JP6380724B1 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、実施形態において、Ｒ：２７ｍａｓｓ％以上３７ｍａｓｓ％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む）、Ｂ：０．７５ｍａｓｓ％以上０．９７ｍａｓｓ％以下、Ｇａ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｔ：６１．０３ｍａｓｓ％以上（Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉから群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である）の組成を有する。Ｂに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）は１４．０超である。磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量よりも多く、磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量よりも多い。磁石表面部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）は磁石中央部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）よりも高い。

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石およびその製造方法に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうちの少なくとも一種である。Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種でありＦｅを必ず含む。Ｂは硼素である）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）、電気自動車用（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品などに使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相とこの主相の粒界部分に位置する粒界相（以下、単に「粒界」という場合がある）とから構成されている。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物は高い磁化を持つ強磁性相であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特性の根幹をなしている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力Ｈ_cJ（以下、単に「保磁力」又は「Ｈ_cJ」という場合がある）が低下するため不可逆熱減磁が起こるという問題がある。そのため、特に電気自動車用モータに使用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、高温下でも高いＨ_cJを有する、すなわち室温においてより高いＨ_cJを有することが要求されている。

国際公開第２００７／１０２３９１号 国際公開第２０１３／００８７５６号 国際公開第２０１６／１３３０７１号

Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相中の軽希土類元素ＲＬであるＮｄを重希土類元素ＲＨ（主にＤｙ、Ｔｂ）で置換すると、Ｈ_cJが向上することが知られている。しかし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、軽希土類元素ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒ）を重希土類元素ＲＨで置換すると、Ｈ_cJが向上する一方、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型化合物相の飽和磁化が低下するために残留磁束密度Ｂ_r（以下、単に「残留磁束密度」又は「Ｂ_r」という場合がある）が低下してしまうという問題がある。

特許文献１には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の焼結磁石の表面にＤｙ等の重希土類元素ＲＨを供給しつつ、重希土類元素ＲＨを焼結磁石の内部に拡散させることが記載されている。特許文献１に記載の方法は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面から内部にＤｙを拡散させてＨ_cJ向上に効果的な主相結晶粒の外殻部にのみＤｙを濃化させることにより、Ｂ_rの低下を抑制しつつ、高いＨ_cJを得ることができる。

しかし、特にＤｙなどの重希土類元素ＲＨは、資源存在量が少ないうえ、産出地が限定されているなどの理由から、供給が安定しておらず、価格が大きく変動するなどの問題を有している。そのため、近年、重希土類元素ＲＨを使用することなく、Ｈ_cJを向上させることが求められている。

特許文献２には、Ｄｙの含有量を低減しつつ保磁力を高めたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が開示されている。この焼結磁石の組成は、一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べてＢ量が相対的に少ない特定の範囲に限定され、かつ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有している。その結果、粒界にＲ₂Ｔ₁₇相が生成され、このＲ₂Ｔ₁₇相から粒界に形成される遷移金属リッチ相（Ｒ₆Ｔ₁₃Ｍ）の体積比率が増加することにより、Ｈ_cJが向上する。

特許文献３には、通常よりもＢ量が低い（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論比を下回る）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結体の表面に特定組成のＲ−Ｇａ−Ｃｕ合金を接触させて熱処理を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の粒界相の組成及び厚さを制御してＨ_cJを向上させることが記載されている。

特許文献２または特許文献３に記載の方法によれば、Ｄｙ等の重希土類元素ＲＨを使用しなくとも高いＨ_cJを得ることができるが、Ｂ_rが低下するという問題があった。

本開示の様々な実施形態は、重希土類元素ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＢ_rと高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石およびその製造方法を提供する。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例示的な実施形態において、
Ｒ：２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む）、
Ｂ：０．７３ｍａｓｓ％以上０．９６ｍａｓｓ％以下、
Ｇａ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｔ：６０ｍａｓｓ％以上（Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である）、
を含有し、
Ｂに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）が１４．０超であり、
配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、
配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量より多く、
配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）は磁石中央部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）より高い、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。

ある好ましい実施形態では、配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＣｕ量は磁石中央部のＣｕ量より多い。

ある好ましい実施形態では、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）比が１４．０超１６．４以下である。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、他の例示的な実施形態において、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程と、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程と、前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程と、前記第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程とを含む。前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体において、Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下である。前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金において、Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ２の含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であり、Ｃｕの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、Ｇａの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、Ｆｅの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である。

ある実施形態において、前記［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．３以上１５．０以下である。

ある実施形態において、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＦｅの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。

ある実施形態において、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒである。

ある実施形態において、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の７０ｍａｓｓ％以上がＰｒである。

ある実施形態では、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅの合計の含有量が８０ｍａｓｓ％以上である。

ある実施形態では、前記第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下である。

ある実施形態では、前記第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下である。

ある実施形態において、前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程は、原料合金を粒径Ｄ５０が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で配向させて焼結を行うことを含む。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、他の例示的な実施形態において、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程と、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程と、前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に、前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程と、前記第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程とを含む。前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体において、Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下であり、Ｃｕの含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体全体の０．１ｍａｓｓ％以上１．５ｍａｓｓ％以下である。前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金において、Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ２の含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であり、Ｇａの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、Ｆｅの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である。

ある実施形態において、前記［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．３以上１５．０以下である。

ある実施形態では、前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＦｅの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。

ある実施形態において、前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒである。

ある実施形態において、前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の７０ｍａｓｓ％以上がＰｒである。

ある実施形態では、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｇａ、Ｆｅの合計の含有量が８０ｍａｓｓ％以上である。

ある実施形態では、前記第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下である。

ある実施形態では、前記第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下である。

ある実施形態において、前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程は、原料合金を粒径Ｄ５０が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で配向させて焼結を行うことを含む。

本開示の実施形態によると、重希土類元素ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＢ_rと高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が提供される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相と粒界相を示す模式図である。 図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大した模式図である。 本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の第１の実施形態における工程を示すフローチャートである。 本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の第２の実施形態における工程を示すフローチャートである。 熱処理工程におけるＲ１−Ｔ１−Ｂ系合金焼結体とＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金との配置形態を模式的に示す説明図である。 縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップである。 磁石表面部のサンプル切り出し範囲を示す説明図である。 磁石表面部と磁石中央部のサンプル切り出し位置を示す説明図である。 図６Ｂの磁石において配向方法と垂直な断面を見た場合の説明図である。 ４ｍｍ角の磁石における磁石表面部と磁石中央部のサンプル切り出し位置を例示的に示す説明図である。 ３ｍｍ角の磁石における磁石表面部と磁石中央部のサンプル切り出し位置を例示的に示す説明図である。 図６Ｅの磁石において配向方法と垂直な断面を見た場合の説明図である。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ、Ｇａ及びＦｅを構成要素として含む合金をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に接触させた状態で熱処理を行うことによって製造され、通常よりもＢ量が低い（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論比を下回る）特定組成を有している。本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、重希土類元素であるＤｙ及びＴｂを全く含有していなくても、Ｄｙを含有させた（Ｄｙを原料合金に添加した）場合以上の高いＢ_r及びＨ_cJを有し、さらには、表面から内部にＤｙを拡散させて主相結晶粒の外殻部にＤｙを濃化させる方法によって製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ_r及びＨ_cJと同等の高いＢ_r及び高いＨ_cJを示すことができる。

＜メカニズム＞
前述したように、特許文献３に記載の方法は、通常よりもＢ量が少ない（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論比を下回る）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結体の表面に特定組成のＲ−Ｇａ−Ｃｕ合金を接触させて熱処理を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中における粒界相の組成及び厚さを制御してＨ_cJを向上させている。この方法は、重希土類元素を用いないことから主相の飽和磁化の低下がほとんど起こらない。しかし、通常よりも厚い粒界相を形成するため、どうしても主相の比率が低下してしまい、その結果、Ｂ_rの低下が避けられない。

本発明者らは検討を重ねた結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結体の表面に接触させる合金として、特許文献３に記載されるＲ−Ｇａ−Ｃｕ合金に代えて、Ｆｅを含有するＲ−Ｇａ−Ｆｅ合金を用い、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ量をＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物における化学量論比よりも少なくすると、特許文献３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べて高いＢ_rが得られるだけでなく、重希土類元素を用いることなく特許文献１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等の高いＢ_r及び高いＨ_cJを得ることができることがわかった。これは、特許文献３に記載の方法により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、磁石表面付近の粒界相だけでなく磁石中央付近の粒界相の厚みも厚くなるため、主相の比率が低下し、Ｂ_rが低下するものと考えられるのに対して、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ合金に含有されるＦｅの存在により、磁石表面付近の粒界相の厚みは特許文献３による磁石と同様に厚くなり、逆に、磁石中心付近の粒界相の厚みは特許文献３による磁石よりも薄くなる（本開示と特許文献３の磁石（拡散後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）がいずれも同じ組成の場合）。これによって磁石中心付近における主相比率の低下を抑制できると考えられる。さらに、詳細な検討の結果、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）（以下、「［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比」と記載する場合がある）が磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比より高い（磁石表面部よりも磁石中央部の方が［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比が低い（磁石中央部が相対的に高Ｂになっている））こともわかった。このような組成分布を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、磁石中央付近における主相比率の低下を最小限に抑えることができるため、Ｂ_rの低下を抑制することができる。

＜Ｔ／Ｂ比の説明＞
本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造には、Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ合金が用いられる。Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ合金に含まれているＲ、Ｇａ、及びＦｅの元素は、主にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結体の粒界を通じて焼結体表面から内部へ導入される。Ｒ、Ｇａ、及びＦｅの元素を焼結体表面から内部に導入すると、配向方向に沿って、磁石表面部におけるＲ量は磁石中央部におけるＲ量よりも多くなる。磁石表面部におけるＲ量が多くなると、その他の元素（例えばＢ、Ｆｅ等）の量（割合）は磁石中央部に比べて少なくなる。例えば、特許文献３に記載の方法により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のように、Ｆｅを磁石表面から内部に拡散させていないＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、配向方向と垂直な断面において、Ｒの拡散によって生じる磁石表面部と磁石中央部とにおけるＦｅ及びＢの変化の量は同等である。つまり、磁石表面部と磁石中央部とではＲの導入量が異なるため、磁石表面部ではＲの存在量が増加し、それに伴い相対的にＦｅとＢの存在量が少なくなる。一方、磁石中央部ではＲの存在量はそれほど増加しないので、ＦｅとＢの存在量もそれほど少なくならない。このように、磁石表面部と磁石中央部とで、Ｒの導入量によってＦｅとＢの相対的な存在量が上下するものの、ＦｅとＢの比率は変化しない（ＦｅもＢも焼結体表面から導入されないため）。このため、Ｆｅを表面から内部に拡散させていないＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、配向方向と垂直な断面における［Ｔ］／［Ｂ］のｍоｌ比は磁石表面部と磁石中央部でほぼ同じである。なお、Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である。すなわち、ＦｅがＴの主成分である。

これに対して、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒ及びＧａだけではなくＦｅも焼結体表面から内部へ導入されている。このため、配向方向に沿って、磁石表面部と磁石中央部とでＦｅの導入量に差があり（磁石表面部の方がＦｅの導入量が多い）、拡散によって生じる磁石表面部におけるＦｅの相対的な存在量の変化は、Ｂ（焼結体表面から導入されていない）の相対的な存在量の変化よりも小さくなることがわかった。

このような特徴的な組成の分布により、主相結晶粒の外殻部にＤｙを濃化させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ_r及びＨ_cJと同等の高いＢ_r及び高いＨ_cJを得ることが可能になる。

以下、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構造及び製造方法の実施形態をより詳細に説明する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構造＞
まず、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の基本構造を説明する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、原料合金の粉末粒子が焼結によって結合した構造を有しており、主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。

図１Ａは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相と粒界相を示す模式図であり、図１Ｂは図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大した模式図である。図１Ａには、一例として長さ５μｍの矢印が大きさを示す基準の長さとして参考のために記載されている。図１Ａ及び図１Ｂに示されるように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相１２と、主相１２の粒界部分に位置する粒界相１４とから構成されている。また、粒界相１４は、図１Ｂに示されるように、２つのＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物粒子（グレイン）が隣接する二粒子粒界相１４ａと、３つ以上のＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物粒子が隣接する粒界三重点１４ｂとを含む。典型的な主相結晶粒径は磁石断面の円相当径の平均値で３μｍ以上１５μｍ以下である。

主相１２であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性相である。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、主相１２であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の存在比率を高めることによってＢ_rを向上させることができる。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の存在比率を高めるためには、原料合金中のＲ量、Ｔ量、Ｂ量を、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論比（Ｒ量：Ｔ量：Ｂ量＝２：１４：１）に近づければよい。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を形成するためのＢ量又はＲ量が化学量論比を下回ると、一般的には、粒界相１４にＦｅ相又はＲ₂Ｔ₁₇相等の強磁性体が生成し、Ｈ_cJが急激に低下する。しかし、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、以下に説明する組成及び組織構造を有することにより、高いＢ_rと高いＨ_cJを実現できることがわかった。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、非限定的で例示的な実施形態において、以下の組成を有する。

Ｒ：２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む）、
Ｂ：０．７３ｍａｓｓ％以上０．９６ｍａｓｓ％以下、
Ｇａ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｔ：６０ｍａｓｓ％以上（Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である）。

ここで、［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は１４．０超である。好ましくは、［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は１４．０超１６．４以下である。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることが出来る。また、配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量より多い。さらに配向方向と垂直な断面における磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比より高い。

本開示におけるＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）とは、Ｔを構成する各元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ及びＳｉ）の分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。

「［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０を超える」ということは、Ｂの含有比率がＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論組成比よりも低いことを意味している。言い換えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）の形成に使われるＴの量に対して相対的にＢ量が少ない。

「配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多い」ということは、Ｒが、磁石表面から磁石内部に拡散された状態にあることを意味している。

「配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量より多い」ということは、Ｇａが磁石表面から磁石内部に拡散された状態にあることを意味している。

さらに、上述したように、「配向方向と垂直な断面における磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比より高い」ということは、Ｆｅが磁石表面から磁石内部に拡散された状態にあることを意味している。

また、後述する第１の実施形態に示す通り、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を用いて焼結体表面から内部へＲ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅを導入した場合、配向方向と垂直な断面におけるＲ及びＧａと同様に磁石表面部のＣｕ量は磁石中央部のＣｕ量より多い。

本開示における「配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く」は以下のようにして確認する。図６Ａ〜図６Ｆに基づいて、磁石表面部のＲ量と磁石中央部のＲ量を求めるためのサンプル切り出し位置について説明する。図６Ａは、磁石表面部のサンプル切り出し範囲を示す説明図であり、図６Ｂは、磁石表面部と磁石中央部のサンプル切り出し位置を示す説明図である。図６Ａに示す様に、ｚ軸方向を鉛直方向とする直交座標系ｘｙｚにおいて、配向方向（図中両矢印方向）をｚ方向とし、配向方向の磁石寸法をＡＡｍｍとした場合、磁石表面部分サンプルは、配向方向と垂直な面に平行な磁石表面２０を含み、磁石表面２０からｚ軸方向へ前記ＡＡｍｍ寸法の１０％〜４０％に相当する寸法の範囲１００からサンプルを切り出すことができる。前記範囲１００の中であれば任意の箇所からサンプルが磁石表面を含むように切り出される。例えば図６Ｂに示す領域を磁石表面部サンプル３０として切り出すことができる。磁石表面２０にめっき、塗装及び酸化被膜等の表面保護膜が形成されている場合は、それらの表面保護膜を除去してから磁石表面部サンプル３０を切り出す。

また、磁石中央部サンプル４０は、ｘ−ｙ平面に投影した領域が磁石表面部サンプル３０をｘ−ｙ平面に投影した領域に一致するよう切り出される。具体的には、磁石表面部サンプル３０のｚ方向（配向方向）の直下の位置から切り出される。磁石中央部サンプル４０は、典型的には、磁石表面部サンプル３０と同様の寸法及び形状を持つように切り出される。

図６Ｃは、図６Ｂの磁石の配向方向に平行な方向から磁石を見た透視図である。図６Ｃに示す直交座標系ｘｙｚにおいて（配向方向はｚ方向）、配向方向に垂直な方向から見たとき、磁石表面部サンプル３０と磁石中央部サンプル４０は重なっている。また、図６Ｂに示す様に、磁石中央部サンプル４０は、配向方向の寸法（前記ＡＡの寸法）の中央位置（図６Ｂの点線）をセンターとして磁石表面サンプル３０とｘ−ｙ平面上の位置、寸法形状、向きを同様に切り出す。切り出した磁石表面部サンプル３０及び磁石中央部サンプル４０を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を用いて分析することで磁石表面部のＲ量が磁石中央部のＲ量よりも多いかどうかを確認する。磁石表面部サンプル及び磁石中央部サンプルの形状は任意であるが、出来るだけ正方形であることが好ましい。

図６Ｄに４ｍｍ角（４ｍｍ×４ｍｍ×４ｍｍ）の磁石における磁石表面部と磁石中央部のサンプル切り出し位置を例示的に示す。図６Ｄに示すように、例えば、配向方向と垂直な磁石表面２１を含む磁石表面部サンプル３１を１ｍｍ角（配向方向（前記ＡＡ）の長さは４ｍｍのため、寸法は０．４ｍｍ〜１．６ｍｍの範囲で設定することができる）として切り出すことができる。磁石中央部サンプル４１は、配向方向の寸法（４ｍｍ）の中央位置２ｍｍ（図６Ｄの点線）をセンターとして、磁石表面部３１とｘ−ｙ平面上同じ位置で１ｍｍ角として切り出すことができる。また、図６Ｅに示すように、配向方向寸法ＡＡが３ｍｍと薄く（４ｍｍ×４ｍｍ×３ｍｍ（配向方向））、サンプル加工時の削り代を考慮すると磁石表面部とｘ−ｙ平面上同じ位置から磁石中央部を切り出せない場合、本来切り出すべき位置と等しい拡散条件となる位置からサンプルを採取してもよい。すなわち、ｘ−ｙ平面において磁石表面部サンプル３５とｘｙ方向に対称な位置及び点対称となる位置から磁石中央部サンプル４５を切り出してよい。磁石表面部サンプル３５とｘｙ方向に対称な位置及び点対称となる位置を図６Ｆに示す。図６Ｆは、図６Ｅの磁石において配向方向と垂直な断面を見た場合の説明図である。図６Ｆに示すように、磁石表面部３５とｘ方向に対称な位置４５ａ、ｙ方向に対称な位置４５ｂ、点対称な位置４５ｃの３箇所の中から選択して磁石中央部サンプル４５を切り出す。この場合、磁石表面部サンプル３５と磁石中央部サンプル４５は、配向方向において重ならないように切り出すことが好ましい。

配向方向と垂直な断面における、磁石表面部のＧａ量と磁石中央部のＧａ量及び磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比と磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比及び磁石表面部のＣｕ量と磁石中央部のＣｕ量も同様にして求める。

なお、本開示におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成（Ｒ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｔ、及び［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超）は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）の装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製）を使用して測定する。また、本開示における配向方向と垂直な断面における、磁石表面部及び磁石中央部のＲ量、Ｇａ量、Ｃｕ量及び［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）の装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製）を使用して測定する。

なお、本開示において、希土類元素を総称して「Ｒ」と表記する。希土類元素Ｒのうちの特定の元素または元素群を指すとき、例えば「Ｒ１」または「Ｒ２」の符号を用いて他の希土類元素から区別する。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結体に含まれる希土類元素を「Ｒ１」と呼び、Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ合金に含まれる希土類元素を「Ｒ２」と呼んで区別する場合がある。しかし、「Ｒ１」で示される元素または元素群は、「Ｒ２」で示される元素または元素群と重複していてもよいし、一致してもよい。

また、同様に、「Ｔ」で示される元素または元素群を、例えば「Ｔ１」または「Ｔ２」の符号を用いて区別することがある。例えば、拡散前のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結体に含まれるＴ（Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含む）を「Ｔ１」と呼び、拡散後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれるＴ（Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含む）を「Ｔ２」と呼ぶ場合がある。

なお、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、上記の元素以外に、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｏ、Ｎ、Ｃ等を含有してもよい。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の第１の実施形態＞
本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、第１の実施形態において、図２に示すように、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程Ｓ１０と、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程Ｓ２０とを含む。Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程Ｓ１０と、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程Ｓ２０との順序は任意であり、それぞれ、異なる場所で製造されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体及びＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を用いてもよい。

本開示において、第二の熱処理前及び第二の熱処理中のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体と称し、第二の熱処理後のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結磁体を単にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と称する。

Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体においては、下記（１）〜（３）が成立している。
（１）Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下である。
（２）Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である。
（３）［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１６．０以下である。

本開示における［Ｔ１］／［Ｂ］とは、Ｔ１を構成する各元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つ）の分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。

［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０を超えるということは、Ｂの含有比率がＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論組成比よりも低いことを意味している。言い換えると、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体において、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）の形成に使われるＴ１の量に対して相対的にＢ量が少ない。

Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金においては、以下の（４）〜（７）が成立している。
（４）Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ２の含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下である。
（５）Ｃｕの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。
（６）Ｇａの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。
（７）Ｆｅの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法では、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）形成に使われるＴの量に対して化学量論比で相対的にＢ量が少ないＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部にＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を接触させ、図２に示すように、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程Ｓ３０と、この第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程Ｓ４０を行う。これにより、高いＢ_r及び高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることが出来る。

第一の熱処理を実施する工程Ｓ３０と、第二の熱処理を実施する工程Ｓ４０との間に他の工程、例えば冷却工程などが実行され得る。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、本開示の特定組成のＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金によりＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅを磁石表面から内部に導入することで、高いＢ_rと高いＨ_cJを実現することができる。

（Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程）
まず、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体（以下、単に「焼結体」という場合がある）を準備する工程における焼結体の組成を説明する。

Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む。Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体のＨ_cJを向上させるために、一般的に用いられるＤｙ、Ｔｂ、Ｇｄ、Ｈｏなどの重希土類元素を少量含有してもよい。ただし、本開示による製造方法によれば、重希土類元素を多量に用いずとも十分に高いＨ_cJを得ることができる。そのため、前記重希土類元素の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の１ｍａｓｓ％以下であることが好ましく、０．５ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、含有しない（実質的に０ｍａｓｓ％）ことがさらに好ましい。

Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下である。Ｒ１の含有量が２７ｍａｓｓ％未満では焼結過程で液相が十分に生成せず、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を十分に緻密化することが困難になる。一方、Ｒ１の含有量が３５ｍａｓｓ％を超えても本開示の効果を得ることはできるが、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の製造工程中における合金粉末が非常に活性になる。その結果、合金粉末の著しい酸化や発火などを生じることがあるため、３５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｒ１の含有量は、２７．５ｍａｓｓ％以上３３ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、２８ｍａｓｓ％以上３２ｍａｓｓ％以下であることがさらに好ましい。

Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有する。すなわち、Ｔ１はＦｅのみであってもよいし、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉの少なくとも１つとＦｅからなってもよい。但し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量は８０ｍａｓｓ％以上である。Ｆｅの含有量が８０ｍａｓｓ％未満であると、Ｂ_r及びＨ_cJが低下する可能性がある。ここで、「Ｔ１全体に対するＦｅの含有量は８０ｍａｓｓ％以上」とは、例えばＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体中におけるＴ１の含有量が７０ｍａｓｓ％である場合、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の５６ｍａｓｓ％以上がＦｅであることを言う。好ましくはＴ１全体に対するＦｅの含有量は９０ｍａｓｓ％以上である。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉを含有する場合の好ましい含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体のＣｏは５．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌは１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ及びＳｉはそれぞれ０．２ｍａｓｓ％以下である。

［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比は１４．０超１６．０以下である。

本開示における［Ｔ１］／［Ｂ］とは、Ｔ１を構成する各元素（Ｆｅ又はＣｏ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉの少なくとも１つとＦｅ）の分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。

［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０を超えるという条件は、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）形成に使われるＴ１量に対して相対的にＢ量が少ないことを示している。［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０以下であると高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。一方、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１６．０を超えるとＢ_rが低下する可能性がある。［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比は１４．３以上１５．０以下であることが好ましい。さらに高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができる。また、Ｂの含有量はＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％未満が好ましい。

Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は、上記元素の他にＧａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｏ、Ｎ、Ｃ等を含有してもよい。含有量は、Ｎｉ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、及びＴｉはそれぞれ０．５ｍａｓｓ％以下、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｒはそれぞれ０．２ｍａｓｓ％以下、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌは５００ｐｐｍ以下、Ｏは６０００ｐｐｍ以下、Ｎは１０００ｐｐｍ以下、Ｃは１５００ｐｐｍ以下が好ましい。これらの元素の合計の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の５ｍａｓｓ％以下が好ましい。これらの元素の合計の含有量がＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の５ｍａｓｓ％を超えると高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。

次にＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程について説明する。Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に代表される一般的な製造方法を用いて準備することができる。Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は、原料合金を粒径Ｄ５０（気流分散式レーザー回折法による測定で得られる体積中心値＝Ｄ５０）が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で配向させて焼結を行うことが好ましい。一例を挙げると、ストリップキャスト法などで作製された原料合金を、ジェットミル装置などを用いて粒径Ｄ５０が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で成形し、９００℃以上１１００℃以下の温度で焼結することにより準備することができる。原料合金の粒径Ｄ５０が３μｍ未満では粉砕粉を作製するのが非常に困難であり、生産効率が大幅に低下するため好ましくない。一方、粒径Ｄ５０が１０μｍを超えると最終的に得られるＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の結晶粒径が大きくなり過ぎ、高いＨ_cJを得ることが困難となるため好ましくない。粒径Ｄ５０は好ましくは、３μｍ以上５μｍ以下である。

Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は、前記の各条件を満たしていれば、一種類の原料合金（単一原料合金）から作製してもよいし、二種類以上の原料合金を用いてそれらを混合する方法（二合金法）によって作製してもよい。また、得られたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は、必要に応じて切断や切削など公知の機械加工を行った後、後述する第一の熱処理及び第二の熱処理を実施してもよい。

（Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程）
まず、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程におけるＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を説明する。以下に説明する特定の範囲でＲ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｆｅを全て含有することにより、後述する第一の熱処理を実施する工程においてＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、ＦｅをＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体内部に導入することができる。

Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む。Ｒ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒであることが好ましい。より高いＨ_cJを得ることができるからである。ここで「Ｒ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒである」とは、例えばＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金中におけるＲ２の含有量が５０ｍａｓｓ％である場合、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金の２５ｍａｓｓ％以上がＰｒであることを言う。さらに好ましくは、Ｒ２の７０ｍａｓｓ％以上がＰｒであり、最も好ましくはＲ２がＰｒのみ（不可避的不純物は含む）である。これにより、さらに高いＨ_cJを得ることができる。また、Ｒ２として、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｇｄ、Ｈｏなどの重希土類元素を少量含有してもよい。ただし、本開示の製造方法によれば、重希土類元素を多量に用いずとも十分に高いＨ_cJを得ることができる。そのため、前記重希土類元素の含有量はＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以下（Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中の重希土類元素が１０ｍａｓｓ％以下）であることが好ましく、５ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、含有しない（実質的に０ｍａｓｓ％）ことがさらに好ましい。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＲ２が重希土類元素を含有する場合も、Ｒ２の５０％以上がＰｒであることが好ましく、重希土類元素を除いたＲ２がＰｒのみ（不可避的不純物は含む）であることがより好ましい。

Ｒ２の含有量はＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下である。Ｒ２の含有量が３５ｍａｓｓ％未満では後述する第一の熱処理で拡散が十分に進行しない可能性がある。一方、Ｒ２の含有量が８５ｍａｓｓ％を超えても本開示の効果を得ることはできるが、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の製造工程中における合金粉末が非常に活性になる。その結果、合金粉末の著しい酸化や発火などを生じることがあるため、Ｒ２の含有量はＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の８５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｒ２の含有量は５０ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、６０ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であることがさらに好ましい。より高いＨ_cJを得ることができるからである。

Ｃｕは、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕが２．５ｍａｓｓ％未満では、後述する第１の熱処理を実施する工程においてＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＣｕ、Ｇａ及びＦｅがＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の内部に導入され難くなり、高いＨ_cJを得ることが出来ない可能性がある。一方、Ｃｕが４０ｍａｓｓ％以上であると、粒界におけるＧａの存在比率が低下するため、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて、高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。Ｃｕは４ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、４ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下であることがさらに好ましい。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。

Ｇａは、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である。Ｇａが２．５ｍａｓｓ％未満では、後述する第１の熱処理を実施する工程においてＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＦｅがＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の内部に導入され難くなり高いＢ_rを得ることが出来ない。更に、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて、高いＨ_cJを得ることができない。一方、Ｇａが４０ｍａｓｓ％以上であると、Ｂ_rが大幅に低下する可能性がある。Ｇａは４ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下であることがより好ましく、４ｍａｓｓ％以上２０ｍａｓｓ％以下であることがさらに好ましい。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。

Ｆｅは、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である。ＦｅはＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金全体の５．８ｍａｓｓ％以上含有しなければならず、１０ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。Ｆｅが５．８ｍａｓｓ％以下では、Ｆｅの導入量が少なすぎるため、磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比を磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比より高くすることができず、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢ_rを充分に高めることができない。一方、Ｆｅが４５ｍａｓｓ％以上であると、Ｒ量が少なすぎるために後述する第一の熱処理で拡散が十分に進行せず、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。Ｆｅは１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下が好ましく、１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であることがより好ましい。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。

Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、上記元素の他にＣｏ、Ａｌ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ｏ、Ｎ、Ｃ等を含有してもよい。

Ｃｏは、耐食性の向上のために０．５ｍａｓｓ％以上１０ｍａｓｓ％以下含有することが好ましい。その他の元素の含有量は、Ａｌは１．０ｍａｓｓ％以下、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、及びＴｉはそれぞれ０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｍｏ、Ｖ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒはそれぞれ０．２ｍａｓｓ％以下、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌは５００ｐｐｍ以下、Ｏは０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎは１０００ｐｐｍ以下、Ｃは１５００ｐｐｍ以下が好ましい。但し、これらの元素の合計の含有量が２０ｍａｓｓ％を超えると、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅの含有量が少なくなり、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることが出来ない可能性がある。そのため、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅの合計の含有量は８０ｍａｓｓ％以上が好ましく、９０ｍａｓｓ％以上がさらに好ましい。

次にＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程について説明する。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に代表される一般的な製造方法において採用されている原料合金の作製方法、例えば、金型鋳造法やストリップキャスト法や単ロール超急冷法（メルトスピニング法）やアトマイズ法などを用いて準備することができる。また、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、前記によって得られた合金をピンミルなどの公知の粉砕手段によって粉砕されたものであってもよい。また、前記によって得られた合金の粉砕性を向上させるために、水素雰囲気中で７００℃以下の熱処理を行って水素を含有させてから粉砕を行っても良い。

（第一の熱処理を実施する工程）
前記によって準備したＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で熱処理をする。本開示において、この熱処理を第一の熱処理という。これにより、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金からＣｕ、Ｇａ及びＦｅを含む液相が生成し、その液相がＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の粒界を経由して焼結体表面から内部に拡散導入される。第一の熱処理温度が７００℃未満であると、Ｃｕ、Ｇａ及びＦｅを含む液相量が少なすぎて、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることが出来ない可能性がある。一方、１１００℃を超えると主相の異常粒成長が起こりＨ_cJが低下する可能性がある。第一の熱処理温度は、８００℃以上１０００℃以下が好ましい。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。なお、熱処理時間はＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体やＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成や寸法、熱処理温度などによって適正値を設定するが、５分以上２０時間以下が好ましく、１０分以上１５時間以下がより好ましく、３０分以上１０時間以下がさらに好ましい。また、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の重量に対し２ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下準備することが好ましい。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の重量に対し２ｍａｓｓ％未満であるとＨ_cJが低下する可能性がある。一方、３０ｍａｓｓ％を超えるとＢ_rが低下する可能性がある。

第一の熱処理は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体表面に、任意形状のＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を配置し、公知の熱処理装置を用いて行うことができる。例えば、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体表面をＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の粉末層で覆い、第一の熱処理を行うことができる。例えば、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を分散媒中に分散させたスラリーをＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体表面に塗布した後、分散媒を蒸発させてＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金とＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体とを接触させてもよい。また、後述する実験例に示すように、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、少なくともＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の配向方向に対して垂直な表面に接触させるように配置することが好ましい。Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の配向方向のみにＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金を接触させても、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の全面にＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を接触させても本開示の特徴を有することができ、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができる。なお、分散媒として、アルコール（エタノール等）、ＮＭＰ（Ｎ−メチルピロリドン）、アルデヒド及びケトンを例示できる。また、第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して切断や切削など公知の機械加工を行ってもよい。

（第二の熱処理を実施する工程）
第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で熱処理を行う。本開示においてこの熱処理を第二の熱処理という。第二の熱処理を行うことにより、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることが出来る。第二の熱処理の温度が４５０℃未満及び６００℃超の場合は、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相（典型的にはＲ₆Ｔ₁₃Ｚ相（ＺはＣｕ及びＧａの少なくとも１つ））の生成量が少なすぎて、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。第二の熱処理温度は、４８０℃以上５６０℃以下が好ましい。より高いＨ_cJを得ることができる。なお、熱処理時間はＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の組成や寸法、熱処理温度などによって適正値を設定するが、５分以上２０時間以下が好ましく、１０分以上１５時間以下がより好ましく、３０分以上１０時間以下がさらに好ましい。

なお、前記のＲ₆Ｔ₁₃Ｚ相（Ｒ₆Ｔ₁₃Ｚ化合物）において、Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種でありＰｒ及びＮｄの少なくとも一方を必ず含み、Ｔは遷移金属元素のうち少なくとも一種でありＦｅを必ず含む。Ｒ₆Ｔ₁₃Ｚ化合物は代表的にはＮｄ₆Ｆｅ₁₃Ｇａ化合物である。また、Ｒ₆Ｔ₁₃Ｚ化合物はＬａ₆Ｃｏ₁₁Ｇａ₃型結晶構造を有する。Ｒ₆Ｔ₁₃Ｚ化合物はその状態によってはＲ₆Ｔ_13-δＺ₁₊δ化合物になっている場合がある。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に比較的多くのＣｕ、Ａｌ及びＳｉが含有される場合、Ｒ₆Ｔ_13-δ（Ｇａ_1-a-b-cＣｕ_aＡｌ_bＳｉ_c）₁₊δになっている場合がある。

前記の第二の熱処理を実施する工程によって得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、切断や切削など公知の機械加工を行ったり、耐食性を付与するためのめっきなど、公知の表面処理を行うことができる。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の第２の実施形態＞
第１の実施形態では、Ｒ、Ｇａ、及びＦｅの元素を焼結体表面から内部に導入するため、低Ｂ量のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体とＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金とを接触させた状態で第一の熱処理を行う。しかし、本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、第１の実施形態に限定されない。

まず、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金に代えて、Ｃｕを含有していないＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を用いてもよい。しかし、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を用いる場合は、拡散前のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がＣｕを含有していることが必要になる。拡散前にＣｕを含有しているＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は、「Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体」と称することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、図３に示すように、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程Ｓ１０ａと、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程Ｓ２０ａとを含む。Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程Ｓ１０ａと、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程Ｓ２０ａとの順序は任意であり、それぞれ、異なる場所で製造されたＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体及びＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を用いてもよい。この製造方法では、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）形成に使われるＴの量に対して化学量論比で相対的にＢ量が少ないＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部にＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を接触させ、図３に示すように、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程Ｓ３０と、この第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体に対して真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程Ｓ４０を行う。これにより、高いＢ_r及び高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることが出来る。第１の実施形態と同様に、第一の熱処理を実施する工程Ｓ３０と、第二の熱処理を実施する工程Ｓ４０との間に他の工程、例えば冷却工程などが実行され得る。

図３の工程Ｓ１０ａにおけるＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体は、Ｃｕを含有している点を除けば、図２の工程Ｓ１０におけるＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体と同じである。Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体におけるＣｕの含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体全体の０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下である。Ｃｕが０．１ｍａｓｓ％未満であると、第一の熱処理で拡散が十分に進行せず、高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。一方、Ｃｕが１．０ｍａｓｓ％を超えるとＢ_rが低下する可能性がある。また、図３の工程Ｓ２０ａにおけるＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、Ｃｕを含有していない点を除けば、図２の工程Ｓ２０におけるＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金と同じである。

Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金に含まれるＦｅは、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｆｅは１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であることがより好ましい。より高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるからである。なお、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金は、Ｒ２、Ｇａ及びＦｅの合計で１００ｍａｓｓ％になるように設定することが好ましい。

本開示を実施例によりさらに詳細に説明するが、本開示はそれらに限定されるものではない。

実験例１
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表１の組成となるよう各元素を秤量しストリップキャスト法により鋳造し、厚さ０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素粉砕した後、５５０℃まで真空中で加熱後冷却する脱水素処理を施し粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０４ｍａｓｓ％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積中心値（体積基準メジアン径）である。

前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０５ｍａｓｓ％添加、混合した後磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。

得られた成形体を、真空中、１０００℃以上１０５０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結した後急冷し、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を得た。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表１に示す。なお、表１における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。なお、表１の各組成及び酸素量、炭素量を合計しても１００ｍａｓｓ％にはならない。これは、各成分によって分析方法が異なるためである。その他表についても同様である。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表２の組成になるよう各元素を秤量し、それらの原料を溶解して、単ロール超急冷法（メルトスピニング法）により、リボンまたはフレーク状の合金を得た。得られた合金を、乳鉢を用いてアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４２５μｍの篩を通過させ、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。得られたＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表２に示す。また、比較例のため、Ｆｅを含有してないＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金（１−ａ）を準備した。得られたＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金の組成を表２に示す。なお、表２における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））を使用して測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表１のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を切断、切削加工し、４．４ｍｍ×１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの直方体（１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの面が配向方向と垂直な断面）とした。次に、図４に示すように、ニオブ箔により作製した処理容器３中に、主にＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体１の配向方向（図中の矢印方向）と垂直な表面がＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金２と接触するように、表２に示すＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金またはＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金を、表１のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の上下にＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の重量に対し１０ｍａｓｓ％ずつ計２０ｍａｓｓ％を配置した。次に、管状流気炉を用いて、２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表３の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体、またはＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱して第一の熱処理を実施した後、冷却した。

［第二の熱処理を実施する工程］
第二の熱処理を、管状流気炉を用いて２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表３の第二の熱処理に示す温度及び時間で第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して実施した後、冷却した。熱処理後の各サンプルの表面近傍に存在するＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金またはＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金の濃化部を除去するため、表面研削盤を用いて各サンプルの全面を切削加工し、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。尚、第一の熱処理を実施する工程におけるＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金またはＲ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金、及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の加熱温度、並びに、第二の熱処理を実施する工程におけるＲ１−Ｔ１―Ｂ系焼結体の加熱温度は、それぞれ熱電対を取り付けることにより測定した。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表３に示す。また、図５に縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップにプロット（図５中の菱形のプロット）した結果も示す。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＤｙを原料合金に添加するなどしてＢ_rを低下させつつＨ_cJを向上させることで特性を変化させて使用することが最も一般的であることから、Ｄｙを添加した際の特性変化の傾き（約−０．０００１５（Ｔ）／（ｋＡ／ｍ））の同一ライン状にある磁石を同等グレードとして位置付け、それよりも高いＢ_rもしくは高いＨ_cJの磁石はグレードが高いと評価することが一般的である。また、そのラインを一次関数で表した場合の切片は主に、重希土類元素を拡散させることでＢ_rの低下を抑えているかと、磁石の酸素量が低いか（約０．１〜０．３ｍａｓｓ％）高いか（約０．４〜０．７ｍａｓｓ％）によるＲ量の調整とで決まっている。そのため、図５にＤｙを添加した際の特性変化の傾きとして、酸素量の低い（約０．１〜０．３ｍａｓｓ％）磁石に重希土類（主にＤｙ）を拡散させた場合の特性ライン（１）（Ｂ_r＝−０．０００１５Ｈ_cJ＋１．６６）、酸素量の低い（約０．１〜０．３ｍａｓｓ％）磁石（重希土類を拡散させていない磁石）の特性ライン （２）（Ｂ_r＝−０．０００１５Ｈ_cJ＋１．６０）、酸素量の高い（約０．４〜０．７ｍａｓｓ％）磁石（重希土類元素を拡散させていない磁石）の特性ライン（３）（Ｂ_r＝−０．０００１５Ｈ_cJ＋１．５６）を示し、それらのラインに対する位置関係から磁気特性を評価した。評価判定結果（◎：特性ライン（１）以上、○：特性ライン（２）以上特性ライン（１）未満、×：特性ライン（２）未満）を表３に示す。

以下、同様の方法で磁気特性を評価した。表３及び図５に示すように、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．１−１〜１−３）は、いずれも特性ライン（２）未満の磁気特性しか得られなかった（図５中、特性ライン（２）より下にある菱形のプロット）。一方、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．１−４〜１−９）は、特性ライン（２）以上の特性が得られ、さらに特性ライン（１）以上の特性を示すサンプルもあった（図５中、特性ライン（２）より上にある菱形のプロット）。

また、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））にて分析した結果を表４に示す。さらに、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプルの配向方向と垂直な断面の磁石表面部と磁石中央部から１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルを切り出し、その成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））にて分析した結果を表４に示す。切り出した位置は、図６Ｄ（磁石表面部サンプル３１及び磁石中央部サンプル４１）の位置である。なお、表４の同一サンプルにおける４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分に対し、表面部と中央部から切り出した１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルのＲ量、Ｇａ量、Ｃｕ量などは高めの値、Ｂ量は低めの値となっているが、これは試料の組成や重量の違いといった測定上の制約のため用いた高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）の機種（ＩＣＰＶ−１０１７及びＩＣＰＥ−９０００）を変えており、これらの検出器の検出方法が異なることによって生じている。以後の測定結果も同様である。表４に示す通り、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ系合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．１−１〜１−３）は、磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比と磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は同等であった。一方、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．１−４〜１−９）では、磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量よりも多かった。また、磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比よりも高かった。また、磁石表面部のＣｕ量も磁石中央部のＣｕ量よりも多かった。

実験例２
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
焼結体がおよそ表５の組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表５に示す。なお、表５における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表６に示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））を使用して測定したＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表６に示す。

［第一の熱処理を実施する工程］
表７の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表７の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表７に示す。また、図５に縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップにプロット（図５中の四角のプロット）した結果を示す。

また、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））にて分析した結果を表８に示す。さらに、実施例１と同様な方法で、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプルの配向方向と垂直な断面の磁石表面部と磁石中央部から１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルを切り出し、その成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））にて分析した結果を表８に示す。

表７、表８及び図５に示すように、Ｒ量が２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下、Ｂ量が０．７３ｍａｓｓ％以上０．９６ｍａｓｓ％以下、Ｇａ量が０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ量が０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、Ｔ量が６０ｍａｓｓ％以上で、［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超であるサンプル（サンプルＮｏ．２−１、２−３、２−４、２−６、２−８〜２−１４、２−１６、２−１７）は、特性ライン（２）以上の特性が得られ、さらに特性ライン（１）以上の特性を示すサンプルもあった。一方、Ｒ量が２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下の範囲にないサンプル（サンプルＮｏ．２−２、２−５、２−１８）、Ｂ量が０．７３ｍａｓｓ％以上０．９６ｍａｓｓ％以下の範囲にないサンプル（サンプルＮｏ．２−７、２−１５）、Ｇａ量が０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下の範囲にないサンプル（サンプルＮｏ．２−２、２−５）、Ｃｕ量が０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下の範囲にない（サンプルＮｏ．２−２、２−５）、Ｔ量が６０ｍａｓｓ％未満のサンプル（サンプルＮｏ．２−５）、［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０以下であるサンプル（サンプルＮｏ．２−７）は特性ライン（２）未満の特性を示した。また表８に示す通り、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．２−１、２−３、２−４、２−６、２−８〜２−１４、２−１６、２−１７）は、磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量よりも多い。また、磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比よりも高かった。また、サンプルＮｏ．２−１５〜２−１８から明らかな様に、Ｆｅの含有量が４．６ｍａｓｓ％（約１０ｍｏｌ％）のＲ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金（符号２−ａ）を用いた場合、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比と磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は同じ（サンプルＮｏ．２−１５及び２−１８）であり、高いＢ_rと高いＨ_cJが得られていない。これに対し、Ｆｅの含有量が５．８ｍａｓｓ％（約１２ｍｏｌ％）のＲ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金（符号２−ｂ）を用いた場合、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比よりも高く（サンプルＮｏ．２−１６及び２−１７）、高いＢ_rと高いＨ_cJが得られている。そのため、Ｒ−Ｇａ−Ｃｕ−Ｆｅ合金におけるＦｅ量は５．８ｍａｓｓ％以上必要である。

実験例３
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
焼結体がおよそ表９の組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表９に示す。なお、表９における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表１０に示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））を使用して測定したＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表１０に示す。また、比較例のため、Ｇａを含有してないＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金（３−ｃ）を準備した。得られたＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金の組成を表１０に示す。

［第一の熱処理を実施する工程］
表１１の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体またはＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表１１の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体またはＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表１１に示す。また、図５に縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップにプロット（図５中の三角のプロット）した結果を示す。

また、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））にて分析した結果を表１２に示す。さらに、実施例１と同様な方法で４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプルの配向方向と垂直な断面の磁石表面部と磁石中央部から１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルを切り出し、その成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））にて分析した結果を表１２に示す。

表１１、表１２及び図５に示すように、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金にＮｄとＰｒを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−１）や、Ｎｄを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−２）は、特性ライン（２）以上の特性が得られた。一方、Ｇａを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体とＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−３）は特性ライン（２）未満の特性を示した。また表１２に示す通り、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金にＮｄとＰｒを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−１）や、Ｎｄを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−２）は、磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量よりも多かった。また、磁石表面部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比は磁石中央部の［Ｔ］／［Ｂ］のｍｏｌ比よりも高かった。一方、Ｇａを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体とＲ２−Ｃｕ−Ｆｅ系合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．３−３）は、Ｒ２、Ｃｕ、Ｆｅのみ拡散させＧａを拡散させていないため磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量よりも高くなり、相対的に磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量よりも低かった。

実験例４
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
焼結体がおよそ表１３の組成となるように、各元素を秤量することと、酸素量が０．４〜０．７ｍａｓｓ％になるように調整する以外は実験例１と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表１３に示す。なお、表１３における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．５ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表１４に示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））を使用して測定したＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表１４に示す。

［第一の熱処理を実施する工程］
表１５の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表１５の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表１５に示す。また、図５に縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップにプロット（図５中の丸のプロット）した結果を示す。なお、本実験例に用いたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体は酸素量が０．４〜０．７ｍａｓｓ％であることから、特性ライン（３）よりも高いＢ_rもしくは高いＨ_cJを示すかどうかで特性ライン判定をおこなった。結果を表１５に示す。

また、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））にて分析した結果を表１６に示す。さらに、実施例１と同様な方法で、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプルの配向方向と垂直な断面の磁石表面部と磁石中央部から１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルを切り出し、その成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））にて分析した結果を表１６に示す。

表１５、表１６及び図５に示すように、酸素量が０．４〜０．７ｍａｓｓ％のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．４−１）で本開示の規定範囲を満たす場合は特性ライン（３）以上の特性が得られた。一方、酸素量が０．４〜０．７ｍａｓｓ％のＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．４−２）でも本開示の範囲外の組成（Ｒ量が２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下の範囲にない）では特性ライン（３）未満の特性を示した。

実験例５
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
焼結体がおよそ表１７の組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表１７に示す。なお、表１７における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表１８に示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））を使用して測定したＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表１８に示す。

［第一の熱処理を実施する工程］
表１９の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表１９の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表１９に示す。また、図５に縦軸にＢ_r、横軸にＨ_cJをとった磁気特性マップにプロット（図５中の×印のプロット）した結果を示す。

また、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル全体の成分を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＶ−１０１７（島津製作所製））にて分析した結果を表２０に示す。さらに、実施例１と同様な方法で、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプルの配向方向と垂直な断面の磁石表面部と磁石中央部から１．０ｍｍ×１．０ｍｍ×１．０ｍｍの立方体状のサンプルを切り出し、その成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）（装置名：ＩＣＰＥ−９０００（島津製作所製））にて分析した結果を表２０に示す。

表１９、表２０及び図５に示すように、Ｄｙ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃｕを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．５−１）や、Ｃｏ、Ｚｒを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．５−２）は、特性ライン（２）以上の特性が得られた。また表２０に示す通り、Ｄｙ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃｕを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．５−１）や、Ｃｏ、Ｚｒを含むＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（サンプルＮｏ．５−２）は、本開示の規定範囲の組成と特徴を有していた。

実験例６
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表２１の符号６−Ａから６−Ｉの組成となるよう各元素を秤量しストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素粉砕した後、５５０℃まで真空中で加熱後冷却する脱水素処理を施し粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０４ｍａｓｓ％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積中心値（体積基準メジアン径）である。

前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０５ｍａｓｓ％添加、混合した後磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。

得られた成形体を、真空中、１０００℃以上１０５０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結した後急冷し、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を得た。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表２１に示す。なお、表２１における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。表２１における「［Ｔ１］／［Ｂ］」は、Ｔ１を構成する各元素（ここではＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）に対し、分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。以下の全ての表も同様である。なお、表２１の各組成及び酸素量、炭素量を合計しても１００ｍａｓｓ％にはならない。これは、前記の通り、各成分によって分析方法が異なるためである。その他表についても同様である。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表２２の符号６−ａの組成になるよう各元素を秤量し、それらの原料を溶解して、単ロール超急冷法（メルトスピニング法）により、リボンまたはフレーク状の合金を得た。得られた合金を乳鉢を用いてアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４２５μｍの篩を通過させ、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。得られたＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表２２に示す。なお、表２２における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表２１の符号６−Ａから６−ＩのＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を切断、切削加工し、４．４ｍｍ×１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの直方体（１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの面が配向方向と垂直な面）とした。次に、図４に示すように、ニオブ箔により作製した処理容器３中に、主にＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体１の配向方向（図中の矢印方向）と垂直な面がＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金２と接触するように、表２２に示す符号６−ａのＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を、符号６−Ａから１−ＦのＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の上下にＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の重量に対し１０ｍａｓｓ％ずつ計２０ｍａｓｓ％を配置した。次に、管状流気炉を用いて、２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表２３の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱して第一の熱処理を実施した後、冷却した。

［第二の熱処理を実施する工程］
第二の熱処理を、管状流気炉を用いて２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表２３の第二の熱処理に示す温度及び時間で第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して実施した後、冷却した。熱処理後の各サンプルの表面近傍に存在するＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の濃化部を除去するため、表面研削盤を用いて各サンプルの全面を切削加工し、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。尚、第一の熱処理を実施する工程におけるＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の加熱温度、並びに、第二の熱処理を実施する工程におけるＲ１−Ｔ１―Ｂ系焼結体の加熱温度は、それぞれ熱電対を取り付けることにより測定した。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表２３に示す。表２３に示す通り、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下である本発明例はいずれも高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることが分かる。これに対し、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０以下であるサンプルＮｏ．６−５及び６−６は、Ｈ_cJが大幅に低下している。また、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１５．０を超えているサンプルＮｏ．６−１は、Ｂ_rが大幅に低下している。

実験例７
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表２４の符号７−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表２４に示す。表２４における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表２５の符号７−ａから７−ｉに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表２５に示す。表２５における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表２６の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表２６の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例６と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表２６に示す。表２６の通り、Ｒ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることが分かる。また、Ｒ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下（サンプルＮｏ．７−４〜７−７）であると、さらに高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られている。これに対し、Ｒ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１０ｍａｓｓ％以下（５ｍａｓｓ％以下）であるサンプルＮｏ．７−１及び７−２は、Ｂ_rが大幅に低下している。また、Ｒ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が４５ｍａｓｓ％を超えているサンプルＮｏ．７−９は、Ｈ_cJが大幅に低下している。

実験例８
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表２７の符号８−Ａ及び８−Ｂに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表２７に示す。表２７における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表２８の符号８−ａから８−ｐに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表２８に示す。表２８における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表２９の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表２９の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例６と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表２９に示す。表２９の通り、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＲ２量が３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下、Ｇａ量が２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ量が２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。これに対し、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ、Ｃｕ、Ｇａのいずれかが本開示の範囲外（符号８−ａ及び８−ｄはＲ２が範囲外、符号８−ｅ、８−ｉ及び８−ｏはＧａが範囲外、符号８−ｊ及び８−ｎはＣｕが範囲外、符号８−ｐは、Ｃｕ及びＧａが範囲外）であると高いＨ_cJを得ることができない。このように、Ｒ、Ｃｕ、Ｇａ（及び実験例７に示すようにＦｅ）の含有量が本開示の範囲内にあることにより、高いＢ_r及び高いＨ_cJを得ることができる。

実験例９
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表３０の符号９−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表３０に示す。表３０における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表３１の符号９−ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表３１に示す。表３１における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表３２の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表３２の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例６と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表３２に示す。表３２の通り、本開示の第一の熱処理温度（７００℃以上１１００℃以下）及び第二の熱処理温度（４５０℃以上６００℃以下）である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。また、表３２の通り、第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下及び第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下であると、さらに高いＨ_cJが得られている。これに対し、第一の熱処理温度及び第二の熱処理温度のいずれか本開示の範囲外（サンプルＮｏ．９−１は第一の熱処理が範囲外、サンプルＮｏ．９−５及び９−１１は第二の熱処理が範囲外）であると高いＨ_cJを得ることができない。

実験例１０
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表３３の符号１０−Ａ及び５−Ｂに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表３３に示す。表３３における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。表３３における「［Ｔ１］／［Ｂ］」は、Ｔ１を構成する各元素（ここではＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）に対し、分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表３４の符号１０−ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表３４に示す。表３４における各成分は実験例１と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表３５の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表３５の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例６と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表３５に示す。また、サンプルの成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した結果を表３５に示す。表３５の通り、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体にＤｙ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｚｒが含まれていても高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。

実験例１１
［Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体がおよそ表３６の符号１１−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表３６に示す。表３６における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表３７の符号１１−ａ及び１１−ｂに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例６と同じ方法でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表３７に示す。表３７における各成分は実験例６と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表３８の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表３８の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例６と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例６と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表３８に示す。表３８の通り、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金にＣｏ、Ｚｎが含まれていても高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。

実験例１２
［Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体がおよそ表３９に示す符号１２−Ａから１２−Ｌの組成となるように各元素を秤量しストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２〜０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素粉砕した後、５５０℃まで真空中で加熱後冷却する脱水素処理を施し粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０４ｍａｓｓ％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積中心値（体積基準メジアン径）である。

前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００ｍａｓｓ％に対して０．０５ｍａｓｓ％添加、混合した後磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。

得られた成形体を、真空中、１０００℃以上１０５０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結した後急冷し、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を得た。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³ 以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表３９に示す。なお、表３９における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。表３９における「［Ｔ１］／［Ｂ］」は、Ｔ１を構成する各元素（ここではＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）に対し、分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。以下の全ての表も同様である。なお、表３９の各組成及び酸素量、炭素量を合計しても１００ｍａｓｓ％にはならない。これは、前記の通り、各成分によって分析方法が異なるためである。その他表についても同様である。

［Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表４０に示す符号１２−ａの組成になるように各元素を秤量し、それらの原料を溶解して、単ロール超急冷法（メルトスピニング法）により、リボンまたはフレーク状の合金を得た。得られた合金を乳鉢を用いてアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４２５μｍの篩を通過させ、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。得られたＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表４０に示す。なお、表４０における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表３９の符号１２−Ａから１２−ＬのＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を切断、切削加工し、４．４ｍｍ×１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの直方体（１０．０ｍｍ×１１．０ｍｍの面が配向方向と垂直な面）とした。次に、図４に示すように、ニオブ箔により作製した処理容器３中に、主にＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体１の配向方向（図中の矢印方向）と垂直な面がＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金２と接触するように、表４０に示す符号１２−ａのＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を、符号１２−Ａから１−ＬのＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の上下にＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の重量に対し１０ｍａｓｓ％ずつ計２０ｍａｓｓ％を配置した。次に、管状流気炉を用いて、２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表４１の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱して第一の熱処理を実施した後、冷却した。

［第二の熱処理を実施する工程］
第二の熱処理を、管状流気炉を用いて２００Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表４１の第二の熱処理に示す温度及び時間で第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体に対して実施した後、冷却した。熱処理後の各サンプルの表面近傍に存在するＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の濃化部を除去するため、表面研削盤を用いて各サンプルの全面を切削加工し、４．０ｍｍ×４．０ｍｍ×４．０ｍｍの立方体状のサンプル（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。尚、第一の熱処理を実施する工程におけるＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の加熱温度、並びに、第二の熱処理を実施する工程におけるＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の加熱温度は、それぞれ熱電対を取り付けることにより測定した。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表４１に示す。表４１に示すとおり、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下及びＣｕの含有量が０．１ｍａｓｓ％以上１．５ｍａｓｓ％以下である本発明例はいずれも高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることが分かる。これに対し、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０以下であるサンプルＮｏ．１２−５は、Ｈ_cJが大幅に低下し、［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１５．０を超えているサンプルＮｏ．１２−１は、Ｂ_rが大幅に低下している。また、Ｃｕの含有量が０．１ｍａｓｓ％未満であるサンプルＮｏ．１２−６は、Ｈ_cJが大幅に低下し、Ｃｕの含有量が１．５ｍａｓｓ％を超えている資料Ｎｏ．１２−１０は、Ｂ_r及びＨ_cJが大幅に低下している。

実験例１３
［Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ焼結体がおよそ表４２の符号１３−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³ 以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表４２に示す。表４２における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表４３の符号１３−ａから１３−ｈに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表４３に示す。表４３における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表４４の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表４４の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１２と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表４４に示す。表４４の通り、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることが分かる。また、Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下（サンプルＮｏ．１３−４及び１３−６）であると、さらに高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られている。これに対し、Ｒ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が１０ｍａｓｓ％以下（５ｍａｓｓ％以下）であるサンプルＮｏ．１３−１及び１３−２は、Ｂ_rが大幅に低下している。また、Ｒｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＦｅ量が４５ｍａｓｓ％を超えているサンプルＮｏ．１３−８は、Ｈ_cJが大幅に低下している。

実験例１４
［Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ焼結体がおよそ表４５の符号１４−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³ 以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表４５に示す。表４５における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表４６の符号１４−ａから１４−ｉに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表４６に示す。表４６における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表４７の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表４７の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１２と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表４７に示す。表４７の通り、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金のＲ量が３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下、Ｇａ量が２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。これに対し、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ、Ｇａのいずれかが本開示の範囲外（符号１４−ａはＲ２が範囲外、符号サンプルＮｏ．１４−ｄは、Ｇａが範囲外、符号１４−ｈはＲ２、Ｇａが範囲外）であると高いＨ_cJを得ることができない。このように、Ｒ、Ｇａ（及び実験例１３に示すようにＦｅ）の含有量が本開示の範囲内にあることにより、高いＢ_r及び高いＨ_cJを得ることができる。

実験例１５
［Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ焼結体がおよそ表４８の符号１５−Ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³ 以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表４８に示す。表４８における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。

［Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表４９の符号１５−ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表４９に示す。表４９における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表５０の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表５０の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１２と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表５０に示す。表５３の通り、本開示の第一の熱処理温度（７００℃以上１１００℃以下）及び第二の熱処理温度（４５０℃以上６００℃以下）である本発明例は高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。また、表５０の通り、第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下及び第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下であると、さらに高いＨ_cJが得られている。これに対し、第一の熱処理温度及び第二の熱処理温度のいずれか本開示の範囲外（サンプルＮｏ．１５−１は第一の熱処理が範囲外、サンプルＮｏ．１５−５及び１５−１１は第二の熱処理が範囲外）であると高いＨ_cJを得ることができない。

実験例１６
［Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程］
Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体がおよそ表５１の符号１６−Ａ及び１６−Ｂに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法で焼結体を作製した。得られた焼結体の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³以上であった。得られた焼結体の成分の結果を表５１に示す。表５１における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。なお、焼結体の酸素量をガス融解−赤外線吸収法で測定した結果、すべて０．２ｍａｓｓ％前後であることを確認した。また、Ｃ（炭素量）は、燃焼−赤外線吸収法によるガス分析装置を使用して測定した結果、０．１ｍａｓｓ％前後であることを確認した。表５１における「［Ｔ１］／［Ｂ］」は、Ｔ１を構成する各元素（ここではＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）に対し、分析値（ｍａｓｓ％）をそれぞれの元素の原子量で除したものを求め、それらの値を合計したもの（ａ）と、Ｂの分析値（ｍａｓｓ％）をＢの原子量で除したもの（ｂ）との比（ａ／ｂ）である。

［Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程］
Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金がおよそ表５２の符号１６−ａに示す組成となるように、各元素を秤量する以外は実験例１２と同じ方法でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備した。Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の組成を表５２に示す。表５２における各成分は実験例１２と同じ方法で測定した。

［第一の熱処理を実施する工程］
表５３の第一の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第一の熱処理を実施した。

［第二の熱処理を実施する工程］
表５３の第二の熱処理に示す温度及び時間でＲ２−Ｇａ−Ｆｅ合金及びＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を加熱すること以外は実験例１２と同じ方法で第二の熱処理を実施した。熱処理後の各サンプルを実験例１２と同じ方法で加工しＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料のＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表５３に示す。また、サンプルの成分を高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した結果を表５３に示す。表５３の通り、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体にＤｙ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｚｒが含まれていても高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られていることがわかる。

本開示により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）や、電気自動車用（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品などに好適に利用することができる。

１ Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体 （Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体）
２ Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金 （Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金）
３ 処理容器

Claims (21)

1. Ｒ：２８ｍａｓｓ％以上３６ｍａｓｓ％以下（Ｒは、希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含む）、
   Ｂ：０．７３ｍａｓｓ％以上０．９６ｍａｓｓ％以下、
   Ｇａ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
   Ｃｕ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下、
   Ｔ：６０ｍａｓｓ％以上（Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、及びＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、必ずＦｅを含み、Ｔ全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上である）、
   を含有し、
   Ｂに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）が１４．０超であり、
   配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＲ量は磁石中央部のＲ量より多く、
   配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＧａ量は磁石中央部のＧａ量より多く、
   配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）は磁石中央部のＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）より高い、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. 配向方向と垂直な断面における磁石表面部のＣｕ量は磁石中央部のＣｕ量より多い、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢに対するＴのｍｏｌ比（［Ｔ］／［Ｂ］）比が１４．０超１６．４以下である、請求項１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程と、
   Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程と、
   前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に、前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程と、
   前記第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程と、
   を含み、
   前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体において、
   Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、
   ［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下であり、
   前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金において、
   Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ２の含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｃｕの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｇａの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｆｅの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
5. 前記［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．３以上１５．０以下である、請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
6. 前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＦｅの含有量は、Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である、請求項４又は５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
7. 前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒである、請求項４から６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
8. 前記Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の７０ｍａｓｓ％以上がＰｒである、請求項４から７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
9. Ｒ２−Ｃｕ−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｃｕ、Ｇａ、Ｆｅの合計の含有量が８０ｍａｓｓ％以上である、請求項４から８のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
10. 前記第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下である、請求項４から９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
11. 前記第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下である、請求項４から１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
12. 前記Ｒ１−Ｔ１−Ｂ系焼結体を準備する工程は、原料合金を粒径Ｄ５０が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で配向させて焼結を行うことを含む、請求項４から１１のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
13. Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程と、
    Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金を準備する工程と、
    前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体の表面の少なくとも一部に、前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、７００℃以上１１００℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程と、
    前記第一の熱処理が実施されたＲ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、４５０℃以上６００℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程と、
    を含み、
    前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体において、
    Ｒ１は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ１の含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体全体の２７ｍａｓｓ％以上３５ｍａｓｓ％以下であり、
    Ｔ１はＦｅ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｍｎ、およひＳｉからなる群から選択された少なくとも１つであり、Ｔ１は必ずＦｅを含有し、Ｔ１全体に対するＦｅの含有量が８０ｍａｓｓ％以上であり、
    ［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．０超１５．０以下であり、
    Ｃｕの含有量は、Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体全体の０．１ｍａｓｓ％以上１．５ｍａｓｓ％以下であり、
    前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金において、
    Ｒ２は希土類元素のうち少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒの少なくとも一方を必ず含み、Ｒ２の含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の３５ｍａｓｓ％以上８５ｍａｓｓ％以下であり、
    Ｇａの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の２．５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下であり、
    Ｆｅの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１０ｍａｓｓ％以上４５ｍａｓｓ％以下である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
14. 前記［Ｔ１］／［Ｂ］のｍｏｌ比が１４．３以上１５．０以下である、請求項１３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
15. 前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＦｅの含有量は、Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金全体の１５ｍａｓｓ％以上４０ｍａｓｓ％以下である、請求項１３又は１４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
16. 前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の５０ｍａｓｓ％以上がＰｒである、請求項１３から１５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
17. 前記Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金中のＲ２の７０ｍａｓｓ％以上がＰｒである、請求項１３から１６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
18. Ｒ２−Ｇａ−Ｆｅ系合金におけるＲ２、Ｇａ、Ｆｅの合計の含有量が８０ｍａｓｓ％以上である、請求項１３から１７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
19. 前記第一の熱処理における温度が８００℃以上１０００℃以下である、請求項１３から１８のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
20. 前記第二の熱処理における温度が４８０℃以上５６０℃以下である、請求項１３から１９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
21. 前記Ｒ１−Ｔ１−Ｃｕ−Ｂ系焼結体を準備する工程は、原料合金を粒径Ｄ５０が３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で配向させて焼結を行うことを含む、請求項１３から２０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

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