JP6760160B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石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少なくとも一種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む、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、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶構造を有する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おり、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られている。

このため、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（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶ）用モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品など多種多様な用途に用いられている。

このように用途が広がるにつれ、例えば電気自動車用モータで用いられた場合は、１００℃〜１６０℃のような高温下に曝される場合があり、高温下においても安定した動作が要求されている。

しかし、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温になると保磁力Ｈ_ｃＪ（以下、単に「Ｈ_ｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こるという問題がある。電気自動車用モータにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が使用される場合、高温下での使用によりＨ_ｃＪが低下し、モータの安定した動作が得られない恐れがある。そのため、室温において高いＨ_ｃＪを有し、かつ高温においても高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。

室温におけるＨ_ｃＪ向上のために、従来Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に重希土類元素ＲＨ（主としてＤｙ）を添加していたが、残留磁束密度Ｂ_ｒ（以下、単に「Ｂ_ｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。さらに、Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定であり、また価格が大きく変動することがあるなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素ＲＨをできるだけ使用せずにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを向上させる技術が求められている。

このような技術として、例えば特許文献１は、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ａｌ、ＧａおよびＣｕのうちから選ばれる１種以上である金属元素Ｍを含有させることによりＲ_２Ｔ_１７相を生成させ、当該Ｒ_２Ｔ_１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）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系焼結磁石が得られることを開示している。

国際公開第２０１３／００８７５６号公報

しかし、特許文献１に記載されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＨ_ｃＪが向上しているものの、近年の要求を満足するには不十分である。

そこで本発明は、高い保磁力Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の態様１は、
Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
Ｔ：６１．０質量％以上（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）を含み、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

Ｒ２：８０〜９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうち少なくとも１種）、
Ｇａ：５〜２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、
Ｆｅ：０〜１質量％（Ｆｅの一部または全部をＣｏで置換できる）を含む１種以上のＲ−Ｇａ合金と、１種以上の主合金とを準備する工程と、
前記Ｒ−Ｇａ合金を水素雰囲気で２００℃以上４５０℃以下の温度に加熱して、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程と、
前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記１種以上の主合金とを用いて、Ｒ−Ｇａ合金粉末と主合金粉末を含む混合合金粉末を得る工程と、
前記混合合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
前記成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程と、
前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
を含み、
前記混合合金粉末を得る工程において、少なくとも前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金は水素を吸蔵している状態で粉砕され、
前記混合合金粉末の質量に対する前記Ｒ−Ｇａ合金粉末の質量の比が、１〜５％である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様２は、前記混合合金粉末を得る工程は、以下の（条件ａ）または（条件ｂ）により混合合金粉末を得る、態様１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
（条件ａ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕して得たＲ−Ｇａ合金粉末と、前記主合金を粉砕して得た主合金粉末と、を混合する。
（条件ｂ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金を得て、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記混合合金を粉砕する。

本発明の態様３は、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金における水素含有量は２６００ｐｐｍ以上である、態様１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様４は、
Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
を含み、
残部がＴ（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

Ｒ２：８０〜９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうち少なくとも１種）、
Ｇａ：５〜２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、
Ｆｅ：０〜１質量％（Ｆｅの一部または全部をＣｏで置換できる）を含む１種以上のＲ−Ｇａ合金と、１種以上の主合金とを準備する工程と、
前記Ｒ−Ｇａ合金を水素雰囲気で２００℃以上４５０℃以下の温度に加熱して、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程と、
以下の（条件ａ）または（条件ｂ）により、Ｒ−Ｇａ合金粉末と主合金粉末を含む混合合金粉末を得る工程と、
（条件ａ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕して得たＲ−Ｇａ合金粉末と、前記主合金を粉砕して得た主合金粉末と、を混合する
（条件ｂ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金を得て、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記混合合金を粉砕する
前記混合合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
前記成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程と、
前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
を含み、前記混合合金粉末の質量に対する前記Ｒ−Ｇａ合金粉末の質量の比が、１〜５％である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様５は、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金における水素含有量は２６００ｐｐｍ以上である、態様４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様６は、
前記混合合金粉末を得る工程の（条件ａ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を４５０℃を超える温度に加熱することなく、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕することを特徴とする、態様２または４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様７は、前記混合合金粉末を得る工程の（条件ａ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を加熱することなく、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕することを特徴とする、態様２または４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様８は、前記混合合金粉末を得る工程の（条件ｂ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を４５０℃を超える温度に加熱することなく、前記混合合金を粉砕することを特徴とする、態様２または４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明の態様９は、前記混合合金粉末を得る工程の（条件ｂ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を加熱することなく、前記混合合金を粉砕することを特徴とする、態様２または４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

本発明によれば、高い保磁力Ｈ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することができる。

図１Ａは、（条件ａ）における本発明の工程の例を示すフローチャートである。 図１Ｂは、（条件ｂ）における本発明の工程の例を示すフローチャートである。

以下に示す実施形態は、本発明の技術思想を具体化するためのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を例示するものであって、本発明を以下に限定するものではない。

特許文献１に記載されているように一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なく（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比のＢ量よりも少なく）し、Ｇａ等を添加することにより、遷移金属リッチ相（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）を生成させてＨ_ｃＪを向上させることができる。しかし、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相は若干の磁化を有しており、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における２つの主相間に存在する第一の粒界（以下、「二粒子粒界」と記載する場合がある）と、３つ以上の主相間に存在する第二の粒界（以下、「三重点粒界」と記載する場合がある）のうち、特にＨ_ｃＪに主に影響すると考えられる二粒子粒界にＲ−Ｔ−Ｇａ相が多く存在すると、Ｈ_ｃＪ向上の妨げになることが分かった。また、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成とともに、二粒子粒界にＲ−Ｔ−Ｇａ相よりも磁化が低いと考えられるＲ−Ｇａ相が生成されていることが分かった。そこで、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得るためには、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相を生成する必要はあるものの、二粒子粒界にＲ−Ｇａ相を多く生成させることが重要であると想定した。

本発明者らは、二粒子粒界にＲ−Ｇａ相を多く生成させるためには、Ｒ−Ｇａ合金粉末と主合金粉末とを準備し、それらの合金粉末を混合する、いわゆるブレンド法によりＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造することが有効であると考えた。

しかし、Ｒ−Ｇａ合金は粉砕性が悪く、ブレンド法において、Ｒ−Ｇａ合金粉末を得るために通常の水素粉砕等の方法を用いて粉砕しても、Ｄ_５０（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）をいう。以下において同じ。）が２０μｍ程度の大きさまでしか粉砕することができなかった。このような大きさのＲ−Ｇａ合金を用いてブレンド法によりＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造した場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の二粒子粒界にＲ−Ｇａ相を十分に生成させることができず、さらには、そもそも粒径が大きすぎる（高いＨ_ｃＪ及び高いＢ_ｒを得るには８μｍ以下に粉砕する必要がある）ため高い保磁力Ｈ_ｃＪと残留磁束密度Ｂ_ｒとを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができなかった。Ｒ−Ｇａ合金に対してＦｅを過多に添加することにより粉砕性を高めることができたが、この場合、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の二粒子粒界において、磁化を有するＦｅ濃度が上昇し、やはり高いＨ_ｃＪを得ることができなかった。

本発明者らはさらに鋭意検討した結果、ブレンド法において、特定組成のＲ−Ｇａ合金に対して特定の温度で水素を吸蔵させ、水素が吸蔵された状態（水素含有量が２６００ｐｐｍ以上）のＲ−Ｇａ合金を粉砕することにより、得られるＲ−Ｇａ合金粉末の大きさをＤ_５０が８μｍ以下まで小さくできることを見出した。これにより、Ｈ_ｃＪを低下させる原因となるＦｅを過多に添加することなく、Ｒ−Ｇａ合金を８μｍ以下に粉砕することができる。そして、本発明の特定組成のＲ−Ｇａ合金と主合金粉末とを用いてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製することにより、二粒子粒界に多くのＲ−Ｇａ相が生成されると考えられる。これにより高い保磁力Ｈ_ｃＪをおよび高い残留磁束密度Ｂ_ｒを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
以下に本発明の実施形態に係る製造方法について詳述する。

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石］
まず、本発明の実施形態に係る製造方法により得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について説明する。

［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は、
Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
Ｔ：６１．０質量％以上（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）を含み、下記式（１）を満足する。

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である。）

また、本発明の好ましい実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成は、
Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
を含み、
残部がＴ（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足する。

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
（［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）

上記組成により、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢ量を少なくするとともに、Ｇａ等を含有させているので、二粒子粒界にＲ−Ｔ−Ｇａ相が生成して、高いＨ_ｃＪを有することができる。ここで、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相とは、代表的にはＮｄ_６Ｆｅ_１３Ｇａ化合物である。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する。また、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａ化合物は、その状態によっては、Ｒ_６Ｔ_１３−δＧａ_１＋δ化合物（δは典型的には２以下）になっている場合がある。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に比較的多くＣｕ、Ａｌが含有される場合、Ｒ_６Ｔ_１３−δ（Ｇａ_{１−ｘ−ｙ}Ｃｕ_ｘＡｌ_ｙ）_１＋δになっている場合がある。
以下に、各組成について詳述する。

（Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％）
Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む。Ｒ１の含有量は、２８．５〜３３．５質量％である。Ｒ１が２８．５質量％未満であると焼結時の緻密化が困難となるおそれがあり、３３．５質量％を超えると主相比率が低下して高いＢ_ｒを得られないおそれがある。Ｒ１の含有量は、好ましくは２９．５〜３２．５質量％である。Ｒ１がこのような範囲であれば、より高いＢ_ｒを得ることができる。

（Ｂ：０．８４〜０．９２質量％）
Ｂの含有量は、０．８４〜０．９２質量％である。Ｂが０．８４質量％未満であるとＲ_２Ｔ_１７相が生成されて高いＨ_ｃＪが得られないおそれがあり、０．９２質量％を超えるとＲ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて高いＨ_ｃＪが得られないおそれがある。Ｂの含有量は、好ましくは０．８５〜０．９２質量％である。Ｂの一部はＣと置換することができる。

Ｂの含有量は下記式（１）を満たす。

１４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）

式（１）を満足することにより、Ｂの含有量が一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも少なくなる。一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相以外に軟磁性相であるＲ_２Ｔ_１７相が生成しないように、［Ｔ］／５５．８５（Ｆｅの原子量）は１４［Ｂ］／１０．８（Ｂの原子量）よりも少ない組成となっている（［Ｔ］は、質量％で示すＦｅの含有量である）。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と異なり、［Ｔ］／５５．８５が１４［Ｂ］／１０．８よりも多くなるように式（１）で規定している。なお、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＴの主成分はＦｅであるため、Ｆｅの原子量を用いた。

（Ｇａ：０．３〜０．７質量％）
Ｇａの含有量は、０．３〜０．７質量％である。Ｇａが０．３質量％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて、Ｒ_２Ｔ_１７相を消失させることができず、高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、０．７質量％を超えると不要なＧａが存在することになり、主相比率が低下してＢ_ｒが低下するおそれがある。

（Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％）
Ｃｕの含有量は、０．０５〜０．３５質量％である。Ｃｕが０．０５質量％未満であると高いＨ_ｃＪを得ることができないおそれがあり、０．３５質量％を超えると焼結性が悪化して高いＨ_ｃＪが得られないおそれがある。

（Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％）
Ａｌの含有量は、０．０２〜０．５０質量％である。Ａｌを含有することによりＨ_ｃＪを向上させることができる。Ａｌは通常、製造工程で不可避的不純物として０．０２質量％以上含有されるが、不可避的不純物で含有される量と意図的に添加した量の合計で０．５０質量％以下含有してもよい。

（Ｔ：６１．０質量％以上（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅ））
Ｔは、遷移金属元素のうち少なくとも１種でありＦｅを必ず含む。また、Ｆｅの１０質量％以下をＣｏで置換できる。つまり、Ｔの９０質量％以上がＦｅである。Ｃｏを含有することにより耐食性を向上させることができるが、Ｃｏの置換量がＦｅの１０質量％を超えると、高いＢ_ｒが得られないおそれがある。Ｔの含有量は、６１．０質量％以上であり、且つ、上述した式（１）を満足する。Ｔの含有量が６１．０質量％未満であると、大幅にＢ_ｒが低下する恐れがある。好ましくは、Ｔが残部である。

さらに、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどに通常含有される不可避的不純物としてＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中の不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、１種以上の他の元素（不可避的不純物以外の意図的に加えた元素）を含んでもよい。例えば、このような元素として、少量（各々０．１質量％程度）のＶ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。このような元素は、合計で例えば０．５質量％以下含まれてもよい。この程度であれば、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることが十分に可能である。

上述した本実施形態に係る組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、１種以上の主合金と１種以上のＲ−Ｇａ合金とを用いてブレンド法により製造することができる。具体的には、主合金とＲ−Ｇａ合金とを準備する工程、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程、Ｒ−Ｇａ合金粉末と、主合金粉末と、を含む混合合金粉末を得る工程、混合合金粉末を成形して成形体を得る成形工程、成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程、焼結体に熱処理を施す熱処理工程を含んで製造される。
以下に、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法の詳細を説明する。

１．主合金およびＲ−Ｇａ合金を準備する工程
［主合金］
本発明の態様に係る主合金は、Ｒ_ｍ（Ｒ_ｍは、希土類元素の少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）が２７．５質量％以上である。Ｒ_ｍは、後述するＲ−Ｇａ合金と混合して上述した組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石となるように調整した任意の組成であってよい。典型的には、Ｒ_ｍが２７．５質量％以上の既知のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金を用いることができる。Ｒ_ｍが２７．５質量％未満であると本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の焼結時における緻密化が困難となるおそれがある。なお、主合金は１種の合金でもよいし、組成が異なる２種以上の合金から構成されていてもよい。

上述した組成からなる主合金は、例えば、金型鋳造によるインゴット法や、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法等により得ることができる、フレーク状の合金鋳片である。

［Ｒ−Ｇａ合金］
本発明の態様に係るＲ−Ｇａ合金の組成は、
Ｒ２：８０〜９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうち少なくとも１種）、
Ｇａ：５〜２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、
Ｆｅ：０〜１質量％（Ｆｅの一部またはすべてをＣｏで置換できる）を含む。

このような組成を有するＲ−Ｇａ合金を特定の温度に加熱して水素を吸蔵させ、水素を吸蔵した状態のまま粉砕することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下である微細なＲ−Ｇａ合金粉末を得ることができる。このようにして得られるＲ−Ｇａ合金粉末と、上述した主合金を粉砕して得られる主合金粉末とを特定の質量比率で含む混合合金粉末を、成形、焼結および熱処理することにより、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

また、このような組成を有するＲ−Ｇａ合金を特定の温度に加熱して水素を吸蔵させて得られる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と、主合金の粗粉砕粉と、を混合した混合合金を得て、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵した状態のまま、混合合金を粉砕することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下である微細なＲ−Ｇａ合金粉末を含む混合合金粉末が得られる。そしてこの混合合金粉末を、成形、焼結および熱処理することにより、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
以下に、各元素の限定理由を記載する。

（Ｒ２：８０〜９５質量％）
Ｒ２は、希土類元素の少なくとも１種である。Ｒ２の含有量は、８０〜９５質量％である。Ｒ２が８０質量％未満であると、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができないおそれがあり、９５質量％を超えるとＲ２量が多すぎるため、酸化の問題が発生して、磁気特性の低下や発火の危険等を招き、生産上問題となるおそれがある。

（Ｇａ：５〜２０質量％）
Ｇａの含有量は、５〜２０質量％である。Ｇａが５質量％未満であると、高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができないおそれがあり、２０質量％を超えるとＨ_ｃＪが低下するおそれがある。Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる。

（Ｆｅ：０〜１質量％）
Ｆｅの含有量は０〜１質量％である。Ｆｅが１質量％を超えると高いＨ_ｃＪを得ることができない。また、Ｆｅの一部またはすべてをＣｏで置換できる。好ましくは、Ｒ−Ｇａ合金には、ＦｅおよびＣｏを含有しない。

Ｒ−Ｇａ合金は、Ｒ２、ＧａおよびＦｅを上述した範囲で含み、残部が不可避的不純物からなることが好ましい。不可避的不純物としては、例えばＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇなどを含有することができる。さらに、製造工程中の不可避的不純物として、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）およびＣ（炭素）などを例示できる。また、少量（０．１質量％程度）のＶ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。

上述した組成からなるＲ−Ｇａ合金は、既知のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法と同様の方法により製造することができる。例えば、金型鋳造によるインゴット法や、冷却ロールを用いて合金溶湯を急冷するストリップキャスト法等によりフレーク状の合金鋳片を作製する。なお、Ｒ−Ｇａ合金は１種の合金でもよいし、組成が異なる２種以上の合金から構成されていてもよい。

２．水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程
［水素吸蔵工程］
上述した組成からなるＲ−Ｇａ合金を、水素雰囲気で２００℃以上４５０℃以下の温度に加熱して、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得る。具体的には、フレーク状のＲ−Ｇａ合金鋳片を水素炉の内部へ収容し、水素吸蔵処理を行う。水素吸蔵処理は、水素炉内を真空引きした後、炉内温度を２００℃以上４５０℃以下に設定し、圧力が３０ｋＰａ〜１．０ＭＰａの水素ガスを水素炉内に供給し（すなわち、炉内を水素雰囲気にして）、Ｒ−Ｇａ合金鋳片に水素を吸蔵させることによって行う。なお、Ｒ−Ｇａ合金への加熱温度は、Ｒ−Ｇａ合金に熱電対をとりつけることにより確認することができる。水素の吸蔵によってＲ−Ｇａ合金鋳片は自然崩壊して脆化(一部は粉化)し、例えば１．０ｍｍ以下の粗粉末状の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る。２００℃未満の温度で水素吸蔵処理を行うと、水素の吸蔵量が少なすぎるため、脆化させることができない。また４５０℃を超える温度に加熱するとＲ−Ｇａ合金が溶融してしまい、粉砕することができない。従って、Ｒ−Ｇａ合金を２００℃以上４５０℃以下の温度で水素吸蔵処理を行う。このような温度範囲で水素吸蔵処理を行うことにより、後述する粉砕工程において、Ｄ_５０が８μｍ以下の微細なＲ−Ｇａ合金粉末を得ることができ、当該Ｒ−Ｇａ合金粉末を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は高いＨ_ｃＪを有することができる。
なお本明細書において、「水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金」とは、Ｒ−Ｇａ合金を水素吸蔵処理することにより得られる粗粉末状のＲ−Ｇａ合金を意味する。

３．混合合金粉末を得る工程
次に、前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と前記１種以上の主合金とを用いて、Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と主合金粉末（微粉砕粉末）を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る。混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る工程において、少なくとも前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）は水素を吸蔵している状態で粉砕（微粉砕）される。混合合金粉末（微粉砕粉末）は、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と主合金とを混合してから粉砕することにより得てもよいし、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と主合金を別々に粉砕（粗粉砕および微粉砕）した後混合することにより得てもよい。例えば、以下の条件（ａ）または条件（ｂ）により、Ｒ−Ｇａ合金粉末と、主合金粉末と、を含む混合合金粉末を得る。

（条件ａ）水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）して得たＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金を粉砕（粗粉砕および微粉砕）して得た主合金粉末（微粉砕粉末）と、を混合する。
（条件ｂ）水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金（粗粉砕粉末）を得て、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）する。

（条件ａ）および（条件ｂ）のいずれの方法によっても、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状のＲ−Ｇａ合金粉末を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができる。このような混合合金粉末（微粉砕粉末）を成形、焼結および熱処理することにより、高い保磁力Ｈ_ｃＪをおよび高い残留磁束密度Ｂ_ｒを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
以下、（条件ａ）および（条件ｂ）について説明する。

［（条件ａ）水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）して得たＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金を粉砕（粗粉砕および微粉砕）して得た主合金粉末（微粉砕粉末）と、を混合する］
本発明にかかる混合合金粉末（微粉砕粉末）は、それぞれ準備したＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金粉末（微粉砕粉末）とを混合することにより得てもよい。
図１Ａは、（条件ａ）における本発明の工程の例を示すフローチャートである。図１Ａに示すように、（条件ａ）の場合、主合金及びＲ−Ｇａ合金の粗粉砕粉末（主合金の粗粉砕粉末及び水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末））を別々に作製し、さらに別々に微粉砕粉末（主合金粉末及びＲ−Ｇａ合金粉末）を作製する。そして作製した主合金粉末（微粉砕粉末）及びＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を混合して混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る。

・水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）してＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得る工程
まず、得られた水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）して、Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得る。具体的には、得られた水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、不活性ガス中でジェットミル等により微粉砕することによりＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得る。ここで、本発明において、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態とは、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が含有する水素量（水素含有量）が２６００ｐｐｍ以上であることをいう。水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で微粉砕することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状のＲ−Ｇａ合金粉末を得ることができる。当該Ｒ−Ｇａ合金粉末を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高いＨ_ｃＪを有することができる。

なお、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）に対して、例えば５００℃〜８００℃程度の温度に加熱する脱水素処理を行うと、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）がほとんど水素を含有しなくなり、更に水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が溶融してしまうため、当該粉砕工程によって、Ｄ_５０が８μｍ以下のＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができない。

上述した水素吸蔵工程において水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た後から（すなわち、水素炉から水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を取り出した時から）、微粉砕が完了するまでの間、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を４５０℃を超える温度に加熱することなく粉砕することが好ましい。このような条件であれば、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が溶融しないため、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状のＲ−Ｇａ合金粉末を確実に得ることができる。
さらに好ましくは、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を加熱することなく、水素吸蔵工程後の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）する。（但し、微粉砕時に水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金の温度が上昇する場合があるため、自身の発熱による温度上昇は加熱に含まない。）
なお本明細書において、「合金粉末」とは、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状の粉末を意味する。

ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉（すなわち、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金）、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として既知の潤滑剤を添加してもよい。

このように、Ｒ−Ｇａ合金に対して、２００℃以上４５０℃以下の温度で水素吸蔵処理を行い、水素を吸蔵した状態のまま粉砕することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下のＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができる。このような微細なＲ−Ｇａ合金粉末を用いて、主合金粉末と混合するブレンド法によってＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造することにより、二粒子粒界に多くのＲ−Ｇａ相が存在すると考えられ、それにより高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。ここで、Ｒ−Ｇａ相とは、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｔ（Ｆｅ）：２０質量％以下（０を含む）を含むものである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＣｕを比較的多く含む場合は、Ｇａの一部がＣｕで置換されるため、例えばＲ_３（Ｇａ，Ｃｕ）_１化合物になっている場合がある。

・Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金粉末（微粉砕粉末）と、を混合する工程
このようにして得られるＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金を粉砕（粗粉砕および微粉砕）して得られる主合金粉末（微粉砕粉末）と、を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る。
具体的には、混合合金粉末（微粉砕粉末）は、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を粉砕して得たＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と、主合金を粉砕（粗粉砕および微粉砕）して得た主合金粉末（微粉砕粉末）とをそれぞれ準備し、これらを混合することにより得ることができる。Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と主合金粉末（微粉砕粉末）は例えば、Ｖ型混合機などの公知の混合器で混合すればよい。
この場合、前記Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得る工程とは別に、上述したような公知の粉砕方法を用いて主合金粉末（微粉砕粉末）を準備する。具体的には、主合金を水素粉砕等によって粗粉砕し、平均粒度が１．０ｍｍ以下の粗粉砕粉末（主合金の粗粉末）を準備する。次に、粗粉砕粉末を不活性ガス中でジェットミル等により微粉砕し、例えば粒径Ｄ_５０が３〜５μｍの微粉砕粉（主合金粉末）を得る。このようにして得られた主合金粉末（微粉砕粉末）と、Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を得る工程により得られたＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）とを混合することにより、混合合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができる。

［（条件ｂ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と前記主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金（粗粉砕粉末）を得て、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、前記混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）する］
また、本発明の実施形態に係る混合合金粉末（微粉砕粉末）は、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）することにより得てもよい。
図１Ｂは、（条件ｂ）おける本発明の工程の例を示すフローチャートである。図１Ｂに示すように、（条件ｂ）の場合、主合金及びＲ−Ｇａ合金の粗粉砕粉末（主合金の粗粉砕粉末及び水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末））を別々に作製した後、主合金の粗粉砕粉末と水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を混合して混合合金（粗粉砕粉末）を得る。そして得られた混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）することにより、混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る。

・混合合金を得る工程
まず、主合金を、公知の粉砕方法（例えば水素粉砕）を用いて粉砕することにより、例えば１．０ｍｍ以下の主合金の粗粉砕粉を得る。次に、得られた主合金の粗粉砕粉と、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と、を混合することにより、混合合金を得る。

・混合合金を粉砕する工程
このようして得られる混合合金を粉砕することにより、混合合金粉末を得る。
具体的には、混合合金に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、不活性ガス中でジェットミル等により、混合合金を微粉砕することにより混合合金粉末を得る。ここで、混合合金に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態とは、混合合金に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が含有する水素量（水素含有量）が２６００ｐｐｍ以上であることをいう。混合合金（粗粉砕粉末）に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵している状態で、混合合金（粗粉砕粉末）を微粉砕することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状のＲ−Ｇａ合金粉末を含む、混合合金粉末を得ることができる。当該混合合金粉末を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高いＨ_ｃＪを有することができる。

なお、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を含む混合合金（粗粉砕粉末）に対して、例えば５００℃〜８００℃程度の温度に加熱する脱水素処理を行うと、混合合金に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）がほとんど水素を含有しなくなり、更に水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が溶融してしまうため、当該粉砕工程によって、Ｄ_５０が８μｍ以下のＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができない。

上述した水素吸蔵工程において水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た後から（すなわち、水素炉から水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を取り出した時から）、混合合金（粗粉砕粉末）の微粉砕が完了するまでの間、混合合金（粗粉砕粉末）に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を４５０℃を超える温度に加熱することなく混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）することが好ましい。このような条件であれば、混合合金（粗粉砕粉末）に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が溶融しないため、Ｄ_５０が８μｍ以下の微粉砕粉状のＲ−Ｇａ合金粉末を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を確実に得ることができる。
さらに好ましくは、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た後から混合合金の微粉砕が完了するまでの間、混合合金（粗粉砕粉末）に含まれる水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を加熱することなく、混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）する。（但し、微粉砕時に水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金の温度が上昇する場合があるため、自身の発熱による温度上昇は加熱に含まない。）

ジェットミル粉砕前の混合合金、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の混合合金粉末に助剤として既知の潤滑剤を添加してもよい。

このように、Ｒ−Ｇａ合金に対して、２００℃以上４５０℃以下の温度で水素吸蔵処理を行い、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）が水素を吸蔵した状態のまま、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を含む混合合金（粗粉砕粉末）を粉砕（微粉砕）することにより、Ｄ_５０が８μｍ以下のＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を含む混合合金粉末（微粉砕粉末）を得ることができる。このような微細なＲ−Ｇａ合金粉末を含む混合合金粉末を用いて、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造することにより、二粒子粒界に多くのＲ−Ｇａ相が存在すると考えられ、それにより高いＨ_ｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

混合合金粉末を得る工程において、（条件ａ）および（条件ｂ）のいずれの方法により混合合金を得る場合であっても、混合合金粉末の質量に対するＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）の質量の比が１〜５％となるように、Ｒ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）と主合金粉末（微粉砕粉末）とを混合する。混合合金粉末の質量に対するＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）の質量の比をこのような範囲にすることにより、高いＨ_ｃＪを有することができる。尚、混合合金粉末（微粉砕粉末）を得る工程を上記（条件ｂ）で行う場合は、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）と主合金の粗粉砕粉とを混合した混合物の質量に対する水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）の質量の比が１〜５％になるように調整すればよい。

４．成形工程
得られた混合合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し、磁界を印加しながら成形する乾式成形法、金型のキャビティー内にスラリーを注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。

５．焼結工程
成形体を焼結することにより焼結体（焼結磁石）を得る。成形体の焼結は既知の方法を用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中または不活性ガス中で行うことが好ましい。不活性ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。

６．熱処理工程
得られた焼結磁石に対し、磁気特性を向上させることを目的とした熱処理を行うことが好ましい。熱処理温度、熱処理時間などは既知の条件を用いることができる。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）をしてもよく、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（二段熱処理）をしてもよい。好ましい条件は、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（室温まで冷却後、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分程度熱処理を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。

最終的な製品形状にするなどの目的で、得られた焼結磁石に研削などの機械加工を施してもよい。その場合、熱処理は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、既知の表面処理であってもよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗料などの表面処理を行うことができる。

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
実施例１の本発明例は、混合合金粉末を得る工程を条件ｂで行った。
表１の試料Ｎｏ．１〜４（いずれも比較例）に示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石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、それぞれの合金を作製した。得られた各合金に対して、公知の水素粉砕を行い粗粉砕粉を得た。具体的には、前記合金をそれぞれ水素炉内に装入した後真空にし、室温で絶対圧が２９５ｋＰａになるまで水素導入し水素脆化した後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉末を得た。

前記粗粉砕粉末をそれぞれジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末を作製した。前記微粉砕粉末に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉末１００質量部に対して０．０５質量部添加、混合した。その後、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、真空中で組成に応じて１０３０〜１０７０℃で４時間焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に、真空中で９００℃で２時間保持した後室温まで冷却し、次いで真空中で５００℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の分析結果を表１に示す。

表１におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ及びＦｅ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。また、Ｏ（酸素量）は、ガス融解−赤外線吸収法、Ｎ（窒素量）は、ガス融解−熱伝導法、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。以下、表５及び表１０も同様である。また、表１に、本発明における式（１）を満たしている場合は「○」と満たしていない場合は「×」と記載した。以下、表５、表１０、表１５、表１７および表２１も同様である

更に、表２に示す主合金（Ｎｏ．Ａ〜Ｊ）およびＲ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ａ〜ｄ）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合金を作製した。得られた主合金およびＲ−Ｇａ合金の成分の分析結果を表２に示す。表２におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｂ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ及びＦｅ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。以下、表７も同様である。得られた前記主合金を上述した公知の水素粉砕と同様な条件で水素粉砕を行い、主合金の粗粉砕粉末を得た。また、得られた前記Ｒ−Ｇａ合金に対して表３に示す条件で水素吸蔵工程を行うことにより水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た。例えば、表３の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ｂ−２は、表２の合金Ｎｏ．ｂのＲ−Ｇａ合金を水素炉内に装入した後、真空で２５０℃に加熱し、絶対圧が２９５ｋＰａになるまで水素導入し水素脆化させた後、冷却し、さらに４００℃まで真空中で加熱、冷却する追加処理を行ったものである。
表３に記載の他の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（合金Ｎｏ．ａ−１、ａ−２、ｂ−１、ｃ−１、ｄ−１〜ｄ−４）、並びに表８、表１３および表１９に記載の各水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金についても、水素吸蔵工程の条件を同様の記載ルールに沿って記載している。なお、Ｒ−Ｇａ合金への加熱温度は、Ｒ−Ｇａ合金に熱電対をとりつけることにより確認した。

また、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ−１、ａ−２、ｂ−２、ｄ−３における水素含有量（水素量）を測定した。測定結果を表３に示す。水素含有量は、株式会社堀場製作所製：ＥＭＧＡ−６２１Ｗの装置を用いて、Ａｒ雰囲気中で加熱・溶解カラム分離―熱伝導度法（ＴＣＤ）により測定した。尚、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ―１、ａ―２、ｂ−１、ｂ−２、ｃ−１及びｄ−１は後工程の微粉砕をすることができたが、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ｄ−２及びＮｏ．ｄ−４は、加熱温度が高すぎた（いずれも４５０℃を超える温度で加熱した）ため、Ｒ−Ｇａ合金が溶解してしまい微粉砕することができなかった。更に、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ｄ−３は、合金の加熱温度が低すぎた（１５０℃）ため、Ｒ−Ｇａ合金が水素脆化せず（水素含有量が５０ｐｐｍと少ない）、微粉砕することができなかった。そのため、表３に示す様に、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金は、少なくとも水素を２６００ｐｐｍ（ａ−２）以上吸蔵させた状態で粉砕しなければならない。

得られた主合金の粗粉砕粉末と水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を、表４に示す比率でそれぞれＶ型混合機に投入して混合し、ジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末（主合金粉末及びＲ−Ｇａ合金粉末が混合された混合合金粉末）を作製した（条件ｂ）。例えば、表４における試料Ｎｏ．５は、表２に示す合金Ｎｏ．Ａの粗粉砕粉と表３の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ−１を混合し、混合合金粉末を作製したものであり、前記混合合金粉末の質量に対するＲ−Ｇａ合金粉末の質量の比（この場合、合金Ｎｏ．Ａと水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ−１を混合した混合合金の全質量に対する、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ−１の質量の比）は２．５質量％である。
表４に記載の他の試料（試料Ｎｏ．６〜１５）、並びに表９、表１４、表２０に記載の各試料についても、各合金および混合比の条件を同様の記載ルールに沿って記載している。

前記微粉砕粉末に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉末１００質量部に対して０．０５質量部添加、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、真空中で組成に応じて１０３０〜１０７０℃で４時間焼結し、焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。焼結磁石の密度は７．５Ｍｇ／ｍ^３以上であった。焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に、真空中で９００℃で２時間保持した後室温まで冷却し、次いで真空中で５００℃で２時間保持した後、室温まで冷却する熱処理を施した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の分析結果を表５に示す。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．１〜１５）に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表６に示す。

表６に示すように、試料Ｎｏ．１〜４は単一合金を用いて作製した比較例である。試料Ｎｏ．６、８、９、１３は、試料Ｎｏ．１〜４とほぼ同じ組成（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成）となるように主合金粉末とＲ−Ｇａ合金粉末を含む混合合金粉末を用いて作製（つまり、本発明の製造方法により作製）した本発明例である。試料Ｎｏ．６（試料Ｎｏ．１とほぼ同じ組成）、試料Ｎｏ．８（試料Ｎｏ．２とほぼ同じ組成）、試料Ｎｏ．９（試料Ｎｏ．３とほぼ同じ組成）、試料Ｎｏ．１３（試料Ｎｏ．４とほぼ同じ組成）の特性を試料Ｎｏ．１〜４と特性をそれぞれ比較すると、いずれも本発明例の試料（試料Ｎｏ．６、８、９、１３）の方が高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。

これに対し、本発明の組成範囲（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成範囲）から外れている試料Ｎｏ．５（式１が本発明の範囲外）、試料Ｎｏ．１０及び１４（Ｂ量が本発明の範囲外）の比較例は、本発明の製造方法により作製しているものの、Ｈ_ｃＪが大幅に低下している。

・実施例２
実施例２では、混合合金粉末を得る工程を条件ｂで行った。
表７に示す主合金（Ｎｏ．Ｋ〜Ｑ）及びＲ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ｅ〜ｊ）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合金を作製した。得られた主合金およびＲ−Ｇａ合金の成分の分析結果を表７に示す。得られた前記主合金を上述した公知の水素粉砕と同様な条件で水素粉砕を行い、主合金の粗粉砕粉末を得た。また、得られた前記Ｒ−Ｇａ合金に対して表８に示す本発明の水素吸蔵工程を行うことにより水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た。得られた主合金の粗粉砕粉末と水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を、表９に示す比率でそれぞれＶ型混合機に投入して混合し、ジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末（主合金粉末及びＲ−Ｇａ合金粉末が混合された混合合金粉末）を作製した（条件ｂ）。得られた微粉砕粉を実施例１と同様な方法で成形して成形体を得た。さらに、得られた成形体を実施例１と同様な方法で焼結、熱処理を行った。得られた焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）の成分の分析結果を表１０に示す。表１０に示す様に、試料Ｎｏ．１６〜２２は、いずれもほぼ同じ組成である。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．１６〜２２）に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表１１に示す。

試料Ｎｏ．１７、１９、２０、２２は、本発明例である。試料Ｎｏ．１６は比較例であり、Ｒ−Ｇａ合金の組成が本発明の範囲から外れている（Ｒ−Ｇａ合金におけるＦｅが本発明の範囲外）。試料Ｎｏ．１８は比較例であり、Ｒ−Ｇａ合金にけるＲ量及びＧａ量が本発明の範囲から外れている。試料Ｎｏ．２１は比較例であり、Ｒ−Ｇａ合金粉末の混合量が本発明の範囲から外れている。表１１に示す様に、本発明例の試料Ｎｏ．１７、１９、２０、２２の特性は、比較例の試料Ｎｏ，１６、１８、２１の特製と比べて、いずれも高いＨ_ｃＪが得られている。

・実施例３
実施例３では、混合合金粉末を得る工程を条件ａで行った。
主合金（Ｎｏ．Ｔ，Ｕ）及びＲ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ｔ，ｕ）の組成がおよそ表１２に示す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合金を作製した。得られた主合金およびＲ−Ｇａ合金の成分の分析結果を表１２に示す。得られた前記主合金を実施例１と同様な条件で水素粉砕を行い、主合金の粗粉砕粉末を得た。さらに得られた主合金の粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末（主合金粉末）を作製した。また、得られた前記Ｒ−Ｇａ合金に対して表１３に示す本発明の水素吸蔵工程を行うことにより水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た。さらに得られた水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金をジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍのＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を作製した。得られた主合金粉末（微粉砕粉末）とＲ−Ｇａ合金粉末（微粉砕粉末）を、表１４に示す比率でそれぞれＶ型混合機に投入して混合し、混合合金粉末（微粉砕粉末）を作製した（条件ａ）。得られた混合合金粉末を実施例１と同様な方法で成形して成形体を得た。さらに、得られた成形体を実施例１と同様な方法で焼結、熱処理を行った。得られた焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）の成分の分析結果を表１５に示す。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．２３及び２４）に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表１６に示す。

表１６に示すように、（条件ａ）にて混合合金粉末を作製した本発明例（試料Ｎｏ．２３及び２４）においても、高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。

・実施例４
実施例４の本発明例は、混合合金粉末を得る工程を条件ｂで行った。
およそ表１７の試料Ｎｏ．２５〜２８（いずれも比較例）に示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石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それぞれの合金を作製した。得られた前記合金を実施例１と同様な方法で公知の水素粉砕を行い粗粉砕粉を得た。具体的には、前記合金をそれぞれ水素炉内に装入した後真空にし、室温で絶対圧が２９５ｋＰａになるまで水素導入し水素脆化した後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉末を得た。

前記粗粉砕粉末をそれぞれジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末を作製した。前記微粉砕粉末に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉末１００質量部に対して０．０５質量部添加、混合した。その後、実施例１と同様な方法で成形して成形体を得た。さらに、得られた成形体を実施例１と同様な方法で焼結、熱処理を行った。得られた焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）の成分の分析結果を表１７に示す。

およそ表１８に示す主合金（Ｎｏ．Ｖ〜Ｙ）及びＲ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ｋ〜ｎ）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合金を作製した。得られた主合金およびＲ−Ｇａ合金の成分の分析結果を表１８に示す。得られた前記主合金を上述した公知の水素粉砕と同様な条件で水素粉砕を行い、主合金の粗粉砕粉末を得た。また、得られた前記Ｒ−Ｇａ合金に対して表１９に示す本発明の水素吸蔵工程を行うことにより水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を得た。
また、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ｋ−１、ｎ−１における水素含有量を測定した。測定結果を表１９に示す。

得られた主合金の粗粉砕粉末と水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金（粗粉砕粉末）を、表２０に示す比率でそれぞれＶ型混合機に投入して混合し、ジェットミルにより微粉砕し、粒径Ｄ_５０（気流分散法によるレーザー回折法で得られる体積中心値）が４.５μｍの微粉砕粉末（主合金粉末及びＲ−Ｇａ合金粉末が混合された混合合金粉末）を作製した（条件ｂ）。なお、表２０における水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金Ｎｏ．ａ−１及び合金Ｎｏ．Ｂは実施例１と同じものを用いたものである。得られた微粉砕粉を実施例１と同様な方法で成形して成形体を得た。さらに、得られた成形体を実施例１と同様な方法で焼結、熱処理を行った。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の分析結果を表２１に示す。表１７及び表２１に示すように、試料Ｎｏ．２５〜３７は、重希土類元素（Ｄｙ及びＴｂ）の含有量以外はいずれもほぼ同じ組成である。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．２５〜３７）に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ−Ｈトレーサによって各試料の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）を測定した。測定結果を表２２に示す。

表２２に示すように、同じ重希土類元素を同じ量で含有する試料の組み合わせは、以下の通りである。試料Ｎｏ．２５及び２９及び３３は、いずれもＤｙ：０．５質量％含有している。試料Ｎｏ．２６及び３０及び３４は、いずれもＴｂ：０．２質量％含有している。試料Ｎｏ．２７及び３１及び３５は、いずれもＴｂ：０．５質量％含有している。そして、試料Ｎｏ．２８及び３２及び３６及び３７は、いずれもＴｂ：１．０質量％している。同じ重希土類元素を同じ量で含有する試料同士で比較すると、単一合金を用いて作製した比較例の試料に比べて、主合金粉末とＲ−Ｇ合金粉末を含む混合合金粉末を用いて作製した本発明例の試料の方が、いずれも高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。

また、本発明例同士を比べると、主合金側に重希土類元素を含有させて作製した試料Ｎｏ．２９〜３２よりも、Ｒ−Ｇａ合金側に重希土類元素を含有させて作製した試料Ｎｏ．３３〜３７の方がより高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。なお、試料Ｎｏ．３６は、主合金とＲ−Ｇ合金のいずれにも重希土類元素が含有されているが、その含有量が主合金よりもＲ−Ｇａ合金の方が多い。
よってＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に重希土類元素を含有させる場合、主合金側よりもＲ−Ｇａ合金側に重希土類元素を多く含有させた方が好ましい。

Claims (7)

1. Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
   Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
   Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
   Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
   Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
   Ｔ：６１．０質量％以上（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）を含み、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
   
   １４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
   （［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）
   
   Ｒ２：８０〜９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうち少なくとも１種）、
   Ｇａ：５〜２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、
   Ｆｅ：０〜１質量％（Ｆｅの一部または全部をＣｏで置換できる）を含む１種以上のＲ−Ｇａ合金と、１種以上の主合金とを準備する工程と、
   前記Ｒ−Ｇａ合金を水素雰囲気で２００℃以上４５０℃以下の温度に加熱して、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程と、
   前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記１種以上の主合金とを用いて、Ｒ−Ｇａ合金粉末と主合金粉末を含む混合合金粉末を得る工程と、
   前記混合合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
   前記成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程と、
   前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
   を含み、
   前記混合合金粉末を得る工程において、少なくとも前記１種以上の水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金は水素を吸蔵している状態で粉砕され、
   前記混合合金粉末の質量に対する前記Ｒ−Ｇａ合金粉末の質量の比が、１〜５％であり、
   前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金における水素含有量は２６００ｐｐｍ以上である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
2. 前記混合合金粉末を得る工程は、以下の（条件ａ）または（条件ｂ）により混合合金粉末を得る、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
   （条件ａ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕して得たＲ−Ｇａ合金粉末と、前記主合金を粉砕して得た主合金粉末と、を混合する
   （条件ｂ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金を得て、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記混合合金を粉砕する
3. Ｒ１：２８．５〜３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうち少なくとも１種でありＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
   Ｂ：０．８４〜０．９２質量％、
   Ｇａ：０．３〜０．７質量％、
   Ｃｕ：０．０５〜０．３５質量％、
   Ａｌ：０．０２〜０．５０質量％、
   を含み、
   残部がＴ（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである）および不可避的不純物であり、下記式（１）を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
   
   １４［Ｂ］／１０．８＜［Ｔ］／５５．８５ （１）
   （［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量であり、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量である）
   
   Ｒ２：８０〜９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうち少なくとも１種）、
   Ｇａ：５〜２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、
   Ｆｅ：０〜１質量％（Ｆｅの一部または全部をＣｏで置換できる）を含む１種以上のＲ−Ｇａ合金と、１種以上の主合金とを準備する工程と、
   前記Ｒ−Ｇａ合金を水素雰囲気で２００℃以上４５０℃以下の温度に加熱して、水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を得る水素吸蔵工程と、
   以下の（条件ａ）または（条件ｂ）により、Ｒ−Ｇａ合金粉末と主合金粉末を含む混合合金粉末を得る工程と、
   （条件ａ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕して得たＲ−Ｇａ合金粉末と、前記主合金を粉砕して得た主合金粉末と、を混合する
   （条件ｂ）前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金と前記主合金の粗粉砕粉とを混合した混合合金を得て、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金が水素を吸蔵している状態で、前記混合合金を粉砕する
   前記混合合金粉末を成形して成形体を得る成形工程と、
   前記成形体を焼結し焼結体を得る焼結工程と、
   前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、
   を含み、前記混合合金粉末の質量に対する前記Ｒ−Ｇａ合金粉末の質量の比が、１〜５％であり、
   前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金における水素含有量は２６００ｐｐｍ以上である、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
4. 前記混合合金粉末を得る工程の（条件ａ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を４５０℃を超える温度に加熱することなく、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕することを特徴とする、請求項２または３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
5. 前記混合合金粉末を得る工程の（条件ａ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を加熱することなく、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を粉砕することを特徴とする、請求項２または３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
6. 前記混合合金粉末を得る工程の（条件ｂ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を４５０℃を超える温度に加熱することなく、前記混合合金を粉砕することを特徴とする、請求項２または３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。
7. 前記混合合金粉末を得る工程の（条件ｂ）において、前記水素吸蔵工程の後、前記水素吸蔵Ｒ−Ｇａ合金を加熱することなく、前記混合合金を粉砕することを特徴とする、請求項２または３に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法。

Images