JPWO2015020181A1 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石、および、モータ - Google Patents

Abstract

【課題】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。【解決手段】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に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（ＲはＳｃとＹとランタノイド元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ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１

Description

本発明は、１種以上の希土類元素（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、および、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を備えるモータに関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ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。

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。

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、例えば、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、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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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、及びそれを備えるモータ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、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の腐食は、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進行していくことが分かった。

詳細を述べると、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 ＋ ６Ｈ２Ｏ → 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 → ２ＲＨｘ ・・・（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。
２ＲＨｘ ＋ ６Ｈ２Ｏ → ２Ｒ（ＯＨ）３ ＋ （３＋ｘ）Ｈ２ …（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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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る。新生面が再び使用環境下の水蒸気などと反応し、上記（Ｉ）〜（ＩＩＩ）の連鎖反応がおき、再度新生面が生じる。このサイクルによって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、本発明者らは、粒界の腐食の進行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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された三重点）中に、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりもＲ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、およびＣの濃度がいずれも高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成することにより、粒界への水素吸蔵は抑制でき、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、
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部に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を有することを特徴とする。

前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の前記粒界中に占める面積が１％以上であることが好ましい。

またさらに、前記Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることが好ましい。

本発明では、粒界にＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を存在させることで、腐食反応で発生する水素が粒界に存在するＲリッチ相へ吸蔵されるのを効果的に抑制し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できる。さらに、このＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成は、磁気特性にほとんど影響せず、良好な磁気特性を保つことができる。なお、Ｒリッチ相とは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲは多いが、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの内の少なくともＣに関しては、Ｒ２ Ｔ１４Ｂ結晶粒と同等以下程度にしか含まない粒界相として定義される。

本発明は更に、上記本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を備えるモータを提供する。本発明のモータは、上記本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を備えることから、高湿度等の過酷な条件で使用されても、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の錆等の発生による腐食が少ないため、長期間にわたって優れた性能を発揮することができる。

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。また、本発明によれば、そのようなＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を備えることにより、高温高湿環境でも長期間に亘って優れた性能を維持することが可能なモータを提供することが可能となる。

図１は、本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近を模式的に示す図である。 図２は、本発明に係る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４は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＮｄのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図５は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＰｒのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図６は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＣｕのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図７は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＧａのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図８は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＣのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図９は、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面におけるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素の濃度が主相の結晶粒内よりも濃く分布する領域（Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部）の一例を示す図面である。

以下、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも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）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、図１に示すように、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒からなる粒子（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_２Ｔ_１４Ｂ結晶粒内よりもＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を有する。 粒界とは、２つのＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成される二粒子粒界４と、隣り合う３つ以上のＲ２Ｔ１４Ｂ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。

前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒からなる粒子（主相）は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。また、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒の平均粒子径は、通常１μｍ〜３０μｍ程度である。

前記粒界には、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部やＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲが多いＲリッチ相を含む。その他に、ホウ素（Ｂ）原子の配合割合が高いＢリッチ相など、他の相が含まれていてもよい。Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部には、Ｒ、Ｃｕ、Ｍ、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。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲは、希土類元素から選ばれる少なくとも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、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ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）の両方を含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の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系焼結磁石のＢはホウ素を表し、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、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２９．５質量％以上３３質量％以下、より好ましくは２９．５質量％以上３２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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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。また、Ｒの含有量が３５質量％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物の体積比率が減少し、磁気特性が低下する可能性があり、また、耐食性も低下する傾向にある。

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、好ましくは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０．７５質量％以上０．９５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。特に、Ｂの含有量が０．７５質量％以上０．９５％質量％以下の範囲にあるときに、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部が形成しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における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の一部をＣｏで置換してもよい。Ｃｏの含有量は０．３質量％以上３．０質量％以下の範囲が好ましく、１．０質量％以上２．０質量％以下とすることがより好ましい。Ｃｏの含有量が３．０質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向にあり、また、原料費が高価となる傾向にある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となると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系焼結磁石には、Ｃｕが含まれる。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％、またさらに好ましくは、０．０５〜０．５５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−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。特に、Ｃｕの含有量が、０．０５質量％以上、０．５５質量％以下の範囲にあるときに、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部が形成しやすくなる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、Ｍ（Ｇａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる１種以上の元素）が含まれる。Ｍの含有量は、０．０１〜１．５質量％が好ましく、さらに好ましくは０．０５〜１．０質量％である。Ｍとしては、Ｇａが特に好ましい。Ｍ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。特に、含有するＭがＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成することにより耐食性が改善される。Ｍ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、Ｍの含有量が０．０１質量％未満となるとＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ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０．６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。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。Ｚｒを含有させることにより、焼結時の粒成長を抑制し、焼結温度幅を改善することが可能となる。Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒの含有量は０．０１質量％以上１．５質量％以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、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２５００ｐｐｍ以下、より好ましくは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、窒素（Ｎ）が含まれても良く、その窒素量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、窒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系焼結磁石は、炭素（Ｃ）を含む。炭素量は、１００〜２０００ｐｐｍ、好ましくは２００〜１５００ｐｐｍ、特に好ましくは５００〜１５００ｐｐｍである。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の炭素（Ｃ）の添加方法は、特に限定されないが、焼結体の製造プロセスの途中で炭素または炭素化合物として添加してもよいし、拡散材に炭素を含有させて焼結体表面から粒界に導入しても良い。

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、従来から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。

前述のように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、粒界にＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりもＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ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、腐食の内部への進行を抑制できる。また、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部はＲリッチ相と比較して酸化されにくいため、腐食による水素発生自体も抑制される。そのため、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、粒界へのＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成は磁気特性への影響が小さく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を良好に保つことができる。

本実施形態では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の粒界中に占める面積が１％以上であることが好ましい。面積の求め方は後述する。Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積が小さすぎると耐食性改善の効果が低下する傾向にある。

さらに、本実施形態では、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕ原子数とＭ原子数の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることが好ましい。この範囲をはずれたＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部が形成されても耐食性改善の効果は有しているが、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部に耐食性を高めるのに特に適した組成が存在すると考えられ、この範囲であると特に効果が高い。

さらに本実施形態のＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部における好ましいＣの濃度は３〜３０原子％、さらに好ましくは９〜２０原子％である。

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熱処理条件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−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するための元素群は、合金作製、粉砕のいずれの段階で添加してもよい。また、粒界拡散法を用いて焼結体表面から粒界に導入してもよい。

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−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部は、第２合金中に存在するＲ、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）と炭素が、焼結あるいは時効などの熱処理工程で化合物を形成し、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部という形で粒界に現れると考えられる。第２合金にＣｕ，Ｍ，炭素が含有されなくても、それらの元素を焼結工程の後に粒界拡散などの方法で粒界に導入してもよい。その際、拡散熱処理または拡散熱処理後の熱処理を適切に行うことがＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成に重要と考えられる。

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希土類元素等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構成する組成の合金（第１合金）と粒界相を構成する組成の合金（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が、組成ずれを抑える観点などから別々に粉砕することがより好ましい。

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。なお、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成を促進するために、粗粉砕粉にＣを混合し、５００〜９００℃の温度域で熱処理を行ってもよい。

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 ガスやＡｒガスなど）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。また、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するためにこれらの粉砕助剤を炭素源として用いてもよいし、他の炭素源を用いてもよい。あるいは、この工程では、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するための炭素成分の添加は行わず、後述の粒界拡散工程においてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石焼結体内に炭素の導入を行っても良い。

［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、Ｍ、Ｃｕが多く含まれる。

第２合金に含まれるＧａ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂｉから選ばれる１種以上のＭの合計の質量％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Ｍを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＭを含む場合、第１合金に含まれるＭの合計の質量％は、０．２％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４８時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。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。なお、焼結工程以前に炭素源の導入を行った場合には、焼結の昇温過程における５００〜７００℃の温度域に安定部を設けるか、ゆっくり昇温することで、希土類とＣｕおよびＧａなどのＭを含む液相が生成して導入した炭素と反応し、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部が形成される。特に、粗粉砕工程で水素吸蔵粉砕を行った場合には、そのような熱処理を行うことで脱水素反応が起きるため、よりＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成が促される。

［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））。焼結後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼結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１０分から６時間、更に５００℃から７００℃の温度で１０分から６時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１０分から６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、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するためのＲ，Ｃｕ，Ｍ，Ｃを粒界拡散で導入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、例えばＲ、Ｃｕ、Ｍを含有する合金粉末を作製してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に付着させ、熱処理を行うことにより実施することができる。あるいは各元素を蒸着等によりＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させ熱処理を行うことにより実施することができる。また、例えば、拡散成分の合金粉末の成分として炭素を含有させると、Ｒ、Ｃｕ、ＭおよびＣを同時に粒界へ導入することができるため、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するのに効果的である。さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させるために、拡散元素のＲの一部または全部にＤｙ，Ｔｂなどの重希土類元素を含有させてもよい。粒界拡散熱処理の後には、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するための熱処理を適宜追加してもよい。粒界拡散工程の最後に、良好な磁気特性を得るために、５００〜６００℃付近で０．５〜５時間程度の時効熱処理を行ってもよい。

［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−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ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。

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。

まず、表１および表２に示す磁石組成ＩおよびＩＩ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およびＢと、主に粒界相を形成する第２合金ａおよびｂの計４種類を作製して準備した。なお、表１および表２（後述する表３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、合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下で、６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。

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、各合金に対して、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。ここで、磁石組成ＩＩの第２合金ｂにのみ、ステアリン酸亜鉛に加えてカーボンブラックを０．１質量％添加した。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時間保持して焼結した後、急冷して、表１に示す磁石組成Ｉを有する焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。その後、得られた磁石を１３．２ｍｍ×８．２ｍｍ×４．２ｍｍの直方体に加工した。Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向は４．２ｍｍの厚さの方向となるようにした。

（比較例１）
上記の方法で作製した磁石組成Ｉの焼結体を、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。これを比較例１とした。

（実施例１）
上記の方法で作製した磁石組成ＩＩの焼結体を、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。これを実施例１とした。

（実施例２〜６）
実施例２〜６は、磁石組成ＩのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に粒界拡散法でＣｕ，Ｇａ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｂｉ、Ｃを粒界に導入し、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成を試みたものである。表３は、作製した拡散源の秤量組成である。表３に示した組成に単体金属を秤量してアーク溶解炉で溶解・鋳造を３回繰り返して合金を作製した。得られた合金を高周波誘導加熱で熔解し、熔湯をロール急冷することにより急冷薄帯とした。得られた急冷薄帯をＡｒ雰囲気のグローブボックス中において粗粉砕し、鋼鉄製メディアとともにＡｒ雰囲気中で密閉容器に入れた。その後、密閉容器内で粉砕して平均粒径１０〜２０μｍの粉末を得た。得られた拡散材粉末にバインダー樹脂を添加し、アルコールを溶媒として拡散材の塗料を作製した。混合の比率は拡散材粉末の重量を１００とした場合、バインダー樹脂としてのブチラール微粉末を２、アルコールを１００とした。Ａｒ雰囲気中で樹脂製の円筒形フタ付き容器に前記混合物を入れてフタを閉め、ボールミル架台に置き２４時間１２０ｒｐｍで回転させて塗料化した。得られた塗料に磁石組成Ｉの焼結体加工品を浸し、引き上げて乾燥した。これを繰り返して焼結体加工品重量の２．５％の量を塗布した。その後Ａｒ雰囲気中で９００℃６時間、次いで５４０℃２時間の熱処理を施した。熱処理後、焼結体表面の拡散材の残渣をサンドペーパーで軽く削り落とした後、各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。表３に示した各組成の拡散材を用いて上記の方法で試料を作製し、実施例２〜６を得た。

（実施例７〜８）
実施例７〜８は、磁石組成ＩのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に粒界拡散法でＧａを粒界に導入し、Ｒ−Ｃｕ−Ｇａ−Ｃ濃縮部の形成を試みたものである。表３のＧａを含有する拡散材の前記塗料を塗料に磁石組成Ｉの焼結体加工品を浸し、引き上げて乾燥した。これを繰り返すことにより、塗布量は実施例７では焼結体重量の１．６％、実施例８では焼結体重量の０．６％とした。その後Ａｒ雰囲気中で９００℃６時間、次いで５４０℃２時間の熱処理を施した。熱処理後、焼結体表面の拡散材の残渣をサンドペーパーで軽く削り落とした後、各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍの実施例７および８を得た。

＜評価＞
［組成分析］
実施例１〜８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。結果を表４に示す。

［組織］
（元素分布の観察）
実施例１〜８および比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、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。５０μｍ角の領域について、実施例４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組織をＥＰＭＡにより観察し、ＥＰＭＡによる元素マッピング（２５６点×２５６点）を行なった。実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面のＮｄ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素のＥＰＭＡによる観察結果を図４〜８に示す。また、実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石切断面の、Ｒ（Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃｕ、Ｍ（Ｇａ）、Ｃの各元素の濃度が主相の結晶粒内よりも濃く分布する領域（Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部）を図９に示す。

（粒界に占めるＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積比率の算出）
実施例１〜８および比較例１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のマッピングデータより、以下のような手順で、粒界に占めるＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を算出した。（１）反射電子像の画像を所定レベルで２値化し、主相結晶粒部分と粒界部分を特定し、粒界部分の面積（Ｂ）を算出した。なお、２値化は反射電子像の信号強度を基準に行った。反射電子像の信号強度は原子番号が大きい元素の含有量が多いほど強くなることが知られている。粒界部分には、原子番号の大きい希土類元素が主相部分よりも多く存在しており、所定レベルで２値化して主相結晶粒部分と粒界部分とを特定することは一般的に行われる方法である。また、測定の際に２値化して二粒子粒界の部分が特定されていない部分が生じても、その特定されない二粒子粒界の部分は、粒界部分全体の誤差範囲であり、粒界部分の面積（Ｂ）を算出する際に数値範囲に影響を与えるものではない。
（２）ＥＰＭＡによるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの特性Ｘ線強度のマッピングデータから、上記（１）で特定された主相結晶粒部分におけるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素の特性Ｘ線強度の平均値と標準偏差を算出した。
（３）ＥＰＭＡによるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの特性Ｘ線強度のマッピングデータから、上記（２）で求めた主相結晶粒部分における特性Ｘ線強度の（平均値＋３×標準偏差）の値よりも特性Ｘ線強度の値の大きい部分を、それぞれの元素について特定し、この部分をその元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（濃縮部）と定義した。
（４）上記（３）で特定された各元素の濃縮部のうち、Ｒ元素の濃縮部は、各Ｒ元素（実施例２ではＮｄおよびＰｒ）のいずれかが濃く分布している部分とする。Ｃｕ元素の濃縮部は、Ｃｕが濃く分布している部分とする。Ｍの濃縮部は、Ｍが複数ある場合、各Ｍのいずれかが濃く分布している部分とする。Ｃ元素の濃縮部は、Ｃが濃く分布している部分とする。
（５）上記（１）で特定された粒界と、上記（４）で特定されたＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃのそれぞれが主相結晶粒内よりも濃く分布する部分がすべて重なり合う部分を粒界におけるＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部として特定し、その部分の面積（Ａ）を算出した。
（５）上記（４）で算出したＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積（Ａ）を、上記（１）で算出した粒界の面積（Ｂ）で割ることにより、粒界に占めるＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を算出した。

このようにして求められた実施例１〜８及び比較例１の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に占めるＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を表５に示す。

（Ｒ原子に対するＣｕとＭ原子の比率（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの算出）
次に、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の組成について定量分析を行った。ＥＰＭＡマッピングで特定したＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部に対して、ＥＰＭＡを用いて各元素の定量分析を行い、求められた各元素の濃度から、全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の比率（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒを算出した。１サンプルにつき１０箇所の測定し、各箇所において（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値を求めた。各試料における（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの最大値、最小値を表５に示す。また、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の組成例として、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の分析結果および（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値を表６に示す。

［磁気特性］
各実施例、比較例の試料（１３ｍｍ×８ｍｍ×４．０ｍｍ）をそれぞれ３枚重ねにして３Ｔのパルス着磁を行った後、ＢＨトレーサーで減磁曲線を測定した。減磁曲線から求めた残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊを表５に示す。

［耐食性］
比較例１および実施例１〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石をＰＣＴ（プレッシャークッカーテスト）槽に入れ、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５に示す。

各試料についての微細構造、耐食性、磁気特性の比較結果について述べる。表５に示したように、比較例１の試料ではＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の存在が確認できなかった。一方、実施例１〜８の各試料においては、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の存在が確認された。さらに、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の粒界に占める面積の増大により耐食性の指標であるＰＣＴ２００時間後の重量減少は小さくなっており、耐食性が改善されている。

Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の粒界に占める面積が増えるほど耐食性は改善する傾向にあり、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の粒界に占める面積が１％以上であると特に効果が高い。またさらに、特に良好な結果が得られた実施例２，３，４においては、２％以上の面積が得られている。

さらに、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の組成から得られた（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値に着目すると、特に良好な耐食性を示す実施例２，３，４においては、（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値が０．２〜０．６の範囲となっていることがわかる。その他の実施例においては、最小値が０．２未満であるか、最大値が０．６を超えているか、あるいはその両方となっている。すなわち、耐食性を高めるために特に好ましいＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の組成範囲があると考えられ、上記範囲において粒界の水素吸蔵による腐食サイクルの進行を効果的に抑止できると考えられる。

磁気特性に着目すると、実施例においては、比較例に対して残留磁束密度Ｂｒの低下は小さい、保磁力Ｈｃｊはやや向上している。すなわち、実施例においては、磁気特性を良好に保ったまま、耐食性を大幅に改善しているといえる。

表６は、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の組成の例であり、特に良好な耐食性を示した実施例２において確認されたものである。

（実施例９〜１２）
表７〜１０に示した磁石組成ＩＩ〜ＶＩのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製した。成型工程までのプロセスは実施例１と同じ方法で行い、いずれの第２合金の微粉砕においてもステアリン酸亜鉛０．１質量％に加えカーボンブラックを０．１質量％の添加を行った。得られた第１合金、第２合金の混合、成形は比較例１と同様に行った。焼結工程は、表１１に示した温度で４時間の温度保持を行った後、急冷した。その後、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。４ｍｍの厚さの方向がＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向である。

（実施例１３〜１７）
実施例１３〜１７は、実施例９〜１２とそれぞれ同じ組成で作製しているが、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を形成するための炭素の添加方法が異なる。実施例１３〜１７においては、第２合金の粗粉砕粉末にカーボンブラックを０．１質量％添加し、ナウタミキサーで混合した後、Ａｒ雰囲気で６００℃１ｈの熱処理を行った。その後の微粉砕工程、成形工程は比較例１と同様である。焼結工程においては、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の形成を促進するために、昇温途中の７００℃で２４時間の温度保持を行った。昇温後、表１１に示した温度で４時間の温度保持を行った後、急冷した。その後、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。４ｍｍの厚さの方向がＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向である。

表１１に示すように、実施例１および実施例９〜１７において、Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の存在および耐食性の改善が確認された。特に実施例１３〜１７でＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の比率が高く、（Ｍ＋Ｃｕ）／Ｒが０．２〜０．６の範囲となり、良好な耐食性を示した。

以上から、実施例のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、粒界にＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部を有しており、磁気特性を良好に保ったまま、耐食性が大幅に改善されていることが確認された。

２ 粒子（主相）
４ 二粒子粒界
６ 三重点
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 (4)

1. 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部に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ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Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部の前記粒界中に占める面積が１％以上であ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Ｒ−Ｃｕ−Ｍ−Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を用いたモータ。