JP6733577B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 - Google Patents

Description

本発明は、希土類元素（Ｒ）、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする少なくとも１種以上の鉄族元素（Ｔ）およびホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有することから、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、ハイブリッド車に搭載するモータ等の各種モータや、家電製品等に使用されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石をモータ等に使用する場合、高温での使用環境に対応するために、耐熱性に優れ、しかも高い保磁力を有することが要求される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力（ＨｃＪ）を向上させる手法として、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の結晶磁気異方性を向上させるために、主としてＮｄやＰｒ等の軽希土類元素が適用される希土類元素Ｒの一部を、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素で置換することが行われている。モータ等に使用できるほどの保磁力を有する磁石を、重希土類元素を使用しないで製造することは、これまで困難な傾向にあった。

しかしながら、ＤｙやＴｂは、ＮｄやＰｒと比較して、資源的にも希少であり、高価である。近年では、ＤｙやＴｂは、それらを多量に使用する高保磁力型のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の急速な需要の拡大によって、供給不安が深刻化している。そのため、ＤｙやＴｂの使用を極力減らした組成でも、モータ等に適用するために必要な保磁力を得ることが求められている。

このような状況の中、近年、ＤｙやＴｂを使用せずにＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力を向上させるための研究開発も精力的に行われるようになってきている。その中で、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の組成よりもＢ含有量を減らした組成において、保磁力が向上することが報告されている。

例えば、特許文献１では、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢ濃度を低くするとともに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Ｒ_２Ｔ_１７相を生成させ、該Ｒ_２Ｔ_１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ）の体積率を十分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系焼結磁石が得られることが報告されている。

特許文献２では、Ｒ量、Ｂ量、Ｇａ量を特定の範囲の組成とすることにより、厚い二粒子粒界を形成し、Ｄｙを使用せずに、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることが報告されている。

しかしながら、これらの技術によって、Ｄｙ、Ｔｂを使用せずに得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力は、高温環境で使用されるモータに用いられる磁石としては、いまだ不十分であった。

一方、一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石中の主相粒子を微細化することで、保磁力を高めることができることが知られている。例えば、特許文献３には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の主相の結晶粒径を円相当径で８μｍ以下とし、かつ４μｍ以下の結晶粒子の占める面積率を主相全体の８０％以上とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力を向上させる技術が開示されている。しかしながら、このように主相粒子を微細化させたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においても、Ｄｙ、Ｔｂを使用しない組成においては、高温環境での使用に十分な保磁力は得られていない。また特許文献３においては、Ｄ５０が３μｍ以下の粒度の微粉砕粉末を用いて異常粒成長を起こさずに焼結させるために、焼結温度を１０００℃以下の低温としている。そのため、長時間の焼結が必要となり、生産性が低下する、という問題もある。

特開２０１３−２１６９６５号公報 国際公開第２０１４／１５７４４８号パンフレット 国際公開第２００９／１２２７０９号パンフレット

本発明者らは、上記の要件を組み合わせ、Ｂの含有量を減らした組成において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子を微細化できれば、さらなる保磁力の向上が期待できると考え、検討を行った。しかしながら、これらの技術を単純に組み合わせるだけでは、以下のような課題があることが明らかとなった。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子を微細化すると、主相粒子の比表面積が大きくなり、そのため、全体的に二粒子粒界が薄くなり、部分的には極めて薄くなってしまう。これにより、主相粒子同士の磁気分離が不十分になってしまい、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られなかった。そこで、粒界相を形成する成分である希土類元素の含有量を増やすことを検討したが、粒界の多重点（３個以上の主相粒子に囲まれた粒界）が大きくなるだけで二粒子粒界は厚くならず、保磁力は向上しなかった。

本発明は上記のような実情に鑑みてなされたものであり、重希土類元素の使用量を少なくしても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

上述した課題を解決して、目的を達成するために、本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の主相粒子の平均粒径が２．８μｍ以下であっても、主相粒子同士を十分に磁気分離することが可能な厚い二粒子粒界を形成するための要件について、検討した。その結果、Ｂの含有量を減らした組成においては、主相粒子中のＢ含有量とＣ含有量のバランスが、二粒子粒界の厚みに大きく影響することがわかった。さらに検討を進めた結果、主相粒子の粒径の小さいＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においても、希土類の含有量を増やしＢの含有量を減らした特定範囲の組成で、特定のＢ含有量とＣ含有量のバランスによって、厚い二粒子粒界を形成することができることを見出し、本発明を完成させるに至った。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
Ｒが希土類元素，ＴがＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする鉄族元素，Ｂがホウ素であり、
前記主相粒子の平均粒径が０．８μｍ以上２．８μｍ以下であり、
Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少なくとも、ＣおよびＧａを含有し、
Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８６質量％、
Ｃの含有量が、０．１３質量％以上０．３４質量％、
Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．８０質量％以下であり、下記の（１）式を満足することを特徴とする。
０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０ （１）
ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、である。

上記本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石によれば、Ｂの含有量を減らした組成による保磁力の向上と、主相粒子の微細化による保磁力の向上があいまって、Ｄｙ，Ｔｂ等の重希土類元素を少なくした組成においても高い保磁力を得ることが可能となる。

このように、ある特定のＢ含有量とＣ含有量のバランス時のみ厚い二粒子粒界が得られ、高い保磁力が得られる理由については、本発明者らは以下のように推測している。
（１） Ｂ量が化学量論比組成よりも少ない組成の原料を出発原料とした場合、主相粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を形成するためのＢ量が不足するため、そのＢ不足分を補うため、永久磁石中に存在する不純物であるＣが主相粒子のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物のＢサイトに固溶し、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}という組成式で表されるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を形成する。
（２） 永久磁石の作製時において、５００℃近傍での時効処理を施した際、粒界相が液相に変化するが、当該工程において、主相粒子の最表面部も一部溶解し液相にとりこまれる。時効処理が終了し冷却によって液相が再び固相に変化する際、固相の粒界相が形成されると同時に、主相粒子表面に再びＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物が析出する。時効処理前に溶解した主相粒子最表面の化合物は、組成式Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}で表される化合物であったが、この５００℃近傍の温度領域ではＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物へのＣの固溶は起こらないため、冷却によって液相が再び固相に変化する際の主相粒子最表面へは、組成式Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで表される化合物が析出する。すなわち、時効処理前の主相粒子表面のＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}に含まれるＲ_２Ｔ_１４Ｃの割合が高いほど、主相粒子の体積が減り粒界相の体積が増えることとなる。このようなメカニズムにより、５００℃近傍での時効処理により厚い二粒子粒界が形成される。厚い二粒子粒界が形成されることにより、主相粒子同士が磁気的に分離され、高い保磁力が発現する。

以上のことから、主相粒子中のＲ_２Ｔ_１４Ｃの割合を高くすることが重要であり、それによって厚い二粒子粒界を形成し、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られると考えられる。

本発明において、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＺｒを含み、
下記（２）式を満足してもよい。
５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］≦５．４ （２）
ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｚｒ］は原子％で表したＺｒ含有量である。
このような範囲の組成であることによって、より一層高い保磁力が得られやすくなる傾向がある。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＺｒを含み、
Ｚｒの含有量が０．４質量％以上１．８質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＡｌを含み、
Ａｌの含有量が０．０３質量％以上０．６質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｃｏの含有量が０．３質量％以上４．０質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＣｕを含み、
Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上１．５質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、重希土類元素を実質的に含まなくてもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３４質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３０質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８１質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．４０質量％以下であってもよい。

本発明によれば、重希土類元素の使用量を低減しても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することが可能となる。

図１は、本発明の一実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面構成を示す模式図である。 図２は、本発明の一実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。

以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。

第１実施形態
本発明の第１実施形態はＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一種であるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本発明の第１実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。図１に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１００は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物から成る主相粒子４と、主相粒子４の間に存在する粒界６とを有する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物から構成される。

Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。希土類元素は、軽希土類および重希土類に分類され、重希土類元素とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素はそれ以外の希土類元素である。

本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換する場合、磁気特性を低下させることなく温度特性を向上させることができる。

本実施形態に係るＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物においては、Ｂは、Ｂの一部をＣに置換することができる。これにより、時効処理の際に厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、保磁力を向上させやすくなる効果がある。

本実施形態に係る主相粒子４を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物は、各種公知の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。

本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面を画像処理等の手法を用いて解析することによって、主相粒子の平均粒径を求める。具体的には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面における各主相粒子の断面積を画像解析により求めたうえで、該断面積を有する円の直径（円相当径）を、その断面における該主相粒子の粒径と定義する。さらに、該断面において解析対象とした視野に存在する全主相粒子について粒径を求め、（主相粒子の粒径の合計）／（主相粒子の個数）で表される算術平均値を、該Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における各主相粒子の平均粒径と定義する。なお、異方性磁石の場合には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁化容易軸に平行な断面を解析に用いる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子の平均粒径は、２．８μｍ以下である。主相粒子の平均粒径を２．８μｍ以下とすることにより、高い保磁力を得ることが可能となる。さらに、主相粒子の平均粒径が２．０μｍ以下の範囲であってもよい。このような範囲とすることで、より一層高い保磁力が得られやすくなる。また、主相粒子の平均粒径には特に下限はないが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の着磁性を良好に維持しやすくする観点から、主相粒子の平均粒径は、０．８μｍ以上であってもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界相は、少なくとも、主相粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物よりもＲの濃度が高いＲリッチ相を有する。Ｒリッチ相以外に、ホウ素（Ｂ）の濃度が高いＢリッチ相、Ｒ酸化物相、Ｒ炭化物相、Ｚｒ化合物相などを含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲの含有量は、２９．５質量％以上３７．０質量％以下であってもよく、さらに３２．０質量％以上３６．０質量％以下であってもよい。３３．０質量％以上３６．０質量％以下であってもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子が微細になると、主相粒子の比表面積が大きくなるため、Ｒの含有量が３２．０質量％以上では厚い二粒子粒界を形成しやすくなる傾向があり主相粒子同士の磁気分離が十分になりやすい。このため、保磁力が向上する傾向がある。また、Ｒの含有量が３６．０質量％以下であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の割合が増加するため、残留磁束密度が向上する傾向があるとともに、焼結時に異常粒成長を起こしにくくなり、保磁力も向上しやすくなる。さらに、残留磁束密度を保持しつつ保磁力を向上させる観点から、Ｒの含有量は、３３．０質量％以上３５．０質量％以下であってもよい。また、本実施形態においては、コスト低減、および資源リスク回避の点から、Ｒとして含まれる重希土類元素の量は、１．０質量％以下であってもよい。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は重希土類元素を実質的に含有しなくてもよい。「重希土類元素を実質的に含有しない」とは、重希土類元素の含有量が０．１質量％以下であることを意味する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢの含有量は、０．７１質量％以上０．８６質量％以下である。Ｂは、主相粒子の構成に必要な成分であり、一般的にはＢの含有量はＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比組成にする。しかしながら本実施形態においては、Ｂの含有量を、このように、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比組成よりも低い範囲とすることにより、時効処理時に厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、高い保磁力を得やすくなる。ただし、０．７１質量％未満では、αＦｅが残存しやすくなり、それによって保磁力が低下する傾向がある。また、Ｂの含有量は、０．７１質量％以上０．８１質量％以下としてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｃの含有量は、０．１３質量％以上０．３４質量％以下の範囲である。Ｃの含有量が０．１３質量％未満の組成では、厚い二粒子粒界が得られない。また、Ｃの含有量を増加させることにより形成される二粒子粒界の厚さには限度があり、Ｃの含有量が０．３４質量％を超えると、それ以上に厚い二粒子粒界を形成しにくくなって、保磁力が向上しなくなる。また、Ｃの含有量は、０．１５質量％以上０．３４質量％以下としてもよく、０．１５質量％以上０．３０質量％以下としてもよい。
例えば、原料合金におけるＣ元素の含有量を調整するか、或いは、粉砕工程時の粉砕助剤及び成形工程時の成形助剤等の有機成分添加量を調整することによって、焼結磁石中のＣの含有量を調整することができる。

Ｔは、上述の通り、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。ＴとしてＣｏを含む場合、Ｃｏの含有量は０．３質量％以上４．０質量％以下であってもよく、０．５質量％以上１．５質量％以下としてもよい。Ｃｏの含有量が４．０質量％以下であると、残留磁束密度が向上する傾向がある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のコストを低減しやすい傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％以上であると、耐食性が向上する傾向にある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＦｅの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部である。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｇａの含有量は、０．４０質量％以上１．８０質量％以下である。Ｒ_２Ｔ_１７型化合物が生成しやすいＢ含有量の少ない組成において、Ｇａを含有することにより、Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ型化合物を形成して厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、高い保磁力を得やすくなる。そのため、Ｇａの含有量が０．４０質量％未満では、厚い二粒子粒界を形成されにくく、保磁力が低下する。さらに、Ｇａの含有量は０．６０質量％以上であってもよい。このような範囲とすることで、より厚い二粒子粒界を形成することができる。また、残留磁束密度の低下を防ぎやすくする観点から、Ｇａの含有量は１．４０質量％以下であってもよい。Ｇａの含有量は０．４０質量％以上１．４０質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕを含んでもよい。Ｃｕの含有量は、０．０５質量％以上１．５質量％以下であってもよく、０．１５質量％以上０．６０質量％以下であってもよい。０．２０質量％以上０．４０質量％以下であってもよい。Ｃｕを含有することにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｃｕの含有量が１．５質量％以下であると、残留磁束密度が向上する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上となると、保磁力が向上する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有してもよい。Ａｌを含有させることにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．６質量％以下であってもよく、０．１０質量％以上０．４質量％以下であってもよい。０．１０質量％以上０．３質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｚｒを０．４質量％以上含有してもよい。このように多量のＺｒを含有させることにより、微粉砕粉末の粒度を細かくした場合においても、焼結時の粒成長を十分に抑制することができるようになる。Ｚｒの含有量は０．６質量％以上であってもよい。このような範囲とすることで、異常粒成長を起こさずに十分な保磁力を得ることができる焼結温度の幅を広くとることができるようになる。また、残留磁束密度の低下を防ぎやすくする観点から、Ｚｒの含有量は２．５質量％以下であってもよい。１．８質量％以下であってもよい。Ｚｒの含有量は０．４質量％以上２．５質量％以下としてもよく、０．４質量％以上１．８質量％以下としてもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、上記以外の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどが挙げられる。当該添加元素の含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体を１００質量％として合計２．０質量％以下であってもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、０．５質量％以下程度の酸素（Ｏ）を含んでもよい。酸素量は、耐食性の観点から、０．０５質量％以上としてもよく、磁気特性の観点からは０．２質量％以下であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の窒素（Ｎ）を含んでもよい。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、窒素量は、磁気特性の観点から０．０１質量％以上０．２質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、各元素の含有量が上述した範囲であるとともに、ＢおよびＣの含有量が、次のような特定の関係を満たしている。すなわち、Ｂ、Ｃの原子％で表した含有量を、それぞれ［Ｂ］、［Ｃ］としたとき、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０となる関係を満たしている。このような範囲に組成を調整することによって、厚い二粒子粒界が形成できて、高い保磁力を得ることが可能となる。そのため、［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）が０．１４未満では、厚い二粒子粒界が形成され難い。また、［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）が０．３０を超えると、αＦｅが残存しやすくなり、それによって保磁力が低下する傾向がある。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、下記の（２）式を満足するように各元素の含有量を調整してもよい。
５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］≦５．４ （２）
ここで、［Ｂ］、［Ｃ］、［Ｚｒ］は、それぞれ、原子％で表したＢ含有量、Ｃ含有量、Ｚｒ含有量である。

［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］が５．２以上である場合、Ｒ_２Ｔ_１７型化合物のような軟磁性化合物が生じにくくなり、保磁力が向上しやすくなる。また、［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］が５．４以下である場合、厚い二粒子粒界が形成しやすくなり、保磁力が向上する傾向にある。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の各元素の含有量は、蛍光Ｘ線分析法（ＸＲＦ）、誘導結合プラズマ発光分析法(ＩＣＰ−ＡＥＳ)など、一般的に知られている方法で測定することができる。また、Ｃの含有量は、例えば、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により測定される。

前記Ｂ、Ｃ、及びＺｒの原子％で表した含有量は、本実施例においては、以下のような手順で求める。
（１） まず、前述した分析手法により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に含まれる各元素の含有量を分析し、各元素の含有量の質量％での分析値（Ｘ１）を求める。分析対象とする元素は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に０．０５質量％以上含有される元素、および、Ｃとする。
（２） 各元素の含有量の質量％での分析値（Ｘ１）を、各元素の原子量でそれぞれ割った値（Ｘ３）を求める。
（３） 分析した全元素について上記（Ｘ３）の値を合計した値に対する、各元素の（Ｘ３）の値の割合を百分率で表したものを求め、それを各元素の原子％で表した含有量（Ｘ２）とする。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的には任意の形状に加工されて使用される。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、例えば、直方体、六面体、平板状、四角柱などの柱状、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。四角柱としては、たとえば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当該磁石を加工後に着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していない磁石製品との両方が含まれる。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法＞
上述したような構成を有する本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例について図面を用いて説明する。図２は、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。図２に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。

（ａ）原料合金を準備する合金準備工程（ステップＳ１１）
（ｂ）原料合金を粉砕する粉砕工程（ステップＳ１２）
（ｃ）粉砕した原料粉末を成形する成形工程（ステップＳ１３）
（ｄ）成形体を焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る焼結工程（ステップＳ１４）
（ｅ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する時効処理工程（ステップＳ１５）
（ｆ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を冷却する冷却工程（ステップＳ１６）

［合金準備工程：ステップＳ１１］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における原料合金を準備する（合金準備工程（ステップＳ１１））。合金準備工程（ステップＳ１１）では、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を、真空またはＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気中で溶融した後、これを用いて鋳造を行うことによって所望の組成を有する原料合金を作製する。なお、本実施形態では、原料合金として単独の合金を使用する１合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金との２種類の合金を混合して原料粉末を作製する２合金法を用いてもよい。

原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属を鋳造する鋳造方法は、例えばインゴット鋳造法やストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などである。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理を行う。原料合金の均質化処理を行う際は、真空または不活性ガス雰囲気の下、７００℃以上１５００℃以下の温度で１時間以上保持して行う。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金は融解されて均質化される。

［粉砕工程：ステップＳ１２］
原料合金が作製された後、原料合金を粉砕する（粉砕工程（ステップＳ１２））。粉砕工程（ステップＳ１２）は、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程（ステップＳ１２−２）とがある。

（粗粉砕工程：ステップＳ１２−１）
原料合金を各々粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程（ステップＳ１２−１））。これにより、原料合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、原料合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせる（水素吸蔵粉砕）ことによって行うことができる。

なお、粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）は、上記のように水素吸蔵粉砕を用いる以外に、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて行うようにしてもよい。

また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程（ステップＳ１２）から焼結工程（ステップＳ１５）までの各工程の雰囲気は、低酸素濃度としてもよい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調節される。各製造工程の酸素濃度が高いと原料合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の酸素量が増大し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力低下につながってしまう。そのため、例えば、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下としてもよい。

（微粉砕工程：ステップＳ１２−２）
原料合金を粗粉砕した後、得られた原料合金の粗粉砕粉末を平均粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程（ステップＳ１２−２））。これにより、原料合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、好ましくは０．１μｍ以上２．８μｍ以下、より好ましくは０．５μｍ以上２．０μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得る。微粉砕粉末の平均粒径をこのような範囲とすることで、焼結後の主相粒子の平均粒径を２．８μｍ以下とすることができる。

微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ビーズミル等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｎ₂ ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により原料合金の粗粉砕粉末を加速して原料合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットまたは容器壁との衝突を発生させて粉砕する乾式粉砕法である。

特に、ジェットミルを用いて細かい粒径の微粉砕粉末を得ようとする場合、粉砕された粉末表面が非常に活性であるため、粉砕された粉末同士の再凝集や、容器壁への付着が起こりやすく、収率が低くなる傾向がある。そのため、原料合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際には、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加して、粉末同士の再凝集や、容器壁への付着を防ぐことで、高い収率で微粉砕粉末を得ることができる。また、このように粉砕助剤を添加することにより、成形に使った時に配向しやすい微粉砕粉末を得ることも可能となる。粉砕助剤の添加量は、微粉砕粉末の粒径や添加する粉砕助剤の種類によっても変わるが、質量％で０．１％以上１％以下程度としてもよい。

ジェットミルのような乾式粉砕法以外の手法として、湿式粉砕法がある。湿式粉砕法としては、小径のビーズを用いて高速撹拌させるビーズミルが使用できる。また、ジェットミルで乾式粉砕したのち、さらにビーズミルで湿式粉砕を行う多段粉砕を行ってもよい。

［成形工程：ステップＳ１３］
原料合金を微粉砕した後、微粉砕粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１３））。成形工程（ステップＳ１３）では、微粉砕粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填して加圧することによって、微粉砕粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行い、磁場印加によって微粉砕粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

成形時の加圧は、３０ＭＰａ〜３００ＭＰａで行ってもよい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ〜１６００ｋＡ／ｍであってもよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。

なお、成形方法としては、上記のように微粉砕粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、微粉砕粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。

微粉砕粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状、リング状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。

［焼結工程：ステップＳ１４］
磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る（焼結工程（ステップＳ１４））。成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、９００℃以上１２００℃以下で１時間以上７２時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、微粉砕粉末が液相焼結を生じ、主相粒子の体積比率が向上したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結体）が得られる。また、主相粒子の平均粒径を２．８μｍ以下とするためには、焼結温度、焼結時間を、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて調整する必要がある。

成形体を焼結した後は、生産効率を向上させる観点から焼結体は急冷してもよい。

［時効処理工程：ステップＳ１５］
成形体を焼結した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する（時効処理工程（ステップＳ１５））。焼結後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼結時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、４００℃以上９００℃以下で１０分以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより行うことができる。時効処理は、必要に応じて、温度を変えて、複数回処理を行ってもよい。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、時効処理を行う温度は４００℃〜６００℃の範囲としてもよい。この温度範囲の中で、時効処理温度、時効処理時間を、組成、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて適切に調整することで、厚い二粒子粒界を形成することができ、それによって高い保磁力を得ることができる。

［冷却工程：ステップＳ１６］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う（冷却工程（ステップＳ１６））。これにより、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。厚い二粒子粒界を形成し、高い保磁力を得るためには、冷却速度は、３０℃／ｍｉｎ以上としてもよい。

以上の工程によって得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。

加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させる工程を有してもよい。粒界拡散は、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後、熱処理を行うことや、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことにより、実施することができる。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させることも可能である。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、ロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ：ＳＰＭ）回転機、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（Ｉｎｔｅｒｉｏｒ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ：ＩＰＭ）回転機、ＰＲＭ（Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ Ｒｅｌｕｃｔａｎｃｅ Ｍｏｔｏｒ）などの磁石として好適に用いられる。具体的には、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、電気自動車やハイブリッドカー用モータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ、発電機用モータ等の用途として好適に用いられる。

第２実施形態
本発明の第２実施形態は熱間加工によって製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。第２実施形態は以下に記載されていない点は第１実施形態と同様である。また、第１実施形態で「焼結」と記載されている部分は、適宜読み替える。

＜熱間加工によるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法＞
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。
（ａ）原料金属を溶解し、得られた溶湯を急冷して薄帯を得る溶解急冷工程
（ｂ）薄帯を粉砕してフレーク状の原料粉末を得る粉砕工程
（ｃ）粉砕した原料粉末を冷間成形する冷間成形工程
（ｄ）冷間成形体を予備加熱する予備加熱工程
（ｅ）予備加熱した冷間成形体を熱間成形する熱間成形工程
（ｆ）熱間成形体を所定の形状に塑性変形させる熱間塑性加工工程。
（ｇ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を時効処理する時効処理工程

（ａ）溶解急冷工程は、原料金属を溶解し、得られた溶湯を急冷して薄帯を得る工程である。原料金属を溶解する方法には特に制限はない。成分が均一で、かつ急冷凝固が可能な程度の流動性を持つ溶湯が得られれば良い。溶湯の温度には特に制限はないが、１０００℃以上としてもよい。

次に、溶湯を急冷して薄帯を得る。具体的には、回転ロールに溶湯を滴下することにより薄帯を得る。溶湯の冷却速度は、回転ロールの周速度および溶湯の滴下量を制御することにより調整できる。周速度は、通常、１０〜３０ｍ／秒である。

（ｂ）粉砕工程は、（ａ）溶解急冷工程により得られる薄帯を粉砕する工程である。粉砕方法に特に制限はない。粉砕により約２０ｎｍの微結晶粒から構成されるフレーク状の合金粉末が得られる。

（ｃ）冷間成形工程は、（ｂ）粉砕工程により得られるフレーク状の原料粉末を冷間成形する工程である。冷間成形は、室温において原料粉末を型に充填した後に加圧することにより行う。加圧時の圧力には特に制限はない。圧力が高くなるほど高密度の冷間成形体が得られる。しかし、圧力がある値以上になると密度が飽和する。したがって、必要以上の加圧を行っても効果がない。成形圧力は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

加圧時間にも特に制限はない。加圧時間が長くなるほど高密度の冷間成形体が得られる。しかし、加圧時間がある値以上になると密度が飽和する。通常、１〜５秒間で密度が飽和する。

（ｄ）予備加熱工程は、（ｃ）冷間成形工程により得られる冷間成形体を予備加熱する工程である。予備加熱温度には特に制限はないが、通常は５００℃以上、８５０℃以下である。予備加熱の条件を最適化することで、（ｅ）熱間成形工程において結晶組織が均一かつ微細な成形体ができる。さらに、（ｆ）熱間塑性加工工程において磁気配向度を向上させることができる。

予備加熱温度を５００℃以上とすることで、熱間成形工程において粒界相を十分に液状化できる。そして、熱間成形時において成形体に割れが発生しにくくなる。予備加熱温度は６００℃以上としてもよく、７００℃以上としてもよい。一方、予備加熱温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。さらに、磁性材料の酸化を防止しやすくなる。予備加熱温度は８００℃以下としてもよく、７８０℃以下としてもよい。

予備加熱時間は、冷間成形体が所定の温度に達する時間であればよい。予備加熱時間を適宜制御することで、熱間成形工程において粒界相を十分に液状化できる。そして、熱間成形時において成形体に割れが発生しにくくなる。さらに、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。予備加熱時間は、成形体のサイズや予備加熱温度等に応じて適宜選択してもよい。一般的には、成形体のサイズが大きくなるほど好適な予備加熱時間が長くなる。また、予備加熱温度が低くなるほど好適な予備加熱時間が長くなる。予備加熱時の雰囲気には特に制限はないが、磁性材料の酸化および磁気特性の低下を防止する観点から不活性雰囲気または還元雰囲気としてもよい。

（ｅ）熱間成形工程は、（ｄ）予備加熱工程により得られた予備加熱された冷間成形体を熱間において加圧する工程である。熱間成形工程により、磁石素材を緻密化させることができる。

「熱間成形」とは、いわゆるホットプレス法のことである。ホットプレス法を用いて冷間成形体を熱間において加圧すると、冷間成形体に残存する気孔が消滅し、緻密化させることができる。

ホットプレス法を用いて熱間成形を行う方法には特に制限はない。例えば、冷間成形体を予備加熱し、予備加熱された冷間成形体を所定の温度に加熱された型内に挿入し、冷間成形体に所定の圧力を所定時間かける方法がある。以下、上記の方法により熱間成形を行う場合について記載する。

ホットプレス条件は、成分組成や要求される特性に応じて最適な条件を選択する。一般的に、ホットプレス温度を７５０℃以上とすることで、粒界相を十分に液状化できる。そして、成形体の緻密化が十分となり、成形体に割れが発生しにくくなる。一方、ホットプレス温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。その結果、磁気特性を向上させることができる。

ホットプレス時の圧力には特に制限はない。圧力が高くなるほど高密度の熱間成形体が得られる。しかし、圧力がある値以上になると密度が飽和する。したがって、必要以上の加圧を行っても効果がない。ホットプレス圧力は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

ホットプレス時間にも特に制限はない。ホットプレス時間が長くなるほど高密度の熱間成形体が得られる。しかし、ホットプレス時間が必要以上に長くなると結晶粒の粗大化を招くおそれがある。ホットプレス時間は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

ホットプレス時の雰囲気には特に制限はないが、磁性材料の酸化および磁気特性の低下を防止する観点から不活性雰囲気または還元雰囲気としてもよい。

（ｆ）熱間塑性加工工程は、（ｅ）熱間成形工程により得られた熱間成形体を所定の形状に塑性変形させて磁石素材を得る工程である。熱間塑性加工工程の方法には特に制限はないが、生産性の観点から熱間押出し加工による方法が特に好適である。

加工温度には特に制限はない。一般的に、加工温度を７５０℃以上とすることで、粒界相を十分に液状化できる。そして、成形体の緻密化が十分となり、成形体に割れが発生しにくくなる。一方、加工温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。その結果、磁気特性を向上させることができる。熱間塑性加工工程の後に必要に応じて後加工を施すことで、所望の成分組成および形状を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られる。

（ｇ）時効処理工程は、（ｆ）熱間塑性加工工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を時効処理する工程である。熱間塑性加工後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を熱間塑性加工時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、４００℃以上７００℃以下で１０分以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより行うことができる。時効処理は、必要に応じて、温度を変えて、複数回処理を行ってもよい。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の磁気特性を向上させることができる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、時効処理を行う温度は４００℃〜６００℃の範囲が特に好ましい。この温度範囲の中で、時効処理温度、時効処理時間を、組成、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて適切に調整することで、厚い二粒子粒界を形成することができ、それによって高い保磁力を得ることができる。

以下、熱間成形工程および熱間塑性加工工程により、磁気異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られるメカニズムについて説明する。

熱間成形体の内部は、結晶粒子および粒界相からなる。熱間成形時に成形体の温度が高温になると粒界相が液状化し始める。そして、さらに加熱温度が高温になると、結晶粒子は液状化した粒界相に囲まれた状態となる。そして、結晶粒子は回転可能な状態となる。ただし、この段階では、磁化容易軸の向き、すなわち磁化の方向がバラバラの状態（等方化状態）である。すなわち、通常、熱間成形体は磁気異方性を有さない。

次に、得られた熱間成形体に対して熱間塑性加工を施すと、熱間成形体が塑性変形し、所望の形状を有する磁石素材が得られる。この際に、結晶粒子が加圧方向に圧縮されて塑性変形すると同時に、磁化容易軸が加圧方向に配向する。したがって、磁気異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られる。

なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

以下、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実験例１〜１０）
まず、表１に示す実験例１〜１０の組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石がそれぞれ得られるように、Ｃ以外の元素の原料を秤量し、それらの原料を溶解した後、ストリップキャスティング法により鋳造して、それぞれの実験例に対応した組成のフレーク状の原料合金を得た。

次いで、これらの原料合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下で、それぞれ４００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。

なお、本実施例では、この水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度のＡｒ雰囲気下で行った。

次に、水素粉砕処理を行った各粗粉砕粉末に、粉砕助剤として、オレイン酸アミド０．０７質量％を添加した後、ジェットミルを用いて微粉砕を行った。微粉砕に際しては、ジェットミルの分級条件を調節することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径が１．７μｍになるように、微粉砕粉末の粒子径を調節した。

その後、得られたそれぞれの微粉砕粉末に含まれるＣ量を酸素気流中燃焼−赤外吸収法により測定した。そして、それぞれの微粉砕粉末に対して、所定量のカーボンブラックと混合した。これは、最終的に焼結磁石中に含まれるＣ含有量を調整するためである。

得られた混合粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら１２０ＭＰａの圧力を加える磁場中成形を行い、成形体を得た。

その後、得られた成形体を、焼結した。焼結においては、真空中１０３０℃で１２時間保持した後、急冷して、焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。そして、得られた焼結体を、８５０℃で１時間、および、５００℃で１時間（ともにＡｒ雰囲気下）の２段階の時効処理を施し、実験例１〜１０の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例１〜１０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、組成分析を行った結果を表１に示す。表１に示した各元素の含有量は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ及びＺｒについては、蛍光Ｘ線分析により、Ｂについては、ＩＣＰ発光分析により、Ｃについては、酸素気流中燃焼−赤外吸収法により測定した。ここで、［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）については、これらの方法により得た質量％での各元素の含有量を原子％での含有量の値に変換することで算出した。また、表中のＴ．ＲＥは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ及びＴｂの含有量を合計した値であり、焼結磁石中の希土類元素の総含有量である。

実験例１〜１０で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、主相粒子の平均粒径を評価した。主相粒子の平均粒径は、試料の断面を研磨したのち走査型電子顕微鏡で観察し、画像解析ソフトに取り込んで粒径分布を求めた。主相粒子の平均粒径の値を表１に合わせて示す。

実験例１〜１０で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表１に合わせて示す。

算出した［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値、各元素の含有量、および主相粒子の平均粒径の値から判断して、実験例３〜６及び８〜１０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、それ以外のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。

表１に示されるように、実施例に該当するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、比較例に該当するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも高い磁気特性が得られている。０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０の範囲で２１ｋＯｅ以上の高い保磁力が得られることが確認された。また、ＤｙやＴｂで一部置換した場合には、２５ｋＯｅ以上といった、より高い保磁力が得られた。

（実験例１１〜１６）
表２に示すＴ．ＲＥ含有量を変更したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合し、実験例１〜１０と同様にして、それぞれの組成について、原料合金の鋳造、水素粉砕処理、微粉砕、カーボンブラックの混合を行った。本実験例では、微粉砕に際して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径が２．０μｍになるように、微粉砕粉末の粒子径を調節した。

その後、実験例１〜１０と同様に成形、焼結、時効処理を施し、実験例１１〜１６の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例１１〜１６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜１０と同様の手法で各元素含有量の測定、及び主相粒子の平均粒径を評価、さらに、磁気特性を測定した。これらの結果を表２に合わせて示す。

算出した［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値、各元素の含有量、および主相粒子の平均粒径の値から判断して、実験例１１〜１５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例１６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。

表２に示されるように、Ｔ．ＲＥ含有量が３２質量％以上３６質量％以下の範囲において、２１ｋＯｅ以上の高い保磁力が得られ、その中でもＴ．ＲＥ含有量が３３質量％以上３６質量％以下の範囲において、より高い保磁力が得られた。一方、Ｔ．ＲＥ含有量が３７質量％になると、焼結時に粒成長により、保磁力の低下が見られた。

（実験例１７〜２２）
表３に示すＧａ含有量を変更したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合し、実験例１〜１０と同様の手法と同様にして、それぞれの組成について、原料合金の鋳造、水素粉砕処理、微粉砕、カーボンブラックの混合を行った。本実験例では、微粉砕に際して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径が１．３μｍになるように、微粉砕粉末の粒子径を調節した。

その後、実験例１〜１０と同様の手法で成形、焼結、時効処理を施し、実験例１７〜２２の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例１７〜２２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜１０と同様の手法で各元素含有量の測定、及び主相粒子の平均粒径を評価、さらに、磁気特性を測定した。これらの結果を表３に合わせて示す。

算出した［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値、各元素の含有量、および主相粒子の平均粒径の値から判断して、実験例１８〜２２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例１７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。Ｇａ含有量が０．４質量％以上において、２２ｋＯｅ以上の高い保磁力が得られた。その中でも、Ｇａ含有量が０．６質量％以上において、より高い保磁力が得られた。但し、Ｇａ含有量が１．４質量％以上では、残留磁束密度が低下する傾向にあった。

（実験例２３〜２７）
表４に示す実験例５と同様の組成として、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合し、実験例１〜１０と同様に、原料合金の鋳造、水素粉砕処理、微粉砕、カーボンブラックの混合を行った。本実験例では、微粉砕に際して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、異なる主相粒子の平均粒径が得られるように、ジェットミルの分級条件を調節した。なお、表中には記載していないが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径が０．８μｍ以下になるようなジェットミルの分級条件も試みたところ、回収で得られる微粉砕粉末の重量が極めて少なく評価するに至らなかった。

その後、実験例１〜１０と同様に成形、焼結、時効処理を施し、実験例２３〜２７の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例２３〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜１０と同様の手法で各元素含有量の測定、及び主相粒子の平均粒径を評価、さらに、磁気特性を測定した。これらの結果を表４に合わせて示す。

主相粒子の平均粒径の値から判断して、実験例２３〜２６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例２７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、本発明の条件を満たさないため比較例に該当する。主相粒子の平均粒径が２．８μｍ以下の場合に、２０ｋＯｅ以上の高い保磁力が得られた。一方、主相粒子の平均粒径が２．８μｍを超えると、保磁力が低下する傾向だった。

（実験例２８〜３５）
表５に示すＺｒ含有量を変更したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合し、実験例１〜１０と同様に、原料合金の鋳造、水素粉砕処理、微粉砕、カーボンブラックの混合を行った。微粉砕に際して、実験例２８〜３１は、Ｒ−Ｔ−Ｂ焼結磁石の主相粒子の平均粒径が１．２μｍになるように、また実験例３２〜３５は、Ｒ−Ｔ−Ｂ焼結磁石の主相粒子の平均粒径が２．３μｍになるように、ジェットミルの分級条件を調節した。

その後、実験例１〜１０と同様に成形、焼結、時効処理を施し、実験例４１〜４８の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例２８〜３５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜１０と同様の手法で各元素含有量の測定、及び主相粒子の平均粒径を評価、さらに、磁気特性を測定した。これらの結果を表５に合わせて示す。

算出した［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値、各元素の含有量、および主相粒子の平均粒径の値から判断して、実験例２８〜３５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当する。［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値が同一であっても、Ｚｒ含有量が異なると保磁力は変化し、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］≦５．４の範囲で、より高い保磁力が得られた。

４ 主相粒子
６ 粒界
１００ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石

Claims (11)

1. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
   Ｒが希土類元素，ＴがＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする鉄族元素，Ｂがホウ素であり、
   前記主相粒子の平均粒径が０．８μｍ以上２．８μｍ以下であり、
   Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少なくとも、ＣおよびＧａを含み、
   Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８６質量％以下であり、
   Ｃの含有量が、０．１３質量％以上０．３４質量％以下であり、
   Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．８０質量％以下であり、
   下記（１）式を満足することを特徴とする、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
   ０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０ （１）
   ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、である。
2. さらにＺｒを含み、
   下記（２）式を満足することを特徴とする、請求項１記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
   ５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｚｒ］≦５．４ （２）
   ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｚｒ］は原子％で表したＺｒ含有量である。
3. さらにＺｒを含み、
   Ｚｒの含有量が０．４質量％以上１．８質量％以下である請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
4. さらにＡｌを含み、
   Ａｌの含有量が０．０３質量％以上０．６質量％以下である請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
5. Ｃｏの含有量が０．３質量％以上４．０質量％以下である請求項１〜４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
6. さらにＣｕを含み、
   Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上１．５質量％以下である請求項１〜５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
7. 重希土類元素を実質的に含まない請求項１〜６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
8. Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３４質量％以下である請求項１〜７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
9. Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３０質量％以下である請求項１〜８のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
10. Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８１質量％以下である請求項１〜９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
11. Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．４０質量％以下である請求項１〜１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。

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