JP7114970B2

JP7114970B2 - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石

Info

Publication number: JP7114970B2
Application number: JP2018056838A
Authority: JP
Inventors: 啓司武田; 翔太宮崎
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2018-03-23
Publication date: 2022-08-09
Anticipated expiration: 2038-03-23
Also published as: JP2018174316A

Description

本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に関する。特に可変磁力モータを構成する可変磁束磁石に好適な永久磁石に関する。

民生、産業、輸送機器の動力装置として、インバータ制御による省エネルギー化が可能で、高効率な永久磁石同期モータが用いられてきた。しかしながら、永久磁石の磁束が一定である永久磁石同期モータは、回転速度に比例して誘導電圧が高くなるため、幅広い回転速度での駆動が困難となる。そのため、中・高速域および軽負荷時において、誘導電圧が電源電圧以上とならないよう、電機子電流による減磁界により永久磁石の磁束を相殺させ鎖交磁束を減少させる、弱め界磁制御という手法が永久磁石同期モータに適用されるようになった。しかし、減磁界を印加し続けるためにモータ出力に寄与しない電機子電流を常時流し続けるため、結果としてモータの効率を低下させてしまうという問題がある。

このような問題を解決するために、たとえば、特許文献１には、外部から磁界を作用させることにより、磁化が可逆的に変化する低保磁力のＳｍ－Ｃｏ系永久磁石（可変磁束磁石）と、可変磁束磁石に磁界を作用させる固定磁束磁石とを組み合わせた可変磁力モータが記載されている。可変磁力モータでは、中・高速域および軽負荷時において、可変磁束磁石の磁化を小さくすることによって、従来のような弱め界磁によるモータの効率低下を抑制することができる。

しかしながら、特許文献１に記載されているＳｍ－Ｃｏ系永久磁石は、その主要な原料であるＣｏの価格が高く、高コストであるという問題があった。また、可変磁束磁石であるＳｍ－Ｃｏ系永久磁石の飽和磁化は最大でも１２．５ｋＧ程度であり、固定磁束磁石であるネオジム磁石の飽和磁化には及ばない。そのため、固定磁束磁石と可変磁束磁石との磁力の差が生じて、可変磁力モータの出力および効率が低下するという問題があった。

そこで、可変磁束磁石用の永久磁石として、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を適用することが考えられる。

特許文献２には、残留磁束密度Ｂｒが１１ｋＧ以上であり、保磁力ＨｃＪが５ｋＯｅ以下であり、残留磁束密度Ｂｒを０にするために要する外部磁界が１．１０ＨｃＪ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が記載されている。このＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素Ｂを含む結晶粒子を備え、結晶粒子内でのＣｕの含有率が、結晶粒子内の全元素に対して０．５～０．６原子％であることが記載されている。

特許文献３には、組成が（Ｃｅ_{１－ｘ－ｙ}Ｒ１_ｘＲ２_ｙ）_ａＦｅ_ｂＣｏ_ｃＢ_ｄＭ_ｅＸ_ｆＣ_ｇＡ_ｈである永久磁石が記載されている。Ｒ１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｌａから選ばれる少なくとも１種であり、Ｒ２は、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｒ１で選ばれなかった元素から選ばれる少なくとも１種である。また、Ｍは、Ｔｉ等の元素であり、Ｘは、Ｇａ等の元素であり、Ａは、ＦおよびＯから選ばれる少なくとも１種である。この永久磁石は、磁化状態を変化させることができ、低保磁力であることが記載されている。

特許文献４には、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系磁石が記載されている。このＲ－Ｆｅ－Ｂ系磁石においては、平均結晶粒径が０．０１μｍ以上２μｍ以下でありＮｄ_２Ｔ_１４Ｂ型結晶相の集合組織を有する粉末粒子が結合しており、この粉末粒子間に位置する領域に希土類リッチ相が存在し、その希土類リッチ相の個数密度が１．６×１０^４個／ｍｍ^２以上である。しかしながら、このＲ－Ｆｅ－Ｂ系磁石は高保磁力を得ることを目的としており、可変磁束磁石に適用できる磁気特性を有していない。

特開２０１０－３４５２２号公報国際公開第２０１２／０９０７６５号特開２０１０－７４０８４号公報特開２０１２－９９８５２号公報

特許文献２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、従来の可変磁力モータ用Ｓｍ－Ｃｏ系永久磁石よりも高い残留磁束密度を有しており、可変磁力モータの高出力化および高効率化が期待される。しかしながら、特許文献２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、飽和着磁状態における磁気特性しか記載されていない。

ここで飽和着磁状態とは、飽和磁場印加により試料が磁化された状態をいう。特許文献２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、飽和着磁状態の残留磁束密度を実現するためには、保磁力に対して少なくとも３倍以上高い着磁磁場Ｈｍａｇが必要となる。そのため、特許文献２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は低保磁力であるにも関わらず当該Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁化切替に要する着磁磁場Ｈｍａｇは大きくなる。着磁磁場Ｈｍａｇが大きくなると、モータのステータコイルで印加できる磁場の上限を超えてしまうという問題があった。

また、本発明者らは、可変磁力モータの高効率運転範囲を広くするためには、磁化切替に係るマイナーループにおいて、磁場の変化に対して磁化の変化が小さいことが必要であることを見出した。特に、ヒステリシス曲線の第２および第３象限から第１および第４象限まで、磁化の変化が小さいことが好ましい。この望ましい状態を、本明細書では、マイナー曲線平坦性が高いと表現する。

さらに、可変磁力モータでは、ある部分着磁状態から別の部分着磁状態への逐次増減磁を伴うような無段階可変が想定されているが、マイナー曲線平坦性が第２および第３象限において高くても、第１および第４象限において低い場合、逐次増磁を行う際に所望の着磁状態まで増磁するのが困難になる。無段階可変の制御性のためには、第２および第３象限から第１および第４象限までのマイナー曲線平坦性が高いことが求められる。

しかしながら、特許文献２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、飽和着磁状態ですら、磁場の変化に対する磁化の変化が大きい。したがって、飽和磁場よりも低い磁場で着磁した場合のマイナーループにおいては、磁場の変化に対する磁化の変化がさらに大きくなってしまうという問題があった。

また、特許文献３においては、着磁磁場が１０ｋＯｅである時に、第２および第３象限におけるマイナー曲線平坦性は比較的に良好であることが記載されているが、第１および第４象限におけるマイナー曲線平坦性は何ら評価されていない。第１および第４象限におけるマイナー曲線平坦性が低い場合、磁化を変化させるための折り返し磁場が特定できず、制御不能となってしまう。

本発明は、このような実状に鑑みてなされ、保磁力および着磁磁場が低く、着磁磁場が低い状態においても、高い残留磁束密度を有し、マイナー曲線平坦性が高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、
［１］Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型正方晶構造を有する化合物からなる主相と、主相間に存在する粒界相と、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
Ｒが、スカンジウムおよびイットリウムを含む希土類元素から選ばれる１種以上であり、Ｔが、鉄を含む１種以上の遷移金属元素、または、鉄およびコバルトを含む２種以上の遷移金属元素であり、
粒界相は、主相内のＲ濃度、Ｂ濃度およびＣ濃度よりも、Ｒ濃度、Ｂ濃度およびＣ濃度が高く、主相内のＴ濃度よりも、Ｔ濃度が低いＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物を含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。

［２］粒界相の面積に対するＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物が占める面積の比が、５％以上８８％以下であることを特徴とする［１］に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。

［３］Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物において、Ｒ原子に対するＢ原子の比率であるＢ／Ｒが、０．３≦Ｂ／Ｒ≦０．７である関係を満足し、
Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物において、Ｒ原子に対するＣ原子の比率であるＣ／Ｒが、０．６≦Ｃ／Ｒ≦１．４である関係を満足することを特徴とする［１］または［２］に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。

［４］Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＲを、Ｒ１、Ｒ２およびＳｍで表した場合に、
Ｒ１は、Ｎｄを含み、Ｙ、ＣｅおよびＳｍを含まない１種以上の希土類元素であり、Ｒ２は、ＹおよびＣｅから選ばれる１種以上の元素であり、
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲの総原子数を１とし、Ｒの総原子数に対するＲ２の原子数の比率をｘとし、Ｒの総原子数に対するＳｍの原子数の比率をｙとした場合に、
ｘおよびｙは、（ｘ、ｙ）平面において、点Ａ（０．０００，０．０５０）、点Ｂ（０．０００，０．１５０）、点Ｃ（０．７００，０．１００）、点Ｄ（０．７００，０．０００）、点Ｅ（０．３００，０．０００）をこの順に時計回りに結ぶ直線上および当該直線に囲まれる領域内にあることを特徴とする［１］から［３］のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。

本発明によれば、保磁力および着磁磁場が低く、着磁磁場が低い状態においても、高い残留磁束密度を有し、マイナー曲線平坦性が高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供することができる。

図１は、可変磁束磁石に求められる特性を説明するための模式的なヒステリシスループである。図２は、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面を示す模式図である。図３は、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれる希土類元素がＲ１とＲ２とＳｍとで構成され、それらの総原子数比を１とした場合において、Ｒ２の原子数比とＳｍの原子数比との関係を示すグラフである。図４は、本発明の実施例において、磁場を７．０ｋＯｅ、７．５ｋＯｅ、８．０ｋＯｅとした場合のマイナーループを示す図である。図５は、本発明の実施例において、着磁磁場が８．０ｋＯｅである場合のマイナーループにおいて、マイナー曲線平坦性を示す図である。

以下、本発明を、具体的な実施形態に基づき、以下の順序で詳細に説明する。
１．可変磁束磁石に求められる特性
２．Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石
２．１主相結晶粒子
２．２粒界相
２．２．１Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物
２．３Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成
３．Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法
３．１合金作製工程
３．１．１ＨＤＤＲ処理
３．２粉砕工程
３．３成形工程
３．４焼結工程
４．本実施形態における効果

（１．可変磁束磁石に求められる特性）
本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、可変磁束磁石に好適な磁石である。そこで、可変磁束磁石に求められる特性について説明する。

可変磁束磁石は、外部からの磁場により、磁化状態の切替えが可能な磁石であり、高磁化状態と低磁化状態とを可逆的に実現できる。このような可変磁束磁石が組み込まれた可変磁力モータでは、電機子等の磁場を回転数および負荷状態に応じて制御し、高いトルクが必要な場合（低回転時または高負荷時）には、大きな磁束を示すように、高いトルクが必要ない場合（高回転時または低負荷時）には、小さな磁束を示すように可変磁束磁石の磁化状態が制御される。このような可変磁束磁石により、トルク値にかかわらず、可変磁力モータの効率を高めることができる。

可変磁束磁石の磁化状態は所定のマイナーループに従って切り替えられる。マイナーループは、図１に示すヒステリシスループＨＬ上で負の折り返し磁場を印加後、再び磁場を増加させていく場合に示す磁化変化挙動である。本実施形態におけるマイナーループは、正方向磁場Ｈｍａｇを印加して着磁した後、負の折り返し磁場Ｈｒｅｖを印加し、再び磁場Ｈｍａｇまで磁場を掃引する場合の磁化変化挙動である。

可変磁束磁石に求められる特性としては、まず、省エネルギーおよび外部から印加する磁場の上限を考慮して、磁化切替えに要する着磁磁場Ｈｍａｇを小さくする必要がある。本実施形態では、着磁磁場Ｈｍａｇは、繰り返し測定に対する再現性が得られる必要最低限の磁場として定義する。着磁磁場Ｈｍａｇを低くするには、可変磁束磁石の保磁力が小さいことが求められる。

また、可変磁力モータが高効率で作動可能な範囲を広くするためには、可変磁束磁石の着磁時と減磁時との間の磁化変化量を大きくする必要があり、そのためには、着磁磁場Ｈｍａｇにおいて、マイナーループの残留磁束密度Ｂｒが高いことが求められる。

さらに、マイナーループ中で負の折り返し磁場Ｈｒｅｖから磁場Ｈｍａｇまで磁場を掃引する場合にできるだけＨｍａｇに近い磁場まで、すなわち、ヒステリシス曲線の第２および第３象限から第１および第４象限まで、磁化が変化しないことが望ましい。磁化が変化すると、磁化の可変範囲が狭くなる、磁化の制御が困難となる等の不具合が生じるからである。

上述したように、上記の磁化の変化状態はマイナー曲線平坦性という指標で表すことができる。本実施形態では、マイナー曲線平坦性は、磁化が０からのマイナーループの磁化が、飽和磁化Ｊｓに対して５０％反転する磁場Ｈ__{５０％Ｊｓ}と保磁力ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}との比率として定義する。すなわち、マイナー曲線平坦性＝１００×（Ｈ__{５０％Ｊｓ}／ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}）である。マイナー曲線平坦性が高いほど、負の折り返し磁場Ｈｒｅｖから磁場Ｈｍａｇまでの間の磁化の変化が小さいことになり、好ましい。

たとえば、図１において、Ｈｍａｇから、負の折り返し磁場Ｈｒｅｖ＝－ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}を印加し、再びＨｍａｇまで掃引すると、磁化はＭＬ１またはＭＬ２に沿って変化する。磁化がＭＬ１に沿って変化する場合、ＨｒｅｖからＨｍａｇに掃引しても、磁化の変化は小さく、Ｈ__{５０％Ｊｓ}はＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}に非常に近い。したがって、磁化がＭＬ１に沿って変化する場合、マイナー曲線平坦性は高い。

一方、磁化がＭＬ２に沿って変化する場合、ＨｒｅｖからＨｍａｇへ掃引すると、磁化はすぐに変化し、Ｈ__{５０％Ｊｓ}はＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}よりもかなり小さい。したがって、磁化がＭＬ２に沿って変化する場合、マイナー曲線平坦性は低い。

ところで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、ニュークリエーション（Ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）型磁化反転機構を有している。そのため、主相結晶粒子は通常多磁区構造を有しており、粒内に磁壁が存在し、高い着磁磁場Ｈｍａｇまで残り続けるため、外部から印加される磁場に応じて磁壁の移動が容易に生じて、磁化が大きく変化する。また、粒子ごとにニュークリエーション磁場が異なるため、この要因によっても、外部から印加される磁場に応じて、磁化が大きく変化する。

すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、機構上、低い着磁磁場Ｈｍａｇでの着磁性が悪い。また、マイナーループ中で負の折り返し磁場Ｈｒｅｖから磁場Ｈｍａｇまで磁場を掃引する場合には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、機構上、ピンニング型の磁石に比べて、磁化が変化しやすい。

したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石において、正方向磁場Ｈｍａｇでの着磁後の減磁過程、および負の折り返し磁場Ｈｒｅｖからの増磁過程で当該磁石の磁化の変化を抑制するためには、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁気特性を担うＲ_２Ｔ_１４Ｂ主相結晶粒子が、着磁磁場Ｈｍａｇが低い場合であっても、単磁区構造を有し、着磁後の単磁区構造が安定していることが好ましい。

そこで、本実施形態では、主相結晶粒子が単磁区構造を安定して有するように、主相結晶粒子の結晶粒子径を小さくする必要がある。

また、ニュークリエーション磁場が粒子ごとに異なる理由は、主相結晶粒子の粒度分布にばらつきがあるからである。したがって、マイナー曲線平坦性を良好にするには、主相結晶粒子の結晶粒子径を小さくするだけでは足りず、その粒度分布を狭くする必要がある。すなわち、主相結晶粒子が粗大粒となることを抑制する必要がある。主相結晶粒子が粗大粒となる場合には、単磁区構造の安定化およびニュークリエーション磁場の均一化の両方が阻害されるからである。

（２．Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石）
本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型正方晶構造を有する化合物からなる主相と、主相間に存在する粒界相と、を有する。以降、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型正方晶構造を有する化合物を、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物ともいう。また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、原料合金粉末を成形して得られる成形体を焼結させた焼結磁石である。したがって、図２に示すように、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１において、上記の主相は、複数の主相結晶粒子２として存在し、主相結晶粒子間に粒界相４が存在している。

本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、酸化防止のためにその表面に樹脂、金属等から構成される保護膜を有していてもよい。

（２．１主相結晶粒子）
本実施形態では、主相結晶粒子はＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる。主相結晶粒子は、強磁性を示し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁気特性を担っている。

（２．１．１主相結晶粒子の組成）
Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＲは、スカンジウム（Ｓｃ）およびイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる１種以上である。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である。ランタノイド元素は、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）およびルテチウム（Ｌｕ）である。

また、本実施形態では、保磁力を小さくするという観点から、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＲを、Ｒ１とＲ２とＳｍとの３つのグループに分けることができる。具体的には、Ｒ１は、Ｎｄを含み、Ｙ、ＣｅおよびＳｍを含まない１種以上の希土類元素であり、Ｒ２は、Ｙ、Ｃｅから選ばれる１種以上の元素である。ＹおよびＣｅは、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物である場合の異方性磁界が、Ｎｄ等のＲ１よりも小さい。また、Ｓｍ_２Ｔ_１４Ｂ化合物は面内異方性を有しているため、Ｒ１_２Ｔ_１４Ｂ化合物が示す強い異方性磁界を少量で劇的に低くすることができる。そこで、Ｎｄを、ＹおよびＣｅから選ばれる１種以上および／またはＳｍで置換することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の保磁力を小さくできる。さらに、Ｒ２とＳｍとがＲ１を置換する割合を制御することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の保磁力を小さくできることに加えて、可変磁束磁石に好適な磁気特性をより高めることができる。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＲが、上記のＲ１とＲ２とＳｍとから構成される場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲの総原子数を１とした場合において、Ｒの総原子数に対するＲ２の原子数の比率を「ｘ」とし、Ｒ全体の原子数に対するＳｍの原子数の比率を「ｙ」とすると、Ｒは、Ｒ１_{１－ｘ－ｙ}Ｒ２_ｘＳｍ_ｙと表すことができる。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲの大部分は、主相結晶粒子に含まれるので、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物は、Ｒ１とＲ２とＳｍとが所定の割合で含まれる（Ｒ１－Ｒ２－Ｓｍ）_２Ｔ_１４Ｂ化合物と表すことができる。

そこで、本実施形態では、ｘおよびｙは、図３に示す点Ａ（０．０００，０．０５０）、点Ｂ（０．０００，０．１５０）、点Ｃ（０．７００，０．１００）、点Ｄ（０．７００，０．０００）、点Ｅ（０．３００，０．０００）をこの順に時計回りに結ぶ直線上および当該直線に囲まれる領域（図３ではハッチング部分）内であることが好ましい。ｘおよびｙが図３に示す上記の範囲内であることにより、磁石の保磁力をさらに低くしつつ、着磁磁場も低くなり、かつその低い着磁磁場において高い残留磁束密度と良好なマイナー曲線平坦性とを得ることができる。

また、ｘおよびｙは、図３に示す点Ｆ（０．０００，０．０７５）、点Ｇ（０．０００，０．１２５）、点Ｈ（０．１００，０．１２５）、点Ｉ（０．２００，０．１００）、点Ｊ（０．２００，０．０５０）、点Ｋ（０．１００，０．０７５）をこの順に時計回りに結ぶ直線上および当該直線に囲まれる領域（図３ではクロスハッチング部分）内であることがより好ましい。ｘおよびｙが図３に示す上記の範囲内であることにより、上記の効果をより高めることができる。

また、ｘおよびｙは、ｘ＝０、かつ０．０７５≦ｙ≦０．１２５であることがさらに好ましい。すなわち、Ｒ１をＳｍで上記の範囲内で置換することがさらに好ましい。ｘおよびｙが上記の関係を満足することにより、上記の効果をさらに高めることができる。

本実施形態では、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＴは、鉄（Ｆｅ）を含む１種以上の遷移金属元素、または、鉄（Ｆｅ）およびコバルト（Ｃｏ）を含む２種以上の遷移金属元素である。Ｃｏは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に必要とされる特性に応じてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物に含まれる元素であり、当該特性に応じてその含有量を設定すればよい。本実施形態では、Ｃｏ量は、Ｔ量に対して、０ａｔ％以上１０ａｔ％以下であることが好ましい。

Ｃｏ量を上記の範囲内とすることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるキュリー温度を高めることができ、温度上昇に対する保磁力の低下を抑制することが可能となる。さらに、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の耐食性を向上させることができる。

本実施形態では、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物において、ホウ素（Ｂ）の一部が炭素（Ｃ）により置換されていてもよい。Ｃは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に必要とされる特性に応じてＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物に含まれる元素であり、当該特性に応じてその含有量を設定すればよい。本実施形態では、Ｃ量は、（Ｂ＋Ｃ）量に対して、０ａｔ％以上４０ａｔ％以下であることが好ましい。

（２．１．２主相結晶粒子の結晶粒子径）
上述したように、主相結晶粒子の結晶粒子径は、可変磁束磁石に求められる特性、特に、マイナー曲線平坦性に大きな影響を与える。そこで、本実施形態では、主相結晶粒子の結晶粒子径分布におけるＤ５０は１．４０μｍ以下であることが好ましい。以降、Ｄ５０を主相結晶粒子の平均結晶粒子径とする。Ｄ５０は０．３０μｍ以上１．４０μｍ以下であることがより好ましい。Ｄ５０は、０．５０μｍ以上であることがさらに好ましく、また、Ｄ５０は、１．００μｍ以下であることがさらに好ましい。Ｄ５０は、主相結晶粒子の結晶粒子径の大きさの指標であり、Ｄ５０が上記の範囲内である場合には、主相結晶粒子の結晶粒子径が小さいと判断できる。

また、主相結晶粒子の結晶粒子径分布におけるＤ９０を３．００μｍ以下であることが好ましい。Ｄ９０は２．００μｍ以下であることがより好ましく、１．４０μｍ以下であることがさらに好ましい。Ｄ９０は、主相結晶粒子の結晶粒子径の粒度分布の指標であり、Ｄ９０が上記の範囲内である場合には、主相結晶粒子の結晶粒子径の粒度分布が狭いと判断することができる。

また、Ｄ９０がＤ５０に近いほど異常粒成長した粗大粒子が多く存在しないことを意味し、Ｄ９０がＤ５０から離れて大きくなるほど粗大粒子が多いことを示す。

なお、Ｄ５０およびＤ９０は、後述するＨＤＤＲ処理、後述するＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相、焼結条件等により制御される。

Ｄ５０が大きすぎる場合、主相結晶粒子の結晶粒子径が大きくなるので、主相結晶粒子の単磁区構造が不安定となり、マイナー曲線平坦性が低下する傾向にある。

Ｄ５０が小さく粒成長が不十分である場合、焼結が不十分であることを意味しており、焼結体に空隙が発生する傾向にある。空隙が発生すると、Ｂｒが低下する傾向にあり、好ましくない。また、Ｄ５０が小さくなることで、ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}も増加する傾向があるため、好ましくない。したがって、本実施形態では、Ｄ５０の下限値は０．３０μｍであることが好ましい。

Ｄ９０は、特に、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の影響を受けやすい傾向にある。Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が存在しない場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度で焼結すると、主相結晶粒子が粗大粒になりやすく、Ｄ９０が上記の範囲を超えてしまう傾向にあるからである。その結果、主相結晶粒子の単磁区構造が不安定となり、さらに主相結晶粒子のニュークリエーション磁場にもバラツキが生じるので、マイナー曲線平坦性が低下する傾向にある。

Ｄ９０の下限値は小さいほど好ましいが、Ｄ５０よりも小さくなることはない。したがって、Ｄ９０の下限値はＤ５０の下限値に一致する。

なお、本実施形態において、Ｄ５０は、主相結晶粒子の面積の累積分布が５０％となる面積を有する円の直径（円相当径）であり、Ｄ９０は、主相結晶粒子の面積の累積分布が９０％となる面積の円相当径である。

主相結晶粒子の面積は、たとえば、焼結後の磁石の切断面を観察した際に現れる主相結晶粒子の面積を測定すればよい。具体的には、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、焼結後の磁石の研磨断面を観察し、反射電子組成像（ＣＯＭＰＯ）を得る。断面は、配向軸に平行であっても、配向軸に直交していても、あるいは配向軸と任意の角度であってよい。また、倍率は、当該断面において、２０ｎｍ以上の２粒子粒界相を認識できる倍率、たとえば１００００倍以上とすればよい。

得られた反射電子像の画像を２値化し、主相結晶粒子である領域と粒界相である領域とを同定し、主相結晶粒子の面積を算出することができる。

なお、２値化は反射電子像の信号強度を基準に行うことができる。反射電子像の信号強度は原子番号が大きい元素の含有量が多いほど強くなることが知られている。粒界相領域には、原子番号の大きい希土類元素が主相結晶粒子領域よりも多く存在しているので、所定レベルで２値化して主相結晶粒子領域と粒界相領域とを特定することができる。また、測定の際に２値化することにより、２つの主相結晶粒子間に形成される二粒子界面である領域が特定されなくても、その特定されない二粒子界面の領域の面積は、粒界相領域全体の面積の誤差範囲である。したがって、主相結晶粒子領域の面積にも影響を与えるものではない。

面積を測定する主相結晶粒子の数は、本実施形態では、１５０～３００個程度であることが好ましい。

（２．２粒界相）
図２に示すように、粒界相４は、主相結晶粒子２間に存在している。粒界相４は、主として、２つの主相結晶粒子間に形成される二粒子粒界４ａと、３つ以上の主相結晶粒子間に形成される三重点４ｂと、から構成される。

（２．２．１Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物）
本実施形態では、粒界相は、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物から構成される相を有している。以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物から構成される相を、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相ともいう。Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物は、少なくとも、Ｒ、Ｔ、ＢおよびＣを含有する化合物である。なお、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＲが、Ｒ１、Ｒ２およびＳｍから構成される場合には、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物には、Ｒ１、Ｒ２およびＳｍから選ばれる１つ以上が含有されていればよい。

本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物におけるＲ濃度は、主相結晶粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＲ濃度よりも高い。同様に、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物におけるＢ濃度は、主相結晶粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＢ濃度よりも高く、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物におけるＣ濃度は、主相結晶粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＣ濃度よりも高い。一方、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物におけるＴ濃度は、主相結晶粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物におけるＴ濃度よりも低い。

焼結時に、粒界相中にＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されることにより、ＨＤＤＲ処理で微細化された主相結晶粒子を均等に粒成長させて、緻密な焼結体を得ることができるとともに、主相結晶粒子の平均粒子径Ｄ５０およびＤ９０を小さくして、上述した範囲内とすることができる。特に、Ｄ９０を小さくすることができる。換言すれば、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が粒界相中に形成されることにより、主相結晶粒子の粒成長を制御することができ、主相結晶粒子のＤ５０およびＤ９０を上記の範囲内とすることができる。なお、本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相は三重点４ｂに存在していることが好ましい。

本実施形態では、粒界相の面積に対するＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比が、５％以上８８％以下であることが好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比を上記の範囲内とすることにより、主相結晶粒子のＤ９０を制御して小さくすることができる。その結果、磁石のマイナー曲線平坦性を向上させることができる。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比は、１２％以上であることがより好ましい。一方、面積比は、８６％以下であることがより好ましい。

面積比が大きすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度が高くなってしまう傾向にある。焼結温度が高くなりすぎると、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されても異常粒成長を抑制することができなくなってしまう。一方、異常粒成長しない温度で焼結すると、焼結体に空隙が発生する傾向にある。

面積比が小さすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度において、主相結晶粒子の一部が粗大粒となってしまい、Ｄ９０が上記の範囲を超えてしまう傾向にある。その結果、マイナー曲線平坦性が低下する傾向にある。

本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相において、Ｒ原子に対するＢ原子の比であるＢ／Ｒが０．３０以上０．７０以下であることが好ましい。Ｂ／Ｒを上記の範囲内とすることにより、主相結晶粒子のＤ９０を制御して、小さくすることができる。

Ｂ／Ｒが大きすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度において、主相結晶粒子の一部が粗大粒となってしまい、Ｄ９０が上記の範囲を超えてしまう傾向にある。その結果、マイナー曲線平坦性が低下する傾向にある。

Ｂ／Ｒが小さすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度が高くなってしまう傾向にある。焼結温度が高くなりすぎると、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されても異常粒成長を抑制することができなくなってしまう。一方、異常粒成長しない温度で焼結すると、焼結体に空隙が発生する傾向にある。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相において、Ｒ原子に対するＣ原子の比であるＣ／Ｒが０．６０以上１．４０以下であることが好ましい。Ｃ／Ｒを上記の範囲内とすることにより、主相結晶粒子のＤ９０を制御して、小さくすることができる。

Ｃ／Ｒが大きすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度が高くなってしまう傾向にある。焼結温度が高くなりすぎると、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されても異常粒成長を抑制することができなくなってしまう。一方、異常粒成長しない温度で焼結すると、焼結体に空隙が発生する傾向にある。

Ｃ／Ｒが小さすぎる場合、緻密な焼結体が得られる焼結温度において、主相結晶粒子の一部が粗大粒となってしまい、Ｄ９０が上記の範囲を超えてしまう傾向にある。その結果、マイナー曲線平坦性が低下する傾向にある。

なお、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相には、Ｏ（酸素）が含まれていてもよいが、その濃度は低いことが好ましい。具体的には、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相において、Ｒ原子に対するＯ原子の比であるＯ／Ｒが０．２０未満であることが好ましい。

上記のＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の同定は、本実施形態では、以下のようにして行うことができる。上述した主相結晶粒子の面積を測定する場合と同様に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面の反射電子像から主相結晶粒子と粒界相とを同定する。次に、当該断面を、たとえば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）を用いて、当該断面に存在する元素の分布を測定し、元素マッピングデータを得る。

得られる元素マッピングデータから、主相結晶粒子領域におけるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｃの各元素の特性Ｘ線強度の平均値と標準偏差を算出する。続いて、当該断面の元素マッピングデータにおいて、主相結晶粒子領域における特性Ｘ線強度の値（平均値＋３×標準偏差）よりも特性Ｘ線強度の値が大きい領域と小さい領域とを、それぞれの元素について特定する。それぞれの元素について、特性Ｘ線強度の値が大きい領域を主相結晶粒子内よりも高濃度の領域とし、特性Ｘ線強度の値が小さい領域を、主相結晶粒子内よりも低濃度の領域と定義する。

反射電子像から同定された粒界相と、Ｒ、Ｂ、Ｃの各元素の濃度が主相結晶粒子内よりも大きい領域と、Ｔの濃度が主相結晶粒子内よりも小さい領域と、がすべて重なり合う領域を、粒界相におけるＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相として同定することができる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比は、粒界相の面積と、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積とから算出することができる。

また、Ｂ／ＲおよびＣ／Ｒについては、上記において同定されたＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相におけるＢ濃度、Ｃ濃度およびＲ濃度から、それぞれ算出すればよい。

（２．３Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成）
Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成は、上述したＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物が主相となるように制御されていれば、特に制限されない。たとえば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの含有量は、１４ａｔ％以上２０ａｔ％以下であり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＴの含有量は、７０ａｔ％以上８２ａｔ％以下であり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＢの含有量は、４ａｔ％以上７ａｔ％以下である。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、主相結晶粒子の粉末冶金工程中での反応を促進するＡｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｇａの１種以上を含有してもよい。これらの元素の含有量は０．５～４ａｔ％とすることが好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石にこれらの元素を添加することで、主相結晶粒子の表面層を反応させ、歪み、欠陥等を除去できる。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、チタン（Ｔｉ）、ビスマス（Ｂｉ）、スズ（Ｓｎ）、タンタル（Ｔａ）、シリコン（Ｓｉ）、バナジウム（Ｖ）、銀（Ａｇ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）等を含んでいてもよい。また、原料に由来する不純物、製造時に混入する不純物等の不可避的不純物を含んでもよい。本実施形態では、上記のＴｉ等の元素および不可避的不純物の含有量の合計は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に対して、１ａｔ％以下であることが好ましい。

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、炭素（Ｃ）を含んでいる。本実施形態では、Ｃの含有量は、粒界相においてＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成される程度に含まれていればよいが、たとえば、焼結体のＣの含有量は２０００ｐｐｍ以上であることが好ましく、３０００ｐｐｍ以上であることがより好ましく、４０００ｐｐｍ以上であることがさらに好ましく、５０００ｐｐｍ以上であることが特に好ましい。

一方、Ｃの含有量の上限値は、可変磁束磁石に求められる特性が得られる限りにおいて、特に制限されず、本実施形態では、１００００ｐｐｍ以下であることが好ましい。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、酸素（Ｏ）を含有していてもよい。Ｏ（酸素）の含有量は１０００～８０００ｐｐｍであることが好ましい。Ｏの含有量が少なすぎると、磁石の耐食性が不十分となり、Ｏの含有量が多すぎると、磁石中に液相が十分に形成されなくなり、保磁力が低下する。耐食性及び保磁力をより良好に得るために、１５００～３０００ｐｐｍであることが好ましい。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、窒素（Ｎ）を含有していてもよい。Ｎの含有量が８０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。Ｎの含有量が多すぎると、保磁力が不十分となる傾向にある。

焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成は、たとえば、ＩＣＰ発光分光分析法（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy）にて測定することが可能である。

また、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石中の酸素量、炭素量、窒素量の測定方法は、従来、一般的に知られている方法を用いることができる。酸素量は、たとえば、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法により測定され、炭素量は、たとえば、酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により測定され、窒素量は、たとえば、不活性ガス融解－熱伝導度法により測定される。

（３．Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法）
次に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法の一例について以下に説明する。

（３．１合金作製工程）
まず、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造するための原料金属を準備する。原料金属は、真空または不活性ガス雰囲気中で溶解され、所定の組成を有する原料合金が作製される。

原料金属としては、たとえば、希土類金属または希土類合金、純鉄、フェロボロン、および、これらの合金等が例示される。原料合金の組成は、所望のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成に応じて調整すればよい。また、溶解時に、添加元素として、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｇａ等の原料金属を添加してもよい。

原料金属を溶解して原料合金を得る方法は、公知の溶解法であれば、特に制限されず、たとえば、ストリップキャスト法、高周波誘導溶解等が例示される。溶解時の雰囲気としては、真空または不活性ガスとすることが好ましく、アルゴン（Ａｒ）雰囲気がより好ましい。

ストリップキャスト法では、原料金属をＡｒ雰囲気などの非酸化雰囲気中で溶解して得た原料合金の溶湯を回転するロールの表面に出湯させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板または薄片（鱗片）状に急冷凝固される。この急冷凝固された合金は、結晶粒径が１μｍ～５０μｍの均質な組織を有している。また、還元拡散法によって得られた合金を原料合金として用いることもできる。

本実施形態では、原料合金を用いて磁石を製造する方法としては、１種類の原料合金を用いるいわゆるシングル合金法を採用するが、主相結晶粒子であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物を主体とする主相形成用原料合金（低Ｒ合金）と、低Ｒ合金よりＲを多く含み、粒界相の形成に有効に寄与する粒界相形成用原料合金（高Ｒ合金）とを用いるいわゆる混合法を採用してもよい。

（３．１．１ＨＤＤＲ処理）
本実施形態では、原料合金に対して、ＨＤＤＲ（Hydrogenation-Disproportionation-Desorption-Recombination）処理を行う。ＨＤＤＲ処理とは、原料合金の水素化（Hydrogenation）、不均化（Disproportionation）、脱水素化（Desorption）、および再結合（Recombination）を順次実行することにより、微細化された結晶粒を含む粉末を化学的に得
るプロセスである。ＨＤＤＲ処理により得られる粉末を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造することにより、焼結後の主相結晶粒子の結晶粒子径を小さく、かつその粒度分布を狭くすることができる。

ＨＤＤＲ処理では、原料合金を、Ｈ_２ガス雰囲気またはＨ_２ガスと不活性ガスとの混合雰囲気中で７００℃～９００℃に保持し、それによって原料合金を水素化させた後、雰囲気におけるＨ_２ガスの分圧が１３Ｐａ以下になるまで、７００℃～９００℃で原料合金を脱水素処理し、次いで冷却する。これにより、微細な組織のＨＤＤＲ合金が得られる。

（３．２粉砕工程）
作製された原料合金は粉砕工程に供される。混合法による場合には、低Ｒ合金および高Ｒ合金は別々に、または、一緒に粉砕される。粉砕工程は、粗粉砕工程と微粉砕工程とに分けられる。まず、ＨＤＤＲ合金を粒径が数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。

粗粉砕は、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出させることにより粉砕を行なう水素粉砕が効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。水素吸蔵時の温度は室温である。水素吸蔵後の脱水素のための加熱保持の温度は、２００～４００℃以上とし、望ましくは３００℃とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の組成、重量等によって変わり、１ｋｇ当たり少なくとも３０分以上、望ましくは１時間以上とする。水素放出処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。

本実施形態では、粗粉砕工程は、水素粉砕とすることが好ましいが、ＨＤＤＲ合金に対し、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用いてさらに機械的な粗粉砕を行ってもよい。

粗粉砕工程後、微粉砕工程を行う。微粉砕には主にジェットミルが用いられ、粒径が数百μｍ程度である粗粉砕後の粉末を、平均粒径１．２μｍ～４μｍ、好ましくは１．５μｍ～３μｍとなるまで粉砕する。ジェットミルは、高圧の不活性ガスを狭いノズルから開放することにより高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、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方法である。粉砕された粉末は粉砕機内蔵の分級ロータおよび粉砕機下流のサイクロンによって分級される。

微粉砕には湿式粉砕を用いてもよい。湿式粉砕にはボールミルや湿式アトライタ等が用いられ、粒径が数百μｍ程度である粗粉砕粉末を、平均粒径１．５μｍ～４μｍ、好ましくは２μｍ～３μｍとなるまで粉砕する。湿式粉砕では適切な分散媒を選択することにより、合金粉が酸素に触れることなく粉砕が進行するため、酸素濃度が低い微粉末が得られる。

本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相のＣ源として、および、後述する成形工程時の潤滑、磁石の配向性の向上等を目的として、微粉砕時、および／または、微粉砕後の粉体に、脂肪酸または脂肪酸の誘導体や炭化水素等を０．１ｗｔ％～２．０ｗｔ％程度添加することができる。

脂肪酸または脂肪酸の誘導体としては、たとえば、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸アルミニウム、ステアリン酸アミド、オレイン酸アミド、エチレンビスイソステアリン酸アミド、ラウリド酸アミド等が例示され、炭化水素としては、パラフィン、ナフタレン等が例示される。

（３．３成形工程）
続いて、微粉砕後の粉体を成形する。本実施形態では、成形は磁場を印加しながら行う。磁場中成形における成形圧力は０．３ｔｏｎ／ｃｍ^２～３ｔｏｎ／ｃｍ^２（３０ＭＰａ～３００ＭＰａ）の範囲とすればよい。成形圧力は成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して成形圧力を設定すればよい。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、４０％～６０％である。

印加する磁場は、９６０ｋＡ／ｍ～１６００ｋＡ／ｍ程度とすればよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状の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。

（３．４焼結工程）
成形体は焼結工程に供される。焼結は真空または不活性ガス雰囲気中にて行う。保持温度および保持時間は、磁石の組成、合金粉の粉砕方法、主相結晶粒子の平均結晶粒子径および粒度分布等を考慮して、調整すればよい。本実施形態では、保持温度が８００℃～１０００℃、保持時間が１分～２０時間であることが好ましい。保持時間は、４時間～２０時間であることがより好ましい。

本実施形態では、焼結時に、粒界相において、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されることにより、ＨＤＤＲ処理により微細化されたＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒子が、異常粒成長は抑制され、狭い粒度分布を維持した状態である程度粒成長する。その結果、主相結晶粒子の結晶粒子径を、上記のＤ５０およびＤ９０の範囲内とすることができる。

焼結後、得られた焼結体に時効処理を施してもよい。時効処理条件は、焼結体の微細構造を考慮して、適宜設定すればよい。たとえば、処理温度は４００℃～９００℃の温度範囲に設定することができる。

（４．本実施形態における効果）
本実施形態では、可変磁束磁石として好適なＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得るために、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相結晶粒子間に存在する粒界相に、主相結晶粒子のＲ濃度、Ｂ濃度、Ｃ濃度よりも高く、主相結晶粒子のＴ濃度よりも低いＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相を存在させている。このＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相は、焼結時に、粒界相に形成されることにより、主相結晶粒子の粒成長を制御することができ、主相結晶粒子を緻密な焼結体が得られる程度に粒成長させつつ、主相結晶粒子の異常粒成長を抑制することができる。

その結果、主相結晶粒子のＤ５０およびＤ９０を上述した範囲内とすることができ、主相結晶粒子の単磁区構造が安定化され、かつ主相結晶粒子のニュークリエーション磁場のバラツキが抑制される。したがって、ニュークリエーション型の磁石では、機構的に解決が困難であった低磁場での着磁性およびマイナーループの急勾配の問題を解決し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石でありながら、可変磁束磁石に必要な特性、特に、マイナー曲線平坦性を良好とすることができる。

また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれる希土類元素として、Ｎｄ_２Ｔ_１４Ｂ化合物に代表されるＲ１_２Ｔ_１４Ｂ化合物の高い異方性磁界低くすることができる希土類元素でＲ１を置換することにより、可変磁束磁石に必要な特性を維持しつつ、低保磁力を実現することができる。特に、Ｒ１に対するＹおよび／Ｃｅの置換割合と、Ｒ１に対するＳｍの置換割合とを制御することにより、保磁力を低下させつつ、着磁磁場も低くし、その低い着磁磁場における残留磁束密度およびマイナー曲線平坦性を良好にすることができる。

以上、本発明の実施形態について説明してきたが、本発明は上記の実施形態に何ら限定されるものではなく、本発明の範囲内において種々の態様で改変しても良い。

以下、実施例において、本発明をさらに詳細に説明する。ただし、本発明は以下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に示す組成のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られるように原料を配合し、それらの原料を溶解したのち、ストリップキャスティング法により鋳造して、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ＨＤＤＲ処理を行った。ＨＤＤＲ処理では、Ｈ_２ガス雰囲気で８００℃に保持することにより、水素化させた後、雰囲気におけるＨ_２ガスの分圧が１Ｐａ以下になるまで、８００℃で脱水素処理し、次いで冷却することにより、ＨＤＤＲ合金を得た。

次にＨＤＤＲ合金に対して室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気で３００℃での１時間の熱処理の後、一旦室温まで冷却し、真空雰囲気で再び３００℃での１時間の熱処理を行う水素粉砕を行った。その後、得られた粉砕物をＡｒ雰囲気下で室温まで冷却した。

次に、粗粉砕粉末に、粒界相における炭素源および粉砕助剤として、ラウリド酸アミドを０．１～２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、微粉砕粉末の平均粒径が１．５μｍとなるように、ジェットミルの分級ロータの回転速度を調節した。

得られた微粉砕粉末を、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、真空中、表２に示す温度で４時間保持して焼結した後、急冷して、焼結体（Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石）を得た。そして、得られた焼結体をＡｒ雰囲気下、５９０℃で１時間の時効処理を施し、実験例１～１０の各Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の試料を得た。

なお、本実施例では、上記のこのＨＤＤＲ処理から焼結までの各工程を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度の不活性ガス雰囲気下で行った。

得られた実験例１～１０の試料について、組成分析を行った結果を表１に示す。なお、表１に示した各元素の含有量はＩＣＰ発光分光分析法により測定した。また、組成分析結果より、ｘおよびｙを算出し、ｘとｙとの関係を図３にプロットした。

得られた試料について、主相結晶粒子のＤ５０およびＤ９０を以下のようにして測定した。

まず、試料の切断面において、１０μｍ角の領域をＳＥＭにより観察し、反射電子像を得た。得られた反射電子像を画像解析ソフトに取り込んで、２００個の主相結晶粒子について、それらの輪郭を抽出し、主相結晶粒子の面積を求めた。得られた主相結晶粒子の面積の累積分布が５０％、９０％となる面積円相当径をそれぞれＤ５０、Ｄ９０とした。結果を表２に示す。

得られた各試料の断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、イオンミリング後の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、４０μｍ角の領域について、反射電子像を得た後、当該領域の元素マッピング（２５６点×２５６点）を行なった。

得られた反射電子像および元素マッピングデータより、以下のような手順で、粒界相に占めるＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比率を算出した。

得られた反射電子像の画像を２値化し、主相結晶粒子領域と粒界相領域とを同定し、主相結晶粒子の面積と粒界相の面積とを算出した。なお、２値化は反射電子像の信号強度を基準に行った。

得られる元素マッピングデータから、主相結晶粒子領域におけるＲ、Ｔ、Ｂ、Ｃの各元素の特性Ｘ線強度の平均値と標準偏差を算出した。続いて、当該断面の元素マッピングデータにおいて、主相結晶粒子領域における特性Ｘ線強度の値（平均値＋３×標準偏差）よりも特性Ｘ線強度の値が大きい領域と小さい領域とを、それぞれの元素について特定した。それぞれの元素について、特性Ｘ線強度の値が大きい領域を主相結晶粒子内よりも高濃度の領域とし、特性Ｘ線強度の値が小さい領域を、主相結晶粒子内よりも低濃度の領域とした。

反射電子像から同定された粒界相と、Ｒ、Ｂ、Ｃの各元素の濃度が主相結晶粒子内よりも大きい領域と、Ｔの濃度が主相結晶粒子内よりも小さい領域と、がすべて重なり合う領域を、粒界相におけるＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相とし、その面積を算出した。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積比は、粒界相の面積と、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相の面積とから算出した。結果を表２に示す。

また、Ｂ／ＲおよびＣ／Ｒについては、上記において同定されたＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相において、定量分析を行い、各元素の濃度から、Ｒ原子に対するＢ原子の比率（Ｂ／Ｒ）とＲ原子に対するＣ原子の比率（Ｃ／Ｒ）を算出した。Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相内の３箇所においてＢ／ＲおよびＣ／Ｒを算出し、測定値の平均値をその試料の（Ｂ／Ｒ）および（Ｃ／Ｒ）の値とした。結果を表２に示す。

（空隙の面積比率の算出）
まず、上記と同様にして、反射電子像の画像を所定レベルで２値化し、空隙部分を同定して、空隙部分の面積を算出した。算出した空隙部分の面積を、主相結晶粒子の面積と粒界相の面積と空隙部分の面積との合計で割ることにより、全面積に占める空隙の面積比率を算出した。結果を表２に示す。

続いて、得られた試料の着磁磁場Ｈｍａｇと、着磁磁場Ｈｍａｇにおける保磁力ＨｃＪおよび残留磁束密度Ｂｒを、ＢＨトレーサーを用いて、以下のようにして測定した。

まず、最大磁場３０ｋＯｅで測定したＪ－Ｈヒステリシス曲線（メジャーループ）の保磁力ＨｃＪ_{＿３０ｋＯｅ}と等しい磁場の値から、一定間隔で最大磁場を増加させながらマイナーループを測定し、マイナーループが閉じて、かつ対称な形状となる磁場を求め、これを着磁磁場Ｈｍａｇとした。実験例５についてのマイナーループの測定結果を図４に示す。図４においては、磁場が、７．０ｋＯｅ、７．５ｋＯｅ、８．０ｋＯｅのいずれの場合にも、閉じたマイナーループが得られているが、対称な形状であるマイナーループは８．０ｋＯｅのみであった。したがって、実験例５の着磁磁場Ｈｍａｇは、８．０ｋＯｅであった。本実施例では、Ｈｍａｇは９．０ｋＯｅ以下である試料を良好であると判断した。結果を表２に示す。

続いて、着磁磁場Ｈｍａｇ印加時における保磁力を、ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}とし、着磁磁場Ｈｍａｇ印加時における残留磁束密度を、Ｂｒ_{＿Ｈｍａｇ}とした。本実施例では、ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}は７．５ｋＯｅ以下である試料を良好であると判断した。また、Ｂｒ_{＿Ｈｍａｇ}は８．５ｋＧ以上である試料を良好であると判断した。結果を表２に示す。

続いて、マイナー曲線平坦性を以下のようにして測定した。図５に、実験例５について、負の折り返し磁場Ｈｒｅｖを変化させながら測定したマイナーループ群を示す。複数の負の折り返し磁場Ｈｒｅｖからの磁化曲線のうち、マイナーループの第２、第３象限の保磁力に相当する動作点（－ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}，０）からの磁化曲線（図５の太線）について、着磁磁場Ｈｍａｇ印加時の磁気分極Ｊｓの５０％となる磁場をＨ_{＿５０％Ｊｓ}としたときのマイナーループの保磁力ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}との比である（１００×Ｈ_{＿５０％Ｊｓ}／ＨｃＪ_{＿Ｈｍａｇ}）をマイナー曲線平坦性とした。本実施例では、マイナー曲線平坦性は５０％以上である試料を良好であると判断した。結果を表２に示す。

表２より、Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ相が形成されることにより、主相結晶粒子のＤ５０およびＤ９０が上述した範囲内になることが確認できた。その結果、可変磁束磁石に求められる特性を満足することが確認できた。

（実験例１１～２０）
実験例５および６において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲとしてのＮｄの一部を、Ｒ２としてのＹまたはＣｅで表２に示す割合で置換した以外は、実験例５または６と同じ方法により、試料を作製し、実験例５または６と同じ方法により、試料を評価した。実験例１１～２０の試料の組成分析を行った結果を表１に示す。また、組成分析結果より、ｘおよびｙを算出し、ｘとｙとの関係を図３にプロットした。また、実験例１１～２０の試料の評価結果を表３に示す。

表３より、Ｎｄの一部を、ＹまたはＣｅで置換することにより、可変磁束磁石に求められる特性を満足しつつ、保磁力を低下させることができることが確認できた。

（実験例２１～５５）
表４に示す組成のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られるように原料を配合し、焼結温度を表５に示す温度とした以外は、実施例１～１０と同様にして、試料を作製し、実施例１～１０と同様にして、試料を評価した。実験例２１～５５の試料の組成分析を行った結果を表４に示す。また、組成分析結果より、ｘおよびｙを算出し、ｘとｙとの関係を図３にプロットした。また、実験例２１～５５の試料の評価結果を表５に示す。

表５より、Ｒ１としてのＮｄの一部を、Ｒ２および／またはＳｍで置換することにより、着磁磁場および保磁力を低減しつつ、低い着磁磁場における残留磁束密度およびマイナー曲線平坦性を高められることが確認できた。特に、Ｒ２の置換割合（ｘ）とＳｍの置換割合（ｙ）とを図３に示す範囲内とすることにより、さらに良好な特性が得られることが確認できた。

（実験例５６、５７）
表４に示す組成のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られるように原料を配合し、焼結温度を表５に示す温度とした以外は、実施例１～１０と同様にして、試料を作製し、実施例１～１０と同様にして、試料を評価した。実験例５６、５７の試料の組成分析を行った結果を表４に示す。また、組成分析結果より、ｘおよびｙを算出し、ｘとｙとの関係を図３にプロットした。また、実験例５６、５７の試料の評価結果を表５に示す。

表５より、Ｆｅの一部をＣｏで置換しても、Ｆｅの一部をＣｏで置換しない試料と同様の効果が得られることが確認できた。

本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、可変磁束磁石に求められる特性を満足するので、可変磁束磁石に好適である。

１… Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石
２… 主相結晶粒子
４… 粒界相
４ａ… 二粒子粒界
４ｂ… 三重点

Claims

Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型正方晶構造を有する化合物からなる主相と、前記主相間に存在する粒界相と、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
Ｒが、スカンジウムおよびイットリウムを含む希土類元素から選ばれる１種以上であり、Ｔが、鉄を含む１種以上の遷移金属元素、または、鉄およびコバルトを含む２種以上の遷移金属元素であり、
前記粒界相は、前記主相内のＲ濃度、Ｂ濃度およびＣ濃度よりも、Ｒ濃度、Ｂ濃度およびＣ濃度が高く、前記主相内のＴ濃度よりも、Ｔ濃度が低いＲ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物を含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
前記粒界相の面積に対する前記Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物が占める面積の比が、５％以上８８％以下であることを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
前記Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物において、Ｒ原子に対するＢ原子の比率であるＢ／Ｒが、０．３≦Ｂ／Ｒ≦０．７である関係を満足し、
前記Ｒ－Ｔ－Ｂ－Ｃ系化合物において、Ｒ原子に対するＣ原子の比率であるＣ／Ｒが、０．６≦Ｃ／Ｒ≦１．４である関係を満足することを特徴とする請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＲを、Ｒ１、Ｒ２およびＳｍで表した場合に、
前記Ｒ１は、Ｎｄを含み、Ｙ、ＣｅおよびＳｍを含まない１種以上の前記希土類元素であり、前記Ｒ２は、ＹおよびＣｅから選ばれる１種以上の元素であり、
前記Ｒの総原子数を１とし、前記Ｒの総原子数に対するＲ２の原子数の比率をｘとし、前記Ｒの総原子数に対するＳｍの原子数の比率をｙとした場合に、
前記ｘおよびｙは、（ｘ、ｙ）平面において、点Ａ（０．０００，０．０５０）、点Ｂ（０．０００，０．１５０）、点Ｃ（０．７００，０．１００）、点Ｄ（０．７００，０．０００）、点Ｅ（０．３００，０．０００）をこの順に時計回りに結ぶ直線上および当該直線に囲まれる領域内にあることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。