JP6508571B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 Download PDF

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Description

本発明はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法およびＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素のうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、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）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とから構成されている。主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料であり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ＨｃＪ（以下、単に「ＨｃＪ」という）が低下するため不可逆熱減磁が起こる。そのため、特に電気自動車用モータに使用される場合、高温で高いＨｃＪを有することが要求されている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物中のＲに含まれる軽希土類元素ＲＬ（主としてＮｄおよび／またはＰｒ）の一部を重希土類元素ＲＨ（主としてＤｙおよび／またはＴｂ）で置換するとＨｃＪが向上することが知られており、重希土類元素ＲＨの置換量の増加に伴いＨｃＪは向上する。
しかし、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物中の軽希土類元素ＲＬを重希土類元素ＲＨで置換するとＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨｃＪが向上する一方、残留磁束密度Ｂｒ（以下、単に「Ｂｒ」という）が低下する。また、重希土類元素、特にＤｙなど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をできるだけ使用することなくＨｃＪを向上させることが求められている。
特許文献１には、従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べＢ量を相対的に少ない特定の範囲に限定するとともにＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有させることによりＲ２Ｔ１７相を生成させ、該Ｒ２Ｔ１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ６Ｔ１３Ｍ）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が得られることが記載されている。
国際公開第２０１３／００８７５６号
一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する際、Ｂ原料として、Ｂ含有量が必ずしも安定しないフェロボロン合金が用いられている。また、Ｂは製造工程上、含有量の変動が生じ易く、さらに、高精度に分析することが困難な元素であるため、厳密に管理することが極めて困難である。また、Ｂ量が少なくなるほど磁気特性に与える影響が大きくなり、Ｂ量の僅かな変動で磁気特性、特にＨｃＪが大きく変動（急激に低下）することが知られている。
特許文献１に記載の発明においては、Ｂ量が相対的に少ない特定の範囲に限定されているため、前記の通り、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動によりＨｃＪが大きく変動（急激に低下）するという問題がある。
また、前記の通りＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が最も利用される用途はモータである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性が向上すればモータの出力向上あるいはモータの小型化を図ることができるためＢｒ、ＨｃＪの向上は大変有効であるが、それらの特性とともに角形比Ｈｋ／ＨｃＪ（以下、単に「Ｈｋ／ＨｃＪ」という場合がある）も高くなければならない。角形比が低いと限界減磁界強度が小さくなるので減磁し易くなるという問題を引き起こす。そのため、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにあるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められる。なお、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の分野においては、一般に、角形比を求めるために測定するパラメータであるＨｋは、Ｊ（磁化の大きさ）−Ｈ（磁界の強さ）曲線の第２象限において、Ｊが０．９×Ｊｒ（Ｊｒは残留磁化、Ｊｒ＝Ｂｒ）の値になる位置のＨの値が用いられている。このＨｋを減磁曲線のＨｃＪで除した値（Ｈｋ／ＨｃＪ）が角形比として定義される。
特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、特許文献１の表４〜表６に示されるように、角形比（特許文献１ではＳｑ（角形性））が最高でも９５％であり高いレベルにあるとは言い難い。なお、特許文献１には角形比の定義は記載されていないが、特許文献１の先行技術文献として引用されている、同一出願人による特開２００７−１１９８８２号公報に「磁化が飽和磁化の９０％となる外部磁場の値をｉＨｃで割った値を％表記したもの」と記載されていることから、特許文献１の角形比の定義も同様であると思われる。つまり、特許文献１の角形比の定義は前記の一般的に用いられている定義と同様であると思われる。
本発明は、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法およびそれによって得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することを目的とする。
請求項１に記載の本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、
微粉砕粉末における組成が、Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された主合金を準備する工程と、
微粉砕粉末における組成が、Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．４４質量％以上、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された副合金を準備する工程と、
主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備する工程と、
混合合金を微粉砕し混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
焼結体を熱処理する工程と、
を含むことを特徴とする。
請求項２に記載の本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、
Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる主合金微粉砕粉末を準備する工程と、
Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．４４質量％以上、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる副合金微粉砕粉末を準備する工程と、
主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
焼結体を熱処理する工程と、
を含むことを特徴とする。
請求項３に記載の本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、
微粉砕粉末における組成が、Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された主合金を準備する工程と、
微粉砕粉末における組成が、Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｚｒ：０．７６質量％以上、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された副合金を準備する工程と、
主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが０．１９〜０．５７質量％となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備する工程と、
混合合金を微粉砕し混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
焼結体を熱処理する工程と、
を含むことを特徴とする。
請求項４に記載の本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、
Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる主合金微粉砕粉末を準備する工程と、
Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｚｒ：０．７６質量％以上、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる副合金微粉砕粉末を準備する工程と、
主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが０．１９〜０．５７質量％となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
焼結体を熱処理する工程と、
を含むことを特徴とする。
請求項５に記載の本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、
請求項１から４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物（ＲはＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物全体の２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである）と、
Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物（ＲはＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物全体の２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる、ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである、ＭはＧａ、Ａｌ、ＣｕおよびＳｉのうち少なくとも一種でありＧａを必ず含む）と、
Ｔｉの硼化物またはＺｒの硼化物と、
が共存する組織を有し、
任意の断面におけるＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下であることを特徴とする。
本発明によれば、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法およびそれによって得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することができる。
実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦＥ−ＳＥＭの組織観察結果を示す写真である。 図１の部位ａのＳＡＥＤパターンを示す写真である。 図１の部位ｂのＳＡＥＤパターンを示す写真である。 図１の部位ｃのＳＡＥＤパターンを示す写真である。 実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦＥ−ＳＥＭの組織観察結果を示す写真である。 比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＦＥ−ＳＥＭの組織観察結果を示す写真である。
本発明は、特許文献１に記載の発明のように従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べＢ量が相対的に少ない特定の範囲の合金を用いるのではなく、従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金とほぼ同様のＢ量からなるＲ−Ｔ−Ｂ系の主合金（または主合金微粉砕粉末）と、Ｐｒ、Ｂ、Ｇａ、ＴｉまたはＺｒ、およびＦｅを必須元素として含有する副合金（または副合金微粉砕粉末）とを、混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％またはＺｒが０．１９〜０．５７質量％となるように主合金（または主合金微粉砕粉末）９０〜９８質量部と副合金（または副合金微粉砕粉末）２〜１０質量部とを混合（合計１００質量部）し、焼結磁石を製造することを特徴とする。これによって、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動があってもＨｃＪが大きく変動（急激に低下）することなく、安定して製造することができる。
本発明により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有する理由は定かではないが、副合金の添加によって、焼結および／または熱処理において、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物（代表的にはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物）と、Ｔｉを含有する副合金を用いた場合はＴｉの硼化物（代表的にはＴｉＢおよび／またはＴｉＢ２化合物）が、Ｚｒを含有する副合金を用いた場合はＺｒの硼化物（代表的にはＺｒＢおよび／またはＺｒＢ２化合物）が生成されることが起因していると考えられる。
以下、本発明について説明する。まず、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は大きく二つに分かれる。主合金と副合金とを混合した後、微粉砕、成形および焼結する方法（以下、「混合後微粉砕方法」という）と、予め微粉砕した主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した後、成形および焼結する方法（以下、「微粉砕後混合方法」という）であり、いずれの方法によってもほぼ同じ効果が得られる。以下、混合後微粉砕方法と微粉砕後混合方法を分けて説明するが、重複する説明はその旨を記載の上省略する。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、副合金の組成で二つに分かれる。すなわち、副合金にＴｉを含有する場合と、副合金にＺｒを含有する場合である。ＴｉとＺｒの原子量が異なるために本発明の副合金と混合合金微粉砕粉末におけるＴｉ量とＺｒ量（いずれも質量％換算）が異なってはいるものの原子％換算ではほぼ同じであり、Ｔｉ、Ｚｒのいずれを含有する場合もほぼ同じ効果が得られる。従って、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、副合金にＴｉを含有する場合の混合後微粉砕方法と微粉砕後混合方法ならびに副合金にＺｒを含有する場合の混合後微粉砕方法と微粉砕後混合方法の四つに分けられる。前記の通り、副合金にＴｉを含有する場合とＺｒを含有する場合とでは、副合金と混合合金微粉砕粉末における含有量（質量％）が異なるだけなので、以下においては、異なる部分のみ「（Ｚｒの場合は）」として併記し、共通する部分は重複して説明することを省略する。
［１］Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法
（１）混合後微粉砕方法
混合後微粉砕方法は以下の工程を含む。
微粉砕粉末における組成が、Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％（０質量の場合を含む）、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された主合金を準備する工程、
微粉砕粉末における組成が、Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．４４質量％以上（Ｚｒの場合は０．７６質量％以上）、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された副合金を準備する工程、
主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備する工程、
混合合金を微粉砕し混合合金微粉砕粉末を準備する工程、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程、
焼結体を熱処理する工程。
（１−１）主合金を準備する工程
主合金を準備する工程において、主合金は微粉砕粉末（微粉砕後の粉末）における組成が以下の組成となるように調製されたものを準備する。
Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
Ｂ：０．９〜１．０質量％、
Ｇａ：０〜０．４質量％、
を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる。
Ｒ１およびＢの範囲は従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金とほぼ同様の範囲であり、前記範囲の下限未満あるいは上限を超えるとＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなくなる場合がある。Ｇａは必ずしも含有する必要なく（０質量％であってもよい）、含有する場合は０．４質量％を超えるとＢｒが低下するため好ましくない。
主合金の組成を微粉砕粉末における組成で規定したのは、例えばジェットミルにより微粉砕を行った場合、Ｒ１を多量に含む超微粉末が発生し、その超微粉末は微粉砕粉末として回収されないため、微粉砕前後で主としてＲ１の量が変化するからである。主合金の組成を微粉砕粉末における組成となるように調製するには、予め実験を行ったり、過去のデータなどに基づき微粉砕粉末における組成が前記の組成となるように主合金の組成を調製すればよい。なお、微粉砕粉末における組成と焼結磁石の組成はほぼ同様である。本発明において、微粉砕粉末とは微粉砕（例えばジェットミル）後の粉末のことであり、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（体積基準メジアン径）、以下同様）で２〜６μｍの粉末のことをいう。また、本発明において、粗粉砕粉末とは粗粉砕（例えば水素粉砕）後、微粉砕前の粉末のことをいう。
Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む。本発明によれば、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。従って、基本的には重希土類元素ＲＨは含有させる必要はないが、さらに高いＨｃＪが必要となる場合は、Ｂｒがあまり低下しない、２質量％未満の重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種）を含有してもよい。例えば、Ｒ１が２９質量％であり、重希土類元素ＲＨが１．８質量のとき、ＮｄまたはＮｄとＰｒの合計は２７．２質量％になる。Ｂの一部はＣで置換することができる。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである。主合金には、Ｒ１、Ｂ、Ｇａ、Ｔおよび不可避的不純物以外に、少量のＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどを含有してもよい。
さらに、前記以外の元素としてＣｕ、Ａｌを含有してもよい。Ｃｕ、Ａｌは磁気特性向上などを目的として積極的に添加してもよいし、使用原料や主合金の製造過程において不可避的に導入されるものを活用してもよい（不純物としてＣｕ、Ａｌを含有する原料を使用してもよい）。Ｃｕ、Ａｌともにその含有量（積極的に添加する量と不可避的に導入される量の合計）はそれぞれ０．５質量％以下であることが好ましい。
主合金を準備する工程は、微粉砕粉末における組成が前記組成となるように、各元素の原料を秤量し、公知の製造方法により粗粉砕粉末となす。例えばストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕粉末となす。主合金は粗粉砕粉末であることが好ましいが、粗粉砕前の合金（例えばストリップキャスティング後の薄片状合金など）であってもよい。主合金が粗粉砕前の合金である場合は、後述の如く、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金（この場合は副合金も粗粉砕前の合金であることが好ましい）２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を粗粉砕し、混合合金の粗粉砕粉末を準備した後、微粉砕を行ってもよい。
（１−２）副合金を準備する工程
副合金を準備する工程において、副合金は微粉砕粉末（微粉砕後の粉末）における組成が以下の組成となるように調製されたものを準備する。
Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
Ｂ：０．５〜０．８質量％、
Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｔｉ：０．４４質量％以上（Ｚｒの場合は０．７６質量％以上）、
を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる。
Ｒ２は２９質量％未満では副合金が焼結時に溶けにくくなり、６０質量％を超えると粗粉砕粉末あるいは微粉砕粉末の状態において粉末が酸化または発火する場合があるため好ましくない。Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む。Ｒ２がＰｒである場合は、Ｐｒが２９〜６０質量％となり、Ｒ２がＰｒとＮｄとからなる場合は、例えば、Ｒ２が２９質量％でありＰｒが５質量％の場合はＮｄが２４質量％となり、Ｒ２が６０質量％でありＰｒが５質量％の場合はＮｄが５５質量％となる。Ｐｒが５質量％未満ではＨｃＪの向上効果が得られないため好ましくない。
Ｂは０．５質量％未満では副合金中にα−Ｆｅが析出しそれによってＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨｋ／ＨｃＪが低下する。またジェットミルによって微粉砕を行った場合、析出したα−Ｆｅに起因して副合金がジェットミルの粉砕室内に付着してしまう可能性がある。一方、Ｂが０．８質量％を超えると副合金の混合量によってはＢｒが低下する場合があるため好ましくない。Ｇａを含まない場合（０質量％の場合）はＨｃＪの向上効果が得られず、Ｇａが８質量％を超えるとＨｋ／ＨｃＪが低下するため好ましくない。Ｔｉが０．４４質量％未満（Ｚｒの場合は０．７６質量％未満）ではＨｃＪの向上効果が得られないため好ましくない。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである。副合金には、Ｒ２、Ｂ、Ｇａ、ＴｉまたはＺｒ、Ｔおよび不可避的不純物以外に、少量のＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどを含有してもよい。副合金の組成を微粉砕粉末における組成で規定したのは前記主合金と同様の理由による。また、副合金の組成を微粉砕粉末における組成となるように調製する方法も主合金と同様である。
さらに、前記以外の元素としてＣｕ、Ａｌを含有してもよい。Ｃｕ、Ａｌは磁気特性向上などを目的として積極的に添加してもよいし、使用原料や主合金の製造過程において不可避的に導入されるものを活用してもよい（不純物としてＣｕ、Ａｌを含有する原料を使用してもよい）。Ｃｕ、Ａｌともにその含有量（積極的に添加する量と不可避的に導入される量の合計）はそれぞれ０．５質量％以下であることが好ましい。
副合金は主合金を準備する工程と同様の設備を用いて同様の製造条件で準備することができる。すなわち、微粉砕粉末における組成が前記組成となるように、各元素の原料を秤量し、公知の製造方法により粗粉砕粉末となす。例えばストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕粉末となす。副合金は粗粉砕粉末であることが好ましいが、粗粉砕前の合金（例えばストリップキャスティング後の薄片状合金など）であってもよい。副合金が粗粉砕前の合金である場合は、後述の如く、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金（この場合は主合金も粗粉砕前の合金であることが好ましい）９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を粗粉砕し、混合合金の粗粉砕粉末を準備した後、微粉砕を行ってもよい。
（１−３）混合合金を準備する工程
前記によって準備した主合金（粗粉砕粉末）と副合金（粗粉砕粉末）は、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し、合計１００質量部とした混合合金（混合合金粗粉砕粉末）となす。主合金および副合金が粗粉砕前の合金である場合は、前記の通り、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を粗粉砕し、混合合金の粗粉砕粉末を準備する。混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１質量％未満および０．３質量％を超えると（Ｚｒの場合は０．１９質量％未満および０．５７質量％を超えると）ＨｃＪが低下しＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなくなる。また、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備するに際して、副合金の混合量が２質量部未満の場合（主合金の混合量が９８質量部を超える場合）および副合金の混合量が１０質量部を超える場合（主合金の混合量が９０質量部未満の場合）ＨｃＪが低下しＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなくなる。
（１−４）混合合金微粉砕粉末を準備する工程
前記によって準備した混合合金（混合合金粗粉砕粉末）を微粉砕することによって混合合金微粉砕粉末となす。微粉砕は公知の方法（例えばジェットミル）によって行えばよい。
（１−５）成形体を準備する工程
前記によって準備した混合合金微粉砕粉末を成形し成形体となす。成形は公知の成形手段で行えばよい。例えば、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を供給し磁界中で成形する乾式成形法、あるいは金型のキャビティー内に合金粉末を含むスラリーを注入しスラリーの分散媒を排出しながら合金粉末を磁界中で成形する湿式成形法などを適用することができる。
（１−６）焼結体を準備する工程
前記によって準備した成形体を焼結し焼結体となす。焼結は公知の焼結手段で行えばよい。例えば、焼結温度１０００℃以上１１８０℃以下、焼結時間１時間から１０時間程度、真空雰囲気中あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）中で焼結する方法などを適用することができる。
（１−７）焼結体を熱処理する工程
前記によって準備した焼結体に熱処理を施し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石となす。熱処理の温度、時間、雰囲気などは公知の条件を適用することができる。例えば、比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）のみでの熱処理（一段熱処理）、あるいは比較的高い温度（７００℃以上焼結温度以下（例えば１０５０℃以下））で熱処理を行った後比較的低い温度（４００℃以上６００℃以下）で熱処理する（二段熱処理）などの条件を採用することができる。好ましい条件としては、７３０℃以上１０２０℃以下で５分から５００分程度の熱処理を施し、冷却後（室温または４４０℃以上５５０℃以下まで冷却後）、さらに４４０℃以上５５０℃以下で５分から５００分程度熱処理することが挙げられる。熱処理雰囲気は、真空雰囲気あるいは不活性ガス（ヘリウムやアルゴンなど）で行うことが好ましい。
（２）微粉砕後混合方法
微粉砕後混合方法は以下の工程を含む。
Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、Ｂ：０．９〜１．０質量％、Ｇａ：０〜０．４質量％（０質量の場合を含む）、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる主合金微粉砕粉末を準備する工程、
Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、Ｂ：０．５〜０．８質量％、Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．４４質量％以上（Ｚｒの場合は０．７６質量％以上）、を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる副合金微粉砕粉末を準備する工程、
主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備する工程、
混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程、
成形体を焼結し焼結体を準備する工程、
焼結体を熱処理する工程。
（２−１）主合金微粉砕粉末を準備する工程
主合金微粉砕粉末の組成は以下の通りである。
Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
Ｂ：０．９〜１．０質量％、
Ｇａ：０〜０．４質量％、
を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる。
Ｒ１、ＢおよびＧａの限定理由ならびに各元素（Ｒ１、Ｂ、Ｔ、ＣｕおよびＡｌ）の説明は前記（１−１）と同様であるため省略する。
主合金微粉砕粉末を準備する工程は、微粉砕粉末における組成が前記組成となるように、各元素の原料を秤量し、公知の製造方法により微粉砕粉末となす。例えばストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕粉末となし、粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し微粉砕粉末となす。
（２−２）副合金微粉砕粉末を準備する工程
副合金微粉砕粉末の組成は以下の通りである。
Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
Ｂ：０．５〜０．８質量％、
Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｔｉ：０．４４質量％以上（Ｚｒの場合は０．７６質量％以上）、
を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる。
Ｒ２、Ｐｒ、ＢおよびＴｉ（Ｚｒ）の限定理由ならびに各元素（Ｒ２、Ｔ、ＣｕおよびＡｌ）の説明は前記（１−２）と同様であるため省略する。
副合金微粉砕粉末は主合金微粉砕粉末を準備する工程と同様の設備を用いて同様の製造条件で準備することができる。すなわち、微粉砕粉末における組成が前記組成となるように、各元素の原料を秤量し、公知の製造方法により微粉砕粉末となす。例えばストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕粉末となし、粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し微粉砕粉末となす。
（２−３）混合合金微粉砕粉末を準備する工程
前記によって準備した主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末は、主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％（Ｚｒの場合は０．１９〜０．５７質量％）となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末となす。混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１質量％未満および０．３質量％を超えると（Ｚｒの場合は０．１９質量％未満および０．５７質量％を超えると）ＨｃＪが低下しＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなくなる。また、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備するに際して、副合金微粉砕粉末の混合量が２質量部未満の場合（主合金微粉砕粉末の混合量が９８質量部を超える場合）および副合金微粉砕粉末の混合量が１０質量部を超える場合（主合金微粉砕粉末の混合量が９０質量部未満の場合）ＨｃＪが低下しＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなくなる。混合は公知の方法（例えばＶ型混合機など）で行えばよい。混合は乾式でも湿式でもよい。
（２−４）成形体を準備する工程
成形体を準備する工程は、前記（１−５）と同様であるため説明を省略する。
（２−５）焼結体を準備する工程
焼結体を準備する工程は、前記（１−６）と同様であるため説明を省略する。
（２−６）焼結体を熱処理する工程
焼結体を熱処理する工程は、前記（１−７）と同様であるため説明を省略する。
前記（１−１）から（１−７）に示す混合後微粉砕方法および（２−１）から（２−６）に示す微粉砕後混合方法によって、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造することができる。
［２］Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石
前記の通り、副合金（または副合金微粉砕粉末）の添加によって、焼結および／または熱処理において、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物（代表的にはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物）と、Ｔｉを含有する副合金を用いた場合はＴｉの硼化物（代表的にはＴｉＢおよび／またはＴｉＢ２化合物）が、Ｚｒを含有する副合金を用いた場合はＺｒの硼化物（代表的にはＺｒＢおよび／またはＺｒＢ２化合物）が生成される。すなわち、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物またはＺｒの硼化物と、が共存する組織を有する。
Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物において、ＲはＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物全体の２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである。Ｂの一部はＣで置換することができる。Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物には、Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少量のＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどを含有してもよい。さらに、Ｃｕ、Ａｌを含有してもよい
Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物において、ＲはＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物全体の２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる。ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏである。Ｍは主としてＧａである。Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物は代表的にはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物である。Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物はＬａ６Ｃｏ１１Ｇａ３型結晶構造を有する。Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物はその状態によってはＲ６Ｔ１３−αＭ１＋α化合物になっている場合がある。なお、ＭとしてＧａのみを用いた場合においてもＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＡｌ、ＣｕおよびＳｉが含有される場合Ｒ６Ｔ１３−α（Ｇａ１−ｘ−ｙ−ｚＣｕｘＡｌｙＳｉｚ）１＋αになっている場合がある。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、その任意の断面においてＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下である。後述する実施例に示す通り、組成は同じであっても単一合金法で製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％を超えている。これも、本発明により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有する理由の一つであると考えられる。
Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界相（二つの主相の間に存在する粒界相（二粒子粒界相）および三つ以上の主相の間に存在する粒界相（三重点粒界相））に存在することによって、二粒子粒界相の厚みが太くなり、ＨｃＪを向上させることができる。しかし、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物も若干の磁性を有しているため、存在量が多くなり過ぎるとＢｒやＨｃＪの低下を招く。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下となるため、ＢｒやＨｃＪの低下を招くことがない。Ｂｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得るためには、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率は少なくとも１％以上であることが好ましい。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物またはＺｒの硼化物と、が共存する組織を有することは、例えば、後述する実施例に示す通り、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放射型透過電子顕微鏡）などを用いて、ＴＥＭ−ＳＡＥＤ（制限視野電子線回折）−ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）を実施することによって、各化合物を同定することによって確認することができる。なお、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物とＲ６Ｔ１３Ｍ化合物については、任意の断面における組織中に１μｍ以上の大きさで存在する場合が多いので、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）−ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）によっても化合物の同定が可能である。また、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率は、後述する実施例に示す通り、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の任意の断面のＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）による反射電子像（ＢＳＥ像）の画像を市販の画像解析ソフトにより解析することにより求めることができる。
本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例１
微粉砕粉末における組成が表１の合金Ｎｏ．ａ１−１に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、主合金の粗粉砕粉末を得た。また、微粉砕粉末における組成が表１の合金Ｎｏ．ａ１−２に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、副合金の粗粉砕粉末を得た。主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１の合金Ｎｏ．Ａに示す組成となるように、主合金９５質量部と副合金５質量部とを混合し、混合合金を得た。得られた混合合金をジェットミルにより微粉砕し、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、以下同様）が４．２μｍの混合合金微粉砕粉末を得た。得られた混合合金微粉砕粉末を直角磁界成形装置（横磁界成形装置）にて磁界強度０．８ＭＡ／ｍ、圧力４９ＭＰａ（０．５ｔｏｎ／ｃｍ２）で厚み１２ｍｍ×幅２６ｍｍ×長さ５５ｍｍ（幅方向が磁界印加方向）で成形し成形体を得た。得られた成形体を１０３０℃で４時間焼結した後、５００℃で２．５時間熱処理した。熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を切断および研削し厚み７．０ｍｍ×幅７．０ｍｍ×長さ７．０ｍｍに加工した。加工後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈループトレーサによって測定した。測定結果を表２の試料Ｎｏ．１に示す。なお、Ｈｋ／ＨｃＪにおいて、ＨｋはＪ（磁化の大きさ）−Ｈ（磁界の強さ）曲線の第２象限において、Ｊが０．９×Ｊｒ（Ｊｒは残留磁化、Ｊｒ＝Ｂｒ）の値になる位置のＨの値（以下同様）である。
実施例１の試料Ｎｏ．１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の任意の断面について、鏡面加工を施した後、その鏡面の一部をクロスセクションポリッシャ（ＳＭ−０９０１０、日本電子株式会社製）によってイオンビーム加工を施した。次に、その加工面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡、ＪＳＭ−７００１Ｆ、日本電子株式会社製）によって観察（加速電圧５ｋＶ、ワーキングディスタンス４ｍｍ、ＴＴＬモード、倍率２０００倍）した。そして、ＦＥ−ＳＥＭによる反射電子像（ＢＳＥ像）を画像解析ソフト（Ｓｃａｎｄｉｕｍ、ＯＬＹＭＰＵＳ ＳＯＦＴ ＩＭＡＧＩＮＧ ＳＯＬＵＴＩＯＮＳ ＧＭＢＨ製）により解析し、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物（代表的にはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物）の面積比率を求めた。ＦＥ−ＳＥＭによるＢＳＥ像はその領域を構成する元素の平均原子番号が大きいほど明るく表示され、元素の原子番号が小さいほど暗く表示される。例えば、粒界相（希土類リッチ相）は明るく表示され、主相（Ｒ２Ｔ１４Ｂ相）や酸化物などは暗く表示される。Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物はその中間くらいの明るさで表示される。画像解析ソフトによる解析は、画像処理によりＢＳＥ像の明るさを横軸、頻度（面積）を縦軸としたグラフを作成し、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）によりＲ６Ｔ１３Ｍ化合物を探索し、前記グラフ内の特定の明るさと対応させ、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率を求めた。この解析を断面上の異なる５視野（各視野の広さは４５μｍ×６０μｍ）のＢＳＥ像についてそれぞれ行い、その平均値をＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率とした。その結果を表２に示す。
比較例１
微粉砕粉末における組成が表１の合金Ｎｏ．Ａに示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、得られた粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．２μｍの微粉砕粉末を得た。得られた微粉砕粉末を実施例１と同様にして成形、焼結、熱処理および加工し、磁気特性を測定した。測定結果を表２の試料Ｎｏ．２に示す。また、比較例１の試料Ｎｏ．２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実施例１と同様の方法によりＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率を求めた。その結果を表２に示す。
表２の試料Ｎｏ．１は主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（本発明例）であり、試料Ｎｏ．２は単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（比較例）である。ともに微粉砕粉末における組成は同じである。すなわち、試料Ｎｏ．１と試料Ｎｏ．２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は同じである。表２の通り、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は同じではあるが、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、ＢｒおよびＨｃＪが向上し、Ｈｋ／ＨｃＪの低下もほとんどない。
また、表２の通り、主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．１、本発明例）は、後述する実施例２２の通り、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物とが共存する組織を有し、実施例１の通り、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下（１．４９％）である。一方、組成は同じであるが単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．２、比較例）は、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％を超えている（２．７２％）。本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するのは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物とが共存する組織並びにＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の存在量に起因するものと考えられる。
実施例２
微粉砕粉末における組成が表１の合金Ｎｏ．ａ１−１に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、得られた粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．２μｍの主合金微粉砕粉末を得た。また、微粉砕粉末における組成が表１の合金Ｎｏ．ａ１−２に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、得られた粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．２μｍの副合金微粉砕粉末を得た。主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末の組成が表１の合金Ｎｏ．Ａに示す組成となるように、主合金微粉砕粉末９５質量部と副合金微粉砕粉末５質量部とを混合し、混合合金微粉砕粉末を得た。得られた混合合金微粉砕粉末を実施例１と同様にして成形、焼結、熱処理および加工し、磁気特性を測定したところ、実施例１による本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石とほぼ同じ測定結果が得られた。すなわち、混合後微粉砕方法（実施例１）および微粉砕後混合方法（実施例２）のいずれであってもほぼ同じ効果が得られる。
実施例３
微粉砕粉末における主合金の組成を表３の合金Ｎｏ．ｂ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３の合金Ｎｏ．ｂ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３の合金Ｎｏ．Ｂに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表４の試料Ｎｏ．３に示す。また、実施例３の試料Ｎｏ．３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実施例１と同様の方法によりＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率を求めた。その結果を表４に示す。
比較例２
微粉砕粉末における組成が表３の合金Ｎｏ．Ｂに示す組成となるようにする以外は比較例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表４の試料Ｎｏ．４に示す。また、比較例２の試料Ｎｏ．４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実施例１と同様の方法によりＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率を求めた。その結果を表４に示す。
実施例３は実施例１に対して主合金のＧａ量を変化（０．２１から０．３２）させ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＧａ量を変化（０．４０から０．５０）させた例である。表４の通り、試料Ｎｏ．３と試料Ｎｏ．４とはＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は同じではあるが、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、Ｂｒが向上し、ＨｃＪおよびＨｋ／ＨｃＪの低下もない。また、主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．３、本発明例）は、後述する実施例２２の通り、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物とが共存する組織を有し、表４の通り、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下（１．９３％）である。一方、組成は同じであるが単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（試料Ｎｏ．４、比較例）は、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％を超えている（３．００％）。
前記実施例１および２に示す通り、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、特許文献１に記載の発明のように従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べＢ量が相対的に少ない特定の範囲の合金を用いるのではなく、従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金とほぼ同様のＢ量からなるＲ−Ｔ−Ｂ系の主合金を用いるため、特許文献１に記載の発明のように、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動によりＨｃＪが大きく変動（急激に低下）するという問題を解消することができ、また、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等以上のＢｒおよびＨｃＪならびにＨｋ／ＨｃＪが０．９６以上（９６％以上）の優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができる。さらに、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、単一合金法で製造された同様な組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、ＢｒおよびＨｃＪが向上し、Ｈｋ／ＨｃＪの低下もほとんどない。これは、副合金の添加に起因するものと考えられる。
なお、以下の実施例４〜１６においては、単一合金法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石との対比は省略するが、以下の実施例４〜１６の本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、前記実施例１〜３による本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同様に、単一合金法により製造された実施例と同様な組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、優れた磁気特性を有することを確認している。また、以下の実施例４〜１６の本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のように、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動があってもＨｃＪが大きく変動（急激に低下）するということがなく、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等以上のＢｒおよびＨｃＪならびにＨｋ／ＨｃＪが０．９６以上（９６％以上）の優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができることも確認している。
実施例４
微粉砕粉末における組成が表５の合金Ｎｏ．ｃ３−１、ｃ４−１、ｃ５−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表５の合金Ｎｏ．ｃ３−２、ｃ４−２、ｃ５−２に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｃ３−１とｃ３−２、ｃ４−１とｃ４−２、ｃ５−１とｃ５−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表５の合金Ｎｏ．Ｃに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表６の試料Ｎｏ．７、８、９に示す。試料Ｎｏ．７が合金Ｎｏ．ｃ３−１とｃ３−２を混合したもの、試料Ｎｏ．８が合金Ｎｏ．ｃ４−１とｃ４−２を混合したもの、試料Ｎｏ．９が合金Ｎｏ．ｃ５−１とｃ５−２を混合したものである。
比較例３
微粉砕粉末における組成が表５の合金Ｎｏ．ｃ１−１、ｃ２−１、ｃ６−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表５の合金Ｎｏ．ｃ１−２、ｃ２−２、ｃ６−２に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｃ１−１とｃ１−２、ｃ２−１とｃ２−２、ｃ６−１とｃ６−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表５の合金Ｎｏ．Ｃに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表６の試料Ｎｏ．５、６、１０に示す。試料Ｎｏ．５が合金Ｎｏ．ｃ１−１とｃ１−２を混合したもの、試料Ｎｏ．６が合金Ｎｏ．ｃ２−１とｃ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．１０が合金Ｎｏ．ｃ６−１とｃ６−２を混合したものである。
実施例４と比較例３は副合金のＢ量の限定理由の根拠を示す例である。表６の本発明例である試料Ｎｏ．７〜９のように副合金のＢ量が本発明の範囲内（０．５０質量％、０．６５質量％、０．８０質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．６のように副合金のＢ量が本発明の範囲よりも少ない場合（０．４０質量％）、あるいは試料Ｎｏ．５のように副合金にＢが含まれない場合、本発明例に比べＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下している。特に副合金にＢが含まれないとＨｋ／ＨｃＪが著しく低下する。Ｈｋ／ＨｃＪが低下する理由は、ジェットミル後の混合合金微粉砕粉末（あるいはＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）にα−Ｆｅが存在するためであると考えられる。また、試料Ｎｏ．１０のように副合金のＢ量が本発明の範囲よりも多い場合（１．００質量％）、本発明例に比べＢｒおよびＨｃＪが低下している。
実施例５
微粉砕粉末における主合金の組成を表７の合金Ｎｏ．ｄ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表７の合金Ｎｏ．ｄ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表７の合金Ｎｏ．Ｄに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表８の試料Ｎｏ．１１に示す。
比較例４
微粉砕粉末における主合金の組成を表７の合金Ｎｏ．ｄ２−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表７の合金Ｎｏ．ｄ２−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表７の合金Ｎｏ．Ｄに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表８の試料Ｎｏ．１２に示す。
実施例５および比較例４は副合金のＴｉ量の限定理由の根拠を示す例である。表８の本発明例である試料Ｎｏ．１１のように副合金のＴｉ量が本発明の範囲内（０．４４質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．１２のように副合金にＴｉが含まれない場合、本発明例に比べＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下している。なお、Ｔｉ量が０．４４質量％以上であるという限定は、主合金９５質量部と副合金５質量部とを混合した場合を想定している。副合金の混合量を５質量部より大きくすれば（主合金の混合量を９５質量部より小さくすれば）、Ｔｉ量の限定を小さくする（例えば０．３質量％以上）ことが可能である。しかしながら、副合金の混合量を大きくすると、副合金に含まれる他の元素（ＰｒやＢなど）の量も増えるため、主合金の組成を調製する必要がある。また、実施例５に示すように、主合金には少量のＴｉが含まれていてもよい。
実施例６
微粉砕粉末における組成が表９の合金Ｎｏ．ｅ１−１、ｅ２−１、ｅ３−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表９の合金Ｎｏ．ｅ１−２、ｅ２−２、ｅ３−２に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｅ１−１とｅ１−２、ｅ２−１とｅ２−２、ｅ３−１とｅ３−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表９の合金Ｎｏ．Ｅに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１０の試料Ｎｏ．１３、１４、１５に示す。試料Ｎｏ．１３が合金Ｎｏ．ｅ１−１とｅ１−２を混合したもの、試料Ｎｏ．１４が合金Ｎｏ．ｅ２−１とｅ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．１５が合金Ｎｏ．ｅ３−１とｅ３−２を混合したものである。
比較例５
微粉砕粉末における主合金の組成を表９の合金Ｎｏ．ｅ４−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表９の合金Ｎｏ．ｅ４−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表９の合金Ｎｏ．Ｅに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１０の試料Ｎｏ．１６に示す。
実施例６および比較例５は副合金のＧａ量の限定理由の根拠を示す例である。表１０の本発明例である試料Ｎｏ．１３〜１５のように副合金のＧａ量が本発明の範囲内（４．００質量％、６．００質量％、８．００質量％）にあるときＨｃＪ、Ｈｋ、Ｈｋ／ＨｃＪが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．１６のように副合金のＧａ量が本発明の範囲よりも多い場合（１０．００質量％）、本発明例に比べＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが著しく低下している。
実施例７
微粉砕粉末における組成が表１１の合金Ｎｏ．ｆ２−１、ｆ３−１、ｆ４−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表１１の合金Ｎｏ．ｆ２−２、ｆ３−２、ｆ４−２に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｆ２−１とｆ２−２、ｆ３−１とｆ３−２、ｆ４−１とｆ４−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１１の合金Ｎｏ．Ｆに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１２の試料Ｎｏ．１８、１９、２０に示す。試料Ｎｏ．１８が合金Ｎｏ．ｆ２−１とｆ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．１９が合金Ｎｏ．ｆ３−１とｆ３−２を混合したもの、試料Ｎｏ．２０が合金Ｎｏ．ｆ４−１とｆ４−２を混合したものである。
比較例６
微粉砕粉末における組成が表１１の合金Ｎｏ．ｆ１−１、ｆ５−１に示す組成からなる２種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表１１の合金Ｎｏ．ｆ１−２、ｆ５−２に示す組成からなる２種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｆ１−１とｆ１−２、ｆ５−１とｆ５−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１１の合金Ｎｏ．Ｆに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１２の試料Ｎｏ．１７、２１に示す。試料Ｎｏ．１７が合金Ｎｏ．ｆ１−１とｆ１−２を混合したもの、試料Ｎｏ．２１が合金Ｎｏ．ｆ５−１とｆ５−２を混合したものである。
実施例７および比較例６は副合金のＲ２量の限定理由の根拠を示す例である。表１２の本発明例である試料Ｎｏ．１８〜２０のように副合金のＲ２量が本発明の範囲内（２９．０質量％、５５．０質量％、６０．０質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．１７のように副合金のＲ２量が本発明の範囲よりも少ない場合（２８．０質量％）、本発明例に比べＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下している。また試料Ｎｏ．２１のように副合金のＲ２量が本発明の範囲よりも多い場合（６５．０質量％）、本発明例に比べＢｒおよびＨｃＪが低下している。
実施例８
微粉砕粉末における組成が表１３の合金Ｎｏ．ｇ２−１、ｇ３−１に示す組成からなる２種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表１３の合金Ｎｏ．ｇ２−２、ｇ３−２に示す組成からなる２種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｇ２−１とｇ２−２、ｇ３−１とｇ３−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１３の合金Ｎｏ．Ｇに示す組成となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１４の試料Ｎｏ．２３、２４に示す。試料Ｎｏ．２３が合金Ｎｏ．ｇ２−１とｇ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．２４が合金Ｎｏ．ｇ３−１とｇ３−２を混合したものである。
比較例７
微粉砕粉末における主合金の組成を表１３の合金Ｎｏ．ｇ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表１３の合金Ｎｏ．ｇ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１３の合金Ｎｏ．Ｇに示す組成となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１４の試料Ｎｏ．２２に示す。
実施例８および比較例７は副合金のＰｒ量の下限の限定理由の根拠を示す例である。表１４の本発明例である試料Ｎｏ．２３および２４のように副合金のＰｒ量が本発明の範囲内（５．０質量％、３３.０質量％）にあるときＢｒおよびＨｃＪが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．２２のように副合金のＰｒ量が本発明の範囲よりも少ない場合（４．０質量％）、本発明例に比べＢｒおよびＨｃＪが低下している。
実施例９
微粉砕粉末における主合金の組成を表１５の合金Ｎｏ．ｈ１−１に示す組成とすること、微粉砕粉末における組成が表１５の合金Ｎｏ．ｈ１−２、ｈ１−３、ｈ１−４に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｈ１−１とｈ１−２、ｈ１−１とｈ１−３、ｈ１−１とｈ１−４をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１５の合金Ｎｏ．Ｈ１（ｈ１−１とｈ１−２）、Ｈ２（ｈ１−１とｈ１−３）、Ｈ３（ｈ１−１とｈ１−４）に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１６の試料Ｎｏ．２５〜２７に示す。試料Ｎｏ．２５が合金Ｎｏ．Ｈ１に示す組成、試料Ｎｏ．２６が合金Ｎｏ．Ｈ２に示す組成、試料Ｎｏ．２７が合金Ｎｏ．Ｈ３に示す組成である。
比較例８
微粉砕粉末における主合金の組成を表１５の合金Ｎｏ．ｈ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表１５の合金Ｎｏ．ｈ１−５に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１５の合金Ｎｏ．Ｈ４に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１６の試料Ｎｏ．２８に示す。
実施例９および比較例８は混合合金微粉砕粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も同じ）におけるＴｉの下限の限定理由の根拠を示す例である。表１６の本発明例である試料Ｎｏ．２５〜２７のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが本発明の範囲内（０．２４質量％、０．１２質量％、０．１０質量％）にあるときＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．２８のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが本発明の範囲よりも少ない場合（０．０９質量％）、本発明例に比べＨｃＪおよびＨｋが低下している。
実施例１０
微粉砕粉末における主合金の組成を表１７の合金Ｎｏ．ｉ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表１７の合金Ｎｏ．ｉ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１７の合金Ｎｏ．Ｉ１に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１８の試料Ｎｏ．２９に示す。
比較例９
微粉砕粉末における主合金の組成を表１７の合金Ｎｏ．ｉ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表１７の合金Ｎｏ．ｉ１−３に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１７の合金Ｎｏ．Ｉ２に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表１８の試料Ｎｏ．３０に示す。
実施例１０および比較例９は混合合金微粉砕粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も同じ）におけるＴｉの上限の限定理由の根拠を示す例である。表１８の本発明例である試料Ｎｏ．２９のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが本発明の範囲内（０．３０質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．３０のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが本発明の範囲よりも多い場合（０．３５質量％）、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪおよびＨｋが低下している。
実施例１１
微粉砕粉末における組成が表１９の合金Ｎｏ．ｊ２−１、ｊ３−１、ｊ４−１、ｊ５−１に示す組成からなる４種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表１９の合金Ｎｏ．ｊ２−２、ｊ３−２、ｊ４−２、ｊ５−２に示す組成からなる４種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｊ２−１とｊ２−２、ｊ３−１とｊ３−２、ｊ４−１とｊ４−２、ｊ５−１とｊ５−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１９の合金Ｎｏ．Ｊに示す組成となるように、副合金の混合量を表２０に示すようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２０の試料Ｎｏ．３３、３４、３５、３６に示す。試料Ｎｏ．３３が合金Ｎｏ．Ｎｏ．ｊ２−１とｊ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．３４が合金Ｎｏ．ｊ３−１とｊ３−２を混合したもの、試料Ｎｏ．３５が合金Ｎｏ．ｊ４−１とｊ４−２を混合したもの、試料Ｎｏ．３６が合金Ｎｏ．ｊ５−１とｊ５−２を混合したものである。
比較例１０
微粉砕粉末の組成が表１９の合金Ｎｏ．Ｊに示す組成となるようする以外は比較例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２０の試料Ｎｏ．３１に示す。
比較例１１
微粉砕粉末における組成が表１９の合金Ｎｏ．ｊ１−１、ｊ６−１に示す組成からなる２種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表１９の合金Ｎｏ．ｊ１−２、ｊ６−２に示す組成からなる２種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｊ１−１とｊ１−２、ｊ６−１とｊ６−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表１９の合金Ｎｏ．Ｊに示す組成となるように、副合金の混合量を表２０に示すようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２０の試料Ｎｏ．３２、３７に示す。試料Ｎｏ．３２が合金Ｎｏ．ｊ１−１とｊ１−２を混合したもの、試料Ｎｏ．３７が合金Ｎｏ．ｊ６−１とｊ６−２を混合したものである。
実施例１１、比較例１０および比較例１１は副合金の混合量の好ましい範囲を示す例である。表２０の本発明例である試料Ｎｏ．３３〜３６のように副合金の混合量が２〜１０質量部のときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有する。一方、試料Ｎｏ．３１のように副合金を混合しない場合、試料Ｎｏ．３２のように副合金の混合量が少ない場合あるいは試料Ｎｏ．３７のように副合金の混合量が多い場合、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪおよびＨｋが低下している。
実施例１２
微粉砕粉末における組成が表２１の合金Ｎｏ．ｋ２−１からｋ６−１に示す組成からなる５種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２１の合金Ｎｏ．ｋ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｋ２−１からｋ６−１とｋ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２１の合金Ｎｏ．Ｋ２からＫ６に示す組成（ｋ２−１とｋ１−２を混合したものがＫ２、ｋ３−１とｋ１−２を混合したものがＫ３、以下同様）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２２の試料Ｎｏ．３９から４３に示す。試料Ｎｏ．３９が合金Ｎｏ．ｋ２−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ２）、試料Ｎｏ．４０が合金Ｎｏ．ｋ３−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ３）、試料Ｎｏ．４１が合金Ｎｏ．ｋ４−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ４）、試料Ｎｏ．４２が合金Ｎｏ．ｋ５−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ５）、試料Ｎｏ．４３が合金Ｎｏ．ｋ６−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ６）である。
比較例１２
微粉砕粉末における組成が表２１の合金Ｎｏ．ｋ１−１、ｋ７−１に示す組成からなる２種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２１の合金Ｎｏ．ｋ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｋ１−１とｋ１−２、ｋ７−１とｋ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２１の合金Ｎｏ．Ｋ１およびＫ７に示す組成（ｋ１−１とｋ１−２を混合したものがＫ１、ｋ７−１とｋ１−２を混合したものがＫ７）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２２の試料Ｎｏ．３８、４４に示す。試料Ｎｏ．３８が合金Ｎｏ．ｋ１−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ１）、試料Ｎｏ．４４が合金Ｎｏ．ｋ７−１とｋ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｋ７）である。
実施例１２および比較例１２は主合金のＢ量の限定理由の根拠を示す例である。表２２の本発明例である試料Ｎｏ．３９から４３のように主合金のＢ量が本発明の範囲内（０．９０〜１．００質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．３８のように主合金のＢ量が本発明の範囲よりも少ない場合（０．８９質量％）、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下しており、特にＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの低下が著しい。また試料Ｎｏ．４４のように主合金のＢ量が本発明の範囲よりも多い場合（１．２０質量％）、本発明例に比べＨｃＪの低下が著しい。
実施例１３
微粉砕粉末における組成が表２３の合金Ｎｏ．ｍ２−１、ｍ３−１、ｍ４−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２３の合金Ｎｏ．ｍ２−２、ｍ３−２、ｍ４−２に示す組成からなる３種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｍ２−１とｍ２−２、ｍ３−１とｍ３−２、ｍ４−１とｍ４−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２３の合金Ｎｏ．Ｍに示す組成となるように、副合金の混合量を表２４に示すようにすること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２４の試料Ｎｏ．４６、４７、４８に示す。試料Ｎｏ．４６が合金Ｎｏ．ｍ２−１とｍ２−２を混合したもの、試料Ｎｏ．４７が合金Ｎｏ．ｍ３−１とｍ３−２を混合したもの、試料Ｎｏ．４８が合金Ｎｏ．ｍ４−１とｍ４−２を混合したものである。
比較例１３
微粉砕粉末における主合金の組成を表２３の合金Ｎｏ．ｍ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表２３の合金Ｎｏ．ｍ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２３の合金Ｎｏ．Ｍとなるように、副合金の混合量を表２４に示すようにすること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２４の試料Ｎｏ．４５に示す。
実施例１３および比較例１３は主合金のＧａ量の限定理由の根拠を示す例である。表２４の本発明例である試料Ｎｏ．４６〜４８のように主合金のＧａ量が本発明の範囲内（０．４０質量％、０．２５質量％、０質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．４５のように主合金のＧａ量が本発明の範囲よりも多い場合（０．４５質量％）、本発明例に比べＢｒが低下している。これは、表２３のように、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＧａ量を０．５質量％とした場合、主合金のＧａ量が多くなると、副合金の混合量を少なくしなければならず、副合金の添加による効果が得られないためである。
実施例１４
微粉砕粉末における組成が表２５の合金Ｎｏ．ｎ１−１、ｎ２−１、ｎ３−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２５の合金Ｎｏ．ｎ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｎ１−１、ｎ２−１、ｎ３−１とｎ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２５の合金Ｎｏ．Ｎ１、Ｎ２、Ｎ３に示す組成（ｎ１−１とｎ１−２を混合したものがＮ１、ｎ２−１とｎ１−２を混合したものがＮ２、ｎ３−１とｎ１−２を混合したものがＮ３）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２６の試料Ｎｏ．４９、５０、５１に示す。試料Ｎｏ．４９が合金Ｎｏ．ｎ１−１とｎ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｎ１）、試料Ｎｏ．５０が合金Ｎｏ．ｎ２−１とｎ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｎ２）、試料Ｎｏ．５１が合金Ｎｏ．ｎ３−１とｎ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｎ３）である。
比較例１４
微粉砕粉末における主合金の組成を表２５の合金Ｎｏ．ｎ４−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表２５の合金Ｎｏ．ｎ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２５の合金Ｎｏ．Ｎ４に示す組成とし、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２６の試料Ｎｏ．５２に示す。
実施例１４および比較例１４は混合合金微粉砕粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も同じ）におけるＣｏ量の好ましい範囲を示す例である。試料Ｎｏ．４９〜５１のようにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＣｏ量が０．５０〜２．００質量％の範囲でＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性が得られる。試料Ｎｏ．５２のようにＣｏ量が２質量％を超えてもＢｒはほとんど低下せず、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下する傾向にある。従って、Ｂｒを重視する場合は２．００質量％を超えるＣｏを含有させることが可能であるが、ＨｃＪを重視する場合はＣｏ量を２．００質量％以下にすることが好ましい。もちろん、実施例１３に示すようにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にＣｏが含まれなくてもＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性が得られる。
実施例１５
微粉砕粉末における組成が表２７の合金Ｎｏ．ｐ１−１、ｐ２−１、ｐ３−１に示す組成からなる３種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２７の合金Ｎｏ．ｐ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｐ１−１、ｐ２−１、ｐ３−１とｐ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２７の合金Ｎｏ．Ｐ１、Ｐ２、Ｐ３に示す組成（ｐ１−１とｐ１−２を混合したものがＰ１、ｐ２−１とｐ１−２を混合したものがＰ２、ｐ３−１とｐ１−２を混合したものがＰ３）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２８の試料Ｎｏ．５３、５４、５５に示す。試料Ｎｏ．５３が合金Ｎｏ．ｐ１−１とｐ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｐ１）、試料Ｎｏ．５４が合金Ｎｏ．ｐ２−１とｐ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｐ２）、試料Ｎｏ．５５が合金Ｎｏ．ｐ３−１とｐ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｐ３）である。
比較例１５
微粉砕粉末における主合金の組成を表２７の合金Ｎｏ．ｐ４−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表２７の合金Ｎｏ．ｐ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２７の合金Ｎｏ．Ｐ４に示す組成とし、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表２８の試料Ｎｏ．５６に示す。
実施例１５は実施例１４に対して主合金に重希土類元素ＲＨの一つであるＤｙを含有させた例である。表２８の通り、主合金に２質量％未満の重希土類元素ＲＨ（実施例１５では１．８質量％のＤｙ）を含有させた場合、Ｈｋ／ＨｃＪが若干低下するものの、ＢｒおよびＨｃＪが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。また、実施例１５および比較例１５は、実施例１４及び比較例１４と同様にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＣｏ量の好ましい範囲を示す例であり、試料Ｎｏ．５３〜５５のようにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＣｏ量が０．５０〜２．００質量％の範囲でＢｒおよびＨｃＪが高いレベルにある優れた磁気特性が得られる。試料Ｎｏ．５６のようにＣｏ量が２質量％を超えるとＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪが低下する傾向にある。従って、主合金に重希土類元素ＲＨを含有させる場合は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＣｏ量は２．００質量％以下にすることが好ましい。
実施例１６
微粉砕粉末における組成が表２９の合金Ｎｏ．ｑ２−１からｑ７−１に示す組成からなる６種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２９の合金Ｎｏ．ｑ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｑ２−１からｑ７−１とｑ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２９の合金Ｎｏ．Ｑ２からＱ７に示す組成（ｑ２−１とｑ１−２を混合したものがＱ２、ｑ３−１とｑ１−２を混合したものがＱ３、以下同様）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３０の試料Ｎｏ．５８から６３に示す。試料Ｎｏ．５８が合金Ｎｏ．ｑ２−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ２）、試料Ｎｏ．５９が合金Ｎｏ．ｑ３−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ３）、試料Ｎｏ．６０が合金Ｎｏ．ｑ４−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ４）、試料Ｎｏ．６１が合金Ｎｏ．ｑ５−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ５）、試料Ｎｏ．６２が合金Ｎｏ．ｑ６−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ６）、試料Ｎｏ．６３が合金Ｎｏ．ｑ７−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ７）である。
比較例１６
微粉砕粉末における組成が表２９の合金Ｎｏ．ｑ１−１、ｑ８−１に示す組成からなる２種類の主合金を準備すること、微粉砕粉末における組成が表２９の合金Ｎｏ．ｑ１−２に示す組成からなる副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｑ１−１とｑ１−２、ｑ８−１とｑ１−２をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表２９の合金Ｎｏ．Ｑ１およびＱ８に示す組成（ｑ１−１とｑ１−２を混合したものがＱ１、ｑ８−１とｑ１−２を混合したものがＱ８）となるようにすること、主合金９８質量部と副合金２質量部とを混合すること以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３０の試料Ｎｏ．５７、６４に示す。試料Ｎｏ．５７が合金Ｎｏ．ｑ１−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ１）、試料Ｎｏ．６４が合金Ｎｏ．ｑ８−１とｑ１−２を混合したもの（合金Ｎｏ．Ｑ８）である。
実施例１６および比較例１６は主合金のＲ１（実施例１６及び比較例１６においてはＮｄとＰｒの合計量）の限定理由の根拠を示す例である。表３０の本発明例である試料Ｎｏ．５８から６３のように主合金のＲ１量が本発明の範囲内（２９．０〜３３．０質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．５７のように主合金のＲ１量が本発明の範囲よりも少ない場合（２８．０質量％）、本発明例に比べＢｒは若干高いもののＨｃＪの低下が著しく、Ｈｋ／ＨｃＪも低下している。また試料Ｎｏ．６４のように主合金のＲ１量が本発明の範囲よりも多い場合（３４．０質量％）、本発明例に比べＢｒが低下しており、Ｈｋ／ＨｃＪも低下している。
実施例１７
微粉砕粉末における主合金の組成を表３１の合金Ｎｏ．ｒ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３１の合金Ｎｏ．ｒ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３１の合金Ｎｏ．Ｒに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３２の試料Ｎｏ．６５に示す。
比較例１７
微粉砕粉末の組成が表３１の合金Ｎｏ．Ｒに示す組成となるようにする以外は比較例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３２の試料Ｎｏ．６６に示す。
実施例１７は副合金にＺｒを含有する例である。表３２の試料Ｎｏ．６５は主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（本発明例）であり、試料Ｎｏ．６６は単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（比較例）である。試料Ｎｏ．６５と試料Ｎｏ．６６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は同じであるが、本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、ＢｒおよびＨｃＪが向上し、Ｈｋ／ＨｃＪの低下もない。このように、副合金にＺｒを含有する場合も、実施例１などの副合金にＴｉを含有する場合とほぼ同じ効果が得られる。もちろん、副合金にＺｒを含有する場合においても、特許文献１に記載の発明のように従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べＢ量が相対的に少ない特定の範囲の合金を用いるのではなく、従来一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金とほぼ同様のＢ量からなるＲ−Ｔ−Ｂ系の主合金を用いるため、特許文献１に記載の発明のように、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動によりＨｃＪが大きく変動（急激に低下）するという問題を解消することができ、重希土類元素ＲＨをできるだけ使用することなく、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等以上のＢｒおよびＨｃＪならびにＨｋ／ＨｃＪが０．９６以上（９６％以上）の優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができる。
実施例１８
微粉砕粉末における組成が表３１の合金Ｎｏ．ｒ１−１に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、得られた粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．２μｍの主合金微粉砕粉末を得た。また、微粉砕粉末における組成が表３１の合金Ｎｏ．ｒ１−２に示す組成となるように、原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製し、得られた合金を水素粉砕法により粗粉砕し、得られた粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ５０が４．２μｍの副合金微粉砕粉末を得た。主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末の組成が表３１の合金Ｎｏ．Ｒに示す組成となるように、主合金９５質量部と副合金５質量部とを混合し、混合合金微粉砕粉末を得た。得られた混合合金微粉砕粉末を実施例１と同様にして成形、焼結、熱処理および加工し、磁気特性を測定したところ、実施例１７による本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石とほぼ同じ測定結果が得られた。すなわち、混合後微粉砕方法（実施例１７）および微粉砕後混合方法（実施例１８）のいずれであってもほぼ同じ効果が得られる。
なお、以下の実施例１９〜２１においては、単一合金法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石との対比は省略するが、以下の実施例１９〜２１の本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、前記実施例１７、１８による本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同様に、単一合金法により製造された実施例と同様な組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比べ、優れた磁気特性を有することを確認している。また、以下の実施例１９〜２１の本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のように、使用原料や製造過程に起因するＢ量の僅かな変動があってもＨｃＪが大きく変動（急激に低下）するということがなく、特許文献１に記載の発明によって得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等以上のＢｒおよびＨｃＪならびにＨｋ／ＨｃＪが０．９６以上（９６％以上）の優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を安定して製造することができることも確認している。
実施例１９
微粉砕粉末における主合金の組成を表３３の合金Ｎｏ．ｓ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３３の合金Ｎｏ．ｓ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３３の合金Ｎｏ．Ｓに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３４の試料Ｎｏ．６７に示す。
比較例１８
微粉砕粉末における主合金の組成を表３３の合金Ｎｏ．ｓ２−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３３の合金Ｎｏ．ｓ２−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３３の合金Ｎｏ．Ｓに示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３４の試料Ｎｏ．６８に示す。
実施例１９および比較例１８は副合金のＺｒ量の限定理由の根拠を示す例である。表３４の本発明例である試料Ｎｏ．６７のように副合金のＺｒ量が本発明の範囲内（０．７６質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．６８のように副合金にＺｒが含まれない場合、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが低下している。なお、Ｚｒ量が０．７６質量％以上であるという限定は、主合金９５質量部と副合金５質量部とを混合した場合を想定している。副合金の混合量を５質量部より大きくすれば（主合金の混合量を９５質量部より小さくすれば）、Ｚｒ量の限定を小さくする（例えば０．６質量％以上）ことが可能である。しかしながら、副合金の混合量を大きくすると、副合金に含まれる他の元素（ＰｒやＢなど）の量も増えるため、主合金の組成を調製する必要がある。また、実施例１９に示すように、主合金には少量のＺｒが含まれていてもよい。
実施例２０
微粉砕粉末における主合金の組成を表３５の合金Ｎｏ．ｔ１−１に示す組成とすること、微粉砕粉末における組成が表３５の合金Ｎｏ．ｔ１−２、ｓ１−３に示す組成からなる２種類の副合金を準備すること、合金Ｎｏ．ｔ１−１とｔ１−２、ｔ１−１とｔ１−３をそれぞれ混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３５の合金Ｎｏ．Ｔ１（ｔ１−１とｔ１−２）、Ｔ２（ｔ１−１とｔ１−３）に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３６の試料Ｎｏ．６９、７０に示す。試料Ｎｏ．６９がＴ１に示す組成、試料Ｎｏ．７０がＴ２に示す組成である。
比較例１９
微粉砕粉末における主合金の組成を表３５の合金Ｎｏ．ｔ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３５の合金Ｎｏ．ｔ１−４に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３５の合金Ｎｏ．Ｔ３に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３６の試料Ｎｏ．７１に示す。
実施例２０および比較例１９は混合合金微粉砕粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も同じ）におけるＺｒの下限の限定理由の根拠を示す例である。表３６の本発明例である試料Ｎｏ．６９、７０のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが本発明の範囲内（０．２３質量％、０．１９質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．７１のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが本発明の範囲よりも少ない場合（０．１７質量％）、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪおよびＨｋが低下している。
実施例２１
微粉砕粉末における主合金の組成を表３７の合金Ｎｏ．ｕ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３７の合金Ｎｏ．ｕ１−２に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３７の合金Ｎｏ．Ｕ１に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３８の試料Ｎｏ．７２に示す。
比較例２０
微粉砕粉末における主合金の組成を表３７の合金Ｎｏ．ｕ１−１に示す組成とし、微粉砕粉末における副合金の組成を表３７の合金Ｎｏ．ｕ１−３に示す組成とし、主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末の組成が表３７の合金Ｎｏ．Ｕ２に示す組成となるようにする以外は実施例１と同様にしてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表３８の試料Ｎｏ．７３に示す。
実施例２１および比較例２０は混合合金微粉砕粉末（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成も同じ）におけるＺｒの上限の限定理由の根拠を示す例である。表３８の本発明例である試料Ｎｏ．７２のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが本発明の範囲内（０．５７質量％）にあるときＢｒ、ＨｃＪ、ＨｋおよびＨｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。一方、試料Ｎｏ．７３のように混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが本発明の範囲よりも多い場合（０．６５質量％）、本発明例に比べＢｒ、ＨｃＪおよびＨｋが低下している。
実施例２２
実施例１の試料Ｎｏ．１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の任意断面について、鏡面加工を施し、さらに、クロスセクションポリッシャ（ＳＭ−０９０１０、日本電子株式会社製）によって仕上加工を施した後、その加工面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡、ＪＳＭ−７００１Ｆ、日本電子株式会社製）によって組織観察（加速電圧５ｋＶ、ワーキングディスタンス４．１ｍｍ、ＴＴＬモード、倍率２０００倍）を行った。その結果（反射電子像＝ＢＳＥ像）を図１に示す。
前記の通り、ＦＥ−ＳＥＭによるＢＳＥ像はその領域を構成する元素の平均原子番号が大きいほど明るく表示され、元素の原子番号が小さいほど暗く表示される。例えば、粒界相（希土類リッチ相）は明るく表示され、主相（Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物）や酸化物などは暗く表示される。図１の通り、実施例１の試料Ｎｏ．１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、部位ａのような比較的暗い灰色の化合物（断面のほとんどを占めていることから主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物と推定される）、部位ｂのような比較的明るい灰色の化合物（Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物よりも明るいためＲ６Ｔ１３Ｍ化合物と推定される）および部位ｃのような黒色の化合物（Ｔｉの硼化物と推定される）が共存する組織を有している。
図１に示す部位ａ、ｂ、ｃの化合物について厳密な同定を行うべく、各部位について、マイクロサンプリングを行い、ＦＥ−ＴＥＭ（電界放射型透過電子顕微鏡、ＨＦ−２１００、株式会社日立ハイテクノロジーズ製）などを用いて、ＴＥＭ−ＳＡＥＤ（制限視野電子線回折）−ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）を実施した。その構造解析結果を図２〜図４に示す。図２は部位ａのＳＡＥＤパターン、図３は部位ｂのＳＡＥＤパターン、図４は部位ｃのＳＡＥＤパターンである。また、部位ａ、ｂ、ｃのそれぞれについてＥＤＳによる組成分析を行った。その結果を表３９に示す。なお、部位ａおよび部位ｂについてはＢの分析は行っていない。
図２〜図４の構造解析結果および表３９の組成分析結果から、部位ａはＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ化合物（Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物）、部位ｂはＮｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物（Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物）、部位ｃはＴｉＢ２化合物（Ｔｉの硼化物）であると同定した。すなわち、主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物と、Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物と、Ｔｉの硼化物（Ｚｒを含有する副合金を用いた場合はＺｒの硼化物）と、が共存する組織を有しており、前記実施例１および実施例３の通り、任意の断面におけるＲ６Ｔ１３Ｍ化合物の面積比率が２％以下である。
実施例２３
実施例１の試料Ｎｏ．１の主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と、比較例１の試料Ｎｏ．２の単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のそれぞれの任意断面について、鏡面加工を施し、さらに、クロスセクションポリッシャ（ＳＭ−０９０１０、日本電子株式会社製）によって仕上加工を施した後、その加工面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡、ＪＳＭ−７００１Ｆ、日本電子株式会社製）によって組織観察を行った。その結果（反射電子像＝ＢＳＥ像）を図５および図６に示す。図５が実施例１の試料Ｎｏ．１、図６が比較例１の試料Ｎｏ．２である。なお、図５の組織観察は加速電圧５ｋＶ、ワーキングディスタンス４．０ｍｍ、ＴＴＬモード、倍率１００００倍の条件で、図６の組織観察は加速電圧５ｋＶ、ワーキングディスタンス４．１ｍｍ、ＴＴＬモード、倍率２００００倍の条件で行った。
図５および図６において、黒色の化合物がＴｉＢ２化合物（Ｔｉの硼化物）、比較的暗い灰色の化合物がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ化合物（Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物）、白色が粒界相（希土類リッチ相）である。なお、図５および図６においてはＴｉＢ２化合物をクローズアップしているため、Ｎｄ６Ｆｅ１３Ｇａ化合物（Ｒ６Ｔ１３Ｍ化合物）は観察されていない（視野外に存在する）。図５に示す通り、主合金と副合金を混合する本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、ＴｉＢ２（Ｔｉの硼化物）が塊状（図５において矢印で示した部分および図５右上に存在する微細なＴｉＢ２（Ｔｉの硼化物）の凝集体）で存在している。これは、基本的にＴｉを含有しない主合金（少量のＴｉが含有される場合は含む）とＴｉを含有する副合金とをそれぞれ別々に準備した後混合することによって、焼結過程において副合金に含有されるＴｉが主合金のＲ２Ｔ１４Ｂ化合物にほとんど固溶されない（固溶量が非常に少ない）ため、ＴｉはＴｉＢ２として、主として三重点粒界相に集まり塊状または凝集体になると考えられる。この場合、Ｔｉが主合金のＲ２Ｔ１４Ｂ化合物にほとんど固溶されない（固溶量が非常に少ない）ので、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢｒの低下は小さい。また、本発明の方法により製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特徴として、三重点粒界相における塊状のＴｉＢ２（ＴｉＢ２の凝集体）の大きさ（面積）が小さく、例えば、最も長い部分でも３μｍ以下である。この三重点粒界相における塊状のＴｉＢ２の大きさが３μｍを超えるとＨｃＪの低下を招く。これは、粒界相（希土類リッチ相）が塊状のＴｉＢ２（ＴｉＢ２の凝集体）の周囲に集中し、塊状のＴｉＢ２（ＴｉＢ２の凝集体）が存在しない粒界（特に二つの主相の間の粒界）に粒界相（希土類リッチ相）が行き渡らない（粒界相の量が少なくなる）ためであると考えられる。一方、図６に示す通り、単一合金法で製造された従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、ＴｉＢ２（Ｔｉの硼化物）は針状で存在している。これは、単一合金法において、ストリップキャスティング法を用いた場合に特に顕著である。Ｔｉはストリップキャスティング法における合金溶湯急冷時にＲ２Ｔ１４Ｂ化合物内に強制的に均一に固溶する。そして、焼結過程において、固溶されたＴｉがＲ２Ｔ１４Ｂ化合物内から析出する際、二粒子粒界相および三重点粒界相の任意の場所に微細に針状で析出するからであると考えられる。この場合、析出するＴｉ以外のＴｉは主合金のＲ２Ｔ１４Ｂ化合物に残留したままであるので、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢｒの低下が大きい。このＴｉＢ２（Ｔｉの硼化物）の存在形態の違いも、本発明により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がＢｒ、ＨｃＪ、Ｈｋ／ＨｃＪの全てが高いレベルにある優れた磁気特性を有する理由の一つであると考えられる。
本発明により得られた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、家電製品などに好適に利用することができる。

Claims (4)

  1. 微粉砕粉末における組成が、
    Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
    Ｂ：０．９〜１．０質量％、
    Ｇａ：０〜０．４質量％、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された主合金を準備する工程と、
    微粉砕粉末における組成が、
    Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
    Ｂ：０．５〜０．８質量％、
    Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
    Ｔｉ：０．４４質量％以上、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された副合金を準備する工程と、
    主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備する工程と、
    混合合金を微粉砕し混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
    成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
    焼結体を熱処理する工程と、
    を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  2. Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
    Ｂ：０．９〜１．０質量％、
    Ｇａ：０〜０．４質量％、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる主合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
    Ｂ：０．５〜０．８質量％、
    Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
    Ｔｉ：０．４４質量％以上、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる副合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＴｉが０．１〜０．３質量％となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
    成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
    焼結体を熱処理する工程と、
    を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  3. 微粉砕粉末における組成が、
    Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
    Ｂ：０．９〜１．０質量％、
    Ｇａ：０〜０．４質量％、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された主合金を準備する工程と、
    微粉砕粉末における組成が、
    Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
    Ｂ：０．５〜０．８質量％、
    Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
    Ｚｒ：０．７６質量％以上、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる組成となるように調製された副合金を準備する工程と、
    主合金と副合金とを混合した混合合金を微粉砕した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが０．１９〜０．５７質量％となるように、主合金９０〜９８質量部と副合金２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金を準備する工程と、
    混合合金を微粉砕し混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
    成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
    焼結体を熱処理する工程と、
    を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  4. Ｒ１：２９〜３３質量％（Ｒ１はＮｄ、Ｐｒのうち少なくとも一種でありＮｄを必ず含む、但し、２質量％未満のＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種を含有することができる）、
    Ｂ：０．９〜１．０質量％、
    Ｇａ：０〜０．４質量％、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる主合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    Ｒ２：２９〜６０質量％（Ｒ２はＰｒまたはＰｒとＮｄでありＰｒを５質量％以上含む）、
    Ｂ：０．５〜０．８質量％、
    Ｇａ：８質量％以下（０質量％を含まない）、
    Ｚｒ：０．７６質量％以上、
    を含有し、残部Ｔ（ＴはＦｅまたはＦｅとＣｏ）および不可避的不純物からなる副合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    主合金微粉砕粉末と副合金微粉砕粉末とを混合した混合合金微粉砕粉末１００質量％に含有されるＺｒが０．１９〜０．５７質量％となるように、主合金微粉砕粉末９０〜９８質量部と副合金微粉砕粉末２〜１０質量部とを混合し合計１００質量部とした混合合金微粉砕粉末を準備する工程と、
    混合合金微粉砕粉末を成形し成形体を準備する工程と、
    成形体を焼結し焼結体を準備する工程と、
    焼結体を熱処理する工程と、
    を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
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