様にして製造できる。したがって、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金についての説明を省略する。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金おいても、第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と同様に、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が０．１〜５０％のものであることが好ましく、０．１〜２５％のものであることがより好ましい。Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が上記範囲である場合、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進され、遷移金属リッチ相を十分に含む保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が５０％以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程においてＲ_２Ｔ_１７相を完全に消費することができず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力や角形性が低下する場合がある。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金においても、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率が０．１〜５０％である場合、非常に優れた粉砕性が得られるため、容易に粉砕されて粒径２μｍ程度の微粒子とすることができる。
なお、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の面積率は、第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と同様にして求められる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれる添加金属は、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなるものである。
金属元素Ｍは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結および熱処理の際に、遷移金属リッチ相の生成を促進するものであると推定される。

金属元素Ｍは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料中に０．１〜２．４原子％含まれている。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることがより好ましく、１．４原子％以下であることがより好ましい。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれているので、これを焼結することで、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。

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、他の磁気特性に支障を来たすことなく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結および熱処理の際に遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。
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して、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）を十分に向上させることができない恐れがある。また、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系合金材料中にＣｕが含まれる場合、Ｃｕの濃度は、０．０７〜１原子％であることが好ましい。Ｃｕの濃度が０．０７原子％未満の場合は、磁石が焼結しにくくなる。また、Ｃｕの濃度が１原子％を超える場合は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が低下するので好ましくない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金と、添加金属の他に、さらにＳｉを含むものであってもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料中にＳｉが含まれる場合、Ｓｉ含有量は０．７〜１．５原子％の範囲であることが好ましい。Ｓｉを上記範囲内で含有させることにより、保磁力がより一層向上する。Ｓｉ含有量が０．７原子％未満であっても１．５原子％を超えても、Ｓｉを含有させることによる効果が低下する。

「Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料の製造方法」
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と同様にして製造できる。そして、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末と、添加金属の粉末とを混合することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料が得られる。
「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
このようにして得られた本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いて、第１の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた場合と同様にして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造できる。

なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させるため、通常はＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末の粒度をｄ５０で４〜５μｍとするが、この大きさをさらに小さくしてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中の粒子の大きさを小さくするとさらに保磁力を向上させることができる。

なお、本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、ＤｙやＴｂのフッ化物を塗布して熱処理し、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。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系磁石の製造方法では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％の遷移金属リッチ相とを含む本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含まれる金属元素Ｍの種類や使用量、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を０．００５〜３体積％の好ましい範囲に容易に調節できる。そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。

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０．２〜５原子％含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料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。

〔第３の実施形態〕
第２の実施形態では、金属元素を含有しない粉末のＲ−Ｔ−Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料について説明したが、本実施形態においては、金属元素を含有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料について説明する。すなわち、本発明において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に金属元素を含有させるのは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を鋳造する段階であってもよいし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結する前の段階であってもよく、双方の段階で金属元素を添加してもよい。

第３の実施形態では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料に含有させる金属元素の一部をＲ−Ｔ−Ｂ系合金に含有させ、このＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末と残りの金属元素とを混合することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料とし、これを用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態と同様に成形して焼結することにより、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるものである。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須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種以上の第１金属と、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５原子％含み、Ｂを４．５〜６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第２金属または前記第２金属を含む合金からなる添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料であって、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、前記第１金属と前記第２金属とを合計で０．１〜２．４原子％含むものである。
０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度、Ｂはボロン元素の濃度、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

第１金属および第２金属は、いずれもＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属であり、第１金属と第２金属との合計で、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態における金属元素Ｍと同じ組成となるものである。
また、第１金属と第２金属との合計のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料中の含有量は、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態における金属元素Ｍと同じである。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金が第１金属を含有していること以外は第２の実施形態と同じであり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は第１の実施形態及び第２の実施形態と同様である。したがって、説明を省略する。

ここで、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相を生成させる方法について詳細に説明する。
本発明においては、製造途中のＲ−Ｔ−Ｂ系合金および／または製造途中のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＲ_２Ｔ_１７相が、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において行われる一回または複数回の熱処理において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の原料として使用され、遷移金属リッチ相が生成されると考えられる。

遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の条件は、遷移金属リッチ相の原料としてＲ_２Ｔ_１７相とともに使用される金属元素Ｍの種類や使用量、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中および／または焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中に含まれるＲ_２Ｔ_１７相の生成量、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の組成、必要とされる遷移金属リッチ相の生成量などに応じて決定される。

遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、具体的には、製造途中のＲ−Ｔ−Ｂ系合金および／または製造途中のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に対して、好ましくは４００〜８００℃の温度で、より好ましくは、４５０〜６５０℃の温度で一回または複数回行うことができ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において合計で０．５〜５時間行うことが好ましく、１〜３時間行うことがより好ましい。
遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の温度が４００℃未満であると、熱処理時における希土類元素Ｒと２−１７相（Ｒ_２Ｔ_１７相）と金属元素Ｍとの反応が不十分となり、遷移金属リッチ相が十分に生成されない場合がある。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の温度が８００℃を超えると、原子の再配置が生じて、遷移金属リッチ相が十分に生成されない場合がある。

また、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の合計時間が、０．５時間未満であると、熱処理時における希土類元素Ｒと２−１７相（Ｒ_２Ｔ_１７相）と金属元素Ｍとの反応が不十分となり、遷移金属リッチ相の生成量が不十分となる場合がある。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の合計時間が５時間を越えると、熱処理時間が長時間であることにより生産性に支障を来すため好ましくない。

遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において一回または複数回行われるものであり、遷移金属リッチ相を生成させることのみを目的とする熱処理であってもよいし、焼結など他の目的で行われる熱処理が遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を兼ねてもよい。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の回数は、特に限定されるものではないが、遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、複数回行うことが好ましい。

具体的には、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する際に行われる鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を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）や、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に行われるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を焼結するための熱処理、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相を生成させるための熱処理、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の内部にＤｙやＴｂを拡散させるための熱処理から選ばれる１以上の処理などが挙げられる。

なお、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、４００〜８００℃の温度で行うことが好ましいが、上記範囲内での最適温度は、熱処理されるＲ−Ｔ−Ｂ系合金またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織の状態によって異なるものであるため、例えば、焼結前と焼結後とでは異なっており、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を鋳造する工程からＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が完成するまでの間のどの工程において行われる熱処理であるかによって適宜決定される。
また、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理によって得られる遷移金属リッチ相の生成量は、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理時間の増大に伴って増加する傾向にある。しかし、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を行った後の工程において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が、遷移金属リッチ相の分解温度以上の高温とされた場合には、生成された遷移金属リッチ相の一部または全部が分解されて減少する可能性がある。

遷移金属リッチ相を生成させる熱処理においては、下記の（式３）および／または（式４）に示す反応が進行するものと推測される。
より詳細には、熱処理において遷移金属リッチ相の原料として使用される金属元素Ｍが、被熱処理材料であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金中またはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中に単独で存在しているものである場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において下記の（式３）に示す反応が進行すると推定される。

Ｒ（希土類元素）＋Ｒ_２Ｔ_１７（Ｒ_２Ｔ_１７相）＋Ｍ（金属元素）→Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ（遷移金属リッチ相） ・・・（式３）
金属元素Ｍが、被熱処理材料中に単独で存在している場合としては、例えば、金属元素を含有しないＲ−Ｔ−Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。

また、金属元素Ｍが、被熱処理材料中の合金粒界相内または粒界相内に含有されている場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において下記の（式４）に示す反応が進行すると推定される。
ＲＭ（金属元素を含む希土類元素）＋Ｒ_２Ｔ_１７（Ｒ_２Ｔ_１７相）→Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ（遷移金属リッチ相） ・・・（式４）
金属元素Ｍが、被熱処理材料中の合金粒界相内または粒界相内に含有されている場合としては、例えば、金属元素を含有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。

金属元素Ｍが、被熱処理材料中に単独で存在しているものと、合金粒界相内または粒界相内に含有されているものの両方を含む場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において上記の（式３）に示す反応と（式４）に示す反応とが同時に進行すると推定される。
この場合としては、例えば、金属元素を含有するＲ−Ｔ−Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金中のＲ_２Ｔ_１７相の大きさは小さい方がよい。Ｒ_２Ｔ_１７相の大きさが大きいと、（式３）あるいは（式４）に示す反応が生じても完全にＲ_２Ｔ_１７相を消失させることができず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石内にＲ_２Ｔ_１７相が残留して保磁力あるいは角形性が悪化する場合がある。具体的には、Ｒ_２Ｔ_１７相の大きさは１０μｍ以下であることが好ましく、３μｍ以下であることがより好ましい。なお、ここでのＲ_２Ｔ_１７相の大きさとは、Ｒ_２Ｔ_１７相単体の大きさであり、Ｒ_２Ｔ_１７相の存在領域の大きさではない。

このように本発明においては、上記の遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を行うことで、（式３）および／または（式４）に示すように、Ｒ_２Ｔ_１７相と、金属元素Ｍを含む希土類元素Ｒ（または金属元素Ｍと希土類元素Ｒ）とを原料として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相が生成されるものと推測される。

「実験例１〜１７、４１〜４６」
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（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、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％）を表１に示す合金Ａ〜Ｌ、Ｎ〜Ｑ及びＴ〜Ｚの合金組成になるように秤量し、さらに、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）を２．３原子％秤量し、アルミナるつぼに装填した。

なお、表１に示す合金組成に記載のＳｉ含有量は、合金に積極的に含有させたものではなく、合金中に不純物として含まれるＳｉ含有量である。また、合金Ｎは金属元素Ｍを意図的に含有させずに作製したものであり、合金Ｏは金属元素ＭとしてＡｌのみを、合金Ｐは金属元素ＭとしてＧａのみを、合金Ｑは金属元素ＭとしてＣｕをのみを意図的に添加して作製したものである。また、合金Ｎ、Ｐ及びＱに含まれるＡｌは意図的に添加したものではなく、アルミナルツボから混入したものである。

その後、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して溶融させて水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ロール周速度１．０ｍ／秒、平均厚み０．３ｍｍ程度となるようにＳＣ（ストリップキャスト）法により、鋳造合金薄片を得た。

次に、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、減圧して水素を脱気し、さらに５００℃まで加熱する熱処理を行って鋳造合金薄片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）４．５μｍに微粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。

このようにして得られた合金Ａ〜Ｌ、Ｎ〜Ｑ及びＴ〜ＺのＲ_２Ｔ_１７相の面積率を以下に示す方法により調べた。
鋳造合金薄片のうち平均厚みの±１０％以内の厚みのものを樹脂に埋込み、厚さ方向に断面を削りだし、その断面を鏡面研磨して、その後導電性を付与するために金あるいは炭素を蒸着して観察試料とした。この試料を走査電子顕微鏡（日本電子ＪＳＭ−５３１０）で倍率を３５０倍として反射電子像にて撮影した。
図６に一例として合金Ｆの反射電子像を示す。また、合金Ａ〜Ｌ、Ｎ〜Ｑ及びＴ〜Ｚのうち、測定した合金のＲ_２Ｔ_１７相の面積率を表４に示す。表４中、−は未測定を表す。

次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００〜１２００℃の温度で焼結した。その後８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実験例１〜実験例１７、実験例４１〜実験例４６のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。

そして、得られた実験例１〜実験例１７、実験例４１〜実験例４６のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を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４に示す。

「実験例１８〜３３」
実験例１〜１７で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる粉末（合金Ａ〜Ｈ、Ｊ〜Ｌ、Ｎ〜Ｑ）及び合金Ｒの粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す焼結磁石の組成となるように両者を混合して実験例１８〜実験例３３のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。

次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いて、実験例１〜実験例１５と同一手順でＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。
そして、得られた実験例１８〜実験例３３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、実験例１〜実験例１７と同様にして、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５に示す。

「実験例３４」
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（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ｓｉメタル（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％）を表３に示す合金Ｓの成分組成になるように秤量し、さらに、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）を２．３原子％秤量し、アルミナるつぼに装填し、実験例１〜１７と同一手順により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得、これを用いて実験例１〜１７と同一手順により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。

そして、得られた実験例３４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁気特性を、実験例１〜実験例１７と同様にして、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６に示す。

表４〜表６において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化であり、「Ｓｑ」とは角形性であり、「ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。

また、実験例３〜実験例２８、実験例３４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の体積率を以下に示す方法により調べた。
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、鏡面研磨した。この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した。

例えば、図９、図１０（ａ）は、それぞれ、実験例６、２３で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の反射電子像である。図９、図１０（ａ）から、灰色のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の粒界に白色のＲリッチ相、薄い灰色の遷移金属リッチ相が存在していることが分かる。
このような反射電子像から遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出し、さらにこれが球状であると仮定して、各実験例の体積率を算出した。
その結果を表４〜表６に示す。表４〜表６中、−は未測定を表す。

また、ＦＥ−ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー（Electron Probe Micro Analyzer）を用いて主相および粒界相の組成を調べることにより、実験例１８〜実験例３４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを主として含む主相と、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相からおもに構成されていることを確認した。

表１および表４に示すように、Ｂが（式１）を満たしていない実験例８及び９では、Ｄｙの含有量が同程度であって、Ｂが（式１）を満たしている実験例６と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が低くなっている。
Ｓｉの添加量が０．７〜１．５原子％の範囲である実験例２３では、添加金属の含有量が本発明の上限を超える実験例２９と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなっている。

また、図１は、実験例１〜４、１８〜２１のＢ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例１〜４、１８〜２１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを含有しないものであるが、実験例１８〜２１に示すように添加金属であるＳｉを添加させる（実験例１８〜２１）ことで、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなっている。
このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。

また、図２は、実験例５〜９、２２〜２５のＢ含有量（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例５〜９、２２〜２５のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを３．８原子％程度含有するものである。Ｂ含有量が異なっているため、保磁力が異なっているが、Ｂ／ＴＲＥが０．３７で保磁力が最大になっている。また、実験例２２〜２５に示すように添加金属であるＳｉを添加させる（実験例２２〜２５）ことで、保磁力が高くなっていることが分かる。このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。

また、図３は、実験例１０〜１２、２６〜２８のＢ含有量（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例１０〜１２、２６〜２８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを８．３原子％程度含有するものである。Ｂ含有量が異なっているため、保磁力が異なっているが、Ｂ／ＴＲＥが０．３９で保磁力が最大になっている。また、添加金属であるＳｉを添加させる（実験例２４〜２６）ことで、保磁力が高くなっていることが分かる。このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。

実験例１４はＣｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉを添加せずに作製したものであり、最も近い組成である実験例６と比較して保磁力が大幅に低くなっている。実験例１４の成分にＡｌのみを添加した実験例１５、実験例１４の成分にＧａのみを添加した実験例１６、実験例１４の成分にＣｕのみを添加した実験例１７では実験例１４と比較して保磁力が高くなっている。保磁力を高めるために、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのいずれかが必須であることが示されている。
さらに、合金Ｎ〜ＱにＳｉを添加した実験例３０〜３３では保磁力が高くなっており、金属Ｍを２種類以上添加することが好ましいことを示している。特に合金ＱにＳｉ粉末を添加した実験例３３では大幅な保磁力の向上が見られた。また、実験例３３は、組成が近い実験例２４と比較しても保磁力は２ｋＯｅ以上高くなっており、ＣｕとＳｉを添加することが特に好ましいことが示されている。

Ｄｙ濃度がほぼ等しい実験例１４〜１７を比較すると、金属元素Ｍの濃度が０．０８原子％の実験例１４では保磁力が低いが、金属元素Ｍの濃度が０．１原子％以上である実験例１５〜１７では保磁力が高くなっている。
また、Ｄｙを含有していない実験例４１〜実験例４６を比較すると、実験例４３（金属元素Ｍの濃度は２．４３原子％）では、実験例４１（金属元素Ｍの濃度は０．７５原子％）実験例４２（金属元素Ｍの濃度は１．００原子％）に比べて保磁力が低下している。
以上のことから、金属元素Ｍの含有量は、０．１〜２．４原子％が好ましいことが示されている。
Ｄｙを含有していない実験例１〜４、実験例４１〜４６の中で、高い保磁力を有しているのは、実験例４１、４２、４４〜４６（金属元素Ｍの濃度が０．７２〜１．３４原子％）である。このことから、金属元素Ｍの含有量が０．７〜１．４原子％の範囲にあることがより好ましいことが示されている。

表３および表６に示す実験例３４は、合金鋳造の段階で全ての金属元素を添加させたものである。Ｄｙの含有量が同程度である表１および表４の実験例５と実験例３４とを比較すると、実験例３４は実験例５よりも高い保磁力を示すことが分かる。
表１〜表６の結果から、金属元素を合金鋳造した場合であっても、合金と添加金属とを混合した場合であっても、磁石の保磁力を向上させる効果が得られることが分かる。

図８〜図１０（ａ）は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、図８は実験例９、図９は実験例６、図１０（ａ）は実験例２３の反射電子像である。また、図１０（ｂ）は、図１０（ａ）に示したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真を説明するための模式図である。図８〜図１０（ａ）に示す反射電子像および図１０（ｂ）に示す模式図において、灰色の部分はＲ _２ Ｔ _１４ Ｂ相であり、白色の部分はＲリッチ相であり、薄い灰色の部分は遷移金属リッチ相である。

表１および表２に示すように、実験例６、９、２３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙの含有量が同程度である。実験例９のＢ／ＴＲＥは本願発明の範囲よりも高いものである。一方、実験例６のＢ／ＴＲＥは本願発明の範囲内の値であり、実験例２３は実験例６にＳｉを添加したものである。図８では遷移金属リッチ相の生成がほとんど見られなかった。図９ではわずかに遷移金属リッチ相の生成が見られ、図１０（ａ）ではさらに多くの遷移金属リッチ相が生成していることが分かる。図８〜図１０（ａ）より、Ｂ／ＴＲＥを適切に選定し、さらに添加金属を適切に添加することで、遷移金属リッチ相の生成を増加させることが可能なことが分かる。

図８では、数個の粉砕した粒子が融合して主相を形成している。図９では、粉砕した粒子が融合せずに個々に主相を形成している。図１０（ａ）では、粉砕した個々の粒子が形成する主相を、粒界相が取り囲んでいる様子が、明確に観察できる。

「実験例３５」
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）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ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）を表７に示す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、図１１に示す合金の製造装置１を用いて、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。まず、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉（溶解装置）の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して合金溶湯とした。次いで、得られた合金溶湯を、ロール周速度１．０ｍ／秒で回転する水冷銅ロールに供給して凝固させ、鋳造合金とした。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、平均厚み０．３ｍｍの鋳造合金薄片を得た。なお、鋳造工程は、アルゴン雰囲気で行った。

破砕された鋳造合金薄片を、ホッパ７を通過して「閉」の状態とされた開閉式ステージ３３上に堆積させて加熱ヒータ３１によって加熱し、８００℃の鋳造合金を６０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行い、開閉式ステージ３３を「開」の状態とすることにより温度保持工程を終了した。

このようにして得られた実験例３５の鋳造合金薄片を樹脂に埋込み、鏡面研磨した断面を反射電子像にて３５０倍の倍率で観察し、そのコントラストにより主相と合金粒界相とを判別し、以下に示すようにして、隣接する合金粒界相間の距離を調べた。すなわち、実験例３５の鋳造合金薄片の３５０倍の倍率の反射電子像の各画像上に鋳造面と平行に１０μｍ間隔で直線を引き、その直線を横切った合金粒界相の間隔をそれぞれ測定し、その平均値を算出した。隣接する合金粒界相間の距離が短いほど、粉砕性に優れている。

また、表７に示す合金組成のＢ元素およびＦｅ元素の濃度を変化させたこと以外は、実験例３５の鋳造合金薄片と同様にして複数の鋳造合金薄片を作成し、実験例３５の鋳造合金薄片と同様にして隣接する合金粒界相間の距離を調べた。その結果を図１２（ａ）〜図１２（ｃ）、図１３（ａ）、図１３（ｂ）に示す。

図１２（ａ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＢ濃度との関係を示したグラフであり、図１２（ｂ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＢ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）との関係を示したグラフであり、図１２（ｃ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＦｅ／Ｂ（Ｂ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、Ｆｅは鉄元素の濃度（原子％））との関係を示したグラフである。

図１２（ａ）より、Ｂ含有量が５.０原子％以上、６．０原子％以下である場合、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、Ｂ含有量が５.０原子％未満になると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。

図１２（ｂ）より、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５〜０．３８である場合、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５未満になると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。

図１３（ａ）はＦｅ／Ｂが１５．５である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真であり、図１３（ｂ）はＦｅ／Ｂが１６．４である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真である。図１３（ａ）および図１３（ｂ）に示す反射電子像おいて、灰色の部分は主相であり、白色の部分は合金粒界相である。図１３（ａ）に示す鋳造合金薄片では、合金粒界相が細かい網目状に形成されていることが分かる。これに対し、図１３（ｂ）に示す鋳造合金薄片では、針状の合金粒界相と島状の主相が観察される。

図１２（ｃ）より、Ｆｅ／Ｂが１３から増えるにつれて合金粒界相の間隔が狭くなっており、１５〜１６である場合、合金粒界相間の距離が特に短くなっていることが分かる。
また、図１２（ｃ）、図１３（ａ）および図１３（ｂ）より、Ｆｅ／Ｂが１３〜１６である場合、Ｆｅ／Ｂが１６を超える場合と比較して、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、図１２（ｃ）より、Ｆｅ／Ｂが１６を超えると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。

「実験例３６」
表７に示す合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填し、図１１に示す合金の製造装置１を用いて、鋳造工程中の雰囲気を以下の雰囲気としたこと以外は、実験例３５と同様にして、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。
すなわち、鋳造工程は、アルゴン雰囲気中にヘリウムを供給しながら行い、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却ロール２２によって鋳造合金を冷却するとともに、温度保持工程後、貯蔵容器４内に収容された鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却した。

このようにして得られた実験例３６の鋳造合金薄片について、実験例３５と同様にして、隣接する合金粒界相間の距離を調べた。実験例３５と実験例３６の合金粒界相間の距離を調べた結果を図１４に示す。図１４において、黒△は実験例３５の結果であり、○は実験例３６の結果である。

図１４に示すグラフは、実験例３５および実験例３６の鋳造合金薄片をそれぞれ５枚用意し、上記と同様にして合金粒界相の間隔をそれぞれ測定して、各合金粒界相の間隔の測定値を０．２μｍ毎の範囲に分類し、合金粒界相の間隔の全測定数に対し、各範囲の測定値が出現する割合（（各範囲の測定値の出現数／全測定数）×１００（％））を算出した結果を示したものである。

図１４に示すように、鋳造工程をヘリウムを含む雰囲気中で行った鋳造合金薄片である実験例３６では、鋳造工程をアルゴン雰囲気中で行った鋳造合金薄片である実験例３５と比較して、合金粒界相間の間隔が狭くなっている。このことから、鋳造工程をヘリウムを含む雰囲気中で行うことにより、合金組織の粒径が微細化され、粉砕性に優れるものとなることがわかる。

「実験例３７」
表１に示す合金Ｆの組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填し、図１１に示す合金の製造装置１を用い、製造した鋳造合金の１２００℃から５０℃となるまでの間の冷却温度の履歴を図１５（ａ）〜図１５（ｃ）および表８に示す（ａ）条件としたこと以外は、実験例３５と同様にして、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。なお、鋳造工程は、アルゴン雰囲気で行った。

次に、鋳造合金薄片を実験例１と同様にして水素解砕法により解砕して実験例３７のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。
なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末の平均粒度（ｄ５０）は、４．５μｍであった。

このようにして得られた実験例３７のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００〜１２００℃の温度で焼結した。その後８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、複数の実験例３７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。
得られた複数の実験例３７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）〜図１６（ｃ）に示す。

「実験例３８」
製造した鋳造合金の１２００℃から５０℃となるまでの間の冷却温度の履歴を図１５（ａ）〜図１５（ｃ）および表８に示す（ｂ）条件としたこと以外は、実験例３７と同様にして、鋳造合金薄片を製造し、これを用いて実験例３７と同様にして実験例３８のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。
なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末の平均粒度（ｄ５０）は、４．５μｍであった。

このようにして得られた実験例３８のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を用いて、実験例３７と同様にして、複数の実験例３８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製し、磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）〜図１６（ｃ）に示す。

「実験例３９」
実験例３７で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す実験例２３の組成となるように両者を混合して実験例３９のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。

「実験例４０」
実験例３８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す実験例２３の組成となるように両者を混合して実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。

次に、このようにして得られた実験例３９および実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いて、実験例３７と同様にして、それぞれ複数の実験例３９および実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。
そして、得られた複数の実験例３９および実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、実験例３７と同様にして、ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）〜図１６（ｃ）に示す。

図１６（ａ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を示したグラフであり、図１６（ｂ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）を示したグラフであり、図１６（ｃ）は、実験例３７〜実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。なお、図１６（ｃ）に示す点線は、等価ラインである。また、図１６において、△は実験例３７の結果であり、○は実験例３８の結果であり、黒△は実験例３９の結果であり、●は実験例４０の結果である。

図１６（ａ）に示すように、８００℃の鋳造合金を６０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０は、温度保持工程を行わない実験例３７および実験例３９と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなった。また、Ｓｉを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いた実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、Ｓｉを添加しないＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた実験例３８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなった。

図１６（ｂ）に示すように、温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０と、温度保持工程を行わない実験例３７および実験例３９とを比較しても、Ｓｉを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系合金材料を用いた実験例３９および実験例４０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と、Ｓｉを添加しないＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いた実験例３７および実験例３８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とを比較しても、磁化（Ｂｒ）の差は小さかった。

図１６（ｃ）に示すように、温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０は等価ラインよりも右側に位置しており、温度保持工程を行わない場合と比較して保磁力が高いことが分かる。

「実験例４７」
表９に示す実験例４７の焼結磁石の組成となるように製造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成形して圧粉体とした。
その後、得られた圧粉体を真空中で９００℃〜１２００℃の温度で焼結した。その後、８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実験例４７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。

「実験例４８」
実験例４７と同様にして製造した熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙを含む塗布液を塗布した。Ｄｙを含む塗布液としては、エタノールとフッ化ジスプロシウム（ＤｙＦ３）とを重量比１：１で混合した混合物を用いた。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面への塗布液の塗布は、容器中に入れられた塗布液を超音波分散させながら、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を容器中に１分間浸漬させることにより行った。

続いて、塗布液の塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、アルゴンを流量１００ｍｌ／ｍｉｎで供給するアルゴン雰囲気中で９００℃の温度で一時間加熱する第１熱処理を行い、室温まで冷却した。その後、第１熱処理と同じ雰囲気中で５００℃の温度で一時間加熱する第２熱処理を行なって室温まで冷却し（拡散工程）、実験例４８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。

「実験例４９」
表９に示す実験例４９の焼結磁石の組成となるように製造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金の粉末を用いたこと以外は、実験例４７と同様にして実験例４９のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。
「実験例５０」
実験例４９と同様にして製造した熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、実験例４８と同様にしてＤｙを含む塗布液を塗布して熱処理する拡散工程を行い、実験例５０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。

このようにして得られた実験例４７〜５０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組成を、希土類、鉄、銅、コバルト、アルミニウム、ガリウム、ホウ素については蛍光Ｘ線分析（ＸＲＦ）、炭素、窒素、酸素についてはガス分析装置、それ以外の微量不純物元素についてはプラズマ発光分析（ＩＣＰ）を用いて測定した。その結果を表９に示す。
表９に示す実験例４７と実験例４８とを比較すると、Ｄｙを含む塗布液を塗布して熱処理する拡散工程を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＤｙ濃度が高くなっている。また、表９に示す実験例４９と実験例５０とを比較すると、上記の拡散工程を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＤｙ濃度が高くなっている。
また、表９に示す実験例４７および実験例４８の磁石組成は、本発明の範囲内であり、実験例４９および実験例５０の磁石組成は、「Ｂ／ＴＲＥ」の値が本発明の範囲外である。

また、実験例４７および実験例４８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、それぞれ導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この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した。
さらに、実験例４７および実験例４８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石について、それぞれＦＥ−ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー（Electron Probe Micro Analyzer）を用いて主相および粒界相（Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相）の組成を確認した。

その結果、本発明の実施例である実験例４７と実験例４８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相が存在していた。

また、実験例４７〜実験例５０のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を図１７（ａ）、図１７（ｂ）、表１０および表１１に示す。

表１０および表１１において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。
図１７（ａ）は、実験例４７と実験例４８のヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、図１７（ｂ）は、実験例４９と実験例５０のヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、縦軸は磁化Ｊであり、横軸は磁界Ｈである。図１７（ａ）および図１７（ｂ）に示すヒステリシス曲線はＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）にて測定した。図１７（ａ）および図１７（ｂ）において、曲線が横軸と交わる点が保磁力「Ｈｃｊ」の値を示しており、曲線が縦軸と交わる点が残留磁化「Ｂｒ」を示している。

図１７（ａ）および表１０に示すように、拡散工程を行った実験例４８では、実験例４７と比較して保磁力が大幅に改善されている。また、実験例４７と実験例４８とを比較すると、残留磁化の変化はわずかである。
図１７（ｂ）および表１１に示すように、拡散工程を行った実験例５０では、実験例４９と比較して保磁力が改善されているが、図１７（ａ）および表１０に示す実験例４７と実験例４８との差よりも変化が小さく、保磁力改善効果が小さくなっている。また、実験例５０と実験例４９とを比較すると、残留磁化の変化はわずかであった。

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 (7)

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が残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、下記（式１）を満たすと共に、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂを含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が１．０μｍ以上３μｍ以下であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
   ０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
   （式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
2. ストリップキャスト法により製造されてなることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
3. さらにＳｉを含むことを特徴とする請求項１又は２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
4. Ｂ含有量（原子％）に対するＦｅ含有量（原子％）の比（Ｆｅ／Ｂ）が１３〜１６である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系希土類焼結磁石用合金。
5. Ｂ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）が０．３５５〜０．３８である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系希土類焼結磁石用合金。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法であって、
   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が残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たす合金溶湯を鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程を備え、
   前記鋳造工程において、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ことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
   ０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
   （式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
7. 前記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系希土類焼結磁石用合金の製造方法。