JP6520789B2

JP6520789B2 - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法

Info

Publication number: JP6520789B2
Application number: JP2016064966A
Authority: JP
Inventors: 晃一廣田; 浩昭永田; 哲也久米; 中村　元; 中村　　元
Original assignee: Shin Etsu Chemical Co Ltd
Current assignee: Shin Etsu Chemical Co Ltd
Priority date: 2015-03-31
Filing date: 2016-03-29
Publication date: 2019-05-29
Anticipated expiration: 2036-03-29
Also published as: US10515747B2; EP3076407B1; JP2017147426A; CN106024252B; TWI673729B; CN106024252A; RU2016111658A; RU2016111658A3; TW201707016A; US20160293303A1; RU2697266C2; EP3076407A1; KR20160117364A

Description

本発明は、高保磁力を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法に関するものである。

Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石（以下、Ｎｄ磁石という）は、省エネや高機能化に必要不可欠な機能性材料として、その応用範囲と生産量は年々拡大している。これらの用途では、高温環境下で使用されることから、組み込まれるＮｄ磁石には高い残留磁束密度と同時に高い保磁力が求められている。一方でＮｄ磁石が高温になると著しく低下し易く、使用温度での保磁力を確保するため、予め室温での保磁力を十分に高めておく必要がある。

Ｎｄ磁石の保磁力を高める手法として、主相であるＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ化合物のＮｄの一部をＤｙもしくはＴｂに置換することが有効だが、これらの元素は、資源埋蔵量が少ないだけでなく、商業的に成立する生産地域が限定され、かつ地政学的要素も含むため価格が不安定で変動が大きいといったリスクがある。このような背景から、高温使用に対応したＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石が大きな市場を獲得するためには、ＤｙやＴｂの添加量を極力抑制した上で、保磁力を増大させる新しい方法又はＲ−Ｆｅ−Ｂ磁石組成の開発が必要である。
このような点から、従来、種々の手法が提案されている。

即ち、特許文献１（特許第３９９７４１３号公報）には、原子百分率で１２〜１７％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３％のＳｉ、５〜５．９％のＢ、１０％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅ（但し、Ｆｅは３原子％以下の置換量でＡｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素で置換されていてもよい）の組成を有し、Ｒ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ），Ｓｉ）₁₄Ｂ金属間化合物を主相とする、少なくとも１０ｋＯｅ以上の保磁力を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石において、Ｂリッチ相を含まず、かつ原子百分率で２５〜３５％のＲ、２〜８％のＳｉ、８％以下のＣｏ、残部ＦｅからなるＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｓｉ粒界相を体積率で少なくとも磁石全体の１％以上有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石が開示されている。この場合、この焼結磁石は、焼結時もしくは焼結後熱処理時における冷却工程において、少なくとも７００〜５００℃までの間を０．１〜５℃／分の速度に制御して冷却するか、もしくは冷却途中で少なくとも３０分以上一定温度を保持する多段冷却により冷却することにより、組織中にＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｓｉ粒界相を形成させたものである。

特許文献２（特表２００３−５１０４６７号公報）には、硼素分の少ないＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金、該合金による焼結磁石及びその製造方法が開示されており、この合金から焼結磁石を製造する方法として、原材料を焼結後、３００℃以下に冷却するが、その際８００℃までの平均冷却速度をΔＴ₁／Δｔ₁＜５Ｋ／分で冷却することが記載されている。

特許文献３（特許第５５７２６７３号公報）には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ主相と粒界相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ磁石が開示されている。粒界相の一部は主相よりＲを多く含むＲ−リッチ相であり、他の粒界相が主相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い遷移金属リッチ相である。Ｒ−Ｔ−Ｂ希土類焼結磁石は、焼結を８００℃〜１２００℃で行った後、４００℃〜８００℃で熱処理を行うことで製造することが記載されている。

特許文献４（特開２０１４−１３２６２８号公報）には、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％であって強磁性である遷移金属リッチ相とを含み、前記粒界相中の前記遷移金属リッチ相の面積率が４０％以上であるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が記載され、その製造方法として、磁石合金の圧粉成形体を８００℃〜１２００℃で焼結する工程と、複数の熱処理工程とを有し、第１の熱処理工程を６５０℃〜９００℃の範囲で行った後、２００℃以下まで冷却し、第２の熱処理工程は４５０℃〜６００℃で行うことが記載されている。

特許文献５（特開２０１４−１４６７８８号公報）には、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂからなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを備えたＲ−Ｔ−Ｂ希土類焼結磁石が開示されており、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ主相の磁化容易軸がｃ軸と平行であり、前記Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ主相の結晶粒子形状がｃ軸方向と直交する方向に伸長する楕円状であり、前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％である遷移金属リッチ相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が示されている。また、焼結を８００℃〜１２００℃で行うこと、焼結後、アルゴン雰囲気中で４００℃〜８００℃にて熱処理を行うことが記載されている。

特許文献６（特開２０１４−２０９５４６号公報）には、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ主相と、隣接する二つのＲ₂Ｔ₁₄Ｂ主相結晶粒子間の二粒子粒界相とを含み、該二粒子粒界相の厚みは５ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、かつ強磁性体とは異なる磁性を有する相からなる希土類磁石が開示されている。また、二粒子粒界相としてＴ元素を含みつつも強磁性とはならない化合物から形成され、このためこの相に遷移金属元素を含むものであるが、Ａｌ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、ＧａなどのＭ元素を添加する。更に、希土類磁石にＣｕを加えることで、二粒子粒界相としてＬａ₆Ｃｏ₁₁Ｇａ₃型結晶構造を有する結晶相を均一に幅広く形成できるとともに、該Ｌａ₆Ｃｏ₁₁Ｇａ₃型二粒子粒界相とＲ₂Ｔ₁₄Ｂ主相結晶粒子との界面にＲ−Ｃｕ薄層を形成でき、これによって主相の界面を不動態化し、格子不整合に起因する歪みの発生を抑制し、逆磁区の発生核となるのを抑制することができることが記載されている。この場合、この磁石の製造方法として、５００℃〜９００℃の温度範囲で焼結後熱処理を行い、冷却速度１００℃／分以上、特に３００℃／分以上で冷却するとされている。

特許文献７（国際公開第２０１４／１５７４４８号）及び特許文献８（国際公開第２０１４／１５７４５１号）には、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型化合物を主相とし、二つの主相間に囲まれ、厚みが５〜３０ｎｍである二粒子粒界と、三つ以上の主相によって囲まれた粒界三重点とを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が開示されている。

特許第３９９７４１３号公報特表２００３−５１０４６７号公報特許第５５７２６７３号公報特開２０１４−１３２６２８号公報特開２０１４−１４６７８８号公報特開２０１４−２０９５４６号公報国際公開第２０１４／１５７４４８号国際公開第２０１４／１５７４５１号

しかしながら、Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏを含有しなくても、或いはＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏの含有量が少なくても、高い保磁力を発揮するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石が要望される。

また最近、ロータ内部に永久磁石を埋め込んだ埋込型磁石同期モータ（ＩＰＭ）が、高効率モータとして、エアコンのコンプレッサ、スピンドル、ファクトリーオートメーション装置（ＦＡ）、ハイブリッド電気自動車や電気自動車などの用途にその範囲を拡大している。この埋込型磁石同期モータ（ＩＰＭ）の組み立て作業において、永久磁石を先に着磁して、ロータ内に形成されたスリットに埋込むのは効率的ではなく、磁石の割れや欠け不良を起こし易いことから、未着磁の永久磁石をロータに埋込んだ後、ステータから磁界を印加して永久磁石を着磁する手法が採用されている。この手法は生産性の観点からは効率が良いとされるが、ステータコイルから印加する磁場の大きさがそれほど高くないため、永久磁石を十分に着磁することができないという問題があった。近年では、ロータを専用の着磁機内で着磁する手法も取られるが、着磁機の導入等による生産コストの増加が懸念される。そのため、低コストで高効率なモータを実現するためには、永久磁石の着磁性改善、即ち磁石を十分に磁化するために必要な着磁磁界の低減は大変重要な課題である。

本発明は、上記要望に応えたもので、高保磁力を有し、また着磁磁界が低減された新規なＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、かかる目的を達成するために種々検討した結果、１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する微粉砕された平均微粉粒径１０ｎｍ以下の焼結磁石用合金粉末を成形、焼結後、４００℃以下の温度まで冷却し、次に７００〜１１００℃の範囲であって、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度（分解温度）以上に加熱し、次いで４００℃以下まで５〜１００℃／分の速度で冷却する焼結後熱処理工程と、この焼結後熱処理工程後に４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度（分解温度）以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に析出させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うこと、或いは微粉砕された焼結磁石用合金粉末を成形、焼結後、４００℃以下の温度まで５〜１００℃／分の速度で冷却し、次に４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度（分解温度）以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に析出させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うこと、またこの場合、平均微粉粒径を抑制すると共に、酸素濃度と水分量を下げることによって平均結晶粒径を６μｍ以下にコントロールする。特に、微粉砕後の合金粉末の平均微粉粒径を４．５μｍ以下に調整する。これによりＲ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₄Ｂ金属間化合物を主相とし、粒界三重点にＭ₂ホウ化物相を含み、かつＲ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物相を含まず、かつ相幅が１０ｎｍ以上で、平均で５０ｎｍ以上のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が主相を５０％以上被覆したコア／シェル構造を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石が得られ、この焼結磁石が、１０ｋＯｅ以上の保磁力を発揮すること、そして得られた焼結磁石の平均結晶粒径が６μｍ以下で、結晶配向度が９８％以上であることを見出すと共に、かかる焼結磁石の高い着磁率によって着磁磁界が低減したもので、ロータ外部から磁界を印加して着磁する手法に適したものであることを知見し、諸条件及び最適組成を確立して本発明を完成させた。

なお、上記特許文献１は、焼結後の冷却速度が遅く、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｓｉ粒界相が粒界三重点を形成するとしても、実際上、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｓｉ粒界相が主相を十分被覆していないか、二粒子粒界相を不連続的に形成する。また、特許文献２も、同様に冷却速度が遅く、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相が主相を被覆するコア／シェル構造を与えない。特許文献３は、焼結後や焼結後熱処理後の冷却速度については示されておらず、二粒子粒界相を形成する旨の記載はない。特許文献４は、粒界相がＲリッチ相と、Ｒが２５〜３５原子％で強磁性相の遷移金属リッチ相を含むものであるが、本発明のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相は強磁性相ではなく、反強磁性相である。また、特許文献４の焼結後熱処理はＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下で行うのに対し、本発明の焼結後熱処理はＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以上で行うものである。
特許文献５には、アルゴン雰囲気中で４００〜８００℃にて焼結後熱処理を行うことが記載されているが、冷却速度の記載はなく、その組織についての記載からみると、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が主相を被覆するコア／シェル構造を有さないものである。特許文献６は、焼結後熱処理後の冷却速度が１００℃／分以上、特に３００℃／分以上が好ましいとされ、得られる焼結磁石は結晶Ｒ₆Ｔ₁₃Ｍ₁相とアモルファスもしくは微結晶のＲ−Ｃｕ相で構成される。本発明における焼結磁石中のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相はアモルファスもしくは微結晶質である。
特許文献７は、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ主相、二粒子粒界、及び粒界三重点を含む磁石を提供し、更に二粒子粒界の厚さが５〜３０ｎｍの範囲である。しかし、二粒子粒界相の厚さが小さいため、十分な保磁力を達成しない。特許文献８も、その実施例に記載された焼結磁石の製造方法が特許文献７の磁石の製造方法と実質的に同じであるから、同様に二粒子粒界相の厚み（相幅）が小さいものであることを示唆する。

従って、本発明は、下記のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法を提供する。
〔１〕
１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、０．５原子％以下の炭素、１．５原子％以下の酸素、０．５原子％以下の窒素、及び残部Ｆｅの組成を有し、Ｒ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₄Ｂ金属間化合物を主相として、室温で少なくとも１０ｋＯｅ以上の保磁力を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石であって、粒界三重点にＭ₂ホウ化物相を含み、かつＲ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物相を含まず、更に２５〜３５原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、２〜８原子％のＭ₁、８原子％以下のＣｏ、残部Ｆｅからなるアモルファス及び／又は１０ｎｍ以下の微結晶質のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相、又は該Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相とＲが５０原子％以上の結晶質もしくは１０ｎｍ以下の微結晶質及びアモルファスのＲ−Ｍ₁相とからなる粒界相によって前記主相を被覆されたコア／シェル構造を有し、前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の前記主相に対する表面積被覆率が５０％以上であると共に、前記主相二粒子に挟まれた前記粒界相の相幅が１０ｎｍ以上で、平均で５０ｎｍ以上であり、かつ焼結後の磁石の平均結晶粒径が６μｍ以下で、結晶配向度が９８％以上であり、６４０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_a_Pc}とし、１５９０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_f_Pc}とした場合の磁気分極の割合（Ｉ_{_a_Pc}）／（Ｉ_{_f_Pc}）で定義される着磁率が９６％以上であることを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
〔２〕
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＳｉがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＡｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする〔１〕に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
〔３〕
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＧａがＭ₁中１．０〜８０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする〔１〕に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
〔４〕
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＡｌがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする〔１〕に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
〔５〕
Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏの合計含有量が０〜５．０原子％であることを特徴とする〔１〕〜〔４〕のいずれかに記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
〔６〕
１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する微粉砕された平均微粉粒径１０μｍ以下の焼結磁石用合金粉末を成形し、得られた圧粉成形体を１０００〜１１５０℃の温度で焼結後、焼結体を４００℃以下の温度まで冷却し、次に焼結体を７００〜１１００℃の範囲であって、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以上に加熱し、次いで４００℃以下まで５〜１００℃／分の速度で冷却する焼結後熱処理工程と、この焼結後熱処理工程後に４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に形成させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うことを特徴とする〔１〕〜〔４〕のいずれかに記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
〔７〕
１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する微粉砕された平均微粉粒径１０μｍ以下の焼結磁石用合金粉末を成形し、得られた圧粉成形体を１０００〜１１５０℃の温度で焼結後、焼結体を４００℃以下の温度まで５〜１００℃／分の速度で冷却し、次に焼結体を４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に形成させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うことを特徴とする〔１〕〜〔４〕のいずれかに記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
〔８〕
前記焼結磁石用合金がＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏを合計で０〜５．０原子％含有するものである〔６〕又は〔７〕に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石は、Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏを含まない、或いは少量のＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏ含有量で、１０ｋＯｅ以上の保磁力と高い着磁特性を与える。

実施例１で作製した焼結磁石の断面を電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて観察した反射電子像（倍率３０００倍）である。（ａ）は実施例１で作製した焼結磁石の粒界相を透過電子顕微鏡で観察した電子像、（ｂ）は（ａ）図のａ点における電子線回折像である。比較例２で作製した焼結磁石の断面をＥＰＭＡで観察した反射電子像である。

以下、本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明の磁石組成について説明すると、原子百分率で１２〜１７原子％のＲ、好ましくは１３〜１６原子％のＲ、０．１〜３原子％のＭ₁、好ましくは０．５〜２．５原子％のＭ₁、０．０５〜０．５原子％のＭ₂、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、０．５原子％以下の炭素、１．５原子％以下の酸素、０．５原子％以下の窒素、及び残部Ｆｅからなる組成を有する。

ここで、ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする。Ｎｄ及びＰｒの比率はその合計が８０〜１００原子％であることが好ましい。Ｒは焼結磁石中原子百分率で１２原子％未満では、磁石の保磁力が極端に低下し、１７原子％を超えると残留磁束密度Ｂｒが低下する。なお、ＲとしてＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏは含有しなくてもよく、含有する場合はＤｙとＴｂとＨｏの合計量として５．０原子％以下（０〜５．０原子％）、好ましくは４．０原子％以下（０〜４．０原子％）、更に好ましくは２．０原子％以下（０〜２．０原子％）、特に１．５原子％以下（０〜１．５原子％）である。

Ｍ₁は、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素で構成される。Ｍ₁が０．１原子％未満では、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相存在比が少ないために保磁力の向上が十分でなく、またＭ₁が３原子％を超える場合、磁石の角形性が悪化し、更に残留磁束密度Ｂｒが低下するため、Ｍ₁の添加量は０．１〜３原子％が望ましい。

焼結時の異常粒成長を抑制することを目的としてホウ化物を安定して形成する元素Ｍ₂を添加する。Ｍ₂は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上で、その添加量は０．０５〜０．５原子％である。これにより、製造時、比較的高温で焼結することが可能となり、角形性の改善と磁気特性の向上につながる。

Ｂの上限値は重要な要素である。Ｂ量は、５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）を超えるとＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が粒界に形成されず、Ｒ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物相、いわゆるＢリッチ相が形成される。本発明者らが検討した結果では、このＢリッチ相が磁石内に存在するときには磁石の保磁力を十分に増大させることができない。Ｂ量が４．８＋２×ｍ原子％未満では、主相の体積率が減少して磁気特性が低下する。このためＢ量は４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％とし、更に４．９＋２×ｍ〜５．７＋２×ｍ原子％であることが好ましい。

Ｃｏは含有しなくてもよいが、キュリー温度及び耐食性の向上を目的として、Ｆｅの１０原子％以下、好ましくは５原子％以下をＣｏで置換してもよいが、１０原子％を超えるＣｏ置換は、保磁力の大幅な低下を招くので好ましくない。

また、本発明の磁石は、酸素、炭素、窒素の含有量が少ないほうが望ましいが、製造工程上、混入を完全に避けることができない。酸素含有量が１．５原子％以下、特に１．２原子％以下、とりわけ１．０原子％以下、最も好ましくは０．８原子％以下、炭素含有量が０．５原子％以下、特に０．４原子％以下、窒素含有量が０．５原子％以下、特に０．３原子％以下まで許容し得る。その他、不純物としては、Ｈ，Ｆ，Ｍｇ，Ｐ，Ｓ，Ｃｌ，Ｃａ等の元素を０．１質量％以下含むことを許容するが、これら元素も少ないほうが好ましい。

なお、Ｆｅの量は残部であるが、好ましくは７０〜８０原子％、特に７５〜８０原子％が好ましい。

本発明の磁石の平均結晶粒径は６μｍ以下、好ましくは１．５〜５．５μｍ、より好ましくは２．０〜５．０μｍであり、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ粒子の磁化容易軸であるｃ軸の配向度が９８％以上であることが好ましい。平均結晶粒径の測定方法は、次の手順で行う。まず焼結磁石の断面を鏡面になるまで研磨したあと、例えばビレラ液（グリセリン：硝酸：塩酸混合比が３：１：２の混合液）等のエッチング液に浸漬して粒界相を選択的にエッチングした断面をレーザー顕微鏡にて観察する。得られた観察像をもとに、画像解析にて個々の粒子の断面積を測定し、等価な円としての直径を算出する。各粒度の占める面積分率のデータを基に平均粒径を求める。なお、平均粒径は異なる２０個所の画像における合計約２，０００個の粒子の平均である。
焼結体の平均結晶粒径の制御は、微粉砕時の焼結磁石合金微粉末の平均粒度を下げることで行う。

本発明の磁石の組織は、Ｒ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₄Ｂ相を主相とし、粒界相にはＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相とＲ−Ｍ₁相を含む。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相は体積率で１％以上であることが好ましい。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相が体積率１％未満の時は、十分に高い保磁力が得られない。このＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相の体積率は、より好ましくは１〜２０％、更に好ましくは１〜１０％存在することが望ましい。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相の体積率が２０％を超える場合、残留磁束密度の大きな低下を伴うおそれがある。
この場合、上記主相には、上記元素以外の他元素の固溶はないほうが好ましい。また、Ｒ−Ｍ₁相は共存してもよい。なお、Ｒ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₇相の析出は確認されていない。また、磁石は、粒界三重点にＭ₂ホウ化物相を含み、かつＲ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物相を含まない。また、Ｒ−リッチ相及びＲ酸化物、Ｒ炭化物、Ｒ窒化物、Ｒハロゲン化物、Ｒ酸ハロゲン化物等の製造工程上で混入する不可避元素からなる相を含んでもよい。

このＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相は、Ｆｅ又はＦｅとＣｏを含有する化合物で、空間群Ｉ４／ｍｃｍなる結晶構造をもつ金属間化合物相であると考えられ、例えばＲ₆Ｆｅ₁₃Ｇａ₁などが挙げられる。電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）などの分析手法を用いて定量分析すると、測定誤差を含めて２５〜３５原子％のＲ、２〜８原子％のＭ₁、０〜８原子％のＣｏ、残部Ｆｅなる範囲にある。なお、磁石組成としてＣｏを含まない場合もあるが、このとき当然ながら、主相及びＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相にはＣｏが含まれない。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相は主相を取り囲み分布することで、隣接する主相を磁気的に分断した結果、保磁力を向上させることができる。

なお、前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＳｉがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＡｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であること、或いは、ＧａがＭ₁中１．０〜８０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であること、或いは、ＡｌがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることが好ましい。
これらの元素は前述の金属間化合物（例えば、Ｒ₆Ｆｅ₁₃Ｇａ₁やＲ₆Ｆｅ₁₃Ｓｉ₁など）を安定的に形成し、かつＭ₁サイトを相互に置換できる。Ｍ₁サイトの元素を複合化しても磁気特性に顕著な差は認められないが、実用上、磁気特性バラツキの低減による品質の安定化や、高価な元素添加量の低減による低コスト化が図られる。

二粒子間粒界中のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の相幅は１０ｎｍ以上であることが好ましい。より好ましくは１０〜５００ｎｍ、更に好ましくは２０〜３００ｎｍである。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の相幅が１０ｎｍより狭いと磁気分断による十分な保磁力向上効果が得られない。なお、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相の相幅は平均で５０ｎｍ以上、より好ましくは５０〜３００ｎｍ、更には５０〜２００ｎｍであることが好ましい。

この場合、上記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相は、上記のように隣接するＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ主相間に二粒子粒界相として介在し、主相を被覆するように主相を取り囲んで分布し、主相とでコア／シェル構造を形成するが、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の主相に対する表面積被覆率は５０％以上であり、好ましくは６０％以上、更に好ましくは７０％以上で、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が主相全体を被覆してもよい。なお、主相を取り囲む二粒子粒界相の残部はＲが５０％以上のＲ−Ｍ₁相である。

Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の結晶構造は、アモルファス、微結晶又はアモルファスを含んだ微結晶質であり、Ｒ−Ｍ₁相の結晶構造は、結晶質又はアモルファスを含んだ微結晶質である。微結晶のサイズは、１０ｎｍ以下が好ましい。Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の結晶化が進行すると、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が粒界三重点に凝集し、その結果、二粒子間粒界相の相幅が薄く不連続になるため磁石の保磁力が低下する。また、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の結晶化の進行と共に、Ｒリッチ相が包晶反応の副生成物として主相と粒界相の界面に生成する場合があるが、Ｒリッチ相の形成自体で保磁力が大きく向上することはない。

焼結磁石の結晶配向度は９８％以上である。この場合、結晶配向度の測定は、ＥＢＳＤ法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎｓ）にて行う。同法は、試料面内の１点に電子線を入射させ、生じる反射電子回折模様（ｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇｐａｔｔｅｒｎ；一種のＫｉｋｕｃｈｉ線）を用いて局所領域の結晶方位を測定する手法で、電子線を試料面表面上に走査させることで面内の主相粒子の方位分布を測定することができる。結晶配向度は、焼結磁石のｃ面において、ステップサイズ０．５μｍで、測定面積内の全画素の主相の結晶方位を測定し、粒界相等の主相以外の測定点を除去した後、抽出した主相の配向方向からズレ角（θ）の頻度分布を求め、以下のように定量化した。
（結晶配向度，％）＝（Σ ｃｏｓθｉ）／（主相の測定点数）

焼結磁石の着磁率は、６４０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_a_Pc}とし、１５９０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_f_Pc}とした場合、着磁率を磁気分極の割合（Ｉ_{_a_Pc}）／（Ｉ_{_f_Pc}）として定義したとき、９６％以上、好ましくは９７％以上である。

本発明の上記組織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を得る方法について説明すると、一般的に母合金を粗粉砕し、粗粉砕された粉体を微粉砕し、これを磁場印加中で圧粉成形し、焼結するものである。
母合金は原料金属又は合金を真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中で溶解したのち、平型やブックモールドに鋳込む、又はストリップキャストにより鋳造することで得ることができる。α−Ｆｅの初晶が鋳造合金中に残る場合、この合金を真空又はＡｒ雰囲気中で７００〜１２００℃において１時間以上熱処理して、微細組織を均一化し、α−Ｆｅ相を消去することができる。

上記鋳造合金は、通常０．０５〜３ｍｍ、特に０．０５〜１．５ｍｍに粗粉砕される。粗粉砕工程にはブラウンミル、水素化粉砕などが用いられ、ストリップキャストにより作製された合金の場合は水素化粉砕が好ましい。粗粉は、例えば高圧窒素を用いたジェットミルなどにより、通常０．２〜３０μｍ、特に０．５〜２０μｍ、とりわけ１０μｍ以下に微粉砕される。なお、合金の粗粉砕、微粉砕のいずれかの工程において、必要に応じて、潤滑剤等の添加剤を添加することができる。

磁石合金粉末の製造に二合金法を適用してもよい。この方法は、Ｒ₂−Ｔ₁₄−Ｂ₁に近い組成を有する母合金とＲ−リッチな組成の焼結助剤合金とをそれぞれ製造し、粗粉砕し、次いで得られた母合金と焼結助剤の混合粉を前述同様に粉砕するものである。なお、焼結助剤合金を得るために、上述した鋳造法やメルトスパン法を採用し得る。

焼結に供する焼結磁石用合金組成は、１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する。

微粉砕された平均微粉粒径１０μｍ以下、好ましくは５μｍ以下、更に好ましくは２．０〜３．５μｍのＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石用合金粉は、磁界中成形機で成形され、得られた圧粉成形体は焼結炉で焼結される。焼結は真空又は不活性ガス雰囲気中、通常９００〜１２５０℃、特に１０００〜１１５０℃で、０．５〜５時間行うことが好ましい。

本発明において、上記組織形態の焼結磁石を得る第一の方法は、成形体を以上のように焼結した後、４００℃以下、特に３００℃以下（通常、室温）まで冷却する。この場合の冷却速度は特に制限されないが、５〜１００℃／分、特に５〜５０℃／分が好ましい。次に、焼結体を７００〜１１００℃の範囲であって、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度（分解温度）以上に加熱する。以下、これを焼結後熱処理と称する。この場合の昇温速度も特に限定されないが、１〜２０℃／分、特に２〜１０℃／分が好ましい。この場合、包晶温度は添加元素Ｍ₁の種類によって異なるが、例えば包晶温度は、Ｍ₁＝Ｃｕのとき６４０℃、Ｍ₁＝Ａｌのとき７５０〜８２０℃、Ｍ₁＝Ｇａのとき８５０℃、Ｍ₁＝Ｓｉのとき８９０℃、Ｍ₁＝Ｓｎのとき１０８０℃である。なお、上記温度での保持時間は１時間以上が好ましく、より好ましくは１〜１０時間、更に好ましくは１〜５時間である。なお、熱処理雰囲気は、真空又はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気であることが好ましい。

上記のように焼結後熱処理した後、焼結体を４００℃以下、特に３００℃以下に冷却する。この場合、少なくとも４００℃までの冷却速度は５〜１００℃／分、好ましくは５〜８０℃／分、より好ましくは５〜５０℃／分の速度で冷却する。冷却速度が５℃／分未満の場合、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が粒界三重点に偏析するため、磁気特性が著しく悪化する。一方、冷却速度が１００℃／分を超える場合、冷却過程におけるＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の析出を抑制することはできるが、組織中においてＲ−Ｍ₁相の分散性が不十分であるため、焼結磁石の角形性が悪化する。

上記の焼結後熱処理後に時効処理を行う。時効処理は４００〜６００℃、より好ましくは４００〜５５０℃、更に好ましくは４５０〜５５０℃の温度において０．５〜５０時間、より好ましくは０．５〜２０時間、更に好ましくは１〜２０時間で、真空もしくはアルゴンガスのような不活性ガス雰囲気中で行うのが望ましい。時効温度は、粒界にＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成するようにＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度より低い温度とする。この場合、時効温度が４００℃より低いとＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成する反応速度が非常に遅くなる。時効温度が６００℃を超えると、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成する反応速度が著しく増大し、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相が粒界三重点に偏析し、磁気特性が大幅に低下する。４００〜６００℃までの昇温速度は特に制限されないが、１〜２０℃／分、特に２〜１０℃／分であることが好ましい。

また、上記組織形態の焼結磁石を得る第二の方法は、上記のように得た焼結体を４００℃以下、特に３００℃以下に冷却するものであるが、この場合はその冷却速度が重要で、当該焼結体を少なくとも４００℃までの冷却速度は５〜１００℃／分、好ましくは５〜５０℃／分の速度で冷却する。冷却速度が５℃／分未満では、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が粒界三重点に偏析し、磁気特性が大幅に低下する。冷却速度が１００℃／分を超える場合、冷却工程においてＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の析出を抑制することはできるが、組織中におけるＲ−Ｍ₁相の分散性が不十分であるため、焼結磁石の角形性が悪化する。

次に、上記のように焼結体を冷却した後、上記第一の方法における時効処理と同様の時効処理を行う。即ち、時効処理は、焼結体を４００〜６００℃の温度において、粒界にＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成するようにＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下の温度に保持する。時効温度が４００℃未満では、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成する反応速度が非常に遅くなる。時効温度が６００℃を超えると、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を形成する反応速度が著しく増大し、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁粒界相が粒界三重点に偏析し、磁気特性が大幅に低下する。なお、処理時間は、０．５〜５０時間が好ましく、より好ましくは０．５〜２０時間、更に好ましくは１〜２０時間で、真空中又はアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気であることが好ましい。また、４００〜６００℃までの昇温速度は特に制限されないが、１〜２０℃／分、特に２〜１０℃／分であることが好ましい。

以下、本発明に対する実施例及び比較例を具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

［実施例１〜１２、比較例１〜７］
希土類金属（Ｎｄ又はジジム）、電解鉄、Ｃｏ、その他メタル及び合金を使用し、所定の組成となるように秤量し、アルゴン雰囲気中、高周波誘導炉で溶解し、水冷銅ロール上で溶融合金をストリップキャストすることによって合金薄帯を製造した。得られた合金薄帯の厚さは約０．２〜０．３ｍｍであった。次に、作製した合金薄帯を常温で水素吸蔵処理を行った後、真空中６００℃で加熱し、脱水素化を行って合金を粉末化した。得られた粗合金粉末に潤滑剤としてステアリン酸を０．０７質量％加えて混合した。次に得られた粗粉末を窒素気流中のジェットミルで微粉砕して平均粒径３μｍ程度の微粉末を作製した。その後、不活性ガス雰囲気中でこれらの微粉末を成形装置の金型に充填し、１５ｋＯｅの磁界中で配向させながら、磁界に対して垂直方向に加圧成形した。得られた圧粉成形体を真空中において１０５０〜１１００℃で３時間焼結し、２００℃以下まで冷却した。得られた焼結体は、９００℃で１時間焼結後熱処理を行い、２００℃まで冷却し、引き続き２時間の時効処理を行った。表１に磁石の組成を示す（但し、酸素、窒素、炭素濃度は表２に示す）。表２に９００〜２００℃までの冷却速度、時効処理温度及び磁気特性を示す。更に、結晶配向度、８ｋＯｅの磁場の印加時のＰｃ＝１における着磁率と焼結体の平均結晶粒径を表２に示す。また、表３にＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の組成を示す。

なお、着磁率はＢＨトレーサを用いて測定する。まず１０ｍｍ×１０ｍｍ×１２ｍｍＴの磁石をＢＨトレーサのポールピース間に設置し、まず正方向に８ｋＯｅの外部磁場を印加する。その後、外部磁場の掃引方向を反転し、逆方向に−２５ｋＯｅまで印加し、減磁曲線を計測し、Ｐｃ＝１の磁化の値（Ｉ_{_a_Pc}）を求める。次に磁石体をＢＨトレーサから取り出し、パルス着磁機にて８０ｋＯｅの磁場でフル着磁後、再度ＢＨトレーサにて減磁曲線を測定し、Ｐｃ＝１の磁化の値（Ｉ_{_f_Pc}）を求める。着磁率は以下の式で算出する。
着磁率（％）＝（（Ｉ_{_a_Pc}）／（Ｉ_{_f_Pc}））×１００

なお、Ｒ−Ｍ₁相において、Ｒの含有量は５０〜９２原子％であった。
実施例１で作製した焼結磁石の断面を電子線プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて観察したところ、図１に示すようにＲ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₄Ｂ主相を被覆する粒界相（Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相，Ｒ−Ｍ₁相）が観察された。更に、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて主相を被覆する粒界相を観察したところ、図２（ａ）に示すように粒界相の厚み（相幅）は約２００ｎｍと計測できる。図２（ａ）におけるａ点のＥＤＸ並びに回折像から図２（ｂ）に示したように、Ｒ₃（ＣｏＧａ）₁相とＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相がアモルファスもしくは微結晶状に存在していることがわかる。また、上記実施例において、焼結時にＺｒＢ₂相が形成し、粒界三重点に析出した。
図３は比較例２で作製した焼結磁石の断面をＥＰＭＡで観察した図である。焼結後熱処理の冷却速度が遅いため、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相が二粒子間粒界で不連続かつ粒界三重点に肥大偏析していることがわかる。

［実施例１３］
希土類金属（Ｎｄ又はジジム）、電解鉄、Ｃｏ、その他メタル及び合金を使用し、実施例１と同様の組成となるように秤量し、アルゴン雰囲気中、高周波誘導炉で溶解し、水冷銅ロール上で溶融合金をストリップキャストすることによって合金薄帯を製造した。得られた合金薄帯の厚さは約０．２〜０．３ｍｍであった。次に、作製した合金薄帯を常温で水素吸蔵処理を行った後、真空中６００℃で加熱し、脱水素化を行って合金を粉末化した。得られた粗合金粉末に潤滑剤としてステアリン酸を０．０７質量％加えて混合した。次に得られた粗粉末を窒素気流中のジェットミルで微粉砕して平均粒径３μｍ程度の微粉末を作製した。その後、不活性ガス雰囲気中でこれらの微粉末を成形装置の金型に充填し、１５ｋＯｅの磁界中で配向させながら、磁界に対して垂直方向に加圧成形した。得られた圧粉成形体を真空中において１０８０℃で３時間焼結し、２００℃以下まで２５℃／分で冷却後、引き続き４５０℃で２時間の時効処理を行った。表４に時効処理温度及び磁気特性、並びに構成相の形態等を示す。また、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の組成は実施例１と同等であった。

Claims

１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、０．５原子％以下の炭素、１．５原子％以下の酸素、０．５原子％以下の窒素、及び残部Ｆｅの組成を有し、Ｒ₂（Ｆｅ，（Ｃｏ））₁₄Ｂ金属間化合物を主相として、室温で少なくとも１０ｋＯｅ以上の保磁力を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石であって、粒界三重点にＭ₂ホウ化物相を含み、かつＲ_1.1Ｆｅ₄Ｂ₄化合物相を含まず、更に２５〜３５原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、２〜８原子％のＭ₁、８原子％以下のＣｏ、残部Ｆｅからなるアモルファス及び／又は１０ｎｍ以下の微結晶質のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相、又は該Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相とＲが５０原子％以上の結晶質もしくは１０ｎｍ以下の微結晶質及びアモルファスのＲ−Ｍ₁相とからなる粒界相によって前記主相を被覆されたコア／シェル構造を有し、前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の前記主相に対する表面積被覆率が５０％以上であると共に、前記主相二粒子に挟まれた前記粒界相の相幅が１０ｎｍ以上で、平均で５０ｎｍ以上であり、かつ焼結後の磁石の平均結晶粒径が６μｍ以下で、結晶配向度が９８％以上であり、６４０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_a_Pc}とし、１５９０ｋＡ／ｍの磁場を印加した時のＰｃ＝１における磁気分極をＩ_{_f_Pc}とした場合の磁気分極の割合（Ｉ_{_a_Pc}）／（Ｉ_{_f_Pc}）で定義される着磁率が９６％以上であることを特徴とするＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＳｉがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＡｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＧａがＭ₁中１．０〜８０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
前記Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相におけるＭ₁として、ＡｌがＭ₁中０．５〜５０原子％を占め、Ｍ₁の残部がＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏの合計含有量が０〜５．０原子％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石。
１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する微粉砕された平均微粉粒径１０μｍ以下の焼結磁石用合金粉末を成形し、得られた圧粉成形体を１０００〜１１５０℃の温度で焼結後、焼結体を４００℃以下の温度まで冷却し、次に焼結体を７００〜１１００℃の範囲であって、Ｒ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以上に加熱し、次いで４００℃以下まで５〜１００℃／分の速度で冷却する焼結後熱処理工程と、この焼結後熱処理工程後に４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に形成させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
１２〜１７原子％のＲ（ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも２種以上で、かつＮｄ及びＰｒを必須とする）、０．１〜３原子％のＭ₁（Ｍ₁はＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｐｔ，Ａｕ，Ｈｇ，Ｐｂ，Ｂｉから選ばれる１種以上の元素）、０．０５〜０．５原子％のＭ₂（Ｍ₂はＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる１種以上の元素）、４．８＋２×ｍ〜５．９＋２×ｍ原子％（ｍはＭ₂の原子％）のＢ、１０原子％以下のＣｏ、及び残部Ｆｅの組成を有する微粉砕された平均微粉粒径１０μｍ以下の焼結磁石用合金粉末を成形し、得られた圧粉成形体を１０００〜１１５０℃の温度で焼結後、焼結体を４００℃以下の温度まで５〜１００℃／分の速度で冷却し、次に焼結体を４００〜６００℃の範囲のＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相の包晶温度以下の温度に保持してＲ−Ｆｅ（Ｃｏ）−Ｍ₁相を粒界に形成させ、次いで２００℃以下まで冷却する時効処理工程を行うことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
前記焼結磁石用合金がＤｙ，Ｔｂ，Ｈｏを合計で０〜５．０原子％含有するものである請求項６又は７に記載のＲ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。