JPWO2015002280A1 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Abstract

Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、隣り合う２つ以上の前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。【選択図】 図１Ａ

Description

本発明は、希土類元素（Ｒ）、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする少なくとも１種以上の遷移金属元素（Ｔ）およびホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ（Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素）系焼結磁石は優れた磁気特性を有するものの、主成分として酸化され易い希土類元素を含有していることから耐食性が低い傾向にある。

そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を向上させるために、一般的には磁石素体の表面上に樹脂塗装やめっき等の表面処理を施して使用されることが多い。一方で、磁石素体の添加元素や内部構造を変えることにより、磁石素体そのものの耐食性を向上させる取り組みも行われている。磁石素体そのものの耐食性を向上させることは、表面処理後の製品の信頼性を高める上で極めて重要であり、またそれにより樹脂塗装やめっきよりも簡易な表面処理の適用が可能となることで、製品のコストを低減できるというメリットもある。

従来、たとえば、特許文献１では、永久磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすことで、非磁性Ｒリッチ相中の希土類元素と炭素との金属間化合物Ｒ−Ｃを１．０質量％以下に抑制し、磁石の耐食性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献２では、Ｒリッチ相中のＣｏ濃度を５質量％〜１２質量％とすることで、耐食性を改善する技術が提案されている。

しかしながら、従来から用いられているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、使用環境における水蒸気などの水がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲを酸化して水素を発生し、その水素を粒界中のＲリッチ相が吸収することで、Ｒリッチ相の腐食が進行し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性が低下してしまう。

また、特許文献１で提案されているように、磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすためには、磁場中で成形する際に磁場配向性を向上させるために加える潤滑剤の添加量を大幅に減らす必要がある。そのため、成形体中の磁粉の配向度が低下し、焼結後の残留磁束密度Ｂｒが低下してしまい、十分な磁気特性を有する磁石が得られない。

また、特許文献２で提案されているように、Ｒリッチ相中のＣｏ濃度を増加させるためには、原料組成のＣｏ添加量を多くする必要がある。しかし、Ｃｏは主相であるＲ_２ Ｔ_１４Ｂ相へもＦｅを置換する形で入るため、Ｒリッチ相のみのＣｏ濃度を増加させることはできず、Ｒリッチ相で必要とされる以上のＣｏを添加する必要がある。そのため、高価なＣｏの使用量が増えることで製品コストが上昇すると共に、主相中のＦｅが必要以上にＣｏで置換されることにより磁気特性が低下してしまう。

特開平４−３３０７０２号公報 特開平４−６８０６号公報

本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を併せ持つＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供することである。

上記目的を達成するために、本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食のメカニズムについて鋭意研究をした。その結果、まず使用環境下の水蒸気などの水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素（Ｈ_２ ）がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の粒界に存在するＲリッチ相に吸蔵されることにより、Ｒリッチ相の水酸化物への変化が加速される。そして、Ｒリッチ相への水素の吸蔵およびＲリッチ相の水酸化物への変化に伴うＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の体積膨張によってＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相を構成する結晶粒（主相粒子）がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石から脱落し、Ｒの腐食が加速度的にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の内部に進行していくことを発見した。

そこで、本発明者らは、粒界の水素吸蔵を抑制する方法について鋭意研究し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石内の隣り合う２つ以上のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界（特に、隣り合う３つ以上のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された多結晶粒界部）中に、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも希土類（Ｒ）、コバルト（Ｃｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）の濃度が何れも高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を形成することにより、粒界への水素吸蔵を抑制でき、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができることを見出した。本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。

すなわち、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、
Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒を有し、
隣り合う２つ以上の前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有することを特徴とする。

Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともにＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。

本発明では、粒界相に存在するＲリッチな部分を、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部に置換することで、腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を効果的に抑制し、Ｒの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。なお、Ｒリッチな部分（Ｒリッチ相）とは、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒よりＲは多いが、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの内の少なくともＮに関しては、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒と同等以下程度にしか含まないＲ析出相として定義される。

また、本発明においては、前記粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともに高いＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部をさらに有することが好ましい。

Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともにＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。これにより、さらにＲの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。

また、本発明においては、前記粒界中で、前記Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部の周囲に形成されることが好ましい。優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を向上させることができる。

また、本発明においては、前記粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともに高いＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部をさらに有していても良い。

Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともにＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。これにより、さらにＲの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。

また、本発明においては、前記粒界中で、前記Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部の周囲に形成されることが好ましい。優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を向上させることができる。

本発明によれば、優れた耐食性を有するとともに、良好な磁気特性を併せ持つＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。

図１Ａは、本発明の第１実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近の反射電子像を模式的に示す図である。 図１Ｂは、本発明の第２実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近の反射電子像を模式的に示す図である。 図２は、本発明の第１の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。 図３は、モータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図である。 図４Ａは、本発明の一実施例に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度を示すグラフである。 図４Ｂは、本発明の他の実施例に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度を示すグラフである。

以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。

［第１の実施形態］
＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。図１に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒から成る粒子（主相）２を有し、隣り合う２つ以上の粒子２によって形成された粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有する。

粒界とは、２つのＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成される二粒子界面４と、隣り合う３つ以上のＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成される三重点６（多結晶粒界部）とを含むものである。また、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部とは、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在し、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの各濃度がともにＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域である。Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部には、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて形成される焼結体である。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、結晶粒の組成がＲ_２ Ｔ_１４Ｂ（Ｒは希土類元素の少なくとも１種を表し、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表し、ＢはＢまたはＢおよびＣを表す）という組成式で表されるＲ_２ Ｔ_１４Ｂ化合物を含む主相と、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ化合物よりＲを多く含む粒界とを有する。

Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を表す。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のことをいう。ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。希土類元素は、軽希土類および重希土類に分類され、重希土類元素（以下、ＲＨともいう）とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素（以下、ＲＬともいう）はそれ以外の希土類元素である。本実施形態においては、製造コストおよび磁気特性の観点から、Ｒは、ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）を含むものが好ましい。さらに磁気特性を向上させる観点からＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）とＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂのいずれか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）の両方を含むことがより好ましい。

本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換する場合、磁気特性を低下させることなく温度特性を向上させることができる。

ＦｅまたはＦｅおよびＣｏ以外の遷移金属元素としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどが挙げられる。また、Ｔは、遷移金属元素以外に、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を更に含んでいてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｂは、Ｂの一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。この場合、磁石の製造が容易となるほか、製造コストの低減も図れるようになる。また、Ｃの置換量は、磁気特性に実質的に影響しない量とする。

また、その他、不可避的にＯ、Ｃ、Ｃａ等が混入してもよい。これらはそれぞれ０．５質量％程度以下の量で含有されていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相は、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒であり、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒はＲ_２ Ｔ_１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。また、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒の平均粒子径は、通常１μｍ〜３０μｍ程度である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界は、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部やＲ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒よりＲが多いＲリッチ相などを含む。粒界には、Ｒリッチ相の他に、ホウ素（Ｂ）原子の配合割合が高いＢリッチ相が含まれていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲの含有量は、２５質量％以上３５質量％以下であり、好ましくは２８質量％以上３３質量％以下である。Ｒの含有量が２５質量％未満では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ化合物の生成が十分ではない。このため、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、磁気特性が低下する可能性がある。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢの含有量は、０．５質量％以上１．５質量％以下であり、好ましく０．７質量％以上１．２質量％以下であり、より好ましいＢの量は０．７質量％以上１．０質量％以下である。Ｂの含有量が０．５質量％未満となると保磁力ＨｃＪが低下する傾向がある。また、Ｂの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度Ｂｒが低下する傾向がある。

Ｔは、上述の通り、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を示すものである。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＦｅの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部であり、Ｆｅの一部がＣｏで置換してもよい。Ｃｏの含有量は０．３質量％以上４．０質量％以下の範囲が好ましく、１．０質量％以上２．５質量％以下とすることがより好ましい。Ｃｏの含有量が４質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が高価となる傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となるとＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。ＦｅまたはＦｅおよびＣｏ以外の遷移金属元素としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどが挙げられる。また、Ｔは、遷移金属元素以外に、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を更に含んでいてもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕが含まれることになり、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１〜１．５質量％、さらに好ましくは０．０５〜１．０質量％である。Ｃｕを含有することにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｃｕの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満となるとＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有することが好ましい。Ａｌを含有させることにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．４質量％以下であるのが好ましく、０．０５質量％以上０．２５質量％以下がより好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の酸素（Ｏ）を含んでもよい。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、酸素量は、耐食性の観点から、５００ｐｐｍ以上が好ましく、磁気特性の観点からは２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中には、炭素（Ｃ）が含まれても良く、その炭素量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、炭素量が増えると磁気特性は低下する。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の窒素（Ｎ）量は、好ましくは１００〜２０００ｐｐｍ、さらに好ましくは２００〜１０００ｐｐｍ、特に好ましくは３００〜８００ｐｐｍである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の窒素（Ｎ）の添加方法は、特に限定されないが、たとえば後述するように、所定濃度の窒素ガス雰囲気下で第２合金の熱処理により導入しても良い。あるいは、第２合金の粉砕助剤として、窒素を含む助剤などを用いたり、その他、第２合金の処理剤として、窒素を含む物を用いることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の粒界に窒素を導入してもよい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の酸素量、炭素量、窒素量の測定方法は、従来より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、例えば、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、例えば、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により測定され、窒素量は、例えば、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定される。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界のＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部におけるＮの原子数が、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの原子数の和に対して７〜１５％であることが好ましい。このような比率でＮを含むＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が存在することにより、水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを効果的に抑制し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食の内部への進行を抑制することができると共に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界中に、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有する。なお、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、上述の通り、主に、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎで構成されているが、これら以外の成分が含まれていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界中に、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が形成される。Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が形成されないＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、使用環境における水蒸気などによる水に起因した腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を十分に抑制できなくなり、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性が低下する。

本実施形態では、粒界中に、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が形成されることで、使用環境における水蒸気などによる水がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石内に侵入してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲと反応して発生した水素が粒界全体に吸蔵されるのを効果的に抑制し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食が内部に進行することを抑制することができると共に、良好な磁気特性を有することができる。

すなわち、本実施形態では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石内に侵入した水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素が粒界に吸蔵されるのを更に効果的に抑制できる。そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食が更に内部に進行することを抑制することができるので、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上させることができると共に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食の進行は、使用環境下の水蒸気などによる水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素が、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の粒界に存在するＲリッチ相に吸蔵されることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食が加速度的にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の内部に進行していく。

すなわち、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食は、以下のようなプロセスで進行すると考えられる。まず、粒界に存在するＲリッチ相は酸化されやすいことから、粒界に存在するＲリッチ相のＲが使用環境下の水蒸気などによる水により酸化されてＲは腐食され、水酸化物に変わり、その過程で水素を発生する。
２Ｒ ＋ ６Ｈ₂ Ｏ → ２Ｒ（ＯＨ）₃ ＋３Ｈ₂ ・・・（Ｉ）

次に、この発生した水素が、腐食されていないＲリッチ相に吸蔵される。
２Ｒ ＋ ｘＨ₂ → ２ＲＨ_ｘ ・・・（II）

そして、水素吸蔵することでＲリッチ相がより腐食され易くなると共に、水素吸蔵されたＲリッチ相と水とによる腐食反応により、Ｒリッチ相に吸蔵された量以上の水素を発生する。
２ＲＨ_ｘ ＋ ６Ｈ_２ Ｏ → ２Ｒ（ＯＨ）_３ ＋ （３＋ｘ）Ｈ_２ …（III）

上記（I）〜（III）の連鎖反応によりＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の内部に進行していき、Ｒリッチ相がＲ水酸化物、Ｒ水素化物に変化していく。この変化に伴う体積膨張によって応力が蓄積され、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相を構成する結晶粒（主相粒子）の脱落に至る。そして、主相の結晶粒の脱落によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の新生面が現れ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食はさらにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の内部に進行していく。

そこで、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界、特に三重点に、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有する。この濃縮部は、水素を吸蔵しにくいため、腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを防ぐことができ、上記プロセスによる腐食の内部への進行を抑制できる。また、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部はＲリッチ相と比較して酸化され難いため、腐食による水素発生自体も抑制することができる。そのため、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石によれば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上することができる。また、本実施形態では、図１Ａに示す二粒子界面４では、保磁力ＨｃＪの発現に必要なＲリッチ相が残っていても良い。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、後述するように、主に主相を形成するＲ−Ｔ−Ｂ系原料合金（第１合金）以外に、主に粒界相を形成する第２合金を添加し、製造プロセスにおける雰囲気中の窒素濃度等の製造条件を制御することにより製造することができる。あるいは、必要に応じて窒素源となる原料を添加しても良い。なお、本実施形態では、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金をわけずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に形成されるＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、以下のようにして生成されていると考えられる。すなわち、第２合金中に存在するＲ、Ｃｏ、Ｃｕと窒素が、粗粉砕工程、および／または焼結工程などで化合物を形成し、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部という形で粒界に析出すると考えられる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的には任意の形状に加工されて使用される。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、例えば、直方体、六面体、平板状、四角柱などの柱状、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。四角柱としては、たとえば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当該磁石を加工して着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していない磁石製品との両方が含まれる。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法＞
上述したような構成を有する本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例について図面を用いて説明する。図２は、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。図２に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。

（ａ）第１合金と第２合金とを準備する合金準備工程（ステップＳ１１）
（ｂ）第１合金と第２合金とを粉砕する粉砕工程（ステップＳ１２）
（ｃ）第１合金粉末と第２合金粉末とを混合する混合工程（ステップＳ１３）
（ｄ）混合した混合粉末を成形する成形工程（ステップＳ１４）
（ｅ）成形体を焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る焼結工程（ステップＳ１５）
（ｆ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する時効処理工程（ステップＳ１６）
（ｇ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を冷却する冷却工程（ステップＳ１７）
（ｈ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を加工する加工工程（ステップＳ１８）
（ｉ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中に重希土類元素を拡散させる粒界拡散工程（ステップＳ１９）
（ｊ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に表面処理する表面処理工程（ステップＳ２０）

［合金準備工程：ステップＳ１１］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における、主に主相を形成する第１合金と主に粒界相を形成する第２合金とを準備する（合金準備工程（ステップＳ１１））。合金準備工程（ステップＳ１１）では、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を、真空またはＡｒガスなどの不活性ガスの不活性ガス雰囲気中で溶解した後、これを用いて鋳造を行うことによって所望の組成を有する第１合金および第２合金を作製する。なお、本実施形態では、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金をわけずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。

原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属を鋳造する鋳造方法は、例えばインゴット鋳造法やストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などである。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理を行う。原料合金の均質化処理を行う際は、真空または不活性ガス雰囲気の下、７００℃以上１５００℃以下の温度で１時間以上保持して行う。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金は融解されて均質化される。

［粉砕工程：ステップＳ１２］
第１合金および第２合金が作製された後、第１合金および第２合金を粉砕する（粉砕工程（ステップＳ１２））。粉砕工程（ステップＳ１２）では、第１合金および第２合金が作製された後、これらの第１合金および第２合金を別々に粉砕して粉末とする。なお、第１合金および第２合金を共に粉砕してもよい。

粉砕工程（ステップＳ１２）は、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程（ステップＳ１２−２）とがある。

（粗粉砕工程：ステップＳ１２−１）
第１合金および第２合金を各々粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程（ステップＳ１２−１））。これにより、第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、第１合金および第２合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせる（水素吸蔵粉砕）ことによって行うことができる。

Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部の形成に必要な窒素の添加量は、第２合金の水素吸蔵粉砕において、脱水素処理時の雰囲気の窒素ガス濃度を調節することにより、制御することができる。最適な窒素ガス濃度は原料合金の組成等により変化するが、好ましくは１５０ｐｐｍ以上、さらに好ましくは２００ｐｐｍ以上、特に好ましくは３００ｐｐｍ以上とする。なお、第１合金の水素吸蔵粉砕においては、窒素ガス濃度は、好ましくは１５０ｐｐｍよりも小さく、さらに好ましくは１００ｐｐｍ以下、特に好ましくは５０ｐｐｍ以下である。

なお、粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）は、上記のように水素吸蔵粉砕を用いる以外に、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて行うようにしてもよい。

また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程（ステップＳ１２）から焼結工程（ステップＳ１５）までの各工程の雰囲気は、低酸素濃度とすることが好ましい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調節される。各製造工程の酸素濃度が高いと第１合金および第２合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ酸化物が生成されてしまい、焼結中に還元されずＲ酸化物の形でそのまま粒界に析出し、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＢｒが低下する。そのため、例えば、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。

（微粉砕工程：ステップＳ１２−２）
第１合金および第２合金を粗粉砕した後、得られた第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を平均粒子径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程（ステップＳ１２−２））。これにより、第１合金および第２合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、好ましくは１μｍ以上１０μｍ以下、より好ましくは３μｍ以上５μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得ることができる。

なお、本実施形態においては、第１合金および第２合金を別々に粉砕して微粉砕粉末を得るようにしているが、微粉砕工程（ステップＳ１２−２）において第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を混合してから微粉砕粉末を得るようにしてもよい。

微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ボールミル、振動ミル、湿式アトライター等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｎ2 ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を加速して第１合金および第２合金の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。

第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることができる。

［混合工程：ステップＳ１３］
第１合金および第２合金を微粉砕した後、各々の微粉砕粉末を低酸素雰囲気で混合する（混合工程（ステップＳ１３））。これにより、混合粉末が得られる。低酸素雰囲気は、例えば、Ｎ2 ガス、Ａｒガス雰囲気など不活性ガス雰囲気として形成する。第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。

また、粉砕工程（ステップＳ１２）において、第１合金および第２合金を一緒に粉砕する場合の配合比率も、第１合金および第２合金を別々に粉砕する場合と同様に、第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。

本実施形態では、第１合金および第２合金は、相互に、合金組成が異なることが好ましい。たとえば第１合金に比較して、第２合金は、Ｃｕ、Ｃｏが多く含まれる。

第２合金に含まれるＣｏの質量％は、好ましくは１％〜８０％、さらに好ましくは３％〜６０％である。第１合金はＣｏを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＣｏを含む場合、第１合金に含まれるＣｏの質量％は、１％以下であることが好ましい。第２合金に含まれるＣｕの質量％は、好ましくは０．２％〜２０％、さらに好ましくは０．５％〜１０％である。第１合金はＣｕを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＣｕを含む場合、第１合金に含まれるＣｕの質量％は、０．２％以下であることが好ましい。

［成形工程：ステップＳ１４］
第１合金粉末と第２合金粉末とを混合した後、混合粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１４））。成形工程（ステップＳ１４）では、第１合金粉末および第２合金粉末の混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填して加圧することによって、混合粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行い、磁場印加によって原料粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

成形時の加圧は、３０ＭＰａ〜３００ＭＰａで行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ〜１６００ｋＡ／ｍであることが好ましい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状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。

なお、成形方法としては、上記のように混合粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、原料粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。

混合粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状、リング状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。

［焼結工程：ステップＳ１５］
磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る（焼結工程（ステップＳ１５））。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、１０００℃以上１２００℃以下で１時間以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼成する。これにより、混合粉末が液相焼結を生じ、主相の体積比率が向上したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結体）が得られる。成形体を焼結した後は、生産効率を向上させる観点から焼結体は急冷することが好ましい。

［時効処理工程：ステップＳ１６］
成形体を焼結した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する（時効処理工程（ステップＳ１６））。焼成後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼成時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で１時間から３時間、更に５００℃から７００℃の温度で１時間から３時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１時間から３時間加熱する１段階加熱等、時効処理を施す回数に応じて適宜処理条件を調整する。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。また、時効処理工程（ステップＳ１６）は加工工程（ステップＳ１８）や粒界拡散工程（ステップＳ１９）の後に行ってもよい。

［冷却工程：ステップＳ１７］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う（冷却工程（ステップＳ１７））。これにより、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。冷却速度は、特に限定されるものではなく、３０℃／ｍｉｎ以上とするのが好ましい。

［加工工程：ステップＳ１８］
得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい（加工工程：ステップＳ１８）。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。

［粒界拡散工程：ステップＳ１９］
加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させる工程を有してもよい（粒界拡散工程：ステップＳ１９）。粒界拡散は、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後、熱処理を行うことや、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことにより、実施することができる。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させることができる。

［表面処理工程：ステップＳ２０］
以上の工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい（表面処理工程（ステップＳ２０））。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

なお、本実施形態では、加工工程（ステップＳ１８）、粒界拡散工程（ステップＳ１９）、表面処理工程（ステップＳ２０）を行っているが、これらの各工程は必ずしも行う必要はない。

このように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造し、処理を終了する。また、着磁させることで、磁石製品が得られる。

以上のようにして得られる本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界中にＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有することから、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を有する。

このようにして得られる本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、モータなど回転機用の磁石に用いた場合、耐食性が高いため長期に渡って使用することができ、信頼性の高いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、ロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（Surface Permanent Magnet：ＳＰＭ）モータ、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（Interior Permanent Magnet：ＩＰＭ）モータ、ＰＲＭ（Permanent magnet Reluctance Motor）などの磁石として好適に用いられる。具体的には、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、電気自動車やハイブリッドカー用モータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ、発電機用モータ等の用途として好適に用いられる。

＜モータ＞
次に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をモータに用いた好適な実施形態について説明する。ここでは、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をＳＰＭモータに適用した一例について説明する。図３は、ＳＰＭモータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図であり、図３に示すように、ＳＰＭモータ１０は、ハウジング１１内に、円柱状のロータ１２と、円筒状のステータ１３と、回転軸１４とを有する。回転軸１４はロータ１２の横断面の中心を貫通している。

ロータ１２は、鉄材等からなる円柱状のロータコア（鉄芯）１５と、そのロータコア１５の外周面に所定間隔で設けられた複数の永久磁石１６と、永久磁石１６を収容する複数の磁石挿入スロット１７とを有する。永久磁石１６には本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が用いられる。この永久磁石１６は、ロータ１２の円周方向に沿って各々の磁石挿入スロット１７内にＮ極とＳ極が交互に並ぶように複数設けられている。これによって、円周方向に沿って隣り合う永久磁石１６は、ロータ１２の径方向に沿って互いに逆の方向の磁力線を発生する。

ステータ１３は、その筒壁（周壁）の内部の周方向にロータ１２の外周面に沿って所定間隔で設けられた複数のステータコア１８とスロットル１９とを有している。この複数のステータコア１８はステータ１３の中心に向けてロータ１２に対向するように設けられる。また、各々のスロットル１９内にはコイル２０が巻装されている。永久磁石１６とステータコア１８とは互いに対向するように設けられている。

ロータ１２は、回転軸１４と共にステータ１３内の空間内で回動可能に設けられている。ステータ１３は電磁気的作用によってロータ１２にトルクを与え、ロータ１２は円周方向に回転する。

ＳＰＭモータ１０は、永久磁石１６として本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を用いている。永久磁石１６は、耐食性を有しつつ高い磁気特性を有するため、ＳＰＭモータ１０は、モータのトルク特性などモータの性能を向上させることができ、長期間に亘って高出力を有することができ、信頼性に優れる。

［第２実施形態］
本発明の第２実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、第１実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に比較して、以下の点が相違し、共通する部分の説明は部分的に省略する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、図１Ｂに示すように、Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒から成る粒子（主相）２を有し、隣り合う２つ以上の粒子２によって形成された粒界中に、サブ濃縮部８を有する。サブ濃縮部８では、粒子２内よりも、Ｒ、Ｏ、Ｃの濃度が共に高くなっている。または、サブ濃縮部８では、粒子２内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度が共に高くなっている。

本実施形態では、粒界の内の特に三重点６において、サブ濃縮部８の周囲に位置する粒界において、粒子２内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を、さらに有する。サブ濃縮部８は、主に三重点６に形成される。Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、三重点６以外に、二粒子界面４にも形成されていても良い。さらに、二粒子界面４では、保磁力ＨｃＪの発現に必要なＲリッチ相が残っていても良い。

本実施形態では、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、サブ濃縮部８の周囲であって、粒界領域と粒子２との境界近くの粒界領域内に存在する。サブ濃縮部８を有さない粒界領域では、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が粒界領域の中央付近に存在していても良い。

サブ濃縮部８におけるＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部には、Ｒ、Ｏ、Ｃが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。また、サブ濃縮部８におけるＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部には、Ｒ、Ｏ、Ｃ、Ｎが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の酸素（Ｏ）を含む必要がある。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、酸素量は、耐食性の観点から、５００ｐｐｍ以上が好ましく、磁気特性の観点からは２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の炭素（Ｃ）量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、炭素量が増えると磁気特性は低下し、炭素量が少ないとＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部（またはＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部／以下同様）が形成されない。そのため、炭素量は、４００ｐｐｍ以上３０００ｐｐｍ以下が好ましく、より好ましくは４００ｐｐｍ以上２５００ｐｐｍ以下、特に好ましくは４００ｐｐｍ以上２０００ｐｐｍ以下とする。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界のＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部は、Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部におけるＲ原子に対するＯ原子の比率（Ｏ／Ｒ）が、下記式（１）を満たすように含まれることが好ましい。すなわち、（Ｏ／Ｒ）は、化学量論比組成のＲ酸化物（Ｒ₂ Ｏ₃ 、ＲＯ₂ 、ＲＯなど）よりも小さいことが好ましい。なお、本明細書において、Ｒ原子に対するＯ原子の比率は、（Ｏ／Ｒ）として表記する。粒界中に（Ｏ／Ｒ）が所定範囲内のＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部が存在することにより、水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを効果的に抑制し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食の内部への進行を抑制することができると共に、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。
０＜（Ｏ／Ｒ）＜１ ・・・（１）

また、（Ｏ／Ｒ）は、下記式（２）を満たすことがより好ましい。（Ｏ／Ｒ）が０．４１より少ないと、水とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を十分に抑制できなくなり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性が低下する傾向がある。また、（Ｏ／Ｒ）が０．７０よりも多くなると、主相粒子との整合性が悪くなり、保磁力ＨｃＪが劣化する傾向がある。
０．４１≦（Ｏ／Ｒ）≦０．７０・・・（２）

（Ｏ／Ｒ）は、下記式（３）を満たすことが更に好ましい。（Ｏ／Ｒ）を下記式（３）の範囲内とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上させることができる。
０．５０≦（Ｏ／Ｒ）≦０．７０・・・（３）

また、Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部は、立方晶系の結晶構造を有することが好ましい。立方晶系の結晶構造を有することにより、さらに粒界に水素が吸蔵されるのを抑制することができ、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を向上させることができる。

Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部に含まれるＲとしては、ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）と、ＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）とを含むことが好ましい。Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部にＲＬとＲＨの両方が含まれることにより、優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系原料合金に対して、Ｒ−Ｔ−Ｂ系原料合金とは異なる、酸素源および炭素源となる原料を所定量添加すると共に、製造プロセスにおける雰囲気中の酸素濃度、窒素濃度等の製造条件を制御することにより製造することができる。

Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部の酸素源としては、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍの酸化物を含む粉末が使用できる。Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部の炭素源としては、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍ’の炭化物、または黒鉛、カーボンブラック等の炭素を含む粉末、あるいは熱分解により炭素を発生する有機化合物が使用できる。また、酸素源として表面部分を酸化させた金属粒子、炭素源として鋳鉄などのように炭化物を含む金属粒子を使用してもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に形成されるＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部は、以下のようにして生成されていると考えられる。すなわち、添加した酸素源に含まれるＭの酸化物は、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素Ｒよりも高い。そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系原料合金に、酸素源および炭素源を添加して焼結し、焼結体を作製する際、Ｍの酸化物は、焼結中に発生したＲリッチの液相によって還元され、Ｍ単体とＯを生成する。また、炭素源としてＭ’（炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素）の炭化物を添加したときも同様にして、Ｍ’単体とＣを生成する。これらのＭ、Ｍ’はＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶、またはＲリッチ相に取り込まれる一方で、Ｏ、ＣはＲリッチ相の一部と反応して、Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部として粒界、特に多結晶粒界部に析出すると考えられる。

従来のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石でも、大気中で成形を行う際の原料粉の酸化等により、不可避的不純物としてＯが含まれていた。しかし、このときに含まれるＯは、原料粉中の希土類元素Ｒが酸化して、Ｒ酸化物の形態となっているため、焼結過程で還元されず、Ｒ酸化物の形でそのまま粒界に析出していたと考えられる。

一方、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、その製造する工程において、原料合金の粉砕、成形、焼結の各工程を通じて非常に低い酸素濃度（例えば、１００ｐｐｍ以下程度）に制御した雰囲気で行うことで、Ｒ酸化物の形成を抑制している。そのため、焼結工程のＭ酸化物の還元によって生じたＯが、炭素源として添加したＣと共に、Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部という形で粒界に析出したと考えられる。すなわち、従来の方法では粒界にＲ酸化物が析出していたが、本実施形態の方法では粒界のＲ酸化物の形成を抑制しつつ、所定量のＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部を析出できる。

また、粒界に含まれるものとして、Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部以外に、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒よりもＲ濃度およびＣ濃度が高いＲ−Ｃ濃縮部、Ｒ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒よりもＲ濃度およびＯ濃度が高いＲ−Ｏ濃縮部（Ｒ酸化物を含む）などが考えられる。また、それら以外にＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒よりもＲ濃度が高いＲリッチ相が存在する。Ｒリッチ相は、保磁力ＨｃＪの発現のために一定量必要であるが、Ｒ−Ｃ濃縮部およびＲ−Ｏ濃縮部は少ないほうが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界にＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部およびＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が形成された磁石であり、粒界に水素が吸蔵されるのを抑制することができ、Ｒの腐食が内部に進行するのを抑制することができる。よって、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石によれば、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を有することができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法は、以下に示す以外は、第１実施形態と同様である。すなわち、本実施形態では、混合粉末には、原料合金とは異なる、酸素源および炭素源を添加する。混合粉末に原料合金とは異なる、酸素源および炭素源を所定量添加することにより、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の隣り合う２つ以上のＲ₂ Ｔ₁₄Ｂ結晶粒によって形成された粒界には目的とするＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部が形成できる。

酸素源としては、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素より高い元素Ｍの酸化物を含む粉末が使用できる。Ｍとしては、具体的には、例えばＡｌ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒなどが挙げられるが、これには限定されない。また、表面部分を酸化させた金属粒子を使用してもよい。

炭素源としては、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍ’の炭化物、または黒鉛、カーボンブラック等の炭素を含む粉末、あるいは熱分解により炭素を発生する有機化合物等が使用できる。Ｍ’としては、具体的には、例えばＳｉ、Ｆｅなどが挙げられるが、これに限定されない。また、鋳鉄などのように炭化物を含む粉末も使用できる。

酸素源および炭素源の添加方法は特に限定されないが、微粉砕粉末を混合する際に添加するか、微粉砕前の粗粉砕粉末に対して添加することが好ましい。

なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

以下、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
まず、表１に示す磁石組成Ｉを有する焼結磁石が得られるように、ストリップキャスティング法により原料合金を準備した。原料合金としては、主に磁石の主相を形成する第１合金Ａと、主に粒界を形成する第２合金ａの２種類を、表１に示す組成でそれぞれ作製して準備した。なお、表１（後述する表２および表５〜８も同様）では、bal.は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示し、（Ｔ．ＲＥ）は、希土類の合計質量％を示す。

次いで、これらの原料合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、第１合金は、Ａｒ雰囲気下で、第２合金は、３００ｐｐｍの窒素ガスを含んだＡｒ雰囲気下で、それぞれ６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。特に、粒界相合金を窒素ガスを含んだＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理することにより、第２合金と窒素とを反応させた。

なお、本実施例では、この水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度のＡｒ雰囲気下で行った（以下の実施例および比較例において同じ）。

次に、それぞれの合金に対して、水素粉砕後微粉砕を行う前に粗粉砕粉末に粉砕助剤として、ステアリン酸亜鉛０．１質量％を添加し、ナウタミキサを用いて混合した。その後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が４．０μｍ程度の微粉砕粉末とした。

その後、ナウタミキサを用いて、第１合金の微粉砕粉末と第２合金の微粉砕粉末を９５：５の重量割合で混合し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の原料粉末である混合粉末を調製した。

得られた混合粉末を、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１０６０℃で４時間保持して焼成した後、急冷して、表１に示す磁石組成１を有する焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。そして、得られた焼結体を、８５０℃で１時間、および、５４０℃で２時間（ともにＡｒ雰囲気下）の２段階の時効処理を施し、実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（実施例２）
表２に示す磁石組成IIを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表２に示す組成の第２合金ｂを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（実施例３）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の原料粉末である混合粉末を調整する際に、第１合金と第２合金を９５：５の割合で配合し、さらにアルミナ粒子０．２％とカーボンブラック粒子０．０２％を添加して混合した以外は、実施例１と同様にして、実施例３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例１）
第２合金を、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例１と同様にして、比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

＜評価＞
［組成分析］
実施例１〜３および比較例１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も仕込み組成（表１および２にそれぞれ示す組成）と一致していることが確認できた。

［組織評価］
実施例１〜３および比較例１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）で元素分布を観察し、分析した。具体的には、５０μｍ角の領域について、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素のマッピング分析を行い、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素が主相粒よりも濃く分布する部分を観察した。

その結果、実施例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は確認できなかった。

さらに、粒界にＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が観察された実施例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石については、さらにＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部（５点）と、主相の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。結果を表３に示す。

なお、表中の組成比とは、Ｎｄ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。

表３に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。

また、図４Ａおよび図４Ｂは、それぞれ実施例１および実施例３における粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度分布を示す。図４Ａおよび図４Ｂにおいて、横軸は、粒界付近の各測定位置を示し、図４Ａの横軸は、図１Ａの測定点α１〜α７に沿った測定位置に対応する。また、図４Ｂの横軸は、図１Ｂの測定点β１〜β７に沿った測定位置に対応する。これらの図４Ａおよび図４Ｂにおいて、縦軸は、各元素の特性Ｘ線強度を示す。ここで示している特性Ｘ線強度の値は、前述の定量分析で測定した各元素の濃度とは異なり、測定時のバックグラウンド等も含まれるため、必ずしも各元素の濃度を正確に表す指標ではないが、各元素の測定位置間での濃度の大小を相対比較することは可能である。また、図４Ａおよび図４Ｂは、各測定位置での各元素の特性Ｘ線強度をまとめて記載したものであり、各元素間の組成比を表してはいない。

図４Ａにも示すように、実施例１では、粒界相中には、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。なお、図４Ａに示すように、主相結晶粒内と粒界相との境界では、Ｆｅの濃度が大きく変化し、粒界相では、Ｆｅの濃度が低い。

また、図４Ｂに示すように、実施例３では、粒界相中には、Ｎｄ，Ｃ，Ｏ，Ｎの各元素の濃度が、主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部またはＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部）が存在し、その周囲に位置する粒界相内で、主相結晶粒との界面近くでは、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。なお、図４Ｂに示すように、主相結晶粒内と粒界相との境界では、Ｆｅの濃度が大きく変化し、粒界相では、Ｆｅの濃度が低い。

［磁気特性］
実施例１〜３および比較例１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表４に示す。

［耐食性］
実施例１〜３および比較例１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を、１３ｍｍ×８ｍｍ×２ｍｍの板状に加工した。この板状磁石を１２０℃、２気圧、相対湿度１００％の飽和水蒸気雰囲気中に２００時間放置し、腐食による重量減少量を評価した。結果を表４に示す。

表４に示されるように、実施例１〜３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等の磁気特性を有するとともに、いずれも比較例１の磁石と比較して、大幅に耐食性が向上していることが確認された。

（実施例４）
表５に示す磁石組成III を有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表５に示す組成の第１合金Ｃおよび第２合金ｃを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（実施例５）
表６に示す磁石組成IVを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表６に示す組成の第１合金Ｄおよび第２合金ｄを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（実施例６）
表７に示す磁石組成Ｖを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表７に示す組成の第１合金Ｅおよび第２合金ｅを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（実施例７）
表８に示す磁石組成VIを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表８に示す組成の第１合金Ｆおよび第２合金ｆを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例２）
第２合金ｃを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例４と同様にして、比較例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例３）
第２合金ｄを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例５と同様にして、比較例３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例４）
第２合金ｅを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例６と同様にして、比較例４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

（比較例５）
第２合金ｆを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例７と同様にして、比較例５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

＜評価＞
［組成分析］
実施例４〜７および比較例２〜５で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石も仕込み組成（表５〜表８にそれぞれ示す組成）と一致していることが確認できた。

［組織評価］
実施例４〜７および比較例２〜５で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）で元素分布を観察し、分析した。具体的には、５０μｍ角の領域について、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素のマッピング分析を行い、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素が主相粒よりも濃く分布する部分を観察した。

その結果、実施例４〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例２〜５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は確認できなかった。

さらに、粒界にＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部が観察された実施例４〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石については、さらにＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部（５点）と、主相の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。結果を表９に示す。

なお、表中の組成比とは、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。

表９に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例４〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｄｙ＋Ｔｂの合計），Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。

［磁気特性］
実施例４〜７および比較例２〜５で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を、Ｂ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表１０に示す。

［耐食性］
実施例４〜７および比較例２〜５で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を、１３ｍｍ×８ｍｍ×２ｍｍの板状に加工した。この板状磁石を１２０℃、２気圧、相対湿度１００％の飽和水蒸気雰囲気中に２００時間放置し、腐食による重量減少量を評価した。結果を表１０に示す。

表１０に示されるように、実施例４〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、比較例２〜５のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と同等の磁気特性を有するとともに、いずれも比較例２〜５の磁石とそれぞれ比較して、大幅に耐食性が向上していることが確認された。

２ 粒子（主相）
４ ２粒子界面
６ 三重点
８ 濃縮部
１０ ＳＰＭモータ
１１ ハウジング
１２ ロータ
１３ ステータ
１４ 回転軸
１５ ロータコア（鉄芯）
１６ 永久磁石
１７ 磁石挿入スロット
１８ ステータコア
１９ スロットル
２０ コイル

Claims (5)

1. Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
   隣り合う２つ以上の前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部を有することを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. 前記粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともに高いＲ−Ｏ−Ｃ濃縮部をさらに有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. 前記粒界中で、前記Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ濃縮部の周囲に形成されることを特徴とする請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. 前記粒界中に、前記Ｒ_２ Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともに高いＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部をさらに有することを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
5. 前記粒界中で、前記Ｒ−Ｃｏ−Ｃｕ−Ｎ濃縮部は、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ濃縮部の周囲に形成されることを特徴とする請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。

Images