JP7409285B2 - 希土類磁石及びその製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、希土類磁石及びその製造方法に関する。本開示は、特に、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石（ただし、Ｒは、希土類元素である。）及びその製造方法に関する。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、主相と、主相の周囲に存在する粒界相とを備える。主相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する磁性相である。この主相によって、高い残留磁化を得ることができる。そのため、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、モータに使用されることが多い。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石をはじめとする永久磁石がモータに使用される場合、永久磁石は周期的に変化する外部磁場環境下に配置される。そのため、永久磁石は外部磁場の増加により減磁され得る。永久磁石をモータに使用する場合、外部磁場の増加に対して、可能な限り減磁しないことが要求される。外部磁場の増加に対する減磁の程度を示したものが減磁曲線であり、上述の要求を満足する減磁曲線は角形を有している。このことから、上述の要求を満足することを角形性に優れるという。

モータは、その動作中に発熱することから、モータに使用される永久磁石は、高温での残留磁化が高いことが要求される。なお、本明細書において、磁気特性に関し、高温とは、１００～２００℃、特に、１４０～１８０℃の範囲の温度を意味する。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＲとしては、主としてＮｄが選択されてきたが、電気自動車等の急速な普及により、Ｎｄの高騰が懸念される。このことから、安価な軽希土類元素の使用も検討されている。例えば、特許文献１には、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＲとして、軽希土類元素である、Ｃｅ及びＬａを選択したＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が開示されている。また、例えば、特許文献２には、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＲとして、Ｎｄの一部がＣｅで置換され、Ｆｅの一部がＣｏで置換されたＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が開示されている。

特開昭６１－１５９７０８号公報 国際公開第２０１４／１９６６０５号

特許文献１に開示されたＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のように、Ｒとして、単純に軽希土類元素を選択すると、磁気特性が低下する。特許文献２に開示されたＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のように、Ｆｅの一部を少量のＣｏで置換したとき、耐食性が向上することが知られている。また、一般的に、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化の向上に、Ｃｏの含有が有効であることが知られている。しかし、Ｃｏの含有によって、角形性は劣化する。

本開示は、上記課題を解決するためになされたものである。本開示は、角形性と、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化に優れるＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、本開示の希土類磁石及びその製造方法を完成させた。本開示の希土類磁石及びその製造方法は、次の態様を含む。
〈１〉主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
０≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、及び
０≦ｖ≦２．０
である。）で表され、
前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
前記主相の平均粒径が１μｍ未満であり、かつ、
前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．４０以下の割合である、
希土類磁石。
〈２〉主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔ（ただし、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、
０≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、
０≦ｖ≦２．０、
０．０５≦ｓ≦０．４０、及び
０．１≦ｔ≦１０．０
である。）で表され、
前記ｘ及び前記ｚが、ｚ≦２ｘ＋０．２を満足し、
前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
前記主相の平均粒径が１μｍ未満であり、かつ、
前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．４０以下の割合である、
希土類磁石。
〈３〉前記ｔが１．０≦ｔ≦２．５を満足する、〈２〉項に記載の希土類磁石。
〈４〉前記Ｒ^２がＮｄ及びＴｂからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、〈２〉又は〈３〉項に記載の希土類磁石。
〈５〉前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、〈１〉～〈４〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈６〉〈１〉項に記載の希土類磁石の製造方法であって、
モル比での式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
０≦ｘ≦０．１、
１２．０≦ｙ≦２０．０、
０．１≦ｚ≦０．３、
５．０≦ｗ≦２０．０、及び
０≦ｖ≦２．０
である。）で表される組成を有する溶湯を準備すること、
前記溶湯を５×１０^５～５×１０^７℃／秒の速度で冷却して、磁性薄帯又は磁性薄片を得ること、及び、
前記磁性薄帯又は前記磁性薄片を加圧焼結して、焼結体を得ること
を含む、希土類磁石の製造方法。
〈７〉前記磁性薄帯又は前記磁性薄帯を、５５０～７５０℃で加圧焼結する、〈６〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈８〉前記焼結体を熱間塑性加工すること、をさらに含む、〈６〉又は〈７〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈９〉前記ｘ及び前記ｚが、ｚ≦２ｘ＋０．２を満足し、かつ、
モル比での式Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材を準備すること、及び
前記焼結体に前記改質材を拡散浸透すること、
をさらに含む、〈６〉～〈８〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１０〉前記拡散浸透を、５５０～７５０℃で行う、〈９〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１１〉前記Ｒ^２がＮｄ及びＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、〈９〉又は〈１０〉項に記載の希土類磁石の製造方法。
〈１２〉前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、〈６〉～〈１１〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。

本開示によれば、主相をナノ結晶化し、任意で、Ｒの一部として所定量のＬａを含有して、角形性を阻害するＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制し、Ｃｏを含有することによって、高温残留磁化を向上させたＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供することができる。

図１は、本開示の希土類磁石の組織を模式的に示す説明図である。 図２は、液体急冷法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。 図３は、ストリップキャスト法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。 図４は、実施例２の試料の減磁曲線を示すグラフである。 図５は、比較例３の試料の減磁曲線を示すグラフである。 図６は、実施例１～１０及び比較例１～４の試料（改質材の拡散浸透なしの試料）について、Ｌａのモル比ｘとＣｏのモル比ｚの関係を示すグラフである。 図７は、実施例１１～１７及び比較例５～８の試料（改質材の拡散浸透の試料）について、Ｌａのモル比ｘとＣｏのモル比ｚの関係を示すグラフである。 図８は、従来の希土類磁石の組織を模式的に示す図である。

以下、本開示の希土類磁石及びその製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本開示の希土類磁石及びその製造方法を限定するものではない。

角形性と、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化とを向上させることに関し、本発明者らが得た知見について、図面を用いて説明する。図１は、本開示の希土類磁石の組織を模式的に示す説明図である。図８は、従来の希土類磁石の組織を模式的に示す図である。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂの理論組成（Ｒが１１．８モル％、Ｆｅが８２．３モル％、そして、Ｂが５．９モル％）よりもＲを多く含有した溶湯を凝固させることによって、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相を安定して得ることができる。以下の説明で、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂの理論組成よりもＲを多量に含有した溶湯を「Ｒリッチ溶湯」、そして、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相を「Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相」ということがある。

Ｒリッチ溶湯を凝固させると、図１及び図８に示したように、主相１０と主相１０の周囲に存在する粒界相２０を備える組織が得られる。粒界相２０は、二つの主相１０が隣接している隣接部２２と、三つの主相１０によって包囲されている三重点２４を有する。従来の希土類磁石２００は、粒界相２０の隣接部２２に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が多く存在している。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は強磁性相であり、粒界相２０に多くのＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が存在すると角形性が低下する。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石には、主相の粒径が１～１０μｍの磁性粉末を９００～１１００℃以上の高温で無加圧焼結して得られる焼結磁石と、主相がナノ結晶化されている磁性薄帯又は磁性薄片を５５０～７５０℃の低温で加圧焼結（熱間プレス）して得られる熱間塑性加工磁石がある。焼結磁石に異方性を付与するためには、磁性粉末を磁場中で成形して圧粉体を得て、その圧粉体を無加圧焼結する。主相がナノ結晶化されている磁性薄帯又は磁性薄片を磁場中で成形して圧粉体を得ても、主相が過剰に微細であるため、異方性を付与することは難しい。そのため、磁性薄帯又は薄片を加圧焼結して得た焼結体を、熱間塑性加工して、異方性を付与する。

主相の粒径が１～１０μｍの磁性粉末は、ストリップキャスト法等を用いて、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の組成を有する溶湯を急冷して得た磁性薄帯又は薄片を粉砕して得られる。主相がナノ結晶化されている磁性薄帯又は薄片は、液体急冷法等を用いて、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の組成を有する溶湯を超急冷して得られる。

図８に示したようなＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６は、主相の粒径が１～１０μｍの磁性薄帯又は薄片を得るときに生成され易い。また、主相の粒径が１～１０μｍの磁性薄帯又は薄片を粉砕し、それを無加圧焼結して得た焼結体は、そのままでは保磁力が低いため、熱処理を施すことが多い（以下、このような熱処理を「最適化熱処理」という。）。最適化熱処理の条件は、典型的には、焼結体を８５０～１０００℃で５０～３００分にわたり保持した後、０．１～５．０℃／分の速度で４５０～７００℃まで冷却する。最適化熱処理、特に最適化熱処理の冷却過程で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が生成され易い。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＦｅの一部がＣｏで置換されると、キュリー温度が上昇するため、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化が向上する。一方、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＦｅの一部がＣｏで置換されると、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成し易くなる。

しかし、図１に示した本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００のように、主相１０がナノ結晶化されているほど、超急冷組織になっていると、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていても、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成を抑制することができる。その結果、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００では、粒界相２０に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ない。これにより、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００の角形性は向上する。また、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６は、磁化反転の起点となりやすいことから、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ないと、保磁力向上にも寄与する。

そして、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００がＬａを含有していると、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を一層抑制することが可能である。本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、保磁力向上のために、改質材として、例えば、Ｎｄ－Ｃｕ合金等の低融点合金の融液を拡散浸透する。これにより、ナノ結晶化された主相を粗大化しない温度で、改質材の融液を拡散浸透することができる。しかし、そのような拡散浸透温度は、粒界相２０で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が生成し易い温度である。そのため、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００がＬａを含有していると、拡散浸透中のＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６の生成を一層抑制することができる。

特許文献１に開示されているように、Ｒとして軽希土類元素を選択する場合、従来、Ｃｅをその選択に含めることが一般的であった。しかし、ＣｅはＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を促進するため、不可避不純物元素として含有する極少量のＣｅを除き、本開示の希土類磁石では、軽希土類元素として、Ｌａを選択する。

特許文献２に開示されているＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石では、主相がナノ結晶化されている。そして、Ｆｅの一部がＣｏで置換されている。しかし、特許文献２に開示されているＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石では、主として耐食性向上のために、Ｆｅの一部をＣｏで置換しており、その置換率は小さい。そのため、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６の生成が問題となることは少ない。一方、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石１００のように、高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化を向上するには、より多くのＣｏを含有する必要がある。

本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石では、高温での残留磁化を向上するため、Ｃｏを比較的高い所定の割合（モル比）で含有させる。比較的高い所定の割合（モル比）で含有するＣｏによって、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６が生成し易くなり、角形性が低下する。しかし、磁性薄帯又は薄片を得るときに、主相がナノ結晶化する程度に超急冷して、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６の生成を抑制する。また、本開示のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が所定割合のＬａを含有することにより、磁性薄帯又は磁性薄片の製造時及び磁性薄帯又は磁性薄片の加工時に生成する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相２６の生成を一層抑制し、角形性を向上することができる。

これらの知見に基づく、本開示の希土類磁石及びその製造方法の構成要件を次に説明する。

《希土類磁石》
まず、本開示の希土類磁石の構成要件について説明する。

図１に示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０及び粒界相２０を備える。以下、本開示の希土類磁石１００の全体組成並びに主相１０及び粒界相２０について説明する。

〈全体組成〉
本開示の希土類磁石１００の全体組成について説明する。本開示の希土類磁石１００の全体組成とは、主相１０と粒界相２０のすべてを合わせた組成を意味する。

本開示の希土類磁石のモル比での全体組成は、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ又は式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔで表される。式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは改質材を拡散浸透しない場合の全体組成を表す。式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材を拡散浸透する場合の全体組成を表す。この式において、前半部の（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは、改質材を拡散浸透する前の焼結体（希土類磁石前駆体）に由来する組成を表し、後半部の（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材に由来する組成を表す。

改質材を拡散浸透する場合、１００モル部の焼結体を希土類磁石前駆体として、その内部に、ｔモル部の改質材を拡散浸透させる。これにより、（１００＋ｔ）モル部の本開示の希土類磁石が得られる。

本開示の希土類磁石の全体組成を表す式で、Ｒ^１及びＬａの合計がｙモル部、Ｆｅ及びＣｏの合計が（１００－ｙ－ｗ－ｖ）モル部、Ｂがｗモル部、そして、Ｍ^１がｖモル部である。このため、これらの合計は、ｙモル部＋（１００－ｙ－ｗ－ｖ）モル部＋ｗモル部＋ｖモル部＝１００モル部である。Ｒ^２及びＭ^２の合計はｔモル部である。

上式において、Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘは、Ｒ^１及びＬａの合計に対して、モル比で、（１－ｘ）のＲ^１が存在し、ｘのＬａが存在していることを意味する。同様に、上式において、Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚは、Ｆｅ及びＣｏの合計に対して、モル比で、（１－ｚ）のＦｅが存在し、ｚのＣｏが存在していることを意味する。また、同様に、上式において、Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓは、Ｒ^２とＭ^２の合計に対して、モル比で、（１－ｓ）のＲ^２が存在し、ｓのＭ^１が存在していることを意味する。

上式中、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｎｄはネオジム、Ｐｒはプラセオジム、Ｇｄはガドリニウム、Ｔｂはテルビウム、Ｄｙはジスプロシウム、そして、Ｈｏはホルミウムである。Ｆｅは鉄である。Ｃｏはコバルトである。Ｂはホウ素である。Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である。Ｇａはガリウム、Ａｌはアルミニウム、Ｃｕは銅、Ａｕは金、Ａｇは銀、Ｚｎは亜鉛、Ｉｎはインジウム、そして、Ｍｎはマンガンである。Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素である。

本明細書において、特に断りがない限り、希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの１７元素である。このうち、特に断りがない限り、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、及びＣｅは、軽希土類元素である。また、特に断りがない限り、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、及びＥｕは、中希土類元素である。そして、特に断りがない限り、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕは、重希土類元素である。なお、一般に、重希土類元素の希少性は高く、軽希土類元素の希少性は低い。中希土類元素の希少性は、重希土類元素と軽希土類元素の間である。なお、Ｓｃはスカンジウム、Ｙはイットリウム、Ｌａはランタン、Ｃｅはセリウム、Ｐｒはプラセオジム、Ｎｄはネオジム、Ｐｍはプロメチウム、Ｓｍはサマリウム、Ｅｕはユウロビウム、Ｇｄはガドリニウム、Ｔｂはテルビウム、Ｄｙはジスプロシウム、Ｈｏはホルミウム、Ｅｒはエルビウム、Ｔｍはツリウム、Ｙｂはイッテルビウム、そして、Ｌｕはルテニウムである。

上述した式で表される、本開示の希土類磁石の構成元素について、次に説明する。

〈Ｒ^１〉
Ｒ^１は、本開示の希土類磁石に必須の成分である。上述したように、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｒ^１は、主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相（以下、「Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相」ということがある。））の構成元素である。残留磁化及び保磁力と価格とのバランスの観点からは、Ｒ^１は、Ｎｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であることが好ましい。Ｒ^１として、ＮｄとＰｒを共存させる場合には、ジジミウムを用いてもよい。

〈Ｌａ〉
Ｌａは、本開示の希土類磁石で任意の成分である。Ｌａは、Ｒ^１とともに、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の構成元素である。本開示の希土類磁石は、主相がナノ結晶化されている磁性薄帯又は磁性薄片を用いて製造される。磁性薄帯又は磁性薄片を製造する際、主相がナノ結晶化する程度に溶湯を超急冷することによって、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。溶湯がＬａを含有すると、磁性薄帯又は磁性薄片の製造時に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を一層抑制することができる。また、磁性薄帯又は磁性薄片がＬａを含有すると、磁性薄帯又は磁性薄片から本開示の希土類磁石を製造する際の工程で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を一層抑制することができる。その結果、Ｌａの含有によって、本開示の希土類磁石の角形性を、一層向上し易くすることができる。これは、理論に拘束されないが、Ｌａは他の希土類元素と比較して、原子径が大きく、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を生成し難いためであると考えられる。

上述したように、本発明の希土類磁石は、ナノ結晶化された主相を有する。そのため、本発明の希土類磁石を前駆体として、その前駆体に改質材を拡散浸透する際には、Ｎｄ－Ｃｕ合金等の低融点合金の融液を拡散浸透する。その際の拡散浸透温度では、粒界相からＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成し易いが、粒界相がＬａを含有することにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を一層抑制することができる。また、重希土類元素、特にＴｂ及びＤｙを含有する改質材を拡散浸透すると、主相同士の磁気分断効果が大きいが、その一方で、粒界相に拡散浸透した重希土類元素とＣｏがＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を生成し易い。しかし、Ｌａの含有により、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制でき好都合である。

〈Ｒ^１とＬａのモル比〉
上述したように、本開示の希土類磁石において、Ｌａは必須ではないが、Ｌａを含有することにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を一層抑制することができる。ここでは、Ｌａを含有する際の、Ｒ^１とＬａのモル比について説明する。なお、Ｌａを含有しない場合、上述の全体組成を表す式で、ｘは０である。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石において、Ｒとして、Ｌａは、単独ではＦｅ及びＢとＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を生成することが難しい。しかし、Ｒの一部としてＬａを選択すれば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を生成することができる。また、Ｌａにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制し、その結果、角形性を向上することができる。

Ｌａを少しでも含有すれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができ、ｘが０．０１以上であれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成の抑制が実用的に認められるようになる。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成の抑制の観点からは、ｘは、０．０２以上、０．０２５以上、０．０３以上、０．０４以上、又は０．０５以上であってもよい。一方、ｘが０．１以下であれば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の生成に困難を及ぼすことはない。この観点からは、ｘは、０．０９以下、０．０８以下、又は０．０７以下であってもよい。このように、Ｒ^１の含有量に対するＬａの含有量の割合（モル比）が非常に小さくても、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成抑制効果は高い。理論に拘束されないが、これは、本開示の希土類磁石全体でＬａの含有量が少なくても、Ｌａは主相の構成元素となり難く、粒界相に排出され易いため、粒界相中に生成するＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の抑制に寄与し易いためであると考えられる。

〈Ｒ^１とＬａの合計含有割合〉
上式において、Ｒ^１とＬａの合計含有割合は、ｙで表され、１２．０≦ｙ≦２０．０を満足する。なお、ｙの値は、改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。

ｙが１２．０以上であれば、αＦｅ相が多量に存在することはなく、充分な量の主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を得ることができる。この観点からは、ｙは、１２．４以上、１２．８以上、１３．０以上、１３．２以上、１３．４以上、又は１４．０以上であってもよい。一方、ｙが２０．０以下であれば、粒界相が過剰になることはない。この観点からは、ｙは１９．０以下、１８．０以下、１７．０以下、１６．０以下、又は１５．０以下であってもよい。

〈Ｂ〉
Ｂは、図１の主相１０（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を構成し、主相１０及び粒界相２０の存在割合に影響を与える。

Ｂの含有割合は、上式において、ｗで表される。ｗの値は、改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。ｗが２０．０以下であれば、主相１０と粒界相２０が適正に存在する希土類磁石を得ることができる。この観点からは、ｗは、１８．０以下、１６．０以下、１４．０以下、１２．０以下、１０．０以下、８．０以下、６．０以下、又は５．９以下であってよい。一方、ｗが５．０以上であれば、Ｔｈ_２Ｚｎ_１７型及び／又はＴｈ_２Ｎｉ_１７型の結晶構造を有する相が多量に発生しすることは起こり難く、その結果、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の形成が阻害されることが少ない。この観点からは、ｗは、５．２以上、５．４以上、５．５以上、５．７以上、又は５．８以上であってよい。

〈Ｍ^１〉
Ｍ^１は、本開示の希土類磁石の特性を損なわない範囲で含有することができる元素である。Ｍ^１には不可避的不純物元素を含んでよい。本明細書において、不可避的不純物元素とは、希土類磁石の原材料に含まれる不純物元素、あるいは、製造工程で混入してしまう不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。製造工程で混入してしまう不純物元素等には、製造上の都合により、磁気特性に影響を与えない範囲で含有させる元素を含む。また、不可避的不純物元素には、Ｒ^１及びＬａとして選択される希土類元素以外で、上述したような理由等で不可避的に混入する希土類元素を含む。

本開示の希土類磁石及びその製造方法の効果を損なわない範囲で含有することができる元素Ｍ^１としては、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素が挙げられる。これらの元素が、Ｍ^１の含有量の上限以下で存在する限りにおいて、これらの元素は、実質的に磁気特性に影響を与えない。そのため、これらの元素は、不可避的不純物元素と同等に扱ってもよい。また、これらの元素以外にも、Ｍ^１として、不可避的不純物元素を含有してもよい。Ｍ^１としては、Ｇａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上並びに不可避的不純物元素が好ましい。

上式において、Ｍ^１の含有割合は、ｖで表される。ｖの値は、改質材を拡散浸透していない本開示の希土類磁石に対する含有割合であり、モル％（原子％）に相当する。ｖの値が、２．０以下であれば、本開示の希土類磁石の磁気特性を損なうことはない。この観点からは、ｖは、１．５以下、１．０以下、０．６５以下、０．６以下、又は０．５以下であってもよい。

Ｍ^１として、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎ並びに不可避的不純物元素を皆無にすることはできないため、ｖの下限は、０．０５、０．１、又は０．２であっても、実用上問題はない。

〈Ｆｅ〉
Ｆｅは、Ｒ^１、Ｌａ、及びＢ、並びに後述するＣｏとともに主相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を構成する主成分である。Ｆｅの一部は、Ｃｏで置換されていてもよい。

〈Ｃｏ〉
Ｃｏは、主相及び粒界相で、Ｆｅと置換可能な元素である。本明細書で、特に断りのない限り、Ｆｅと記載されている場合には、Ｆｅの一部がＣｏで置換可能であることを意味する。例えば、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相のＦｅの一部がＣｏで置換されて、Ｒ_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ相となる。

ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相では、その相のＦｅの一部がＣｏで置換されている。理論に拘束されないが、Ｆｅの一部がＣｏで置換されているＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相では、Ｒの一部がＬａで置換されていることにより、そのような相は非常に不安定である。そのため、本開示の希土類磁石では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が存在しないか、存在しても、その量は非常に少ない。

Ｆｅの一部がＣｏで置換されて、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相が、Ｒ_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ相になることにより、本開示の希土類磁石のキュリー温度が向上する。これにより、本開示の希土類磁石の高温での磁気特性、特に、高温での残留磁化が向上する。

〈ＦｅとＣｏのモル比〉
ｚが０．１以上であれば、キュリー温度の上昇による高温での磁気特性、特に高温での残留磁化の向上が実質的に認められる。この観点からは、ｚは、０．１２以上、０．１４以上、０．１５以上、又は０．１６以上であってもよい。一方、ｚが０．３以下であれば、磁性薄帯又は磁性薄片を得るときに、主相がナノ結晶化される程度に急冷されれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。この観点からは、ｚは、０．２８以下、０．２６以下、０．２４以下、０．２２以下、又は０．２０以下であってもよい。また、Ｃｏは高価であるため、上述の範囲であることは好都合である。なお、改質材を拡散浸透する際には、ＬａとＣｏの含有割合（モル比）を特定の関係にする必要があるが、これについては次に説明する。

〈ＬａとＣｏのモル比の関係〉
改質材を拡散浸透する際には、ＬａとＣｏの含有割合（モル比）を特定の関係にする。上述の全体組成を表す式で、Ｌａの含有割合はｘで表され、Ｃｏの含有割合はｚで表される。上述したように、改質材を拡散浸透する際には、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成され易くなる。また、Ｃｏの含有により、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成され易くなる。これらのことから、Ｌａの存在割合（モル比）が同じであれば、Ｃｏの含有割合を減少させる必要があり、ｚ≦２ｘ＋０．２を満足すればよいことが、実験的に確認されている。

〈ＦｅとＣｏの合計含有割合〉
ＦｅとＣｏの合計含有割合は、これまでに説明したＲ^１、Ｌａ、Ｂ、及びＭ^１の残部であり、（１００－ｙ－ｗ－ｖ）で表される。上述したように、ｙ、ｗ、及びｖの値は、改質材を拡散浸透していない本開示の希土類磁石に対する含有割合であることから、（１００－ｙ－ｗ－ｖ）はモル％（原子％）に相当する。ｙ、ｗ、及びｖを、これまでに説明した範囲にすると、図１Ａに示したような主相１０及び粒界相２０が得られる。

〈Ｒ^２〉
Ｒ^２は改質材に由来する元素である。改質材は磁性薄帯又は磁性薄片の焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透する。改質材の融液は図１の粒界相２０を通じて拡散浸透する。

Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｒ^２として、ＮｄとＰｒを共存させる場合には、ジジミウムを用いてもよい。改質材は、主相同士を磁気分断して保磁力を向上させる。そのため、上述の希土類元素のうち、Ｒ^２としては、重希土類元素、特に、Ｔｂを含有することが好ましい。このことから、Ｒ^２は、Ｎｄ及びＴｂからなる群より選ばれる一種以上の元素であることが好ましい。

〈Ｍ^２〉
Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素である。典型的には、Ｍ^２は、Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓの融点をＲ^２の融点よりも低下させる合金元素及び不可避的不純物元素である。Ｍ^２としては、例えば、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃｏ、及びＦｅから選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素が挙げられる。Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓの融点低下の観点からは、Ｍ^２としては、Ｃｕが好ましい。なお、不可避的不純物元素とは、原材料に含まれる不純物元素、あるいは、製造工程で混入してしまう不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。製造工程で混入してしまう不純物元素等には、製造上の都合により、磁気特性に影響を与えない範囲で含有させる元素を含む。また、不可避的不純物元素には、Ｒ^２として選択される希土類元素以外で、上述したような理由等で不可避的に混入する希土類元素を含む。

〈Ｒ^２とＭ^２のモル比〉
Ｒ^２とＭ^２は、式Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓで表されるモル比での組成を有する合金を形成し、改質材は、この合金を含有する。そして、ｓは０．０５≦ｓ≦０．４０を満足する。

ｓが０．０５以上であれば、主相の粗大化を回避できる温度で、改質材の融液を焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透することができる。この観点からは、ｓは、０．１０以上が好ましく、０．１５以上がより好ましい。一方、ｓが０．４０以下であれば、改質材を焼結体（改質材を拡散浸透しない場合の本開示の希土類磁石）の内部に拡散浸透した後、本開示の希土類磁石の粒界相に残留するＭ^２の含有量を抑制して、残留磁化の低下の抑制に寄与する。この観点からは、ｓは、０．３５以下、０．３０以下、０．２５以下、０．２０以下、又は０．１８以下であってもよい。

〈焼結体に由来する元素と改質材に由来する元素のモル比〉
上述したように、改質材を拡散浸透する場合、本開示の希土類磁石の全体組成は、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔで表される。この式において、前半部の（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖは、改質材を拡散浸透する前の焼結体（希土類磁石前駆体）に由来する組成を表し、後半部の（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔは、改質材に由来する組成を表す。

上式において、１００モル部の焼結体に対する改質材の割合は、ｔモル部である。すなわち、１００モル部の焼結体に、ｔモル部の改質材を拡散浸透すると、１００モル部＋ｔモル部の本開示の希土類磁石となる。言い替えると、１００モル％（１００原子％）の焼結体に対して、本開示の希土類磁石は（１００＋ｔ）モル％（（１００＋ｔ）原子％）である。

ｔが０．１以上であれば、主相を磁気分断して保磁力を向上するという効果を実質的に認めることができる。この観点からは、ｔは、０．２以上、０．３以上、０．４以上、０．５以上、０．８以上、１．０以上、又は１．２以上であってもよい。一方、ｔが１０．０以下であれば、本開示の希土類磁石の粒界相に残留するＭ^２の含有量を抑制して、残留磁化の低下を抑制する。この観点からは、ｔは、９．０以下、８．０以下、７．０以下、６．０以下、５．０以下、４．０以下、３．０以下、２．０以下、１．８以下、１．６以下、又は１．４以下であってもよい。

図１に示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０と粒界相２０を備える。以下、主相１０及び粒界相２０について説明する。

〈主相〉
主相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する。Ｒは希土類元素である。Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ「型」としたのは、主相中（結晶構造中）で、Ｒ、Ｆｅ、及びＢ以外の元素を、置換型及び／又は侵入型で含み得るためである。例えば、本開示の希土類磁石では、主相中で、Ｆｅの一部がＣｏで置換されている。主相中にＣｏが侵入型で存在していてもよい。そして、本開示の希土類磁石では、さらに、主相中で、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、及びＢのいずれかの元素の一部が、Ｍ^１で置換されていてもよい。あるいは、例えば、主相中に、Ｍ^１が侵入型で存在していてもよい。

主相はナノ結晶化されている。「主相がナノ結晶化」されているとは、主相の平均粒径が１．０μｍ未満であることを意味する。本開示の希土類磁石は、後述するように、主相がナノ結晶化されている磁性薄帯又は磁性薄片を加圧焼結して得られる。磁性薄帯又は磁性薄片は、溶湯を超急冷して得られ、主相がナノ結晶化する程度に超溶湯が急冷されていれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。この観点からは、主相の平均粒径は、０．０５μｍ以上、０．１０μｍ以上、０．２０μｍ以上、０．３０μｍ以上、０．４０μｍ以上、又は０．５０μｍ以上であってもよく、０．９０μｍ以下、０．８０μｍ以下、０．７０μｍ以下、又は０．６０μｍ以下であってもよい。

「平均粒径」は、次のように測定される。走査型電子顕微鏡像又は透過型電子顕微鏡像で、磁化容易軸の垂直方向から観察した一定領域を規定し、この一定領域内に存在する主相に対して磁化容易軸と垂直方向に複数の線を引き、主相の粒子内で交わった点と点の距離から主相の径（長さ）を算出する（切断法）。主相の断面が円に近い場合は、投影面積円相当径で換算する。主相の断面が長方形に近い場合は、直方体近似で換算する。このようにして得られた径（長さ）の分布（粒度分布）のＤ_５０の値が、平均粒径である。

〈粒界相〉
図１に示したように、本開示の希土類磁石１００は、主相１０と、主相１０の周囲に存在する粒界相２０を備える。上述したように、主相１０はＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する磁性相（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相）を含む。一方、粒界相２０は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有する相をはじめ、結晶構造が明瞭ではない相を含む。「明瞭ではない相」とは、理論に拘束されないが、その相の少なくとも一部が不完全な結晶構造を有し、それらが不規則に存在している相（状態）を意味する。あるいは、そのような相（状態）の少なくとも一部が、非晶質のように、結晶構造の様相をほとんど呈していない相のことを意味する。粒界相２０に存在する相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有する相及び結晶構造が明瞭でない相のいずれも、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合が高い。このことから、粒界相２０は、「Ｒリッチ相」、「希土類元素リッチ相」、又は「希土類リッチ相」と呼ばれることもある。

図１及び図８に示したように、本開示の希土類磁石１００及び従来の希土類磁石２００のいずれも、主相１０及び粒界相２０を備える。また、粒界相２０は、隣接部２２及び三重点２４を有する。

本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合、そして、従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合のいずれも、主相１０が生成したとき、残液は隣接部２２及び三重点２４に存在する点は共通する。しかし、残液の凝固によって生成される相は、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合と、
従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合とで異なる。

従来の希土類磁石２００の組成を有する溶湯を凝固させた場合には、主相１０がマイクロレベルの大きさになる程度に急冷されているため、隣接部２２にＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相を多く生成する。隣接部２２には、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の他に、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型及びＲＦｅ_２型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が存在する。三重点２４には、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型及びＲＦｅ_２型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が多く存在する。これに対し、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯を凝固させた場合には、隣接部２２及び三重点２４のいずれにも、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型以外の結晶構造を有し、かつＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ型の結晶構造を有する相よりもＲの存在割合の高い相が多く生成する。しかし、本開示の希土類磁石１００の組成を有する溶湯は、主相１０がナノ結晶化する程度に超急冷されているため、隣接部２２及び三重点２４のいずれにも、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は生成しないか、生成しても、その生成量は非常に少ない。

ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在量（生成量）は、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率で評価する。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、次のようにして求める。本開示の希土類磁石のＸ線回折パターンをリートベルト解析して、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率を求める。また、主相の体積率を希土類元素とホウ素の含有割合から算出する。そして、本開示の希土類磁石中で、主相以外は粒界相であるとして、粒界相の体積率を算出する。これらから、（ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率）／（粒界相の体積率）を算出して、これを、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率とする。

本開示の希土類磁石では、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相に体積比率が、粒界相に対して、０．４０以下の割合である。ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の存在によって、角形性は損なわれるため、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、可能な限り低い方が好ましい。そのため、体積比率が０．４０以下、０．３０以下、０．２２以下、０．１９以下、０．１４以下、０．１３以下、又は０．１０以下であれば、角形比が０．６以上となり、角形性に優れる。一方、角形性の観点からは、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、０が理想である。しかし、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率の上限が、上記の値を満足する限りにおいて、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率は、０．０１以上、０．０２以上、０．０３以上、０．０４以上、又は０．０５以上であっても、実用上問題ない。なお、角形比は、Ｈｒ／Ｈｃである。Ｈｃは保磁力、Ｈｒは５％減磁時の磁界である。５％減磁時の磁界とは、残留磁化（印加磁界が０ｋＡ／ｍのときの磁界）よりも５％磁化が低下したときの、ヒステリシス曲線の第二象限（減磁曲線）の磁界を意味する。

《製造方法》
次に、本開示の希土類磁石の製造方法について説明する。

本開示の希土類磁石の製造方法は、溶湯準備、溶湯冷却、及び加圧焼結の各工程を含む。加圧焼結で得られた焼結体を、本開示の希土類磁石としてもよいし、その焼結体を熱間塑性加工して、それを本開示の希土類磁石としてもよい。また、熱間塑性加工前の焼結体に改質材を拡散浸透して、それを本開示の希土類磁石としてもよい。あるいは、熱間塑性加工後の焼結体に改質材を拡散浸透して、それを本開示の希土類磁石としてもよい。異方性を有し、かつ、残留磁化と保磁力の両方に優れる希土類磁石を得られる観点からは、典型的には、加圧焼結で得られた焼結体に熱間塑性加工を施し、さらに、熱間塑性加工後の焼結体に改質材を拡散浸透することが好ましい。加圧焼結で得られた焼結体に、熱間塑性加工及び／又は改質材の拡散浸透を施す場合には、上述した各工程の他に、熱間塑性加工並びに改質材準備及び拡散浸透の各工程を追加する。以下、それぞれの工程について説明する。

〈溶湯準備〉
モル比での式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖで表される組成を有する溶湯を準備する。この式において、Ｒ^１、Ｌａ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、及びＭ^１、並びにｘ、ｙ、ｚ、ｗ、及びｖについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。後続する過程で減耗することがある元素については、その減耗分を見込んでおいてもよい。

〈溶湯冷却〉
上述の組成を有する溶湯を５×１０^５～５×１０^７℃／秒の速度で冷却（超急冷）する。このような速度で冷却（超急冷）することで、ナノ結晶化された主相を有し、かつ、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成が抑制されている、磁性薄帯又は磁性薄片が得られる。ナノ結晶化された主相は、アモルファス化した磁性薄帯又は磁性薄片を加圧焼結する際に、加圧焼結の熱でアモルファスをナノ結晶化することによっても得られるが、その場合には、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相も多く生成する。溶湯の冷却速度が５×１０^７℃／秒以下であれば、磁性薄帯又は磁性薄片がアモルファス化しない。溶湯を冷却（超急冷）したままで、ナノ結晶化された主相を得るには、溶湯の冷却速度を５×１０^７℃／秒以下にした上で、溶湯を５×１０^５℃／秒以上又は１×１０^６℃／秒以上の速度で冷却（超急冷）する。

溶湯を上述した速度で冷却することができれば、その方法は特に制限されないが、典型的には、液体急冷法等が挙げられる。液体急冷法に類する方法として、ストリップキャスト法が挙げられる。ストリップキャスト法の冷却ロールを、通常よりも高速で回転することにより、液体急冷法と同様の効果が得られる。液体急冷法及びストリップキャスト法それぞれについて、図面を用いて簡単に説明する。

図２は、液体急冷法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。

液体急冷装置５０は、噴射ノズル５１、ヒータ５２、及び冷却ロール５３を備える。噴射ノズル５１は、冷却ロール５３の外周面に対向して設置されている。噴射ノズル５１から、高速で回転する冷却ロール５３の外周面に対して溶湯を噴射し、溶湯を冷却して、磁性薄帯５４を得る。冷却ロールの回転速度及び／又は噴射条件によっては、磁性薄片５５を得ることができる。後述するストリップキャスト装置に比べて、液体急冷装置５０では、噴射ノズル５１から、直接、冷却ロール５３の外周面に溶湯を噴射するため、溶湯を超急冷することができる。

噴射ノズル５１には、溶湯を供給してもよいし、噴射ノズル５１に溶湯の原材料を装入し、ヒータ５２で原材料を溶解してもよい。

冷却ロール５３は、銅やクロムなどの熱伝導性の高い材料から形成されており、冷却ロール５３の表面は、高温の溶湯との浸食を防止するため、クロムメッキ等が施される。冷却ロール５３は、図示していない駆動装置により、所定の回転速度で矢印方向に回転することができる。

溶湯を上述の速度で冷却するためには、冷却ロール５３の周速は、１５～３０ｍ／ｓであってよい。液体急冷法を用いて溶湯を冷却する際の雰囲気は、溶湯の酸化等を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

噴射ノズル５１から冷却ロール５３の外周面に噴射するときの溶湯の温度は、１３５０℃以上、１４００℃以上、又は１４５０℃以上であってよく、１６００℃以下、１５５０℃以下、又は１５００℃以下であってよい。

図３は、ストリップキャスト法に用いる冷却装置を模式的に示す説明図である。

ストリップキャスト装置７０は、溶解炉７１、タンディッシュ７３、及び冷却ロール７４を備える。溶解炉７１において原材料が溶解され、上述の組成を有する溶湯７２が準備される。溶湯７２はタンディッシュ７３に一定の供給量で供給される。タンディッシュ７３に供給された溶湯７２は、タンディッシュ７３の端部から自重によって冷却ロール７４に供給される。

タンディッシュ７３は、セラミックス等で構成され、溶解炉７１から所定の流量で連続的に供給される溶湯７２を一時的に貯湯し、冷却ロール７４への溶湯７２の流れを整流することができる。また、タンディッシュ７３は、冷却ロール７４に達する直前の溶湯７２の温度を調整する機能をも有する。

冷却ロール７４は、銅やクロムなどの熱伝導性の高い材料から形成されており、冷却ロール７４の表面は、高温の溶湯との浸食を防止するため、クロムメッキ等が施される。冷却ロール７４は、図示していない駆動装置により、所定の回転速度で矢印方向に回転することができる。

上述の冷却速度を得るためには、冷却ロール７４の周速は、２０～４０ｍ／ｓであってよい。

タンディッシュ７３の端部から冷却ロール７４に供給されるときの溶湯の温度は、１３５０℃以上、１４００℃以上、又は１４５０℃以上であってよく、１６００℃以下、１５５０℃以下、又は１５００℃以下であってよい。

冷却ロール７４の外周上で冷却され、凝固された溶湯７２は、磁性合金７５となって冷却ロール７４から剥離し、回収装置（図示しない）で回収される。磁性合金７５の形態は、薄帯又は薄片が典型的である。ストリップキャスト法を用いて溶湯を冷却する際の雰囲気は、溶湯の酸化等を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈加圧焼結〉
磁性薄帯又は磁性薄片を加圧焼結して、焼結体を得る。無加圧焼結と比較して、加圧焼結では、加圧力を付与することにより、比較的低温かつ短時間で、磁性薄帯又は磁性薄片を焼結することができる。これにより、ナノ結晶化した主相を粗大化することなく、かつ、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制しつつ、焼結体を得ることができる。また、後述する改質材の拡散浸透温度と比較すると、加圧焼結温度は高温である。そのため、加圧焼結中は、主相の表面部と粒界相が液相になっていることから、加圧焼結御に速やかに冷却すれば、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相は生成し難い。

加圧焼結時の条件は、主相が粗大化せず、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制できる範囲で適宜決定すればよい。加圧焼結温度としては、例えば、４７０℃以上、５００℃以上、５５０℃以上、又は６３０℃以上であってよく、７５０℃以下、７００℃以下、６７０℃以下、又は６５０℃以下であってよい。加圧焼結圧力としては、例えば、５０ＭＰａ以上、１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以上、又は３５０ＭＰａ以上であってよく、６００ＭＰａ以下、５００ＭＰａ以下、４５０ＭＰａ以下、又は４００ＭＰａ以下であってよい。加圧焼結時間としては、例えば、５分以上、１０分以上、１５分以上、３０分以上、又は６０分以上であってよく、１５０分以下、１２０分以下、又は９０分以下であってよい。加圧焼結の終了後は、焼結型から焼結体を取り出した後、焼結体を速やかに冷却する。これにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。冷却速度は、例えば、１０℃／分以上、３０℃／分以上、又は５０℃／分以上であってよく、１０００℃／分以下、８００℃／分以下、６００℃／分以下、４００℃／分以下、２００℃／分以下、１００℃／分以下、８０℃／分以下、又は７０℃／分以下であってよい。加圧焼結中の磁性薄帯又は磁性薄片の酸化を抑制するため、加圧焼結雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

ナノ結晶化されている主相を有する磁性薄帯又は磁性薄片は非常に薄いため、加圧焼結型への装入及び／又は加圧焼結操作によって、磁性薄帯又は磁性薄片が粉砕されるが、加圧焼結前に、磁性薄帯又は磁性薄片を予め粉砕しておいてもよい。粉砕には、例えば、ピンミル、カッターミル、ボールミル、及びジェットミル等を用いることができる。これらを組み合わせて用いてもよい。

〈熱間塑性加工〉
加圧焼結で得た焼結体を熱間塑性加工してもよい。このようにすることで、本開示の希土類磁石に異方性を付与することができる。熱間塑性加工は、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成しやすい温度よりも高い温度かつ短時間で行われ、熱間塑性加工後は、速やかに冷却される。そのため、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制でき、かつ、主相の粗大化も回避できる。

熱間塑性加工の条件は、焼結体に異方性が付与され、主相が粗大化せず、かつ、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制できる範囲で適宜決定すればよい。熱間塑性加工温度は、例えば、７５０℃以上、７７０℃以上、又は７９０℃以上であってよく、８５０℃以下、８３０℃以下、又は８００℃以下であってよい。また、熱間塑性加工圧力は、例えば、５０ＭＰａ以上、１００ＭＰａ、２００ＭＰａ以上、５００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上、又は９００ＭＰａ以上であってよく、３０００ＭＰａ以下、２５００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下、１５００ＭＰａ以下、又は１０００ＭＰａ以下であってよい。圧下率は、１０％以上、３０％以上、５０％以上、６０％以上であってよく、８０％以下、７５％以下、７０％以下、又は６５％以下であってよい。熱間塑性加工時の歪速度は、０．０１／ｓ以上、０．１／ｓ以上、１．０／ｓ以上、又は３．０／ｓ以上であってよく、１５．０／ｓ以下、１０．０／ｓ以下、又は５．０／ｓ以下であってよい。

熱間塑性加工の終了後は、焼結体を速やかに冷却する。これにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。冷却速度は、例えば、１０℃／分以上、３０℃／分以上、又は５０℃／分以上であってよく、１０００℃／分以下、８００℃／分以下、６００℃／分以下、４００℃／分以下、３００℃／分以下、２００℃／分以下、１００℃／分以下、又は７０℃／分以下であってよい。熱間加工中の焼結体の酸化を抑制するため、加圧焼結雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈改質材準備〉
モル比での式Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓで表される組成を有する改質材を準備する。改質材の組成を表す式において、Ｒ^２及びＭ^２並びにｓについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

改質材準備の方法としては、例えば、改質材の組成を有する溶湯から、液体急冷法又はストリップキャスト法等を用いて薄帯及び／又は薄片等を得る方法が挙げられる。この方法では、溶湯が急冷されるため、改質材中に偏析が少なく、好ましい。また、改質材準備の方法としては、例えば、ブックモールド等の鋳型に、改質材の組成を有する溶湯を鋳造することが挙げられる。この方法では、比較的簡便に多量の改質材を得られる。改質材の偏析を少なくするためには、ブックモールドは、熱伝導率の高い材料で造られていることが好ましい。また、鋳造材を均一化熱処理して、偏析を抑制することが好ましい。さらに、改質材準備の方法としては、容器に改質材の原材料を装入し、その容器中で原材料をアーク溶解して、その溶融物を冷却して鋳塊を得る方法が挙げられる。この方法では、原材料の融点が高い場合でも、比較的容易に改質材を得ることができる。改質材の偏析を少なくする観点から、鋳塊を均一化熱処理することが好ましい。

〈拡散浸透〉
磁性薄帯又は磁性薄片を焼結して得た焼結体に改質材を拡散浸透する。あるいは、磁性薄帯又は磁性薄片を焼結して得た焼結体を熱間塑性加工し、熱間塑性加工後の焼結体に改質材を拡散浸透する。拡散浸透の方法としては、典型的には、焼結体に改質材を接触させて接触体を得て、その接触体を加熱して、改質材の融液を焼結体の内部に拡散浸透する。改質材の融液は、図１の粒界相２０を通じて、拡散浸透する。そして、改質材の融液が粒界相２０中で凝固し、主相１０同士を磁気分断して、保磁力、特に、高温での保磁力が向上する。

接触体の態様は、焼結体に改質材が接触していれば、特に制限はない。接触体の態様としては、焼結体にストリップキャスト法で得た薄帯及び／又は薄片の改質材を接触させた態様、あるいは、ストリップキャスト材、ブックモールド材、及び／又はアーク溶解凝固材を粉砕した改質材粉末を焼結体に接触させる態様等が挙げられる。

拡散浸透条件は、改質材が焼結体の内部に拡散浸透し、主相が粗大化せず、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を著しく促進しない条件であれば、特に制限はない。上述したように、主相の粗大化を回避しつつ、改質材を焼結体の内部に拡散浸透する温度域は、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成し易い温度域と重複する。このことから、焼結体の組成、すなわち、焼結体を得る際に準備する溶湯の組成に関し、溶湯の全体組成の式のｘ及びｚが、ｚ≦２ｘ＋０．２の関係を満足するようにする。ｚ≦２ｘ＋０．２の技術的意義については、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

拡散浸透温度は、例えば、５５０℃以上、６００℃以上、又は６５０℃以上であってよく、７５０℃以下、７４０℃以下、７３０℃以下、７２０℃以下、７１０℃以下、又は７００℃以下であってよい。拡散浸透時間は、３０分以上、６０分以上、９０分以上、又は１２０分以上であってよく、３００分以下、２４０分以下、２１０分以下、１８０分以下、１６５分以下、又は１５０分以下であってよい。改質材の拡散浸透後は、焼結体を速やかに冷却することが好ましい。これにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。冷却速度は、例えば、１０℃／分以上、３０℃／分以上、又は５０℃／分以上であってよく、１０００℃／分以下、８００℃／分以下、６００℃／分以下、４００℃／分以下、３００℃／分以下、２００℃／分以下、１００℃／分以下、又は７０℃／分以下であってよい。拡散浸透中の焼結体の酸化を抑制するため、拡散浸透雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

改質材の拡散浸透に際しては、１００モル部の焼結体に対して、ｔモル部の改質材を焼結体に接触させる。ｔについては、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

焼結体の主相が粗大化しない温度で改質材を拡散浸透するため、改質材の拡散浸透前の主相の平均粒径と、改質材の拡散浸透後の主相の平均粒径は、実質的に同じ範囲の大きさである。主相の平均粒径及び結晶構造については、「《希土類磁石》」で説明したとおりである。

改質材の拡散浸透中は、焼結体及び改質材の酸化を抑制するため、拡散浸透雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

〈変形〉
これまで説明してきたこと以外でも、本開示の希土類磁石及びその製造方法は、特許請求の範囲に記載した内容の範囲内で種々の変形を加えることができる。例えば、熱間塑性加工前若しくは後、又は、改質材の拡散浸透前若しくは後に、所謂最適化熱処理を行ってもよい。最適化熱処理とは、本開示の希土類磁石の組織、特に粒界相の組織を整える熱処理であり、残留磁化、保磁力、及び角形性を一層向上することができる。最適化熱処理温度は、例えば、４７０℃以上、５５０℃以上、又は６００℃以上であってよく、７５０℃以下、７３０℃以下、又は７００℃以下であってよい。最適化熱処理時間は、５分以上、１５分以上、６０分以上、又は１２０分以上であってよく、３００分以下、２４０分以下、２１０分以下、１８０分以下、１６５分以下、又は１５０分以下であってよい。最適化熱処理の終了後は、焼結体を速やかに冷却する。これにより、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の生成を抑制することができる。冷却速度は、例えば、１０℃／分以上、３０℃／分以上、又は５０℃／分以上であってよく、２０００℃／分以下、１０００℃／分以下、又は５００℃／分以下であってよい。最適化熱処理中の磁石の酸化を抑制するため、最適化熱処理雰囲気は、不活性ガス雰囲気が好ましい。不活性ガス雰囲気には、窒素ガス雰囲気を含む。

以下、本開示の希土類磁石及びその製造方法を実施例及び比較例により、さらに具体的に説明する。なお、本開示の希土類磁石及びその製造方法は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

《試料の準備》
次の手順で、実施例１～１８及び比較例１～９の試料を準備した。なお、実施例１～１０及び比較例１～４の試料は、改質材を拡散浸透しなかった試料であり、実施例１１～１７及び比較例５～８の試料は、改質材を拡散浸透した試料である。

〈実施例１～１０及び比較例１～２及び４の試料の準備〉
表１に示した組成の液体急冷材（磁性薄帯）を準備した。準備には、図２に示した液体急冷装置５０を用いた。冷却ロール５３の周速は、実施例１～１０及び比較例１～２については、２０ｍ／ｓであった。比較例４については、周速は４０ｍ／ｓであった。この液体急冷材を粗粉砕した後、これを加圧焼結した。溶湯の冷却速度は、表１に示すとおりであった。加圧焼結時の温度は６００℃、圧力は４００ＭＰａ、そして加圧焼結時間は１５分であった。

加圧焼結後、室温まで２００℃／分の速度で冷却し、焼結体を得た。この焼結体を熱間塑性加工した。熱間塑性加工温度は７５０℃であり、熱間塑性加工圧力は１００ＭＰａであり、歪速度は０．１／ｓであり、圧下率は７５％であり、熱間塑性加工後の冷却速度は３００℃／分であった。

〈実施例１１～１８及び比較例５～９の試料の準備〉
表２に示した組成を有する熱間塑性加工後の焼結体に改質材を拡散浸透した。改質材としては、Ｎｄ_０．６Ｔｂ_０．２Ｃｕ_０．２（モル比）の組成を有する合金を使用し、７００℃で１６５分にわたり、改質材を焼結体に拡散浸透した。拡散浸透後の冷却速度は、１００℃／分であった。熱間塑性加工後の焼結体は、実施例１～１０と同様に準備した。

〈比較例３及び８の試料の準備〉
表１に示した組成のストリップキャスト材（磁性薄帯）を準備した。準備には、図３に示したストリップキャスト装置７０を用いた。冷却ロール７４の周速は、１ｍ／ｓであった。このストリップキャスト材を水素脆化で粗粉砕した後、さらにジェットミルを用いて粉砕し、磁性粉末を得た。ストリップキャスト法を用いて溶湯を冷却したとき、溶湯の冷却速度は、１０^３℃／秒であった。また、磁性粉末の粒径はＤ_５０で３．０μｍであった。磁性粉末を１０５０℃で４時間にわたり無加圧焼結（無加圧液相焼結）し、その後、室温まで１００℃／分の速度で冷却して、焼結体を得た。この焼結体を比較例３の試料とした。

比較例８の試料については、焼結後、室温まで冷却した焼結体に、改質材を拡散浸透した。改質材としては、Ｎｄ_０．６Ｔｂ_０．２Ｃｕ_０．２（モル比）の組成を有する合金を使用し、９５０℃で１６５分にわたり、改質材を焼結体に拡散浸透した。拡散浸透後の冷却速度は、１℃／分であった。

《評価》
振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いて、各試料の磁気特性を２７℃（３００Ｋ）及び１８０℃（４５３Ｋ）で測定した。１８０℃での残留磁化については、残留磁化の温度係数で評価した。残留磁化の温度係数は、式〔｛（１８０℃での残留磁化）－（２７℃での残留磁化）｝／（１８０℃－２７℃）〕×１００で算出される値である。残留磁化の温度係数の絶対値が小さいほど、高温での残留磁化の低下が少なく、残留磁化の温度係数の絶対値は０．１以下であることが好ましい。

各試料について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察を行い、主相の平均粒径を求めた。また、各試料について、Ｘ線回折分析を行い、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積率を求め、さらに「《希土類磁石》」で説明した方法で、粒界相に対する、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率を求めた。

結果を表１－１及び表１－２並びに表２－１及び表２－２に示す。表１－１及び表１－２は改質材を拡散浸透しなかった試料の結果を示し、表２－１及び表２－２は改質材を拡散浸透した試料の結果を示す。これらの表の中で、「１－２相」は、「ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相」を意味する。図４は、実施例２の試料の減磁曲線を示すグラフである。図５は、比較例３の試料の減磁曲線を示すグラフである。図６は、実施例１～１０及び比較例１～４の試料（改質材の拡散浸透なしの試料）について、Ｌａのモル比ｘとＣｏのモル比ｚの関係を示すグラフである。図７は、実施例１１～１７及び比較例５～８の試料（改質材の拡散浸透ありの試料）について、Ｌａのモル比ｘとＣｏのモル比ｚの関係を示すグラフである。

表１－１～表１－２及び表２－１～表２－２並びに図４～図５から、実施例の試料は、いずれも、角形性と高温での残留磁化の両方に優れていることを確認できた。これに対して、比較例の試料は、角形性と高温での残留磁化のうち、そのいずれか又は両方が劣っていることを確認できた。

図６及び図７から、Ｌａのモル比ｘが０．０５以下の領域で、改質材を拡散浸透しなかった試料（図６、参照）に比較して、改質材を拡散浸透した試料（図７、参照）の方が、Ｌａのモル比ｘが同じであるとき、Ｃｏのモル比ｚが小さいことを理解できる。このことから、改質材の拡散浸透時に、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相が生成しやすく、Ｃｏの含有割合（モル比）を小さくしておく必要があることを理解できる。

以上の結果から、本開示の希土類磁石及びその製造方法の効果を確認できた。

１０ 主相
２０ 粒界相
２２ 隣接部
２４ 三重点
２６ ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相
５０ 液体急冷装置
５１ 噴射ノズル
５２ ヒータ
５３ 冷却ロール
５４ 磁性薄帯
５５ 磁性薄片
７０ ストリップキャスト装置
７１ 溶解炉
７２ 溶湯
７３ タンディッシュ
７４ 冷却ロール
７５ 磁性合金
１００ 本開示の希土類磁石
２００ 従来の希土類磁石

Claims (12)

1. 主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
   モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１５≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、及び
   ０≦ｖ≦２．０
   である。）で表され、
   前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
   前記主相の平均粒径が１μｍ未満であり、かつ、
   前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．４０以下の割合である、
   希土類磁石。
2. 主相及び前記主相の周囲に存在する粒界相を備え、
   モル比での全体組成が、式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ・（Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ）_ｔ（ただし、Ｒ^１及びＲ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１５≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、
   ０≦ｖ≦２．０、
   ０．０５≦ｓ≦０．４０、及び
   ０．１≦ｔ≦１０．０
   である。）で表され、
   前記ｘ及び前記ｚが、ｚ≦２ｘ＋０．２を満足し、
   前記主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ型（ただし、Ｒは希土類元素である。）の結晶構造を有しており、
   前記主相の平均粒径が１μｍ未満であり、かつ、
   前記粒界相中で、ＲＦｅ_２型の結晶構造を有する相の体積比率が、前記粒界相に対して、０．４０以下の割合である、
   希土類磁石。
3. 前記ｔが１．０≦ｔ≦２．５を満足する、請求項２に記載の希土類磁石。
4. 前記Ｒ^２がＮｄ及びＴｂからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、請求項２又は３に記載の希土類磁石。
5. 前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類磁石。
6. 請求項１に記載の希土類磁石の製造方法であって、
   モル比での式（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｌａ_ｘ）_ｙ（Ｆｅ_{（１－ｚ）}Ｃｏ_ｚ）_{（１００－ｙ－ｗ－ｖ）}Ｂ_ｗＭ^１ _ｖ（ただし、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^１は、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、かつ、
   ０≦ｘ≦０．１、
   １２．０≦ｙ≦２０．０、
   ０．１５≦ｚ≦０．３、
   ５．０≦ｗ≦２０．０、及び
   ０≦ｖ≦２．０
   である。）で表される組成を有する溶湯を準備すること、
   前記溶湯を５×１０^５～５×１０^７℃／秒の速度で冷却して、磁性薄帯又は磁性薄片を得ること、及び、
   前記磁性薄帯又は前記磁性薄片を加圧焼結して、焼結体を得ること
   を含む、希土類磁石の製造方法。
7. 前記磁性薄帯又は前記磁性薄片を、５５０～７５０℃で加圧焼結する、請求項６に記載の希土類磁石の製造方法。
8. 前記焼結体を熱間塑性加工すること、をさらに含む、請求項６又は７に記載の希土類磁石の製造方法。
9. 前記ｘ及び前記ｚが、ｚ≦２ｘ＋０．２を満足し、かつ、
   モル比での式Ｒ^２ _{（１－ｓ）}Ｍ^２ _ｓ（ただし、Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、及びＨｏからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｍ^２は、Ｒ^２と合金化する希土類元素以外の金属元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、０．０５≦ｓ≦０．４０である。）で表される組成を有する改質材を準備すること、及び
   前記焼結体に前記改質材を拡散浸透すること、
   をさらに含む、請求項６～８のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。
10. 前記拡散浸透を、５５０～７５０℃で行う、請求項９に記載の希土類磁石の製造方法。
11. 前記Ｒ^２がＮｄ及びＴｂであり、かつ前記Ｍ^２がＣｕ及び不可避的不純物元素である、請求項９又は１０に記載の希土類磁石の製造方法。
12. 前記Ｒ^１がＮｄ及びＰｒからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、かつ前記Ｍ^１がＧａ、Ａｌ、及びＣｕからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である、請求項６～１１のいずれか一項に記載の希土類磁石の製造方法。

Images