JP7021578B2 - 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の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の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Ｂ_ｒ及び高い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）、
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％、および
Ｔ：６３．０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、希土類元素のうちの少なくとも１種）、
Ｇａ：５～２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、および
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Ｒ－Ｇａ合金を準備する工程と、
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合金粗粉末を得る水素吸蔵工程と、
前記水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末が水素を吸蔵している状態で粉砕しメジアン径ｄ_５０が１．５～６．０μｍであるＲ－Ｇａ合金粉末を準備する工程と、
メジアン径ｄ_５０が３．５～７．０μｍである主合金粉末を準備する工程と、
前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末とを混合して混合合金粉末を準備する工程であって、当該混合合金粉末に対する前記Ｒ－Ｇａ合金粉末の質量比が、１～５質量％である、混合合金粉末を準備する工程と、
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、および
前記焼結体に熱処理を施す熱処理工程と、を含み、
前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（２）を満足するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）

本発明の態様２は、前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（３）を満足する態様１に記載の製造方法である。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．８＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（３）

本発明の態様３は、前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（４）を満足する態様１に記載の製造方法である。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．７＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（４）

本発明の態様４は、前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（５）を満足する態様１に記載の製造方法である。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．５＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（５）

本発明によれば、高いＢ_ｒ及び高い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１は、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。
ここで、「主合金粉末」とは、混合時に、混合合金粉末の全質量の９５％以上を占める合金粉末のことを指す。また、「Ｒ－Ｇａ合金粉末」とは、ＲとＧａを主成分とし、Ｆｅの含有量が１質量％以下の合金（Ｒ－Ｇａ合金）から成る合金粉末のことを指す。

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、メジアン径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。また、単に「ｄ_５０」と記載する場合がある）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Ｂ_ｒ及び高いＨ_ｃＪを得るにはｄ_５０が８μｍ以下、より好ましくは１．５～６μｍに粉砕する必要がある）ため高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができなかった。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（典型的には、ｄ_５０＝１．５～６μｍ）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合金粉末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Ｂ_ｒ及び高いＨ_ｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

さらに、本発明は、組成の異なる２種類の合金粉末を混合して焼結するに際し、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒径を相対的に小さくする。Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒径を主合金粉末よりも相対的に小さくすることで、焼結過程において、ＲとＧａを含む液相成分の分散性を向上させることができると考えられる。その結果、焼結後の組織において、二粒子粒界に確実にＲ－Ｇａ相を生成させることができる。

このような効果を確実に得るためには、主合金粉末のメジアン径ｄ_５０とＲ－Ｇａ粉末のメジアン径ｄ_５０とを、下記式（２）を満足するように制御する必要がある。特に、それらのメジアン径ｄ_５０の関係が、下記式（３）を満足するのが好ましく、下記式（４）を満足するのがさらに好ましく、下記式（５）を満足するのが特に好ましい。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）
（主合金粉末のｄ_５０）×０．８＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（３）
（主合金粉末のｄ_５０）×０．７＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（４）
（主合金粉末のｄ_５０）×０．５＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（５）

各式の意義は以下の通りである。
式（２）は、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度が、主合金粉末の粒度の９０％未満であることを意味している。
式（３）は、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度が、主合金粉末の粒度の８０％未満であることを意味している。
式（４）は、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度が、主合金粉末の粒度の７０％未満であることを意味している。
式（５）は、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度が、主合金粉末の粒度の５０％未満であることを意味している。

なお本発明の実施形態におけるメジアン径ｄ_５０は、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」において
分散圧：４ｂａｒ
測定レンジ：Ｒ２
計算モード：ＨＲＬＤ
の条件にて測定されたメジアン径ｄ_５０のことを示す。

Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度と主合金粉末の粒度を異ならせることにより、厚さが厚くかつ均一な二粒子粒界を得やすくなり、その結果、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨ_ｃＪを向上させることができると考えられる。特に、それらの粒子の粒度差が大きくなるほど、Ｈ_ｃＪの向上効果を高めることができる。
以下に、本発明に係る製造方法により得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の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（以下、単に「焼結磁石」と記載する場合がある）について説明する。
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）、
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：６３．０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）、
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。

（Ｒ１：２８．５～３３．５質量％）
Ｒ１は、希土類元素のうちの少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む。焼結磁石中の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が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％）
焼結磁石中の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％）
焼結磁石中の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％）
焼結磁石中の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％）
焼結磁石中の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が、含有量が多すぎるとＢ_ｒが低下する。そのため、Ａｌの含有量は０．０２～０．５０質量とする。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：６３．０質量％以上（Ｔは、ＦｅとＣｏでありＴの９０質量％以上がＦｅである））
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。
焼結磁石中のＴの含有量は６３．０質量％以上である。また、Ｔの全量を１００質量％としたとき、その１０質量％以下をＣｏで置換できる。すなわち、Ｔの全量の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、６３．０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６３．０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Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。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。

［Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法］
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、主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末とを用いて、ブレンド法により製造することができる。具体的には、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、以下の工程１．～８．を含む。また、図１には、工程１．～５．を説明するフローチャートを示す。

１．Ｒ－Ｇａ合金を準備する工程
２．水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を得る水素吸蔵工程
３．Ｒ－Ｇａ合金粉末を準備する工程
４．主合金粉末を準備する工程
５．混合合金粉末を準備する工程
６．成形工程
７．焼結工程
８．熱処理工程

本発明では、主合金とＲ－Ｇａ合金は別々に微粉砕し、主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末を作製する（上記の工程２．～４．）。
工程１．～３．（Ｒ－Ｇａ合金を準備する工程～Ｒ－Ｇａ合金粉末を準備する工程）と工程４．（主合金粉末を準備する工程）との順序は任意であり、例えば、最初に工程４．を行った後に工程１．～３．を行ってもよい。また、各工程は、それぞれ異なる場所で作製してもよい。
また、Ｒ－Ｇａ合金粉末は、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末と主合金の粗粉末の一部とを混合することにより準備してもよい。この場合、主合金粉末のｄ_５０は、Ｒ－Ｇａ合金粉末とともに作製された微細な主合金粉末のｄ_５０と、別に作製された主合金粉末のｄ_５０とにおけるそれぞれの混合合金粉末に対する質量比を考慮し、計算してもとめる。もとめた主合金粉末のｄ_５０が本発明の範囲内（３．５～７．０μｍ）となり、さらに下記式（２）を満足すればよい。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）

後述するように、主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末が上記式（２）を満たすようにするためには、微粉砕の条件を、主合金粉末（上記の工程４．）とＲ－Ｇａ合金粉末（上記の工程３．）とで変える必要がある。
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．Ｒ－Ｇａ合金を準備する工程
この工程では、Ｒ－Ｇａ合金を準備する（図１）。
本発明の態様に係るＲ－Ｇａ合金の組成は、
Ｒ２：８０～９５質量％（Ｒ２は、希土類元素のうちの少なくとも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合金は、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１．５～６．０μｍの微細なＲ－Ｇａ合金粉末に粉砕することができる。

このようなｄ_５０が１．５～６．０μｍのＲ－Ｇａ合金粉末と、ｄ_５０が３．５～７．０μｍの主合金粉末と、を混合した混合合金粉末を、成形、焼結および熱処理することにより、高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
以下に、Ｒ－Ｇａ合金に含まれる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。Ｒ－Ｇａ合金中のＲ２の含有量は、８０～９５質量％である。Ｒ－Ｇａ合金中の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％）
Ｒ－Ｇａ合金中の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％）
Ｒ－Ｇａ合金中の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。また本発明のＲ－Ｇａ合金は、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Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒなどを含有してもよい。また、上述した不可避的不純物として挙げた元素を意図的に加えてもよい。このような元素は、合計で例えば１．０質量％程度含まれてもよい。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合金は上述したＲ－Ｇａ合金の組成範囲内であれば複数種類のＲ－Ｇａ合金を準備してもよい。この場合、複数種類のＲ－Ｇａ合金を用いて得られたＲ－Ｇａ合金粉末の合計の質量比が、混合合金粉末に対して１～５質量％となればよい。

２．水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を得る水素吸蔵工程
この工程では、得られたＲ－Ｇａ合金（Ｒ－Ｇａ合金鋳片）を粉砕して、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を準備する（図１）。
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合金粗粉末を得る。本明細書において、「水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末」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合金粉末を意味する。

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（水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末）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１．５～６．０μｍ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、「Ｒ－Ｇａ合金粉末」とは、ｄ_５０が６μｍ以下のＲ－Ｇａ合金の粉末を意味する。

３．Ｒ－Ｇａ合金粉末を準備する工程
この工程では、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を粉砕して、微細なＲ－Ｇａ合金粉末を準備する（図１）。
得られた前記水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を、水素を吸蔵している状態で粉砕して、メジアン径ｄ_５０が１．５～６．０μｍである微細なＲ－Ｇａ合金粉末を作製する。水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末は水素を吸蔵している状態である。この状態で粉砕（微粉砕）することにより、Ｒ－Ｇａ合金を微細な粉末に粉砕することができる。

水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末の粉砕では、粉砕後のＲ－Ｇａ合金粉末が、ｄ_５０＝１．５～６．０μｍを満たし、かつ主合金粉末の粒度より小さくなるように（具体的には、下記式（２）を満足するように）、粉砕する。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）

Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０が６μｍを超えると、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度が大きくなりすぎて、主合金粉末との粒度差の関係式（上記式（２））を満足しにくくなるため、好ましくない。また、Ｒ－Ｇａ合金粉末は微粉砕が難しく、ｄ_５０を１．５μｍ未満に粉砕することは困難であるため、ｄ_５０は１．５μｍ以上とするのが好ましい。

以下、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を粉砕する方法について具体的に説明する。
水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗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合金粗粉末が水素を吸蔵している状態とは、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末が含有する水素量が２６００ｐｐｍ以上であることをいう。水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末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１．５～６．０μｍの微細なＲ－Ｇａ合金粉末を得ることができる。そのような微細な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合金粗粉末が溶融してしまうため、当該粉砕工程によって、ｄ_５０が１．５～６．０μｍの微細なＲ－Ｇａ合金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合金粗粉末を得た後から（すなわち、水素炉から水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末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合金粗粉末が溶融しないため、ｄ_５０が１．５～６．０μｍの微細な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合金粗粉末を粉砕（微粉砕）する。（但し、微粉砕時に水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末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。）

ジェットミル粉砕の際（例えば、ジェットミル粉砕前、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後）には、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末に、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１．５～６．０μｍの微細なＲ－Ｇａ合金粉末を得ることができる。
また、本発明では、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度と主合金粉末の粒度が特定の関係を満たすように、各合金粉末の粒度を制御する必要がある。Ｒ－Ｇａ合金粉末をジェットミルにより作製する場合は、ジェットミルへの原料供給量（５～３００ｇ／分）、分級ロータ回転数（３５００～９０００ｒｐｍ）、粉砕時のガスの種類（アルゴン、窒素、ヘリウム等）、ガスの圧力（０．４ＭＰａ～０．８ＭＰａ）、粉砕時間等の条件を調整することによって所望の粒度に制御することができる。

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。

４．主合金粉末を準備する工程
この工程では、メジアン径ｄ_５０が３．５～７．０μｍである主合金粉末を準備する（図１）。
主合金粉末のｄ_５０が７．０μｍを超えると、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における平均結晶粒径が増加（例えば８μｍ以上）してＨ_ｃＪが低下する恐れがある。

一方、主合金粉末のｄ_５０が３．５μｍ未満であると、主合金粉末の粒度が小さくなりすぎて、Ｒ－Ｇａ合金粉末との粒度差の関係式（下記式（２））を満足しにくくなるため、好ましくない。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）

本発明の態様に係る主合金粉末は、上述したＲ－Ｇａ合金粉末と混合して、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、任意の組成にすることができる。例えば、主合金粉末は、既知のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石用合金を粉砕することにより得ることができる。また、主合金粉末は、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）を２７．５質量％以上で含有することが好ましい。つまり、主合金粉末は、典型的な例としては、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粉砕することにより得ることが出来る。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、緻密化が困難となるおそれがある。

主合金粉末の組成は、Ｒ－Ｇａ合金粉末の組成、Ｒ－Ｇａ合金粉末との混合量により異なるが、例えば以下の組成範囲とすることができる。
Ｒｍ：２７．５～３３．０質量％（Ｒｍ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）、
Ｂ：０．８５～０．９７質量％、
Ｇａ：０．２５～０．６５質量％、
Ｃｕ：０．０５～０．３７質量％、
Ａｌ：０．０２～０．５３質量％、
Ｆｅ：６５質量％以上を含む。

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。
得られたフレーク状の主合金鋳片は、例えば公知の粉砕方法を用いて主合金粉末（微粉砕粉末）に粉砕する。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以下の粗粉末を準備する。次に、主合金の粗粉末を、不活性ガス中でジェットミル等により微粉砕し、ｄ_５０が３．５～７．０μｍの微細な粉末（主合金粉末）が得られる。
なお本明細書において、「主合金粉末」とは、ｄ_５０が７μｍ以下の主合金の粉末を意味する。

また、本発明では、Ｒ－Ｇａ合金粉末の粒度と主合金粉末の粒度が特定の関係を満たすように、各合金粉末の粒度を制御する必要がある。主合金粉末はＲ－Ｇａ合金粉末同様に、をジェットミルにより作製する場合は、ジェットミルへの原料供給量（５～３００ｇ／分）、分級ロータ回転数（３５００～９０００ｒｐｍ）、粉砕時のガスの種類（アルゴン、窒素、ヘリウム等）、ガスの圧力（０．４ＭＰａ～０．８ＭＰａ）、粉砕時間等の条件を調整することによって所定の粒度に制御することができる。

なお、主合金粉末は組成の異なる複数種類の主合金粉末を用いてもよい。この場合、複数種類の主合金粉末の合計の質量比が、混合合金粉末に対して９５～９９質量％となればよい。

５．混合合金粉末を準備する工程
この工程では、それぞれ準備したＲ－Ｇａ合金粉末（微粉末）と主合金粉末（微粉末）とを混合して、混合合金粉末（微粉末）を得る（図１）。
Ｒ－Ｇａ合金粉末と主合金粉末は例えば、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合金粗粉末が水素を吸蔵した状態のまま、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末を粉砕（微粉砕）することにより、ｄ_５０が１．５～６．０μｍ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、焼結磁石の二粒子粒界に多くのＲ－Ｇａ相を存在させることができ、それにより焼結磁石のＨ_ｃＪを向上できる、と考えられる。

混合合金粉末の質量を１００％としたとき、混合合金粉末に対するＲ－Ｇａ合金粉末の質量比が１～５％となるように、Ｒ－Ｇａ合金粉末と主合金粉末とを混合する。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。

なお、本発明では、混合合金粉末に用いる主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末とは、下記式（２）を満足する。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（２）

これにより、後述する焼結工程において、ＲとＧａを含む液相成分の分散性を向上させることができると考えられる。これにより、焼結後の組織において、二粒子粒界の厚さを均一にかつ厚くすることができる。また、二粒子粒界内におけるＲ－Ｇａ相の生成を、より確実に達成することができる。

主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末とは、下記式（３）を満足するのが好ましく、下記式（４）を満足するのがさらに好ましく、下記式（５）を満足すのが特に好ましい。

（主合金粉末のｄ_５０）×０．８＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（３）
（主合金粉末のｄ_５０）×０．７＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（４）
（主合金粉末のｄ_５０）×０．５＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ_５０）・・（５）

６．成形工程
この工程では、混合合金粉末を所定形状に成形して、成形体を得る。
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。

７．焼結工程
この工程では、得られた成形体を焼結して、焼結体を得る。
成形体を焼結することにより焼結磁石を得る。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。

８．熱処理工程
この工程では、焼結体に熱処理を施して、最終的なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得る。
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。

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

・実施例１
およそ表１の試料Ｎｏ．１－１及び１－２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末を得た。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、メジアン径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。メジアン径ｄ_５０は、Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製の粒度分布測定装置「ＨＥＬＯＳ＆ＲＯＤＯＳ」を用いて、分散圧：４ｂａｒ、測定レンジ：Ｒ２、計算モード：ＨＲＬＤの条件にて測定した。以下全ての実施例におけるメジアン径ｄ_５０も同様の条件で測定している。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。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℃（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、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６、表８及び表１１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６、表８及び表１１も同様である。

更に、およそ表２に示す主合金（Ｎｏ．Ａ～Ｆ）およびＲ－Ｇａ合金（Ｎｏ．Ｇ～Ｌ）の組成となるように各元素を秤量し、ストリップキャスト法により合金を作製した。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。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（主合金粗粉末）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合金の粗粉砕粉末（水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末）を得た。例えば、表３の水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．Ｇ－４は、表２の合金Ｎｏ．Ｇ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４５０℃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合金粗粉末（合金Ｎｏ．Ｇ－１～Ｇ－３、Ｇ－５、Ｇ－６、Ｈ－１、Ｉ－１、Ｊ－１、Ｋ－１及びＬ－１）についても、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．Ｇ－１～Ｇ－５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．Ｇ－１～Ｇ－４、Ｈ－１、Ｉ－１、Ｊ－１、Ｋ－１及びＬ－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．Ｇ－５は、合金の加熱温度が低すぎた（１００℃）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合金粗粉末は、少なくとも水素を２６００ｐｐｍ（Ｇ－２）以上吸蔵させた状態で粉砕しなければならない。更に、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．Ｇ－６は、加熱温度が高すぎた（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。

得られた主合金の粗粉砕粉末（主合金粗粉末）をジェットミルにより微粉砕し微粉砕粉末（主合金粉末）を得た（表４の主合金粉末Ｎｏ．ａ～ｆ）。得られた主合金粉末のメジアン径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）の結果を表４に示す。また、得られた水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末をジェットミルにより微粉砕し微粉砕粉末（Ｒ－Ｇａ合金粉末）を得た（表４のＲ－Ｇａ合金粉末Ｎｏ．ｇ－１～ｌ－１）。得られたＲ－Ｇａ合金粉末のメジアン径ｄ_５０の結果を表４に示す。得られた主合金粉末とＲ－Ｇａ合金粉末を、表５に示す条件でそれぞれ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。得られた混合合金粉末のメジアン径ｄ_５０の結果を表７に示す。例えば、表５における試料Ｎｏ．１－３は、表４に示す主合金粉末Ｎｏ．ａとＲ－Ｇａ合金粉末Ｎｏ．ｇ－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、主合金粉末Ｎｏ．ａと水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．ｇ－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．ｇ－１の質量の比）は２．５質量％である。
表５に記載の他の試料（試料Ｎｏ．１－４～１－１５）、並びに表１０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。

前混合合金粉末に、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℃（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、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６に示す。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．１－１～１－１５）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７に示す。また、表７に、本発明における式（１）～（５）のそれぞれについて、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１２も同様である。

表７に示すように、試料Ｎｏ．１－１及び１－２は単一合金を用いて作製した比較例である。また、試料Ｎｏ．１－１～１－１５は混合合金粉末におけるメジアン径ｄ_５０がほぼ同じ（４．４～４．５μｍ）である。試料Ｎｏ．１－３～１－６及び１－１３～１－１５は試料Ｎｏ．１－１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）した本発明例であり、試料Ｎｏ．１－８は試料Ｎｏ．１－２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．１－３～１－６及び１－１３～１－１５（いずれも本発明例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）と試料Ｎｏ．１－１（比較例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）及び試料Ｎｏ．１－８（本発明例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）と試料Ｎｏ．１－２（比較例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）をそれぞれ比較すると、いずれも本発明例の試料の方が高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。

これに対し、本開示の組成範囲（Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成範囲）から外れている試料Ｎｏ．１－９（Ｂ量及び式１が本開示の範囲外）、試料Ｎｏ．１－１０及び１－１１（Ｂ量が本開示の範囲外）、１－１２（Ｒ－Ｇａ合金におけるＦｅ量が本開示の範囲外）の比較例は、本開示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
およそ表８の試料Ｎｏ．２－１及び２－２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末を得た。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、微粉砕の条件を調整することで試料Ｎｏ．２－１はメジアン径ｄ_５０が３．９μｍ、試料Ｎｏ．２－２はメジアン径ｄ_５０が５．５μｍの微粉砕粉末をそれぞれ作製した。得られた微粉砕粉末を用いて実施例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８に示す。

主合金として実施例１の合金Ｎｏ．Ａの粗粉砕粉末（主合金の粗粉末）を準備した。更に水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末として実施例１の水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．Ｇ－１を準備した。準備した主合金の粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、微粉砕の条件を調整することによりメジアン径ｄ_５０の異なる複数種類の微粉砕粉末（主合金粉末）を得た（表９の主合金粉末Ｎｏａ－１～ａ－４）。得られた主合金粉末のメジアン径ｄ_５０の結果を表９に示す。また、準備した水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末をジェットミルにより微粉砕し、微粉砕の条件を調整することによりメジアン径ｄ_５０の異なる複数種類の微粉砕粉末（Ｒ－Ｇａ合金粉末）を得た（表９のＲ－Ｇａ合金粉末Ｎｏ．ｇ－５～ｇ－１０）。得られたＲ－Ｇａ合金粉末のメジアン径ｄ_５０の結果を表９に示す。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１０に示す条件でそれぞれ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。得られた混合合金粉末のメジアン径ｄ_５０の結果を表１２に示す。

得られた混合合金粉末を用いて実施例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１１に示す。

熱処理後の焼結磁石（試料Ｎｏ．２－１～２－１１）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１２に示す。

表１２に示すように、試料Ｎｏ．２－１及び２－２は単一合金を用いて作製した比較例である。また、表８及び表１１に示すように試料Ｎｏ．２－１～２－１１は全てほぼ同じ組成である。試料Ｎｏ．２－５は試料Ｎｏ．２－１と混合合金粉末におけるメジアン径ｄ_５０がほぼ同じ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）した本発明例であり、試料Ｎｏ．２－８～２－１１は試料Ｎｏ．２－２と混合合金粉末におけるメジアン径ｄ_５０がほぼ同じ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．２－５（本発明例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）と試料Ｎｏ．２－１（比較例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）及び試料Ｎｏ．２－８～２－１１（いずれも本発明例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）と試料Ｎｏ．２－２（比較例）の特性（Ｂ_ｒ及びＨ_ｃＪ）をそれぞれ比較すると、いずれも本発明例の試料の方が高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。また、試料Ｎｏ．２－８～２－１１から明らかなように、式（２）のみ（試料Ｎｏ．２－１１）でなく、式（３）（試料Ｎｏ．２－１０）、式（４）（試料Ｎｏ．２－９）、式（５）（試料Ｎｏ．２－８）を満たしていくにつれてさらに高いＨ_ｃＪが得られている。

これに対し、本発明の式（２）を満たしていない試料Ｎｏ．２－３、２－４、２－６及び２－７の比較例は、本発明例と比較してＢ_ｒ及びＨ_ｃＪがいずれも低下している。

・実施例３
主合金として実施例１の合金Ｎｏ．Ａの粗粉砕粉末（主合金の粗粉末）を準備した。次に水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末として実施例１の水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．Ｇ－１を準備した。準備した主合金の粗粉砕粉末をジェットミルにより微粉砕し、微粉砕の条件を調整することによりメジアン径ｄ_５０が４．８μｍの微粉砕粉末（主合金粉末）を得た。また、Ｒ－Ｇａ合金粉末は、水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末と主合金の粗粉末の一部とを混合することにより準備した。具体的には、実施例１の合金Ｎｏ．Ａの粗粉砕粉末（主合金の粗粉末）と実施例１の水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金Ｎｏ．Ｇ－１とを８０：２０（質量比率）で混合した後ジェットミルにより微粉砕し、微粉砕の条件を調整することによりメジアン径ｄ_５０が２．３μｍの微粉砕粉末（主合金粉末及びＲ－Ｇａ合金粉末）を得た。なお、主相合金の粗粉末と水素吸蔵ＲＧａ合金粗粉末の粉砕性は同等であることを確認している。得られた主合金粉末（メジアン径ｄ_５０が４．８μｍの主合金粉末及びＲ－Ｇａ合金粉末とともに得られたメジアン径ｄ_５０が２．３μｍの主合金粉末）とＲ－Ｇａ合金粉末（メジアン径ｄ_５０が２．３μｍ）をＶ型混合機に投入して混合し、混合合金粉末（微粉砕粉末）を作成した。混合合金粉末の質量に対するＲ－Ｇａ合金粉末の質量の比は２．５質量％であった。また、Ｒ－Ｇａ合金粉末とともに作製した微細な主合金粉末のｄ_５０（２．３μｍ）と、別に作製した主合金粉末のｄ_５０（４．８μｍ）とにおけるそれぞれの混合合金粉末に対する質量比を考慮し、計算した所、主合金粉末のｄ_５０は４．５μｍであった。

得られた混合合金粉末を用いて実施例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１３に示す。また、熱処理後の焼結磁石に機械加工を施し、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１４に示す。

表１４に示すように、Ｒ－Ｇａ合金粉末を水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末と主合金の粗粉末の一部とを混合することにより準備した場合においても、高いＢ_ｒ及び高いＨ_ｃＪが得られている。

Claims (4)

1. Ｒ１：２８．５～３３．５質量％（Ｒ１は、希土類元素のうちの少なくとも１種であり、ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種を含む）、
   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％、および
   Ｔ：６３．０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、希土類元素のうちの少なくとも１種）、
   Ｇａ：５～２０質量％（Ｇａの４０質量％以下をＣｕで置換できる）、および
   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Ｒ－Ｇａ合金を準備する工程と、
   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合金粗粉末を得る水素吸蔵工程と、
   前記水素吸蔵Ｒ－Ｇａ合金粗粉末が水素を吸蔵している状態で粉砕しメジアン径ｄ５０が１．５～６．０μｍであるＲ－Ｇａ合金粉末を準備する工程と、
   メジアン径ｄ５０が３．５～７．０μｍである主合金粉末を準備する工程と、
   前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末とを混合して混合合金粉末を準備する工程であって、当該混合合金粉末に対する前記Ｒ－Ｇａ合金粉末の質量比が、１～５質量％である、混合合金粉末を準備する工程と、
   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Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（２）を満足するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
   
   （主合金粉末のｄ５０）×０．９＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ５０）・・（２）
2. 前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（３）を満足する請求項１に記載の製造方法。
   
   （主合金粉末のｄ５０）×０．８＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ５０）・・（３）
3. 前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（４）を満足する請求項１に記載の製造方法。
   
   （主合金粉末のｄ５０）×０．７＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ５０）・・（４）
4. 前記Ｒ－Ｇａ合金粉末と前記主合金粉末が下記式（５）を満足する請求項１に記載の製造方法。
   
   （主合金粉末のｄ５０）×０．５＞（Ｒ－Ｇａ合金粉末のｄ５０）・・（５）

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