JP7214043B2

JP7214043B2 - 希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機

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Publication number: JP7214043B2
Application number: JP2022513780A
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Inventors: 亮人岩▲崎▼; 志菜吉岡; 善和中野; 泰貴中村
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Filing date: 2020-04-08
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Description

本開示は、希土類元素を含む材料を焼結した永久磁石である希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機に関する。

正方晶Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が知られている。ここで、Ｒが希土類元素であり、ＴがＦｅ（鉄）またはその一部がＣｏ（コバルト）によって置換されたＦｅなどの遷移金属元素であり、Ｂがホウ素である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、産業用モータを始めとして、種々の高付加価値な部品に用いられている。特に、ＲがＮｄ（ネオジウム）であるＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石は、優れた磁気特性を有するために、種々の部品に用いられている。また、産業用モータは、１００℃を超えるような高温環境で使用されることが多いため、Ｎｄ－Ｔ－Ｂ系永久磁石にＤｙ（ディスプロシウム）等の重希土類元素を添加して、保磁力および耐熱性を向上させる試みが行われている。

近年、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の生産量は拡大しており、ＮｄおよびＤｙの消費量が増加している。しかし、ＮｄおよびＤｙは、高価であるとともに、地域偏在性が高く調達リスクがある。そのため、ＮｄおよびＤｙの消費量を減らす方策として、Ｒに、Ｃｅ（セリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｙ（イットリウム）およびＬｕ（ルテチウム）等の他の希土類元素を使用することが考えられる。ところが、Ｎｄの全部または一部をこれらの元素に代替した場合、磁気特性が著しく低下してしまうことが知られている。そこで、従来では、これらの元素をＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の製造に使用した場合に、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができる技術の開発が試みられている。

特許文献１には、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を有し、組成式が（Ｎｄ_1-x-yＬａ_xＳｍ_y）₂Ｆｅ₁₄Ｂである永久磁石において、ｘが０．０１以上０．１６以下であり、かつｙが０．０１以上０．１６以下である永久磁石が開示されている。特許文献１によれば、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系永久磁石に、上記の組成範囲でＬａおよびＳｍを添加することによって、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制している。

特許文献２には、組成式が（Ｒ１_x＋Ｒ２_y）Ｔ_100-x-y-zＱ_zで表現され、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ型結晶構造を有する結晶粒を主相として含む希土類焼結磁石において、ｘが８ａｔ％以上１８ａｔ％以下であり、ｙが０．１ａｔ％以上３．５ａｔ％以下であり、ｚが３ａｔ％以上２０ａｔ％以下であり、Ｒ２の濃度が主相結晶粒中よりも粒界相の少なくとも一部において高い希土類焼結磁石が開示されている。ここで、Ｒ１はＬａ，Ｙ，Ｓｃを除く全ての希土類元素からなる群から選択される少なくとも１種の元素であり、Ｒ２はＬａ，ＹおよびＳｃからなる群から選択される少なくとも１種の元素である。また、Ｔは全ての遷移元素からなる群から選択される少なくとも１種の元素であり、ＱはＢおよびＣ（炭素）からなる群から選択される少なくとも１種の元素である。特許文献２によれば、Ｙなどを粒界相に拡散することによって、ＮｄおよびＰｒなどの主相に不可欠な希土類元素が、粒界相で消費されることなく効率的に利用される。その結果、主相の磁化を高く維持し、優れた磁気特性を発揮する希土類焼結磁石を提供することが可能になる。

国際公開第２０１９／１１１３２８号特開２００２－１９０４０４号公報

しかしながら、特許文献１に記載の永久磁石では、結晶性の副相は存在せず、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂに添加されたＬａおよびＳｍが、永久磁石内に均一に分散されている可能性が高い。そのため、通常のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ磁石に比べて、主相のＮｄの濃度が相対的に減少することによって、室温での磁気特性が劣化してしまう可能性がある。特許文献２に記載の希土類焼結磁石では、温度上昇に伴い磁気特性が著しく低下してしまう可能性がある。また、特許文献２に記載の希土類焼結磁石では、高い保磁力を維持するためには、ＣｏおよびＮｉ（ニッケル）などの磁気特性の向上に寄与する元素を添加しなければならない。さらに、特許文献２に記載の希土類焼結磁石においてＣｅを添加した場合には、Ｃｅは焼結磁石内にほぼ均一に存在し、Ｃｅの添加量の増加に応じて磁化が単調に低下してしまう。このように、特許文献２に記載の希土類焼結磁石では、磁気特性を改善する余地がある。そこで、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができる永久磁石が望まれていた。

本開示は、上記に鑑みてなされたものであって、ＮｄおよびＤｙの使用を抑えながら温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができる希土類焼結磁石を得ることを目的とする。

上述した課題を解決し、目的を達成するために、本開示による希土類焼結磁石は、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の副相と、を有する。Ｓｍの濃度は、主相に比して副相の方が高いことを特徴とする。

本開示によれば、ＮｄおよびＤｙの使用を抑えながら温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができるという効果を奏する。

実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の手順の一例を示すフローチャート実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の様子を模式的に示す図実施の形態２による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャート実施の形態３による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図実施の形態４による回転子を搭載した回転機の構成の一例を模式的に示す断面図実施例１から５による希土類焼結磁石の断面を電界放出型電子プローブマイクロアナライザで分析して得られた組成像実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＮｄの元素マッピング実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＬａの元素マッピング実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＳｍの元素マッピング実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＦｅの元素マッピング実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＢの元素マッピング図８の組成像および図９のＮｄの元素マッピングの比較により、図８の組成像の主相におけるＮｄのコアシェル構造の様子を示す図図８の組成像および図９のＮｄの元素マッピングの比較により、図９のＮｄの元素マッピングの主相におけるＮｄのコアシェル構造の様子を示す図

以下に、本開示の実施の形態にかかる希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機を図面に基づいて詳細に説明する。

実施の形態１．
図１は、実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態１による永久磁石は、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒である主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の副相２０と、を有する希土類焼結磁石１である。

主相１０は、ＲがＮｄ，ＬａおよびＳｍである正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を有する。すなわち、主相１０は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する。正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を有する希土類焼結磁石１のＲを、Ｎｄ，ＬａおよびＳｍからなる希土類元素とする理由は、分子軌道法を用いた磁気的相互作用エネルギの計算結果から、ＮｄにＬａとＳｍとを添加した組成とすることで実用的な希土類焼結磁石１が得られるためである。なお、ＬａとＳｍとの添加量が多過ぎると、磁気異方性定数と飽和磁気分極の高い元素であるＮｄの量が減少し、磁気特性の低下を招いてしまうので、Ｎｄ，ＬａおよびＳｍの組成比率はＮｄ＞（Ｌａ＋Ｓｍ）とすることが好ましい。

主相１０の結晶粒の平均粒径は、１００μｍ以下にすることが好ましい。また、主相１０の結晶粒は、図１に示されるように、コア部１１と、コア部１１の外周部に設けられるシェル部１２と、を有する。シェル部１２は、コア部１１の外周部の一部を覆うように設けられていてもよい。シェル部１２は、一例では、副相２０と接する領域に設けられる。

実施の形態１では、シェル部１２におけるＮｄの濃度は、コア部１１におけるＮｄの濃度以上である。また、シェル部１２におけるＮｄの濃度は、コア部１１におけるＮｄの濃度の１倍以上５倍以下であることが望ましい。コア部１１では、Ｎｄの濃度が低く、Ｎｄの一部がＬａおよびＳｍに置換されていることにより、一般のＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ磁石に比べ材料コストを抑えることができる。また、結晶粒の周縁部にコア部１１に比してＮｄの濃度が高いシェル部１２を有することで、磁気異方性を向上させることができ、また磁化反転を抑制することができる。このように、主相１０の結晶粒がコアシェル構造を有することで、Ｎｄ使用量を低減しながら磁気特性の低下を抑制することができる。

結晶性の副相２０は、主相１０の間に存在する。結晶性の副相２０は、上記したように（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表されるが、ここで表される（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）はＮｄの一部がＬａおよびＳｍによって置換されていることを意味している。

実施の形態１による希土類焼結磁石１において、Ｌａは副相２０に偏析し、主相１０の表面の少なくとも一部をコーティングしている。Ｓｍは主相１０および副相２０に濃度差をもって分散している。具体的には、副相２０のＳｍの濃度は、主相１０のＳｍの濃度よりも高い。ここで、主相１０に含まれるＬａの濃度をＸ₁とし、副相２０に含まれるＬａの濃度をＸ₂とし、主相１０に含まれるＳｍの濃度をＹ₁とし、副相２０に含まれるＳｍの濃度をＹ₂としたとき、１＜Ｙ₂／Ｙ₁＜Ｘ₂／Ｘ₁の関係式を満たす。Ｌａは、製造工程、特に熱処理過程で粒界に偏析することによって、相対的にＮｄを主相１０に拡散させる。その結果、実施の形態１における希土類焼結磁石１は、主相１０のＮｄが粒界で消費されずに磁化が向上する。Ｓｍは、主相１０に比して副相２０に高濃度に存在するため、Ｌａと同様に相対的にＮｄを主相１０に拡散させ、磁化を向上させる。さらに、Ｓｍは主相１０の結晶粒内にも存在するため、強磁性体であるＦｅと同じ磁化方向に結合することで残留磁束密度の向上に貢献する。また、Ｌａが副相２０に偏析し、Ｓｍが主相１０に比して副相２０において高濃度に存在する組織構造を形成することで、主相１０がＮｄの濃度差を持つコアシェル構造となる。

実施の形態１による希土類焼結磁石１は、磁気特性を向上させる添加元素Ｍを含有していてもよい。添加元素ＭはＡｌ（アルミニウム），Ｃｕ（銅），Ｃｏ，Ｚｒ（ジルコニウム），Ｔｉ（チタン），Ｇａ（ガリウム），Ｐｒ（プラセオジウム），Ｎｂ（ニオブ），Ｄｙ，Ｔｂ（テルビウム），Ｍｎ（マンガン），ＧｄおよびＨｏ（ホルミウム）の群から選択される１種以上の元素である。

したがって、実施の形態１による希土類焼結磁石１は、一般式が（Ｎｄ_ａＬａ_ｂＳｍ_ｃ）Ｆｅ_ｄＢ_ｅＭ_ｆで表現され、ＭはＡｌ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｇａ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の元素である。ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅおよびｆは、以下の関係式を満足することが望ましい。
５≦ａ≦２０
０＜ｂ＋ｃ＜ａ
７０≦ｄ≦９０
０．５≦ｅ≦１０
０≦ｆ≦５
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００原子％

次に、ＬａおよびＳｍが正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造の、どの原子サイトにおいて置換されているかについて説明する。図２は、正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図である（出典：J.F.Herbst et al., PHYSICAL REVIEW B, Vol.29, No.7, pp.4176-4178, 1984）。置換されるサイトは、バンド計算およびハイゼンベルグモデルの分子場近似によって、置換による安定化エネルギを求め、そのエネルギの数値によって判断される。

まず、Ｌａにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｌａにおける安定化エネルギは、Ｎｄ₈Ｆｅ₅₆Ｂ₄結晶セルを用いて、（Ｎｄ₇Ｌａ₁）Ｆｅ₅₆Ｂ₄＋Ｎｄと、Ｎｄ₈（Ｆｅ₅₅Ｌａ₁）Ｂ₄＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。エネルギの値が小さいほど、そのサイトに原子が置換された場合に、より安定である。すなわち、Ｌａは、原子サイトの中で、エネルギが最も小さくなる原子サイトに置換されやすい。この計算では、Ｌａが元の原子と置換された場合に、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における格子定数は、原子半径の違いによって変わらないとしている。表１は、環境温度を変えた場合の各置換サイトにおけるＬａの安定化エネルギを示す表である。

表１によると、Ｌａの安定な置換サイトは、１０００Ｋ以上の温度では、Ｎｄ（ｆ）サイトであり、温度２９３Ｋおよび５００Ｋでは、Ｆｅ（ｃ）サイトである。実施の形態１による希土類焼結磁石１は、後述するように、希土類焼結磁石１の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融した後、急冷される。そのため、希土類焼結磁石１の原料は、１０００Ｋ以上、すなわち、７２７℃以上の状態が維持されていると考えられる。したがって、後述する製造方法によって希土類焼結磁石１を製造した場合には、室温においても、Ｌａは、Ｎｄ（ｆ）サイトまたはＮｄ（ｇ）サイトに置換されていると考えられる。ここで、エネルギ的に安定なＮｄ（ｆ）サイトに優先的にＬａが置換されると考えられるが、Ｌａの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｇ）サイトへの置換もあり得る。そのため、Ｎｄ（ｇ）サイトもＬａの置換サイトの候補として挙げられている。このことは、Ｌａ－Ｆｅ－Ｂ合金を１０７３Ｋ、すなわち８００℃で溶融した後に氷水で冷却した場合に、正方晶Ｌａ₂Ｆｅ₁₄Ｂが形成されている、すなわち、Ｌａが、Ｆｅ（ｃ）サイトに入らず、図２のＮｄ（ｆ）サイトまたはＮｄ（ｇ）サイトに相当するサイトに入るという研究報告（出典：YAO Qingrong et al., JOURNAL OF RARE EARTHS, Vol.34, No.11, pp.1121-1125, 2016）によっても支持される。

次に、Ｓｍにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｓｍの安定化エネルギについては、（Ｎｄ₇Ｓｍ₁）Ｆｅ₅₆Ｂ₄＋Ｎｄと、Ｎｄ₈（Ｆｅ₅₅Ｓｍ₁）Ｂ₄＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。原子が置換されることによって、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における格子定数が変化しないとした点については、Ｌａの場合と同様である。表２は、環境温度を変えた場合の、各置換サイトにおけるＳｍの安定化エネルギを示す表である。

表２によると、Ｓｍの安定な置換サイトは、いずれの温度においても、Ｎｄ（ｇ）サイトである。エネルギ的に安定なＮｄ（ｇ）サイトに優先的に置換されると考えられるが、Ｓｍの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｆ）サイトへの置換もあり得る。

以上のように、実施の形態１の希土類焼結磁石１では、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の副相２０と、を有し、Ｓｍの濃度は主相１０に比して副相２０の方が高くなるようにした。これによって、Ｓｍは相対的にＮｄを主相１０に拡散させることに寄与し、主相１０の磁化が向上し、また、残留磁束密度も向上する。つまり、主相１０のＮｄの濃度が相対的に減少することが抑制される。その結果、希土類焼結磁石１は、ＮｄおよびＤｙの使用を抑えながら温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、室温において高い磁気特性を維持することができる。

また、実施の形態１の希土類焼結磁石１では、Ｌａは副相２０に偏析するようにした。これによっても、Ｌａは相対的にＮｄを主相１０に拡散させることになり、主相１０のＮｄが粒界で消費されずに磁化が向上する。その結果、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、室温において高い磁気特性を維持することができる。また、特許文献２のように、ＣｏおよびＮｉなどの磁気特性の向上に寄与する元素を添加しない場合でも、高い保磁力を維持することができる。

さらに、主相１０は、コア部１１と、コア部１１の外周部に配置されるシェル部１２と、を有し、コア部１１に比してシェル部１２のＮｄの濃度を高くした。これによって、磁気異方性を向上させることができ、また磁化反転を抑制することができ、室温において高い磁気特性を維持することができる。

また、副相２０に偏析したＬａが主相１０の表面の少なくとも一部をコーティングする。さらに、主相１０に含まれるＬａの濃度をＸ₁とし、副相２０に含まれるＬａの濃度をＸ₂とし、主相１０に含まれるＳｍの濃度をＹ₁とし、副相２０に含まれるＳｍの濃度をＹ₂としたとき、１＜Ｙ₂／Ｙ₁＜Ｘ₂／Ｘ₁となるようにした。これによって、Ｌａは、製造工程において、粒界に偏析し、相対的にＮｄを主相１０に拡散させる。その結果、Ｎｄが粒界で消費されて、主相１０のＮｄの濃度が相対的に減少してしまうことを抑制し、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、室温において高い磁気特性を維持することができる。

実施の形態２．
実施の形態２では、実施の形態１で説明した希土類焼結磁石１を製造する方法について、希土類焼結磁石１の原料となる希土類磁石合金の製造方法と、希土類磁石合金を用いた希土類焼結磁石１の製造方法と、に分けて説明する。

図３は、実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図４は、実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の様子を模式的に示す図である。

まず、図３に示されるように、希土類磁石合金の製造方法は、希土類磁石合金の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する溶融工程（ステップＳ１）と、溶融状態の原料を回転する回転体上で冷却して凝固合金を得る一次冷却工程（ステップＳ２）と、凝固合金を容器の中でさらに冷却する二次冷却工程（ステップＳ３）と、を含む。以下、各工程について説明する。

ステップＳ１の溶融工程では、図４に示されるように、Ａｒ（アルゴン）などの不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で、希土類磁石合金の原料を坩堝３１の中で１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する。これによって、希土類磁石合金が溶融した合金溶湯３２が調製される。原料としては、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＢの素材を組み合わせたものを用いることができる。このとき、添加元素ＭとしてＡｌ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｇａ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の元素を、原料に含めてもよい。

次いで、ステップＳ２の一次冷却工程では、図４に示されるように、溶融工程で調製された合金溶湯３２を、タンディッシュ３３に流し、続けて、矢印の方向に回転する回転体である単ロール３４の上に流す。これによって、合金溶湯３２は単ロール３４上で急速に冷却され、合金溶湯３２からインゴット合金よりも厚さの薄い凝固合金３５が単ロール３４上で調製される。ここでは、回転する回転体として、単ロール３４を用いたが、これに限定されるものではなく、双ロール、回転ディスク、回転円筒鋳型等に接触させて急速に冷却させてもよい。厚さの薄い凝固合金３５を効率良く得る観点から、一次冷却工程における冷却速度は、１０℃／秒以上１０⁷℃／秒以下とすることが好ましく、１０³℃／秒以上１０⁴℃／秒以下とすることがより好ましい。凝固合金３５の厚さは、０．０３ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲にある。合金溶湯３２は、単ロール３４と接触した部分から凝固が始まり、単ロール３４との接触面から厚さ方向に結晶が柱状または針状に成長する。

その後、ステップＳ３の二次冷却工程では、図４に示されるように、一次冷却工程で調製された厚さの薄い凝固合金３５をトレイ容器３６の中に入れて冷却する。厚さの薄い凝固合金３５は、トレイ容器３６に入る際に砕けて鱗片状の希土類磁石合金３７となって冷却される。冷却速度によっては、リボン状の希土類磁石合金３７が得られることもあり、鱗片状に限定されるものではない。磁気特性の温度特性が良好な組織構造を有する希土類磁石合金３７を得る観点から、二次冷却工程における冷却速度は、１０^-2℃／秒以上１０⁵℃／秒以下とすることが好ましく、１０^-1℃／秒以上１０²℃／秒以下とすることがより好ましい。

これらの工程を経て得られる希土類磁石合金３７は、短軸方向サイズが３μｍ以上１０μｍ以下であり、かつ長軸方向サイズが１０μｍ以上３００μｍ以下である（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）―Ｆｅ―Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相と、を含有する微細結晶組織を有する。以下では、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と称される。（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相は、希土類元素の濃度が比較的高い酸化物からなる非磁性相である。（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相の厚さは、粒界の幅に相当し、１０μｍ以下である。以上の製造方法によって製造された希土類磁石合金３７は、急速に冷却される工程を経ているため、鋳型鋳造法によって得られる希土類磁石合金と比較して、組織が微細化されており、結晶粒径が小さい。

図５は、実施の形態２による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図５に示されるように、希土類焼結磁石１の製造方法は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と、を有する希土類磁石合金３７を粉砕する粉砕工程（ステップＳ２１）と、粉砕された希土類磁石合金３７を成形することによって成形体を調製する成形工程（ステップＳ２２）と、成形体を焼結することによって焼結体を得る焼結工程（ステップＳ２３）と、焼結体を時効する時効工程（ステップＳ２４）と、を含む。

ステップＳ２１の粉砕工程では、図３の希土類磁石合金３７の製造方法に従って製造された希土類磁石合金３７を粉砕し、粒径が２００μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以上１００μｍ以下である希土類磁石合金粉末を得る。希土類磁石合金３７の粉砕は、例えば、めのう乳鉢、スタンプミル、ジョークラッシャまたはジェットミルを用いて行われる。特に、粉末の粒径を小さくする場合には、希土類磁石合金３７の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことが好ましい。希土類磁石合金３７の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことによって、粉末中への酸素の混入を抑制することができる。ただし、粉砕を行う際の雰囲気が磁石の磁気特性に影響を与えない場合には、希土類磁石合金３７の粉砕を大気中で行ってもよい。

ステップＳ２２の成形工程では、希土類磁石合金３７の粉末を、磁場をかけた金型の中で圧縮成形し、成形体を調整する。ここで、印加する磁場は、一例では２Ｔとすることができる。なお、成形は、磁場中ではなく、磁場を印加せずに行ってもよい。

ステップＳ２３の焼結工程では、圧縮成形された成形体を６００℃以上１３００℃以下の範囲内の焼結温度で０．１時間以上１０時間以内の範囲内の時間、保持することで、焼結体を得る。焼結は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。焼結は、磁場を印加しながら行ってもよい。また、焼結工程には、磁気特性改善、すなわち磁場の異方性化または保磁力改善のために、熱間加工または時効処理の工程を追加してもよい。さらに、Ｃｕ，Ａｌ、重希土類元素などを含む化合物を主相１０間の境界である結晶粒界に浸透させる工程を追加してもよい。

ステップＳ２４の時効工程では、焼結体を焼結温度以下の温度で０．１時間以上２０時間以下の範囲内の時間、保持することで、磁石組織を最適化する。時効は、磁場を印加しながら行ってもよい。

以上の焼結工程および時効工程において、温度と時間とを制御することにより、Ｌａが副相２０に偏析し、主相１０に比して副相２０においてＳｍの濃度が高くなり、主相１０はコア部１１とその周辺のシェル部１２とから構成され、コア部１１に比してシェル部１２においてＮｄの濃度が高くなる希土類焼結磁石１を製造することができる。

実施の形態２では、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相とを有する希土類磁石合金３７を粉砕した希土類磁石合金粉末を成形し、成形した成形体を焼結して焼結体を形成した後に、焼結体を時効して、希土類焼結磁石１を製造する。これによって、実施の形態１による希土類焼結磁石１を製造することができる。また、時効工程で、焼結温度以下の温度で０．１時間以上２０時間以下の範囲内の時間、焼結体を保持することで、Ｌａが副相２０に偏析し、主相１０に比して副相２０においてＳｍの濃度が高くなり、主相１０はコア部１１とその周辺のシェル部１２とから構成され、コア部１１に比してシェル部１２においてＮｄの濃度が高くなる希土類焼結磁石１を製造することができる。

実施の形態３．
次に、実施の形態１による希土類焼結磁石１を搭載した回転子について説明する。図６は、実施の形態３による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図である。図６では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。

回転子１００は、回転軸ＲＡを中心に回転可能である。回転子１００は、回転子鉄心１０１と、回転子１００の周方向に沿って回転子鉄心１０１に設けられる磁石挿入穴１０２に挿入される希土類焼結磁石１と、を備える。図６では、４つの希土類焼結磁石１が用いられているが、希土類焼結磁石１の数はこれに限定されず、回転子１００の設計に応じて変更してもよい。また、図６では、４つの磁石挿入穴１０２が設けられているが、磁石挿入穴１０２の数はこれに限定されず、希土類焼結磁石１の数に応じて変更してもよい。回転子鉄心１０１は、円盤形状の電磁鋼板が、回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層して形成されている。

希土類焼結磁石１は、実施の形態１で説明した構造を有し、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造されたものである。４つの希土類焼結磁石１は、それぞれ、対応する磁石挿入穴１０２に挿入されている。４つの希土類焼結磁石１は、回転子１００の径方向外側における希土類焼結磁石１の磁極が、隣り合う希土類焼結磁石１との間で異なるように、それぞれ着磁されている。

希土類焼結磁石１の保磁力が高温環境下において低下した場合、回転子１００の動作は不安定になる。希土類焼結磁石１として、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造された希土類焼結磁石１を用いた場合、実施例で後述するように磁気特性の温度係数の絶対値が小さくなるので、１００℃を超えるような高温環境下においても磁気特性の低下が抑制される。

実施の形態３による回転子１００は、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造された希土類焼結磁石１を備える。この希土類焼結磁石１の磁気特性の温度係数の絶対値が小さくなるので、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００の動作を安定化させることができるとともに、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができる。

実施の形態４．
次に、実施の形態４による回転子１００を搭載した回転機について説明する。図７は、実施の形態４による回転子を搭載した回転機の構成の一例を模式的に示す断面図である。図７では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。

回転機１２０は、回転軸ＲＡを中心に回転可能な、実施の形態３で説明した回転子１００と、回転子１００と同軸に設けられ、回転子１００に対向配置された環状の固定子１３０と、を備える。固定子１３０は、電磁鋼板が、回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層して形成されている。固定子１３０の構成はこれに限定されるものではなく、既存の構成を採用することができる。固定子１３０は、回転子１００側に突出したティース１３１が、固定子１３０の内面に沿って設けられる。ティース１３１には巻線１３２が備え付けられている。巻線１３２の巻き方は集中巻きに限られるものではなく、分布巻きでもよい。回転機１２０の中にある回転子１００の磁極数は２極以上、すなわち、希土類焼結磁石１は、２つ以上であればよい。また、図７では、磁石埋込型の回転子１００を採用しているが、希土類焼結磁石１を外周部に接着剤で固定した表面磁石型の回転子１００を採用してもよい。

希土類焼結磁石１の保磁力が高温環境下において低下した場合、回転子１００の動作は不安定になる。希土類焼結磁石１として、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造された希土類焼結磁石１を用いた場合、磁気特性の温度係数の絶対値が小さくなるので、１００℃を超えるような高温環境下においても磁気特性の低下が抑制される。

実施の形態４による回転機１２０は、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造された希土類焼結磁石１を有する回転子１００と、回転子１００が配置される側の内面に、回転子１００に向かって突出したティース１３１に備え付けられる巻線１３２を有し、回転子１００に対向配置される環状の固定子１３０と、を備える。回転子１００で使用される希土類焼結磁石１の磁気特性の温度係数の絶対値が小さくなる。その結果、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００を安定的に駆動させ、回転機１２０の動作を安定化することができるとともに、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができる。

以下に、実施例および比較例によって本開示の希土類焼結磁石１の詳細を説明する。

実施例１から５および比較例１から６では、主相１０の組成が異なる複数の希土類磁石合金３７のＲ－Ｆｅ－Ｂで示される試料を用いて、実施の形態２に示される方法によって希土類焼結磁石１を製造する。実施例１から５および比較例１から６による試料では、Ｒの部分を変更している。実施例１から５および比較例１，３から６では、ＲにおけるＮｄ，ＬａおよびＳｍの含有量を変更した希土類磁石合金３７を用いて、希土類焼結磁石１を製造する。比較例２では、ＲがＮｄと重希土類元素であるＤｙとを含む希土類磁石合金３７を用いて、希土類焼結磁石１を製造する。表３は、実施例および比較例による希土類焼結磁石の一般式、Ｒを構成する元素の含有量および磁気特性の判定結果を示す表である。表３には、実施例１から５および比較例１から６による希土類焼結磁石１である各試料の主相１０の一般式が示されている。

次に、実施例１から５および比較例１から６による希土類焼結磁石１の組織を分析する方法について説明する。希土類焼結磁石１の組織形態は、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）および電子プローブマイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer：ＥＰＭＡ）を用いた元素分析により決定される。ここでは、ＳＥＭおよびＥＰＭＡとして、電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（日本電子株式会社製、製品名：ＪＸＡ－８５３０Ｆ）を用いる。元素分析の条件は、加速電圧が１５．０ｋＶであり、照射電流が２．２７１ｅ^-008Ａであり、照射時間が１３０ｍｓであり、画素数が５１２ピクセル×５１２ピクセルであり、倍率が５０００倍であり、積算回数が１回である。

次に、実施例１から５および比較例１から６による希土類焼結磁石１の磁気特性の評価方法について説明する。磁気特性の評価は、パルス励磁式のＢＨトレーサを用いて、複数の試料の保磁力を測定することによって行われる。ＢＨトレーサによる最大印加磁場は、希土類磁石合金３７が完全に着磁された状態となる６Ｔ以上である。パルス励磁式のＢＨトレーサの他に、６Ｔ以上の最大印加磁場を発生させることができれば、直流式のＢＨトレーサとも呼ばれる直流自記磁束計、振動試料型磁力計（Vibrating Sample Magnetometer：ＶＳＭ）、磁気特性測定装置（Magnetic Property Measurement System：ＭＰＭＳ）、物理特性測定装置（Physical Property Measurement System：ＰＰＭＳ）等を用いてもよい。測定は、窒素等の不活性ガスを含む雰囲気中で行われる。各試料の磁気特性は、互いに異なる第１測定温度Ｔ１および第２測定温度Ｔ２のそれぞれの温度で測定される。残留磁束密度の温度係数α［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度と第２測定温度Ｔ２での残留磁束密度との差と、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。また、保磁力の温度係数β［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での保磁力と第２測定温度Ｔ２での保磁力との差と、第１測定温度Ｔ１での保磁力との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。したがって、磁気特性の温度係数の絶対値｜α｜および｜β｜が小さくなるほど、温度上昇に対する磁石の磁気特性の低下が抑制されることになる。

まず、実施例１から５および比較例１から６による各試料における分析結果について説明する。図８は、実施例１から５による希土類焼結磁石の断面を電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer：ＦＥ－ＥＰＭＡ）で分析して得られた組成像である。図９から図１３は、実施例１から５による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングである。図９は、Ｎｄの元素マッピングであり、図１０は、Ｌａの元素マッピングであり、図１１は、Ｓｍの元素マッピングであり、図１２は、Ｆｅの元素マッピングであり、図１３は、Ｂの元素マッピングである。なお、図９から図１３は、図８に示される領域を元素マッピングしたものである。なお、実施例１から５による希土類焼結磁石１は、すべて同様の結果を示しているので、図８から図１３では、実施例１から５のうちの代表の実施例について示している。

図８に示されるように、実施例１から５の各試料において、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒である主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相である結晶性の副相２０と、が存在することが確認できる。また、実施例１から５の各試料において、図１０に示されるように、Ｌａは副相２０に偏析しており、Ｌａが偏析する副相２０は、主相１０の表面の少なくとも一部をコーティングしていることが確認できる。図１１に示されるように、Ｓｍは主相１０および副相２０に濃度差をもって分散し、Ｓｍは主相１０よりも副相２０において高濃度であることが確認できる。

ここで、主相１０に存在するＬａの濃度をＸ₁とし、副相２０に存在するＬａの濃度をＸ₂とし、主相１０に存在するＳｍの濃度をＹ₁とし、副相２０に存在するＳｍの濃度をＹ₂とするとき、ＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングの強度比から、１＜Ｙ₂／Ｙ₁＜Ｘ₂／Ｘ₁であることが確認できる。

図１４は、図８の組成像および図９のＮｄの元素マッピングの比較により、図８の組成像の主相におけるＮｄのコアシェル構造の様子を示す図である。図１５は、図８の組成像および図９のＮｄの元素マッピングの比較により、図９のＮｄの元素マッピングの主相におけるＮｄのコアシェル構造の様子を示す図である。図１４および図１５では、黒い線で主相１０の輪郭を示している。図１４および図１５に示されるように、主相１０はコア部１１とその周縁部に存在するシェル部１２とから構成され、コア部１１よりもシェル部１２においてＮｄの濃度が高いことを確認できる。

なお、図１２に示されるように、Ｆｅは、主相１０に略均一に分布し、図１３に示されるように、Ｂは試料全体に略均一に分布している。

次に、実施例１から５および比較例１から６による各試料における磁気特性の測定結果について説明する。磁気測定を行う各試料の形状は、縦、横および高さがすべて７ｍｍのブロック形状である。第１測定温度Ｔ１は２３℃であり、第２測定温度Ｔ２は２００℃である。２３℃は、室温である。２００℃は、自動車用モータおよび産業用モータの動作時の環境として、起こり得る温度である。残留磁束密度および保磁力の判定は、比較例１と比較して行う。各試料の２３℃における残留磁束密度および保磁力の値が、比較例１での値と比較して測定誤差と考えられる１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、１％以上高い値を示した場合には、「良」と判定し、１％以下の低い値を示した場合には、「不良」と判定する。

残留磁束密度の温度係数αは、２３℃における残留磁束密度および２００℃における残留磁束密度を用いて算出される。また、保磁力の温度係数βは、２３℃における保磁力および２００℃における保磁力を用いて算出される。実施例１から５および比較例２から６による各試料における残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数は、比較例１と比較して判定される。各試料について、比較例１による試料における残留磁束密度の温度係数の絶対値｜α｜および保磁力の温度係数の絶対値｜β｜と比較して、測定誤差と考えられる±１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、１％以下の低い値を示した場合には、「良」と判定し、１％以上の高い値を示した場合には、「不良」と判定する。以上の残留磁束密度、保磁力、残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数の判定結果は、表３に示されている。

比較例１は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は１．３Ｔであり、保磁力は１０００ｋＡ／ｍである。残留磁束密度および保磁力の温度係数は、それぞれ｜α｜＝０．１９１％／℃、｜β｜＝０．４６０％／℃である。比較例１のこれらの値がリファレンスとして用いられる。

比較例２は、（Ｎｄ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度特性評価は「同等」となる。これは、結晶磁気異方性が高いＤｙがＮｄの一部と置換されたことにより、保磁力が向上したことを反映した結果となっている。

比較例３は、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となり、残留磁束密度の温度係数は「不良」となり、保磁力の温度特性評価は「不良」となる。これは、Ｌａ元素を粒界に偏析させることで、主相１０内に存在するＮｄの濃度が上がり、室温において優れた磁束密度が得られることを反映した結果となっている。

比較例４は、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「不良」となり、残留磁束密度の温度係数は「不良」となり、保磁力の温度特性評価は「不良」となる。これは、Ｌａの含有量が比較例３に比して多すぎるため最適な磁石組織を形成しないことを反映した結果となっている。

比較例５および６は、（Ｎｄ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。これらの試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「不良」となり、残留磁束密度の温度係数は「不良」となり、保磁力の温度特性評価は「不良」となる。これは、Ｎｄ－Ｆｅ－ＢへのＳｍのみの添加は、磁気特性の向上に寄与していないことを反映した結果となっている。

実施例１から５は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。これらの試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度特性評価は「良」となる。

実施例１から５の試料は、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒からなる主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の副相２０と、を有する希土類焼結磁石１である。上記したように、実施例１から５の希土類焼結磁石１では、Ｓｍは主相１０および副相２０に濃度差をもって分散し、主相１０よりも副相２０において高濃度であることを特徴とする。その結果、これらの希土類焼結磁石１は、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるＮｄおよびＤｙを安価な希土類元素で代替しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制しつつ、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石と同等の室温での磁気特性を維持することができる。

以上の実施の形態に示した構成は、一例を示すものであり、別の公知の技術と組み合わせることも可能であるし、実施の形態同士を組み合わせることも可能であるし、要旨を逸脱しない範囲で、構成の一部を省略、変更することも可能である。

１希土類焼結磁石、１０主相、１１コア部、１２シェル部、２０副相、３１坩堝、３２合金溶湯、３３タンディッシュ、３４単ロール、３５凝固合金、３６トレイ容器、３７希土類磁石合金、１００回転子、１０１回転子鉄心、１０２磁石挿入穴、１２０回転機、１３０固定子、１３１ティース、１３２巻線。

Claims

一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の副相と、を有し、
Ｓｍの濃度は、前記主相に比して前記副相の方が高いことを特徴とする希土類焼結磁石。
Ｌａは、前記副相に偏析することを特徴とする請求項１に記載の希土類焼結磁石。
前記主相は、コア部と、前記コア部の外周部に設けられるシェル部と、を有し、
Ｎｄの濃度は、前記コア部に比して前記シェル部の方が高いことを特徴とする請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
前記副相に偏析したＬａは、前記主相の表面の少なくとも一部をコーティングしていることを特徴とする請求項２に記載の希土類焼結磁石。
前記主相に含まれるＬａの濃度をＸ₁とし、前記副相に含まれるＬａの濃度をＸ₂とし、前記主相に含まれるＳｍの濃度をＹ₁とし、前記副相に含まれるＳｍの濃度をＹ₂としたとき、１＜Ｙ₂／Ｙ₁＜Ｘ₂／Ｘ₁であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石。
請求項１から５のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石の製造方法であって、
（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂを満たす希土類磁石合金を粉砕する粉砕工程と、
前記希土類磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程と、
前記成形体を６００℃以上１３００℃以下の範囲内の焼結温度で、０．１時間以上１０時間以下の範囲内の時間、保持することによって焼結体を調製する焼結工程と、
前記焼結体を時効する時効工程と、
を含むことを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
前記時効工程は、前記焼結温度以下の温度で０．１時間以上２０時間以下の範囲内で前記焼結体を保持することを特徴とする請求項６に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
回転子鉄心と、
前記回転子鉄心に設けられる請求項１から５のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石と、
を備えることを特徴とする回転子。
請求項８に記載の回転子と、
前記回転子が配置される側の内面に、前記回転子に向かって突出したティースに備え付けられる巻線を有し、前記回転子に対向配置される環状の固定子と、
を備えることを特徴とする回転機。