JPWO2005001856A1 - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる主相結晶粒と、主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも有し、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８〜１．０、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝２．０〜１３．０を満足するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石とする。 ただし、Ｘ：焼結体中の所定数の主相結晶粒における（重希土類元素の重量比）／（全希土類元素の重量比）、Ｙ：焼結体全体における（重希土類元素の重量比／全希土類元素の重量比）、 ＡＶＥ（Ｘ）：所定数の主相結晶粒について求めたＸの平均値、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ：所定数の主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最小値、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ：所定数の主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最大値

Description

本発明は、Ｒ（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上（ただし希土類元素はＹ（イットリウム）を含む概念である））、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素）及びＢ（ホウ素）を主成分とする磁気特性に優れたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石及びその製造方法に関するものである。

希土類永久磁石の中でもＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、磁気特性に優れていること、主成分であるＮｄが資源的に豊富で比較的安価であることから、各種電気機器に使用されている。
ところが、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石にもいくつかの解消すべき技術的な課題がある。その一つが、熱安定性が低いために温度上昇に伴う保磁力の低下が著しいということである。このため、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏに代表される重希土類元素を添加することにより室温の保磁力を高めることで、昇温によって保磁力が低下しても使用に支障をきたさない程度に維持できるようにすることが、例えば、特許文献１（特公平５−１０８０６号公報）に提案されている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相結晶粒と、この主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体から構成される。磁気特性への影響が大きい主相結晶粒における重希土類元素の最適な濃度分布及びその制御方法についての提案が特許文献２（特開平７−１２２４１３号公報）及び特許文献３（特開２０００−１８８２１３号公報）に開示されている。
特許文献２は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、Ｔは遷移金属の１種又は２種以上）を主体とする主相と、Ｒリッチ相（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上）とを主構成相とする希土類永久磁石において、前記Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒内で重希土類元素を少なくとも３ヵ所高濃度に分布させることを提案している。特許文献２のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂを主構成相とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金と、重希土類元素を少なくとも１種含有するＲ−Ｔ共晶の面積率が５０％以下であるＲ−Ｔ系合金をそれぞれ粉砕・混合後、成形、焼結することにより得られるとしている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金はＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒を主構成相とするのが望ましく、２７ｗｔ％≦Ｒ≦３０ｗｔ％、１．０ｗｔ％≦Ｂ≦１．２ｗｔ％、Ｔ：ｂａｌの組成とすることを推奨している。
また、特許文献３は、重希土類元素の濃度が結晶粒界相より高い第１のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型主相結晶粒と、前記重希土類元素の濃度が結晶粒界相より低い第２のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型主相結晶粒とを含有する組織を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が、高い残留磁束密度及び高い最大エネルギー積を示すことを開示している。
特許文献３は、上述した組織を得るために、Ｄｙ等の重希土類元素の含有量が異なる２種類以上のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を混合するいわゆる混合法を採用する。この場合、各Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金粉末の組成は、Ｒ元素の合計量が各合金粉末で同じになるようにしている。例えばＮｄ＋Ｄｙの場合、一方の合金粉末を２９．０％Ｎｄ＋１．０％Ｄｙとし、他方の合金粉末を１５．０％Ｎｄ＋１５．０％Ｄｙとする。また、Ｒ元素以外の元素については、各合金粉末が実質的に同じであるのが好ましいとしている。
特許文献２によるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、得られる保磁力（ｉＨｃ）が１４ｋＯｅ程度であり、より一層の保磁力の向上が望まれる。
また、特許文献３に開示された提案は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の残留磁束密度及び最大エネルギー積を向上させるために有効な技術である。ところが、保磁力が得にくく、高い残留磁束密度及び保磁力を兼備することが難しい。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、高い残留磁束密度及び高い保磁力を兼備することのできるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を提供することを目的とする。

かかる目的を達成するために、重希土類元素を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石における重希土類元素の濃度を所定の範囲とすることにより、高い残留磁束密度及び高い保磁力を兼備するのに有効であることを知見した。
すなわち本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上（ただし希土類元素はＹ（イットリウム）を含む概念である）、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相結晶粒と、主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも備える焼結体からなり、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８〜１．０、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝２．０〜１３．０を満足することを特徴としている。
ただし、Ｘ：前記焼結体中の所定数の前記主相結晶粒における（重希土類元素の重量比）／（全希土類元素の重量比）、
Ｙ：前記焼結体全体における（重希土類元素の重量比／全希土類元素の重量比）、
ＡＶＥ（Ｘ）：所定数の前記主相結晶粒について求めたＸの平均値、
（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ：所定数の前記主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最小値、
（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ：所定数の前記主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最大値）
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石において、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝０．１〜０．６、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ＝１．０〜１．６を満足することが望ましい。
また本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石において、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８２〜０．９８を満足すること、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝３．０〜１０．０を満足すること、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝０．１〜０．５、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ＝１．１〜１．５を満足することがさらに望ましい。
さらに本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石において、主相結晶粒が占める領域（主相）の総面積の８５％以上が、粒径１５μｍ以下の粒子で占められていること、さらに主相結晶粒が占める領域の総面積の８５％以上が、粒径１０μｍ以下の粒子で占められていることが望ましい。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ：２５〜３７ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することが望ましい。この場合、Ｒとして重希土類元素が０．１〜８．０ｗｔ％含有することができる。
以上の本発明によるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる結晶粒と、主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも備え、Ｒとして重希土類元素を含有する焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石であって、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相を主体とする低Ｒ合金粉末と、低Ｒ合金粉末よりＲを多く含みかつＲとしてＤｙ及び／又はＴｂを含む高Ｒ合金粉末とを磁場中成形する工程と、磁場中成形で得られた成形体を焼結する工程と、を備え、高Ｒ合金粉末が、焼結体中に含まれる重希土類元素量の３０ｗｔ％以上の重希土類元素を含有する本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法により製造することができる。
ここで、焼結体中に含まれる重希土類元素量を０．１〜８．０ｗｔ％とすることができるが、このとき高Ｒ合金粉末は、焼結体中に含まれる重希土類元素量の５０ｗｔ％以上の重希土類元素を含有することがさらに望ましい。そして得られる焼結体の組成は、前述したように、Ｒ：２５〜３７ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、残部実質的にＦｅからなることが望ましい。
上記組成の焼結体を得る場合、低Ｒ合金粉末は、Ｒ：２５〜３８ｗｔ％、Ｂ：０．９〜２．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなる組成を有すること、さらに高Ｒ合金粉末は、Ｒ：２６〜７０ｗｔ％、Ｃｏ：０．３〜３０ｗｔ％、Ｃｕ：０．０３〜５．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなる組成を有することが高い磁気特性を得る上で望ましい。

第１図は第１実施例で用いた低Ｒ合金及び高Ｒ合金の組成を示す図表、第２図は第１実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第３図は実施例１の元素マッピングの結果を示す図、第４図は比較例１の元素マッピングの結果を示す図、第５図は第１実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表、第６図は第２実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第７図は第２実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表、第８図は実施例１について、その鏡面研磨面の顕微鏡観察像を画像解析することにより求めた、主相結晶粒の円相当径とその面積割合を示すグラフ、第９図は実施例３について、その鏡面研磨面の顕微鏡観察像を画像解析することにより求めた、主相結晶粒の円相当径とその面積割合を示すグラフ、第１０図は実施例４について、その鏡面研磨面の顕微鏡観察像を画像解析することにより求めた、主相結晶粒の円相当径とその面積割合を示すグラフ、第１１図は実施例５について、その鏡面研磨面の顕微鏡観察像を画像解析することにより求めた、主相結晶粒の円相当径とその面積割合を示すグラフ、第１２図は第３実施例で用いた低Ｒ合金及び高Ｒ合金の組成を示す図表、第１３図は第３実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第１４図は実施例６の元素マッピングの結果を示す図、第１５図は比較例３の元素マッピングの結果を示す図、第１６図は第３実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表、第１７図は第３実施例で得られた焼結磁石の結晶粒径の測定結果を示す図表、第１８図は第４実施例で用いた低Ｒ合金及び高Ｒ合金の組成を示す図表、第１９図は第４実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第２０図は比較例５の元素マッピングの結果を示す図、第２１図比較例６の元素マッピングの結果を示す図、第２２図は第４実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表、第２３図は比較例５の測定対象となった主相結晶粒に対するＸ／Ｙの割合を示す図、第２４図は比較例６の測定対象となった主相結晶粒に対するＸ／Ｙの割合を示す図、第２５図は第５実施例で用いた低Ｒ合金及び高Ｒ合金の組成を示す図表、第２６図は第５実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第２７図第４実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表、第２８図は第５実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒の粒径の測定結果を示す図表、第２９図は第６実施例で用いた低Ｒ合金及び高Ｒ合金の組成を示す図表、第３０図は第６実施例で得られた焼結磁石の化学組成及び磁気特性を示す図表、第３１図は第６実施例で得られた焼結磁石の主相結晶粒のＤｙ濃度測定結果を示す図表である。

以下、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石について詳述する。
＜組織＞
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、よく知られているように、Ｒ_２Ｔ_{１ ４}Ｂ結晶粒（Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする遷移金属元素の１種又は２種以上）からなる主相と、この主相よりもＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体から構成される。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、焼結体の主相を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒に含まれる重希土類元素の濃度が、粒子ごとに大きく異なっている。しかも、主相結晶粒における（重希土類元素量（ｗｔ％）／全希土類元素量（ｗｔ％），この値をＸとする）の平均値（ＡＶＥ（Ｘ））は、焼結体全体における（重希土類元素量（ｗｔ％）／全希土類元素量（ｗｔ％），この値をＹとする）の値以下となる。このことが、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石に高い残留磁束密度を付与する上で重要である。つまり、磁石の磁化を担う主相結晶粒の平均した重希土類元素濃度が平均的に低くなることで、主相結晶粒の飽和磁化（Ｍｓ）が高くなり、結果として焼結体としての残留磁束密度が高くなるものと解される。特に、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８〜１．０とすることが、高い残留磁束密度を得るために重要である。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石において、特に、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８〜１．０とすることが重要である。ＡＶＥ（Ｘ）が０．８未満では高い保磁力が得にくいからである。一方、ＡＶＥ（Ｘ）が１．０を超えると、残留磁束密度の向上効果を十分に享受することができない。望ましいＡＶＥ（Ｘ）／Ｙは０．８２〜０．９８、さらに望ましいＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８４〜０．９５である。
本発明において、高い残留磁束密度を得るための指標として、所定数の主相結晶粒について求めたＸ／Ｙの最小値（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、最大値（Ｘ／Ｙ）ｍａｘが、０．１≦（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ≦０．６、１．０≦（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ≦１．６となることが望ましい。（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎの望ましい範囲は０．１〜０．５、さらに望ましい範囲は０．１〜０．３である。また、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの望ましい範囲は、１．１〜１．５、さらに望ましい範囲は１．２〜１．４である。なお、所定数は、８０個程度とすればよい。
（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎは、主相における重希土類元素の濃度差を示すことになるが、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎを２．０〜１３．０、望ましくは３．０〜１０．０、さらに望ましくは４．０〜９．０とする。
本来有している高い保磁力を発揮するために、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、主相結晶粒が占める領域の総面積の８５％以上が、粒径１５μｍ以下の粒子で占められていることが望ましい。より望ましくは、主相結晶粒の総面積の８５％以上が、粒径１０μｍ以下の粒子で占められる。この規定は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が粗大な結晶粒子を含まないことの指標となる。この中で、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、主相結晶粒の平均粒径が２．５〜１０μｍの範囲にあることがより望ましい。
以上のように粗大な主相結晶粒を含まない焼結体を得るためには、後述するように微粉砕粉末の粒径を小さくし、かつ焼結温度を低めに設定すればよい。なお、主相結晶粒の粒径、面積は、後述する実施例に示すように、焼結体の研磨面の顕微鏡観察像を画像解析により求めることができる。
＜化学組成＞
次に、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の望ましい化学組成について説明する。ここでいう化学組成は、焼結後における化学組成をいう。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、希土類元素（Ｒ）を２５〜３７ｗｔ％含有する。
ここで、本発明におけるＲは、Ｙ（イットリウム）を含む概念を有している。したがって本発明におけるＲは、Ｙ（イットリウム），Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ及びＬｕの１種又は２種以上から選択される。Ｒの量が２５ｗｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の主相となるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の生成が十分ではなく軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒが３７ｗｔ％を超えると主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。またＲが酸素と反応し、含有する酸素量が増え、これに伴い保磁力発生に有効なＲリッチ相が減少し、保磁力の低下を招く。したがって、Ｒの量は２５〜３７ｗｔ％とする。望ましいＲの量は２８〜３５ｗｔ％、さらに望ましいＲの量は２９〜３３ｗｔ％である。なお、ここでいうＲの量は重希土類元素を含んでいる。
Ｎｄ、Ｐｒは資源的に豊富で比較的安価であることから、Ｒとしての主成分をＮｄとすることが好ましい。一方、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、保磁力向上のため重希土類元素を含む。ここで、本発明における重希土類元素とは、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕの１種又は２種以上をいう。この中では、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上を含有するのが最も望ましい。よって、ＲとしてのＮｄ又はＮｄとＰｒ及びＤｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上を選択し、Ｎｄ又はＮｄとＰｒ及びＤｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上の合計を２５〜３７ｗｔ％、望ましくは２８〜３５ｗｔ％とする。そして、この範囲において、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上の量は０．１〜８．０ｗｔ％とすることが望ましい。Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上の含有量は、残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって上記範囲内においてその量を定めることができる。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上の量を０．１〜３．５ｗｔ％と低めに設定し、高い保磁力を得たい場合にはＤｙ、Ｈｏ、Ｔｂの１種又は２種以上の量を３．５〜８．０ｗｔ％と高めに設定すればよい。
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜４．５ｗｔ％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。一方で、Ｂが４．５ｗｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、上限を４．５ｗｔ％とする。望ましいＢの量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＢの量は０．８〜１．２ｗｔ％である。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０２〜０．５ｗｔ％の範囲で含有することができる。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌを添加する場合において、望ましいＡｌの量は０．０３〜０．３ｗｔ％、さらに望ましいＡｌの量は、０．０５〜０．２５ｗｔ％である。また、Ｃｕを添加する場合において、望ましいＣｕの量は０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、さらに望ましいＣｕの量は０．０３〜０．１２ｗｔ％である。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｃｏを２ｗｔ％以下（０を含まず）、望ましくは０．１〜１．０ｗｔ％、さらに望ましくは、０．３〜０．７ｗｔ％含有することができる。ＣｏはＦｅと同様の相を形成するが、キュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、他の元素の含有を許容する。例えば、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ等の元素を適宜含有させることができる。一方で、酸素、窒素、炭素等の不純物元素を極力低減することが望ましい。特に磁気特性を害する酸素は、その量を５０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。酸素量が多いと非磁性成分である希土類酸化物相が増大して、磁気特性を低下させるからである。
＜製造方法＞
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相を主体とする合金（以下、低Ｒ合金）からなる粉末と、低Ｒ合金よりＲを多く含む合金（以下、高Ｒ合金）からなる粉末とを混合する混合法により製造することができる。加えて、重希土類元素を高Ｒ合金に添加することが本発明の組織を得る上で望ましい。以上を前提として、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の好適な製造方法について説明する。
低Ｒ合金及び高Ｒ合金はともに、真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスティング、その他公知の溶解法により作製することができる。
低Ｒ合金は、希土類元素、Ｆｅ、Ｃｏ及びＢの他に、Ｃｕ及びＡｌを構成元素として含有する。低Ｒ合金の化学組成は、最終的に得たいＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の化学組成に応じて適宜定められるが、望ましくは、２５〜３８ｗｔ％Ｒ−０．９〜２．０ｗｔ％Ｂ−０．０３〜０．３ｗｔ％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅの組成範囲とする。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を得るためには、低Ｒ合金の希土類元素量を３０ｗｔ％以上とすることが重要である。低Ｒ合金の希土類元素量を高めに設定することにより焼結性を向上して、上述した微細な結晶組織を得るためである。また、本発明の特徴である組織を得るためにも、低Ｒ合金の希土類元素量を３０％以上とすることが望ましい。
また、高Ｒ合金にも、希土類元素、Ｆｅ及びＣｏの他に、Ｃｕ及びＡｌを含有させることができる。高Ｒ合金の化学組成は、最終的に得たいＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の化学組成に応じて適宜定められるが、望ましくは、２６〜７０ｗｔ％Ｒ−０．３〜３０ｗｔ％Ｃｏ−０．０３〜５．０ｗｔ％Ｃｕ−０．０３〜０．３ｗｔ％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅの組成範囲とする。ここで、重希土類元素は高Ｒ合金に含有させる必要がある。上述した本発明の組織を得るために必要であり、低Ｒ合金のみに重希土類元素を含有させたのでは上述した本発明の組織を得ることができないからである。なお、高Ｒ合金に重希土類元素が含有されていれば、低Ｒ合金に重希土類元素が含有されていてもよい。つまり、本発明は、高Ｒ合金のみに重希土類元素が含有される場合、並びに低Ｒ合金及び高Ｒ合金の両者に重希土類元素が含有される場合を包含している。低Ｒ合金及び高Ｒ合金の両者に重希土類元素が含有される場合、最終的に含有される重希土類元素量の３０ｗｔ％以上、望ましくは５０ｗｔ％以上を高Ｒ合金に含有させることが望ましい。
原料合金としての低Ｒ合金及び高Ｒ合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程は、一般に粗粉砕工程と微粉砕工程とに分けられる。
まず、粗粉砕において低Ｒ合金及び高Ｒ合金は、粒径数百μｍ程度になるまで粉砕される。粗粉砕は、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、不活性ガス雰囲気中にて行なうことが望ましい。粗粉砕性を向上させるために、水素の吸蔵・放出処理をさせた後、粗粉砕を行なうことが効果的である。
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉は、平均粒径３〜５μｍになるまで微粉砕される。本発明は、このように微細な粉末を用いるとともに、低Ｒ合金の希土類元素量を高めに設定することにより、比較的低い焼結温度域においても高い残留磁束密度及び保磁力を兼備させることができる。なお、微粉砕にはジェットミルを用いることができる。
微粉砕工程において低Ｒ合金及び高Ｒ合金を別々に粉砕した場合には、微粉砕された低Ｒ合金粉末及び高Ｒ合金粉末とを窒素雰囲気中で混合する。低Ｒ合金粉末及び高Ｒ合金粉末の混合比率は、重量比で８０：２０〜９７：３の範囲から選択することができる。低Ｒ合金及び高Ｒ合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。微粉砕時にステアリン酸亜鉛やオレイン酸アミド等の添加剤を０．０１〜０．３ｗｔ％程度添加することにより、成形時の配向性を向上することができる。
次いで、低Ｒ合金粉末及び高Ｒ合金粉末からなる混合粉末を磁場中成形する。この磁場中成形は、１２．０〜１７．０ｋＯｅ（９５５〜１３５３ｋＡ／ｍＭＰａ）の磁場中で、０．７〜２．０ｔ／ｃｍ^２（６９〜１９６ＭＰａ）程度の圧力で行なえばよい。
磁場中成形後、その成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調節する必要があるが、１０００〜１１５０℃で１〜５時間程度焼結すればよい。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石は、この温度範囲の中で１０５０℃以下の比較的低い温度域の焼結においても高い残留磁束密度及び高い保磁力を得ることができるという効果を奏する。
焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保磁力を制御する上で重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。
次に、具体的な実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。
＜第１実施例＞
低Ｒ合金及び高Ｒ合金を、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解により作製した。低Ｒ合金及び高Ｒ合金の各組成を第１図に示す。なお、第１図中、実施例１、２は、重希土類元素であるＤｙを高Ｒ合金に添加しているのに対して、比較例１、２はＤｙを低Ｒ合金に添加している。
作製した低Ｒ合金及び高Ｒ合金は、室温にて水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で６００℃×１時間の脱水素処理を施した。
水素吸蔵・放出処理を施した低Ｒ合金及び高Ｒ合金を窒素雰囲気中にてブラウンミルにより粗粉砕を行い、さらに、高圧窒素ガスを用いたジェットミルによる微粉砕を行い、平均粒径が３．５μｍの微粉砕粉末を得た。なお、低Ｒ合金及び高Ｒ合金は粗粉砕時に混合し、また、微粉砕を行なう前に粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．０５％添加した。
得られた微粉末を１２００ｋＡ／ｍ（１５ｋＯｅ）の磁場中で１４７ＭＰａ（１．５ｔｏｎ／ｃｍ^２）の圧力で成形して成形体を得た。この成形体を真空中において、１０３０℃で４時間焼結した後に、急冷した。次いで得られた焼結体に８５０℃×１時間と５４０℃×１時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。
得られた焼結磁石の化学組成を蛍光Ｘ線分析により求めた。また、Ｂ−Ｈトレーサにより残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力（ＨｃＪ）を測定した。その結果を第２図に示す。
第２図に示すように、実施例１、２及び比較例１、２による焼結磁石は、化学組成がほとんど一致しており、かつ保磁力（ＨｃＪ）も同程度である。しかし、実施例１、２により焼結磁石は、比較例による焼結磁石よりも残留磁束密度（Ｂｒ）が２００〜４００Ｇ高い値を示している。
実施例１及び比較例１の焼結体について、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｖｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：（株）島津製作所製ＥＰＭＡ−１６００）を用いて元素マッピングを行った。第３図に実施例１、第４図に比較例１の結果を示す。なお、第３図及び第４図の（ａ）〜（ｃ）は各々Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの元素マッピング結果、（ｄ）はマッピングと同視野の反射電子像を示している。
第３図（ａ）、（ｂ）、（ｃ）と、第３図（ｄ）とを対比すると、第３図（ｄ）の白色部分に対応する第３図（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の淡色の領域は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙの各元素の濃度が高くなっていることから、粒界三重点を示している。以下、この領域をＲリッチ相と呼ぶ場合がある。また、第４図においても、第４図（ｄ）の白色部分は、第４図（ａ）、（ｂ）、（ｃ）との対比から、Ｒリッチ相を示すことがわかる。
第４図（ｃ）に示すように、比較例１におけるＤｙの濃度は、Ｒリッチ相を除き、Ｒリッチ相よりも低い値でほぼ一様となっていることがわかる。これに対して、第３図（ｃ）から、実施例１においては、Ｒリッチ相を除く主相の領域に濃淡がありＤｙの濃度が高い部分と低い部分が存在していることがわかる。このことは、実施例１がＤｙ濃度の高い主相結晶粒とＤｙ濃度の低い主相結晶粒とが混在したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石であることを示している。
以上のように、実施例１と比較例１とは、Ｄｙの分布状態に大きな差異があることがわかった。
次に、実施例１及び比較例１の焼結体を構成する個々の主相結晶粒について、Ｎｄ、Ｄｙ及びＰｒの３元素を対象とする定量分析を行った。なお、分析は前述のＥＰＭＡを用い、各焼結体について８０個の主相結晶粒子について行った。
以上の定量分析の結果及び前述の蛍光Ｘ線による焼結体全体の組成分析の結果に基づいて、以下の値を算出した。結果を第５図に示す。
Ｘ＝主相結晶粒における（Ｄｙのｗｔ％）／（ＴＲＥのｗｔ％）
Ｙ＝焼結体全体における（Ｄｙのｗｔ％）／（ＴＲＥのｗｔ％）
（Ｘの平均値）／Ｙ＝ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ
Ｘ／Ｙの最小値＝（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、Ｘ／Ｙの最大値＝（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ
ＴＲＥ＝Ｄｙ＋Ｎｄ＋Ｐｒ
第５図に示すように、焼結体全体におけるＴＲＥ量に対するＤｙ量の比であるＹは、実施例１及び比較例１ともに９近傍の値を示し大きな差異はない。しかし、主相結晶粒におけるＴＲＥ量に対するＤｙ量の比であるＸの平均値（ＡＶＥ（Ｘ））は、実施例１の方が比較例１よりも明らかに小さい。したがって、実施例１のＡＶＥ（Ｘ）／Ｙは、１以下であって、かつ比較例１よりも小さい値となった。つまり、焼結体全体の組成としては実施例１と比較例１の間に差異はないといえるが、主相結晶粒については、実施例１の方が主相におけるＤｙの濃度が小さく、結果として、実施例１の方が平均した飽和磁化（Ｍｓ）が高くなり、残留磁束密度（Ｂｒ）が向上したものと解される。
実施例２及び比較例２についても、第５図に示すように、実施例１及び比較例１と同様の結果が得られている。
第５図に示すように、実施例１及び実施例２は、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが０．１２、０．１５、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘが１．４３、１．３３であり、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが１１．９２、８．８７である。これに対して比較例１及び比較例２は、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが１．０１、１．０５、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘが１．２５、１．２７であり、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが１．２４、１．２１である。つまり、実施例１及び実施例２は主相結晶粒におけるＤｙの濃度変動が、比較例１及び比較例２に比べて大きいことが確認された。
＜第２実施例＞
実施例１と同様の組成の低Ｒ合金及び高Ｒ合金を用意し、微粉砕粉末粒径（平均粒径）、焼結温度を以下のように変えた以外は第１実施例と同様のプロセスにより焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石について、実施例１と同様の組成分析、磁気特性の測定を行った。その結果を第６図に示す。
実施例１：微粉砕粉末粒径＝３．５μｍ、焼結温度＝１０３０℃
実施例３：微粉砕粉末粒径＝３．５μｍ、焼結温度＝１０５０℃
実施例４：微粉砕粉末粒径＝４．５μｍ、焼結温度＝１０３０℃
実施例５：微粉砕粉末粒径＝４．５μｍ、焼結温度＝１０５０℃
第６図に示すように、焼結体の組成は実施例１、３〜５がほぼ一致している。しかし、実施例１、３〜５の残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力（ＨｃＪ）を比較すると、焼結温度の上昇に伴って保磁力（ＨｃＪ）が若干低下する傾向にあるが、いずれも２１．０ｋＯｅ以上の高い値を示している。また、実施例１と実施例４、及び実施例３と実施例５とを比較すると、微粉砕粉末の粒径が小さいほど高い保磁力（ＨｃＪ）が得られることがわかる。
第７図に第１実施例と同様にして求めたＡＶＥ（Ｘ）、Ｙ、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値を示すが、実施例１、３〜５に特段の差異は見られない。
実施例１、３〜５の焼結体について、その鏡面研磨面の顕微鏡観察像を画像解析することにより、主相結晶粒の円相当径とその面積割合を求めた。その結果を第８図〜第１１図に示す。
第８図〜第１１図において、縦棒グラフは主相結晶粒径を１μｍ毎に範囲を区切り、測定対象とした全粒子の総面積に対する当該範囲に含まれる主相結晶粒子の面積和の比率を示している。例えば、第８図〜第１１図の横軸が４μｍと５μｍの間の棒グラフは、測定対象として全粒子の総面積に対する、粒径が４〜５μｍの範囲にある主相結晶粒の面積和の比率を示している。
また、第８図〜第１１図において、折れ線グラフは、粒径の小さい主相結晶粒からの面積の積算を示している。
実施例１、３〜５について、粒径の小さい主相結晶粒からの面積の和が主相結晶粒の総面積に対して８５％に達した粒径（以下、「Ｓ８５」と示すことがある）、粒径１０μｍ未満の主相結晶粒の面積和が主相結晶粒の総面積に対する割合（以下、「＜１０μｍ」と示すことがある）、粒径１５μｍ未満の主相結晶粒の面積和が主相結晶粒の総面積に対する割合（以下、「＜１５μｍ」と示すことがある）を求めた。その結果を第８図〜第１１図に示す。なお、「Ｓ８５」の値が大きくなること、逆に「＜１０μｍ」又は「＜１５μｍ」の値が小さくなることは、焼結体中の粗大な粒子の割合が増えることを意味している。また、第８図〜第１１図において、実線（１）は「Ｓ８５」を、点線（２）は「＜１０μｍ」を、一点鎖線（３）は、「＜１５μｍ」を示している。
第８図〜第１１図より、実施例１、３〜５の順に、「Ｓ８５」が大きくなり、粗大な粒子の割合が増加することがわかる。第６図に示したように、実施例１、３〜５の順に保磁力（ＨｃＪ）が低くなることから、高い保磁力（ＨｃＪ）を得るためには、「Ｓ８５」を１５μｍ以下（実施例１、３、４が対応）とすることが望ましく、さらには「Ｓ８５」を１０μｍ以下（実施例１、３が対応）とすることが望ましい。
＜第３実施例＞
第１２図に示す低Ｒ合金及び高Ｒ合金を使用し、微粉砕粉末の粒径を以下のようにするとともに、焼結温度を１０７０℃とした以外は第１実施例と同様のプロセスにより焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石について、第１実施例と同様の測定、観察を行った。焼結体の化学組成と磁気特性を第１３図に、元素マッピングの結果を第１４図（実施例６）及び第１５図（比較例３）に示す。なお、実施例６は焼結体におけるＤｙの３７ｗｔ％を高Ｒ合金粉末に含有させ、実施例７は焼結体におけるＤｙの５２ｗｔ％を高Ｒ合金粉末に含有させている。また、各焼結磁石のＡＶＥ（Ｘ）、Ｙ、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値を第１６図に示す。さらに、各焼結磁石について、「Ｓ５０」、「Ｓ８５」、「＜１０μｍ」、「＜１５μｍ」を求めた。なお、「Ｓ５０」は、粒径の小さい主相結晶粒からの面積の和が主相結晶粒の総面積に対して５０％に達した粒径であり、本発明における平均結晶粒径を意味する。その結果を第１７図に示す。
実施例６＝４．６μｍ、実施例７＝４．８μｍ
比較例３＝５．８μｍ、比較例４＝５．９μｍ
第１３図に示すように、実施例６及び比較例３、実施例７及び比較例４による焼結磁石は、各々化学組成がほとんど一致しており、かつ保磁力（ＨｃＪ）も同程度である。しかし、実施例６、７による焼結磁石は、比較例３、４による焼結磁石よりも残留磁束密度（Ｂｒ）が２００〜４００Ｇ高い値を示している。なお、第３実施例はＤｙの含有量が高いために、高い保磁力（ＨｃＪ）を得ることができる。
第１４図に示すように、実施例６による焼結磁石は、実施例１と同様に、Ｒリッチ相を除く領域でもＤｙの濃度が高い部分と低い部分が存在している。これに対して第１５図の比較例３におけるＤｙの濃度は、比較例１と同様に、Ｒリッチ相及び一部の例外を除く主相の領域は、Ｒリッチ相よりも低い値でほぼ一様となっている。
第１６図に示すように、Ｙは、実施例６及び比較例３、実施例７及び比較例４が各々ほとんど差異はない。しかし、ＡＶＥ（Ｘ）は、実施例６の方が比較例３よりも明らかに小さい。したがって、実施例６のＡＶＥ（Ｘ）／Ｙは、１以下であって、かつ比較例３よりも小さい値となった。つまり、焼結体全体の組成としては実施例６の方が主相結晶粒におけるＤｙの濃度が小さく、結果として、実施例６の方が平均した飽和磁化（Ｍｓ）が高くなり、残留磁束密度（Ｂｒ）が向上したものと解される。実施例７及び比較例４も同様の傾向を示している。
また、実施例６及び７は（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが本発明の範囲（０．１〜０．６）にあるが、比較例３及び４は各々０．８８、０．７３と本発明の範囲を超えている。
第１７図に示すように、実施例６及び７は、「Ｓ５０」が８〜１０μｍの範囲にあり、かつ「Ｓ８５」が１５μｍ以下である。また、「＜１５μｍ」が８５％以上、「＜１０μｍ」が５０％以上の値を示している。これに対して、比較例３及び４は、「Ｓ５０」が１０〜１３μｍの範囲にあり、「Ｓ８５」が１５μｍを超えている。しかも、「＜１５μｍ」が８０％未満、「＜１０μｍ」が５０％未満の値を示していることがわかる。
＜第４実施例＞
第１８図に示す低Ｒ合金及び高Ｒ合金を使用し、微粉砕粉末の粒径を以下のようにするとともに、焼結温度を１０３０℃とした以外は第１実施例と同様のプロセスにより焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石について、第１実施例と同様の測定、観察を行った。焼結体の化学組成と磁気特性を第１９図に、元素マッピングの結果を第２０図（比較例５）及び第２１図（比較例６）に示す。また、各焼結磁石のＡＶＥ（Ｘ）、Ｙ、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値を第２２図に示す。さらに、測定対象となった主相結晶粒に対するＸ／Ｙの割合を第２３図（比較例５）及び第２４図（比較例６）に示す。
実施例８＝３．２μｍ、比較例５＝３．０μｍ、比較例６＝３．１μｍ
第２２図に示すように、実施例８、比較例５及び比較例６による焼結磁石は、化学組成がほとんど一致しており、かつ残留磁束密度（Ｂｒ）も同程度である。しかし、実施例８に比べて比較例５及び比較例６の保磁力（ＨｃＪ）が劣ることがわかる。
第２０図及び第２１図を参照すると、比較例５及び比較例６ともに、実施例１と同様にＲリッチ相を除く主相領域にＤｙの濃度が高い部分と低い部分が存在している。それにもかかわらず保磁力（ＨｃＪ）は上述のように実施例８に比べて低い。
ここで、第２２図、第２３図及び第２４図に示すように、比較例５及び比較例６は、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値は大きく、２．０を超えている。つまり比較例５及び比較例６は、Ｘ／Ｙの分布が非常に広くなっている。このように、Ｒリッチ相を除く主相の領域にＤｙの濃度が高い部分と低い部分が存在していても、Ｘ／Ｙの分布が広すぎると保磁力（ＨｃＪ）の低下を招くことから、本発明では、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝０．１〜０．６、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ＝１．０〜１．６に規制する。
＜第５実施例＞
第２５図に示す低Ｒ合金及び高Ｒ合金を使用し、微粉砕粉末の粒径を以下のようにするとともに、焼結温度を１０３０℃とした以外は第１実施例と同様のプロセスにより焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石について、第１実施例と同様の測定、観察を行った。焼結体の化学組成と磁気特性を第２６図に示す。なお、実施例９、実施例１０は焼結体におけるＴｂの６２ｗｔ％を高Ｒ合金粉末に含有させている。また、各焼結磁石のＡＶＥ（Ｘ）、Ｙ、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値を第２７図に示す。
実施例９＝４．０μｍ、実施例１０＝４．２μｍ、
比較例７＝４．１μｍ、比較例８＝４．０μｍ
第２６図に示すように、重希土類元素としてＴｂを用いることにより、２４ｋＯｅ以上の高い保磁力（ＨｃＪ）が得られることがわかる。また、第２６図より、実施例９、実施例１０、比較例７及び比較例８による焼結磁石は、化学組成がほとんど一致しているが、実施例９、実施例１０に比べて比較例７及び比較例８の残留磁束密度（Ｂｒ）が劣ることがわかる。
ここで、第２７図、第２８図に示すように、実施例９、実施例１０、比較例７及び比較例８は、焼結体中に粗大な粒子の割合が少なく焼結体組織としては良いが、比較例７及び比較例８は、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙの値が１．０を超えているとともに、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが０．６を超えている。このことが、残留磁束密度（Ｂｒ）の低下を招く原因である。
＜第６実施例＞
第２９図に示す低Ｒ合金及び高Ｒ合金を使用し、微粉砕粉末の粒径を以下のようにするとともに、焼結温度を１０３０℃とし、実施例１１及び比較例９については水素処理（粉砕処理後の回収）から焼結（焼結炉に投入する）までの各工程の雰囲気を、１００ｐｐｍ未満の酸素濃度に抑えたこと、及び焼結温度を１０７０℃とした以外は第１実施例と同様のプロセスにより焼結磁石を作製した。
得られた焼結磁石について、第１実施例と同様の測定、観察を行った。焼結体の化学組成と磁気特性を第３０図に示す。また、各焼結磁石のＡＶＥ（Ｘ）、Ｙ、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘの値を第３１図に示す。
実施例１１＝３．１μｍ、実施例１２＝３．０μｍ、
比較例９＝３．１μｍ、比較例１０＝３．０μｍ
第３０図に示すように、希土類元素の量が低いと残留磁束密度（Ｂｒ）が高くかつ保磁力（ＨｃＪ）が低くなり、希土類元素の量が高いと残留磁束密度（Ｂｒ）が低くかつ保磁力（ＨｃＪ）が高くなることが分かる。
第３０図より、実施例１１及び比較例９、実施例１２及び比較例１０による焼結磁石は、各々化学組成がほとんど一致している。しかし、実施例１１に比べて比較例９が、また実施例１２に比べて比較例１０は、残留磁束密度（Ｂｒ）が劣ることがわかる。これは、第３１図に示すように、比較例９及び比較例１０は、ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙの値が１．０を超えているとともに、（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎが０．６を超えている。このことが、残留磁束密度（Ｂｒ）の低下を招く原因である。

以上説明したように、本発明によれば、高い残留磁束密度及び高い保磁力を兼備することのできるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を提供することができる。

Claims (15)

1. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上（希土類元素はＹ（イットリウム）を含む概念である）、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相結晶粒と、
   前記主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも備える焼結体からなり、
   ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８〜１．０、
   （Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝２．０〜１３．０
   を満足することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
   （ただし、Ｘ：前記焼結体中の所定数の前記主相結晶粒における（重希土類元素の重量比）／（全希土類元素の重量比）、
   Ｙ：前記焼結体全体における（重希土類元素の重量比／全希土類元素の重量比）、
   ＡＶＥ（Ｘ）：所定数の前記主相結晶粒について求めたＸの平均値、
   （Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ：所定数の前記主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最小値、
   （Ｘ／Ｙ）ｍａｘ：所定数の前記主相結晶粒について求めた（Ｘ／Ｙ）の最大値）
2. （Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝０．１〜０．６、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ＝１．０〜１．６を満足することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
3. ＡＶＥ（Ｘ）／Ｙ＝０．８２〜０．９８を満足することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
4. （Ｘ／Ｙ）ｍａｘ／（Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝３．０〜１０．０を満足することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
5. （Ｘ／Ｙ）ｍｉｎ＝０．１〜０．５、（Ｘ／Ｙ）ｍａｘ＝１．１〜１．５を満足することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
6. 前記主相結晶粒が占める領域の総面積の８５％以上が、粒径１５μｍ以下の粒子で占められていることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
7. 前記主相結晶粒が占める領域の総面積の８５％以上が、粒径１０μｍ以下の粒子で占められていることを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
8. Ｒ：２５〜３７ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
9. Ｒとして重希土類元素が０．１〜８．０ｗｔ％含有することを特徴とする請求項８に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
10. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物（ただし、Ｒは希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相結晶粒と、前記主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも備え、Ｒとして重希土類元素を含有する焼結体からなるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法であって、
    Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相を主体とする低Ｒ合金粉末と、前記低Ｒ合金粉末よりＲを多く含みかつＲとしてＤｙ及び／又はＴｂを含む高Ｒ合金粉末とを磁場中成形する工程と、
    前記磁場中成形で得られた成形体を焼結する工程と、を備え、
    前記高Ｒ合金粉末が、前記焼結体中に含まれる重希土類元素量の３０ｗｔ％以上の重希土類元素を含有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
11. 前記焼結体中に含まれる重希土類元素量が０．１〜８．０ｗｔ％であることを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
12. 前記高Ｒ合金粉末が、前記焼結体中に含まれる重希土類元素量の５０ｗｔ％以上の重希土類元素を含有することを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
13. 前記焼結体は、Ｒ：２５〜３７ｗｔ％、Ｂ：０．５〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：０．１５ｗｔ％以下（０を含まず）、Ｃｏ：２ｗｔ％以下（０を含まず）、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
14. 前記低Ｒ合金粉末が、Ｒ：２５〜３８ｗｔ％、Ｂ：０．９〜２．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。
15. 前記高Ｒ合金粉末が、Ｒ：２６〜７０ｗｔ％、Ｃｏ：０．３〜３０ｗｔ％、Ｃｕ：０．０３〜５．０ｗｔ％、Ａｌ：０．０３〜０．３ｗｔ％、残部実質的にＦｅからなる組成を有することを特徴とする請求項１０に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石の製造方法。

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