WO2009107397A1 - Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびその方法によって製造された希土類焼結磁石 - Google Patents

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびその方法によって製造された希土類焼結磁石 Download PDF

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高木繁
森本英幸
小高智織
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日立金属株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an R—Fe—B based rare earth sintered magnet having an R 2 Fe 14 B type compound (R is a rare earth element) as a main phase and a method for producing the same, and in particular, a light rare earth element RL as a main rare earth element R.
  • the present invention relates to an R—Fe—B based rare earth sintered magnet which contains and a part of the rare earth element R is substituted with a heavy rare earth element RH.
  • the coercive force is improved by replacing the rare earth element R in the R 2 Fe 14 B phase with a heavy rare earth element RH (Dy, Tb).
  • the temperature coefficient of the coercive force is also improved in proportion to the substitution amount of the heavy rare earth element RH. Therefore, in order to obtain a high coercive force at a high temperature, it has been considered effective to add a large amount of heavy rare earth element RH.
  • the magnetic moment of the heavy rare earth element RH in the R 2 Fe 14 B phase is opposite to the magnetic moment of Fe, when the light rare earth element RL (Nd, Pr) is replaced with the heavy rare earth element RH, the residual magnetic flux density Br will fall. Furthermore, since the heavy rare earth element RH is a rare resource, it is desired to reduce its usage. Therefore, it is necessary to improve the coercive force of the rare earth magnet with less heavy rare earth element RH.
  • the coercive force generation mechanism of the R—Fe—B rare earth sintered magnet is a nucleation type (nucleation type)
  • a large amount of heavy rare earth element RH is distributed in the main phase outer shell (near the grain boundary).
  • the crystal magnetic anisotropy of the entire crystal grains is increased, and the nucleation of the reverse magnetic domain is prevented.
  • the coercive force is improved.
  • the substitution by the heavy rare earth element RH does not occur at the center of the crystal grains that do not contribute to the improvement of the coercive force, it is possible to suppress the decrease in the residual magnetic flux density Br .
  • Patent Document 1 describes R (R is at least one of Nd, Pr, Dy, Ho, and Tb, or at least one of La, Ce, Sm, Gd, Er, Eu, Tm, Yb, Lu, and Y. consisting seed) 10 atomic% to 30 atomic%, B2 atomic% to 28 atomic%, the main component Fe65 atomic% to 80 atomic%, the volume of the main phase consists tetragonal phase there is 2.5 cm 3 or less or a thickness
  • the surface to be ground of a sintered magnet body having a diameter of 5.0 mm or less has an Nd thin film layer or a thin film layer composed of Nd as a main component and containing at least one of rare earth elements including Y except the remaining Nd. Yes.
  • Patent Document 2 discloses that a rare earth metal element R (this R is a rare earth element selected from Y and Nd, Dy, Pr, Ho, and Tb) is deeper than the depth corresponding to the radius of the crystal grains exposed on the outermost surface of the magnet. 1 type or two or more types) are diffused, thereby modifying the damaged portion of work-affected damage and improving (BH) max.
  • R is a rare earth element selected from Y and Nd, Dy, Pr, Ho, and Tb
  • Patent Document 3 discloses that a chemical vapor deposition film mainly composed of rare earth elements is formed on the surface of a magnet body having a thickness of 2 mm or less to recover the magnet characteristics.
  • Patent Document 4 discloses a heavy rare earth element (at least one rare earth element selected from the group consisting of Dy, Ho, and Tb) and a metal (at least one metal element selected from Al, Cu, Co, Fe, and Ag). It is disclosed that heat treatment is performed after the surface is coated with an alloy layer containing). By this heat treatment, a part of the light rare earth element RL contained in the R 2 Fe 14 B main phase crystal grains is replaced with the heavy rare earth element RH diffused from the surface of the sintered body, and the outer shell portion of the R 2 Fe 14 B main phase A layer (thickness is, for example, several nm) in which the heavy rare earth element RH is relatively concentrated is formed.
  • a heavy rare earth element at least one rare earth element selected from the group consisting of Dy, Ho, and Tb
  • a metal at least one metal element selected from Al, Cu, Co, Fe, and Ag.
  • a metal element M (at least one selected from the group consisting of Al, Ga, In, Sn, Pb, Bi, Zn, and Ag) is applied to the surface of an R—Fe—B rare earth sintered body.
  • M layer a containing layer
  • RH layer a layer containing heavy rare earth element
  • Patent Documents 1 to 5 utilize a diffusion reaction by heat treatment when forming a concentrated layer of heavy rare earth element RH in the main phase outer shell.
  • the heavy rare earth element RH diffuses from the surface of the sintered body into the sintered body, the liquid phase components mainly composed of the light rare earth element RL originally contained in the sintered body are directed toward the magnet surface.
  • a phenomenon (elution) occurred in which a thin layer containing heavy rare earth element RH or light rare earth element RL metal was formed on the magnet surface by diffusion.
  • the present invention suppresses welding that occurs between the sintered body and the jig when the rare earth element RH composed of at least one of Dy or Tb is diffused and introduced from the surface of the sintered body into the sintered body. It is an object of the present invention to solve the above-mentioned problems without losing the effect of diffusion of heavy rare earth elements RH and increasing the coercive force.
  • the method for producing an R—Fe—B based rare earth sintered magnet of the present invention includes an R— containing a light rare earth element RL (at least one of Nd and Pr) and a heavy rare earth element RH (at least one of Dy and Tb).
  • a method for producing an Fe—B rare earth sintered magnet wherein the contents of rare earth elements, oxygen, carbon, and nitrogen are respectively set to X (mass%), Z 2 O (mass%), Z C (mass%), When Z N (mass%) and Z O + Z C + Z N are Y (mass%), 25 ⁇ X ⁇ 40, (0.114X ⁇ 3.17) ⁇ Y ⁇ (0.157X ⁇ 4.27) R—Fe—B rare earth calcination satisfying the following relational expressions: 0 ⁇ Z O ⁇ 0.5, 0 ⁇ Z C ⁇ 0.1, and 0 ⁇ Z N ⁇ 0.1
  • X in the relational expression is 28 ⁇ X ⁇ 30.5.
  • the diffusion step supplies the heavy rare earth element RH from the bulk body to the surface of the R—Fe—B based rare earth sintered body by heating the bulk body containing the heavy rare earth element RH. While diffusing inside.
  • the diffusion step includes the step of disposing the bulk body containing the heavy rare earth element RH in the processing chamber together with the R—Fe—B rare earth sintered body, and the processing chamber in the range of 700 ° C. to 1000 ° C. And a step of heating to below.
  • the heavy rare earth element RH is formed on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body without forming the heavy rare earth element RH film on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body. Spread inside the body.
  • the diffusion step includes a step of forming a concentrated layer of heavy rare earth element RH on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body, and the R—Fe—B rare earth by the support member. And a step of performing a heat treatment at a temperature of 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower while supporting the sintered body.
  • the R—Fe—B rare earth sintered body satisfies a relational expression of 0.01 ⁇ Y ⁇ 0.3.
  • the R—Fe—B rare earth sintered magnet of the present invention is produced by any one of the above production methods.
  • the bonding of the weld layer formed between the R—Fe—B rare earth sintered body and the support member (jig) in the step of diffusing the heavy rare earth element RH from the surface of the sintered body to the inside The strength (hereinafter referred to as “welding strength”) can be reduced to 120 kN / m 2 or less. Therefore, it is possible to provide a sintered magnet in which the heavy rare earth element RH is diffused without hindering production.
  • FIG. It is a figure which shows the method of measuring welding strength.
  • the coercivity H cJ and remanence B r of the samples 1 to 19 is a graph plotting.
  • 20 is a graph showing X and Y in samples 1 to 19.
  • an R—Fe—B rare earth sintered body containing a light rare earth element RL (at least one of Nd and Pr) is prepared. Then, a diffusion step of diffusing the heavy rare earth element RH from the surface to the inside of the R—Fe—B rare earth sintered body is performed in a state where the R—Fe—B rare earth sintered body is supported by the support member.
  • the heavy rare earth element RH is at least one of Dy and Tb.
  • such a diffusion step is performed by heating the bulk body containing the heavy rare earth element RH to supply the heavy rare earth element RH from the bulk body to the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body. It is the process of diffusing inside.
  • the step of forming a concentrated layer of heavy rare earth element RH on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body and the support member supports the R—Fe—B rare earth sintered body may be performed by performing a heat treatment step at a temperature of 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • the same “sintered body” is distinguished before and after the diffusion of the heavy rare earth element RH and expressed in different terms. Specifically, “rare earth sintered body” and “sintered body” are used in a state before the heavy rare earth element RH is diffused from the surface of the sintered body to the inside, and “rare earth sintered magnet” and “magnet”. Is used in a state after the heavy rare earth element RH is diffused from the surface of the sintered body to the inside.
  • a characteristic point in the present invention is that an R—Fe—B rare earth sintered body having a specific composition range is prepared before the heavy rare earth element RH is diffused. Specifically, rare earth elements, oxygen, the content of carbon and nitrogen, respectively, X (mass%), Z O (wt%), Z C (wt%), and Z N (mass%), Z O
  • the present invention provides an R—Fe—B rare earth sintered body that satisfies the following relational expression. 25 ⁇ X ⁇ 40, (0.114X-3.17) ⁇ Y ⁇ (0.157X-4.27) 0 ⁇ Z O ⁇ 0.5 0 ⁇ Z C ⁇ 0.1 0 ⁇ Z N ⁇ 0.1
  • the sintered body before the diffusion of the heavy rare earth element RH is mainly composed of the light rare earth element RL (at least one of Nd and Pr) as the rare earth element R, and a part thereof is the heavy rare earth element RH (Dy and Tb). Or at least one of them may be substituted.
  • the light rare earth element RL originally contained in the sintered body is mainly used.
  • a phenomenon occurs in which the liquid phase component diffuses toward the surface of the sintered body.
  • the liquid phase component that has come out on the surface of the sintered body by such interdiffusion forms a layer on the surface of the sintered body. Since this layer is mainly composed of active rare earth elements, it is likely to cause a welding reaction with the jig that supported the sintered body during the diffusion treatment step. Therefore, reducing the light rare earth element RL contained in the sintered body in advance leads to reducing the welding reaction with the support member.
  • the oxide phase, nitride phase, and carbide phase contained in the sintered body have an effect of reducing the welding strength. These increase the viscosity of the liquid phase component mainly composed of the light rare earth element RL, inhibit the formation of a layer eluting on the magnet surface, reduce the reactivity of the layer formed on the magnet surface, It is thought that welding is difficult to occur.
  • the total amount of rare earth elements in the sintered body Welding is suppressed by controlling X and the total amount of oxide phase Z O , nitride phase Z N , and carbide phase Z C to satisfy the above-described relational expression.
  • Y is the upper limit value of Y.
  • Y exceeds this value, nonmagnetic constituent phases such as oxides increase in the sintered body, and the residual magnetic flux This leads to a decrease in density.
  • Y exceeds the above upper limit value, the light rare earth element RL is excessively consumed by non-magnetic constituent phases such as oxides and nitrides, and a liquid phase component sufficient for sintering is lost. Densification at the time of congealing does not progress. Furthermore, abnormal grain growth occurs, and a sudden decrease in coercive force can occur.
  • the amount of heavy rare earth element RH introduced from the surface of the sintered body even if the sintered body satisfies the range of (0.114X-3.17) ⁇ Y ⁇ (0.157X-4.27) In some cases, welding with a strength of 120 kN / m 2 or more may occur.
  • the amount of heavy rare earth element RH introduced at this time is excessive, and diffusion proceeds not only to the crystal grain boundaries and the outer shell of the main phase but also to the center of the main phase.
  • the rare earth has an effect of promoting densification during sintering as a liquid phase component.
  • the rare earth element content (X) is less than 28.0% by mass, the main phase is hardly formed, and excess boron and iron form a non-magnetic phase (B-rich phase). Decrease.
  • the content (X) of the rare earth element is more than 30.5% by mass, a nonmagnetic phase (R rich phase) is formed, and the characteristics of the magnet are deteriorated.
  • the rare earth sintered magnet is controlled so that oxygen, carbon, and nitrogen do not increase even when moving to each step.
  • a part of R (10% by mass or less) may be substituted with a heavy rare earth element RH.
  • a part of Fe (50% by mass or less) may be substituted with another transition metal element (for example, Co or Ni).
  • This alloy is suitable for a variety of purposes, including Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zn, Ga, Zr, Nb, Mo, Ag, In, Sn, Hf, Ta, W, Pb, and About 0.01 to 1.0% by mass of at least one additive element selected from the group consisting of Bi may be contained.
  • the above alloy can be suitably produced by rapidly cooling a molten raw material alloy by, for example, a strip casting method.
  • a strip casting method preparation of a rapidly solidified alloy by a strip casting method will be described.
  • a raw material alloy having the above composition is melted by high-frequency melting in an argon atmosphere to form a molten raw material alloy.
  • a molten raw material alloy is melted by high-frequency melting in an argon atmosphere to form a molten raw material alloy.
  • it is rapidly cooled by a single roll method to obtain, for example, a flake-shaped alloy ingot having a thickness of about 0.3 mm.
  • the alloy slab thus produced is pulverized into, for example, 1 to 10 mm flakes before the next hydrogen pulverization.
  • the manufacturing method of the raw material alloy by the strip cast method is disclosed by US Patent 5,383,978, for example.
  • the alloy slab coarsely crushed into flakes is accommodated in the hydrogen furnace. Specifically, for example, a slab broken to a predetermined size is inserted into a raw material case, and then the raw material case is charged into a sealable hydrogen furnace, and the hydrogen furnace is sealed. Next, a hydrogen embrittlement treatment (hereinafter sometimes referred to as “hydrogen pulverization treatment”) step is performed inside the hydrogen furnace.
  • the hydrogen embrittlement step is performed by sufficiently evacuating the inside of the hydrogen furnace, supplying hydrogen gas having a pressure of 30 kPa to 1.0 MPa into the hydrogen furnace, and occluding hydrogen in the slab. Due to the absorption and absorption of hydrogen, the slab will spontaneously collapse and become brittle (partially powdered).
  • the removal operation is performed in an inert atmosphere so that the coarsely pulverized powder does not come into contact with the atmosphere. By doing so, it is possible to prevent the coarsely pulverized powder from oxidizing and generating heat, and to suppress a decrease in the magnetic properties of the magnet.
  • the rare earth alloy is pulverized to a size of about 0.1 mm to several mm, and the average particle size becomes 500 ⁇ m or less.
  • the embrittled raw material alloy is preferably crushed more finely and cooled. When the raw material is taken out in a relatively high temperature state, the cooling process time may be relatively long.
  • fine pulverization is performed by a jet mill pulverizer or the like.
  • a cyclone classifier is connected to the jet mill crusher used in the present embodiment.
  • the jet mill pulverizer is supplied with the rare earth alloy (coarse pulverized powder) coarsely pulverized in the coarse pulverization step, and pulverizes in the pulverizer.
  • the powder pulverized in the pulverizer is collected in a collection tank through a cyclone classifier.
  • a fine powder of about 0.1 to 20 ⁇ m (typically 3 to 5 ⁇ m) can be obtained.
  • the pulverizer used for such fine pulverization is not limited to a jet mill, and may be an attritor or a ball mill. In grinding, a lubricant such as zinc stearate may be used as a grinding aid.
  • the addition amount is adjusted so that C in the rare earth sintered magnet after the sintering process does not exceed 1000 ppm.
  • the rare earth alloy is finely pulverized in an inert gas atmosphere in order to control the raw material after pulverization to have an oxygen amount of 2000 to 2500 ppm or less and a nitrogen amount of 500 to 600 ppm or less. .
  • a heat treatment step may be further added to reduce the carbon content of the R—Fe—B rare earth sintered body.
  • heat treatment at 40 to 500 ° C. is performed before and after sintering.
  • the heavy rare earth element RH is diffused from the surface of the sintered body by various methods.
  • each of the “deposition diffusion step” and the “film diffusion step” will be described as the diffusion step.
  • RH bulk body (hereinafter referred to as “RH bulk body”) containing a heavy rare earth element RH and a sintered body 1 are disposed inside the processing chamber 10 shown in FIG.
  • FIG. 1 shows an arrangement example of the sintered body 1 and the RH bulk body 5.
  • the sintered body 1 and the RH bulk body 5 are disposed to face each other with a predetermined interval inside a processing chamber 10 made of a refractory metal material.
  • a member that holds a plurality of sintered bodies 1 and a support member (heat treatment base plate 6) that holds the RH bulk body 5 are arranged.
  • maintains the sintered compact 1 and the RH bulk body 5 is not limited to said example, It is arbitrary. However, a configuration that completely blocks between the sintered body 1 and the RH bulk body 5 should not be adopted.
  • the “opposite” in the present application means that the sintered body and the RH bulk body face each other without being interrupted.
  • opposite arrangement does not require that the main surfaces are arranged so as to be parallel to each other.
  • the heat treatment base plates 2 and 6 used in the configuration of FIG. 1 have a structure in which a large number of openings (for example, holes having a diameter of about 5 mm) are provided, and from the RH bulk body 5 to the sintered body 1. The supply of heavy rare earth elements RH is not hindered.
  • the temperature of the sintered body is equal to or higher than the temperature of the bulk body. Specifically, it is set to 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower, more preferably 700 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the temperature of the sintered body being the same as the temperature of the bulk body means that the temperature difference between the two is within 20 ° C.
  • the interval between the sintered body and the RH bulk body is set to 0.1 mm to 300 mm, preferably 3 mm to 100 mm, more preferably 4 mm to 50 mm.
  • the processing chamber may be heated by a heater (not shown).
  • the pressure of the atmospheric gas during the vapor deposition diffusion step is 10 ⁇ 5 to 500 Pa
  • vaporization (sublimation) of the RH bulk body proceeds appropriately, and vapor deposition diffusion treatment can be performed.
  • the time for maintaining the temperature of the RH bulk body and the sintered body within the range of 700 ° C. or more and 1100 ° C. or less is preferably set in the range of 10 minutes to 600 minutes.
  • the holding time means a time in which the temperature of the RH bulk body and the sintered body is 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower and the pressure is 10 ⁇ 5 Pa or higher and 500 Pa or lower, and is always held constant at a specific temperature and pressure. It does not represent only the time of day.
  • the RH bulk body does not need to be composed of one kind of element, but the heavy rare earth element RH and the element X (Nd, Pr, La, Ce, Al, Zn, Sn, Cu, Co, Fe, Ag, And at least one selected from the group consisting of In. Since such an element X lowers the melting point of the grain boundary phase, the effect of promoting the grain boundary diffusion of the heavy rare earth element RH can be expected.
  • the heavy rare earth element RH is not formed on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body, and the heavy rare earth element RH is formed inside the R—Fe—B rare earth sintered body. Is diffused. This is because heavy rare earth elements RH such as Dy and Tb have a low vapor pressure in the temperature range and are not easily vaporized. Therefore, before the heavy rare earth element RH flying on the surface of the R—Fe—B rare earth sintered body forms a film, the sintered body quickly passes through the grain boundary of the R—Fe—B rare earth sintered body. This is to move inside.
  • the surface treatment may be a known surface treatment, and for example, a surface treatment such as Al deposition, electric Ni plating, resin coating, or the like can be performed.
  • a known pretreatment such as sandblasting, barrel treatment, etching treatment or mechanical grinding may be performed prior to the surface treatment.
  • the method for forming the metal layer is not particularly limited, and for example, a thin film such as a vacuum evaporation method, a sputtering method, an ion plating method, a vapor deposition thin film formation (IVD) method, a plasma vapor deposition thin film formation (EVD) method, or a dipping method.
  • a thin film such as a vacuum evaporation method, a sputtering method, an ion plating method, a vapor deposition thin film formation (IVD) method, a plasma vapor deposition thin film formation (EVD) method, or a dipping method.
  • IVD vapor deposition thin film formation
  • ELD plasma vapor deposition thin film formation
  • a metal element M Al, Ga, In, Sn, Pb, Bi, Zn
  • M layer a layer containing at least one selected from the group consisting of Ag
  • RH layer a layer containing heavy rare earth element
  • the diffusion step in the present embodiment is performed by heating the sintered body including the M layer in which the RH layer is formed or the sintered body in which the M layer and the RH layer are formed.
  • the metal element M having a relatively low melting point quickly diffuses into the sintered body through the grain boundary, and then the heavy rare earth element RH diffuses into the sintered body through the grain boundary. Since the melting point of the grain boundary phase (R-rich grain boundary phase) decreases due to the diffusion of the metal M first, the main phase outer shell portion of the heavy rare earth element RH compared to the case where the M or M layer is not deposited. It is thought that the diffusion is promoted by the grain boundary phase in contact with. As a result, it is possible to efficiently diffuse the heavy rare earth element RH into the interior of the sintered magnet even at a lower temperature than when no M or M layer is deposited.
  • the heavy rare earth element RH when the diffusion of the heavy rare earth element RH is promoted by the action of the metal M, the heavy rare earth element RH is at a faster rate than the diffusion of the heavy rare earth element RH inside the main phase located in the vicinity of the surface of the sintered body. Diffuses into the grain boundary phase of the sintered body and penetrates into the sintered body.
  • volume diffusion When the heavy rare earth element RH diffuses inside the main phase is called “volume diffusion”, the presence of the M layer is a grain boundary phase in contact with the outer shell of the main phase preferentially over “volume diffusion”. As a result, the function of suppressing “volume diffusion” is exhibited.
  • the concentrations of the metal element M and the heavy rare earth element RH in the grain boundary phase are higher than the concentrations in the main phase crystal grains.
  • the heavy rare earth element RH easily diffuses to a depth of 0.5 mm or more from the magnet surface.
  • the temperature of the heat treatment for diffusing the metal element M is preferably set to a value not lower than the melting point of the metal M and lower than 1100 ° C.
  • the heat treatment temperature may be increased to a higher value (eg, 800 ° C. to less than 1000 ° C.) in order to further promote the diffusion of the heavy rare earth element RH.
  • the weight ratio (M / RH) of the M layer formed on the surface of the sintered body to the RH layer is set in a range of 1/100 or more and 5/1 or less.
  • This weight ratio (M / RH) is more preferably set in the range of 1/20 or more and 2/1 or less.
  • the temperature of the heat treatment for diffusing the RHM alloy layer is preferably set to a value not lower than the melting point of the metal M and lower than 1000 ° C. Even in this method, the heavy rare earth element RH easily diffuses to a depth of 0.5 mm or more from the magnet surface.
  • the support member used for the diffusion of the heavy rare earth element RH is preferably a jig formed of a metal or ceramic that has low reactivity with the rare earth element (Nd, Pr, Tb, Dy, etc.).
  • metals or ceramics preferably used are metals made of Mo, Y, W, Zr, etc., and ceramics made of Al 2 O 3 , BN, AlN, or the like.
  • Example 1 First, sintered bodies having the compositions shown in Table 1 (unit: mass%) were produced.
  • Table 1 The numerical value shown in Table 1 has shown the composition (unit: mass%) of the obtained sintered compact.
  • (TRE) means the total amount of rare earth elements (Total of Rare Earth).
  • the composition was adjusted to the above composition, and an alloy flake having a thickness of 0.2 to 0.3 mm was produced by a strip casting method.
  • this alloy flake was filled in a container and accommodated in a hydrogen treatment apparatus.
  • the hydrogen treatment apparatus was filled with hydrogen gas at a pressure of 500 kPa, so that hydrogen was occluded in the alloy flakes at room temperature and then released.
  • the alloy flakes were embrittled and an amorphous powder having a size of about 0.15 to 0.2 mm was produced.
  • a pulverization step using a jet mill device is performed, so that the powder particle size is about 3 ⁇ m.
  • a powder was prepared.
  • fine powders having different amounts of oxygen and nitrogen were prepared by controlling the nitrogen gas used for pulverization and the amount of introduced oxygen.
  • the fine powder thus produced was molded by a press device to produce a powder compact. Specifically, the powder particles were compressed in a magnetic field-oriented state in an applied magnetic field and pressed. Thereafter, the molded body was extracted from the press device and subjected to a sintering process at 1080 ° C. for 4 hours in a vacuum furnace. In this way, a sintered body was produced. A part of the sintered body obtained at this time was pulverized in a chamber having an oxygen concentration of 1 ppm or less, and the gas amount and component value (ICP) were measured using this. The analysis results obtained are shown in Table 1.
  • the sintered body having a thickness of 3 mm, a length of 10 mm, and a width of 10 mm was obtained by mechanically processing the sintered body. This was pickled with a 0.3% nitric acid aqueous solution, dried, and then placed in a processing vessel having the configuration shown in FIG.
  • the processing vessel 10 and the heat treatment base plate 2 used in the present embodiment are formed from ceramics mainly composed of alumina.
  • the distance between the sintered body 1 and the RH bulk body 5 was set to about 5 to 9 mm.
  • the RH bulk body 5 is made of Dy having a purity of 99.9%, and has a size of 5 mm thick ⁇ 30 mm long ⁇ 30 mm wide.
  • vapor deposition diffusion processing was performed on the processing vessel 10 of FIG. 1 in a vacuum heat treatment furnace. Specifically, the temperature was raised under a pressure of 1 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa and held at 900 ° C. for 4 hours.
  • each of the sintered magnet samples (sintered body 1) arranged on the heat treatment base plate 2 is pulled horizontally using a spring balance 3 and a pulley 4 as shown in FIG. It peeled off and the welding strength (alpha) was measured.
  • the welding strength ⁇ is obtained from the value of the spring balance 3 when the sintered body 1 shown in FIG. 2 is peeled off from the heat treatment base plate 2.
  • ⁇ is calculated by dividing the above value (unit: N) of the spring balance 3 by the contact area (unit: m 2 ) between the sintered body 1 and the heat treatment base plate 2.
  • the “contact area” here is not a measurement of the actual area of the portion where the sintered body 1 and the heat treatment base plate 2 are in physical contact, but the sintered body 1 is treated with the heat treatment base plate.
  • 2 is an area (apparent contact area) of a region projected perpendicularly to the upper surface of 2. Table 2 shows the measurement results of X, Y, and welding strength ⁇ obtained from the analysis values of the sintered magnet.
  • Table 2 shows X, Y, welding strength ⁇ , and magnetic characteristics for each of Samples 1 to 5.
  • the unit of ⁇ is [kN / m 2]
  • the unit of B r is [T]
  • the unit of H cJ are [kA / m].
  • the values of X and Y satisfy the relationship (0.114X-3.17) ⁇ Y ⁇ (0.157X-4.27), and the welding strength ⁇ was 120 kN / m 2 or less.
  • the welding strength ⁇ is 120 kN / m 2 or less, when the sintered magnet is peeled off from the heat treatment base plate, it can be easily peeled off without causing damage to the heat treatment base plate or the sintered magnet.
  • the welding strength ⁇ exceeds 120 kN / m 2 , the magnet cannot be easily peeled off from the heat treatment base plate, and the heat treatment base plate and the sintered magnet are likely to be damaged.
  • Example 2 First, a sintered body having a composition shown in Table 3 (unit: mass%) was produced. In this example, a sintered magnet with very little Y was produced by changing the amount of oxygen introduced in the jet mill grinding step. The other steps are the same as those in the first embodiment.
  • Table 4 below shows X, Y, welding strength ⁇ , and magnetic properties.
  • the unit of welding strength ⁇ is [kN / m 2]
  • the unit of B r is [T]
  • the unit of H cJ are [kA / m].
  • Example 3 a sintered body having the composition shown in Table 5 (unit: mass%) was produced.
  • the composition of the main component of the sintered body in this example is almost the same as that of Samples 8, 14, and 15, but the oxygen amount (Z O ) of the sintered body is slightly higher than that of Samples 8, 14, and 15.
  • Table 6 shows X, Y, welding strength ⁇ , and magnetic properties.
  • the unit of welding strength ⁇ is [kN / m 2]
  • the unit of B r is [T]
  • the unit of H cJ are [kA / m].
  • FIG. 3 is a graph plotting the coercive force H cJ and remanence B r of the samples 1 to 19
  • FIG. 4 is a graph showing an X and Y in the samples 1 to 19. All the samples indicated by white circles have a welding strength ⁇ exceeding 120 kN / m 2 , and conversely, all the samples indicated by black circles have a welding strength ⁇ of 120 kN / m 2 or less.
  • a support member made of alumina was used as the heat treatment base plate 2, but similar results were obtained even when a support member made of another material was used. Further, the structure of the support member does not need to have the structure of the heat treatment base plate 2 illustrated in FIG.
  • the welding strength of the weld layer formed between the R—Fe—B rare earth sintered body and the supporting member (jig) in the step of diffusing the heavy rare earth element RH from the surface of the sintered body to the inside is reduced. Since it can be reduced to a sufficiently low value, it becomes possible to provide a sintered magnet in which the heavy rare earth element RH is diffused without hindering production.

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Abstract

　軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）および重希土類元素ＲＨ（ＤｙおよびＴｂの少なくとも１種）を含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法であって、希土類元素、酸素、炭素および窒素の含有量を、それぞれ、Ｘ（質量％）、ＺO（質量％）、ＺC（質量％）、ＺN（質量％）とし、ＺO＋ＺC＋ＺNをＹ（質量％）とするとき、（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）、０＜ＺO≦０．５、０＜ＺC≦０．１、０＜ＺN≦０．１の関係式を満たすＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石を準備する。次に、上記のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の表面に重希土類元素ＲＨの濃化層を形成し、支持部材によって前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石を支持しながら７００°C以上１１００°C以下の温度で熱処理を行う。

Description

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびその方法によって製造された希土類焼結磁石
　本発明は、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物（Ｒは希土類元素）を主相として有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法に関し、特に、軽希土類元素ＲＬを主たる希土類元素Ｒとして含有し、かつ、希土類元素Ｒの一部が重希土類元素ＲＨによって置換されているＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石に関している。
　Ｒ2Ｆｅ14Ｂ型化合物を主相とするＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石は、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）や、ハイブリッド車搭載用モータ等の各種モータや家電製品等に使用されている。Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石は残留磁束密度Ｂr、保磁力ＨcJともに高温減磁（温度が上昇すると特性が低下する現象）することがわかっている。そのため、モータ用途等に使用する場合、不可逆減磁を抑えるため、高温下でも高い保磁力が要求されている。これを満足するためには、常温での保磁力を高めるか、もしくは要求温度までの保磁力変化率（＝保磁力の温度係数）を小さくする必要がある。
　従来、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相中の希土類元素Ｒを重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂ）で置換すると保磁力が向上することが知られている。この場合、保磁力の温度係数も重希土類元素ＲＨの置換量に比例して向上する。よって、高温で高い保磁力を得るためには、重希土類元素ＲＨを多く添加する方法が有効と考えられてきた。
　しかし、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ相中における重希土類元素ＲＨの磁気モーメントは、Ｆｅの磁気モーメントと反対であるため、軽希土類元素ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒ）を重希土類元素ＲＨで置換すると、残留磁束密度Ｂrが低下してしまうことになる。更に現在、重希土類元素ＲＨは希少資源であるためその使用量の削減が望まれている。そこで、より少ない重希土類元素ＲＨにて希土類磁石の保磁力を向上させることが必要となっている。
　従来、比較的少ない量の重希土類元素ＲＨを添加することにより、重希土類元素ＲＨによる保磁力向上効果を発現させるため、重希土類元素ＲＨを多く含む合金・化合物などの粉末を、軽希土類元素ＲＬを多く含む主相系母合金粉末に添加し、成形・焼結させることが提案されている。この方法によると、重希土類元素ＲＨがＲ2Ｆｅ14Ｂ相の粒界近傍に多く分布することになるため、主相外殻部におけるＲ2Ｆｅ14Ｂ相の結晶磁気異方性を効率良く向上させることが可能になる。Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の保磁力発生機構は核生成型（ニュークリエーション型）であるため、主相外殻部（粒界近傍）に重希土類元素ＲＨが多く分布することにより、結晶粒全体の結晶磁気異方性が高められ、逆磁区の核生成が妨げられ、その結果、保磁力が向上する。また、保磁力向上に寄与しない結晶粒の中心部では、重希土類元素ＲＨによる置換が生じないため、残留磁束密度Ｂrの低下を抑制することもできる。
　しかしながら、実際にこの方法を実施してみると、焼結工程（工業規模で１０００℃から１２００℃で実行される）で重希土類元素ＲＨの拡散速度が大きくなるため、重希土類元素ＲＨが結晶粒の中心部にも拡散してしまう結果、期待していた組織構造を得ることは容易でない。
　さらにＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の別の保磁力向上手段として、焼結体の段階で重希土類元素ＲＨを含む金属、合金、化合物等を磁石表面に被着後、熱処理、拡散させることによって、残留磁束密度をそれほど低下させずに保磁力を回復または向上させることが検討されている（特許文献１、特許文献２、および特許文献３）。
　特許文献１は、Ｒ（Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂのうち少なくとも１種あるいはさらに、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｅｒ、Ｅｕ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｙのうち少なくとも１種からなる）１０原子％～３０原子％、Ｂ２原子％～２８原子％、Ｆｅ６５原子％～８０原子％を主成分とし、主相が正方晶相からなる体積が２．５ｃｍ3以下あるいは厚みが５．０ｍｍ以下の焼結磁石体の被研削加工面に、Ｎｄ薄膜層またはＮｄを主成分とし残部Ｎｄを除きＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種からなる薄膜層を有することを開示している。
　特許文献２は、磁石の最表面に露出している結晶粒子の半径に相当する深さ以上に希土類金属元素Ｒ（このＲは、ＹおよびＮｄ、Ｄｙ、Ｐｒ、Ｈｏ、Ｔｂから選ばれる希土類元素の１種または２種以上）を拡散させ、それによって加工変質損傷部を改質して（ＢＨ）ｍａｘを向上させることを開示している。
　特許文献３は、厚さ２ｍｍ以下の磁石素体の表面に希土類元素を主体とする化学気相成長膜を形成し、磁石特性を回復させることを開示している。
　特許文献４は、重希土類元素（Ｄｙ、Ｈｏ、およびＴｂからなる群から選ばれる希土類元素の少なくとも１種）と金属（Ａｌ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅ、およびＡｇから選ばれる金属元素の少なくとも１種）とを含有する合金層で表面を被覆した後、熱処理を行うことを開示している。この熱処理によりＲ2Ｆｅ14Ｂ主相結晶粒に含まれる軽希土類元素ＲＬの一部を、焼結体表面から拡散した重希土類元素ＲＨで置換し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ主相の外殻部に重希土類元素ＲＨが相対的に濃縮した層（厚さは例えば数ｎｍ）を形成する。
　特許文献５は、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に金属元素Ｍ（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、およびＡｇからなる群から選択された少なくとも１種）を含有する層（以下、「Ｍ層」と称する。）と、重希土類元素ＲＨを含有する層（以下、「ＲＨ層」と称する。）を順次堆積した後、粒界を通って焼結体の表面から焼結体内部へ金属元素Ｍおよび重希土類元素ＲＨを拡散させることを開示している。
　特許文献１から５に記載の技術は、主相外殻部に重希土類元素ＲＨの濃縮層を形成する際、熱処理による拡散反応を利用する。このとき、重希土類元素ＲＨが焼結体表面から焼結体内部に拡散すると、元々焼結体中に含まれていた軽希土類元素ＲＬを主体とする液相成分が相互に磁石表面に向かって拡散し、磁石表面に重希土類元素ＲＨまたは軽希土類元素ＲＬメタルを含む薄い層を形成する現象（溶出）が生じた。この層は、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石を支持する支持部材と反応を起こし、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石と治具は強固に固着（以下、「溶着」と称する）していた。
特開昭６１－２６４１５７号公報 特開２００４－３０４０３８号公報 特開２００５－２８５８５９号公報 国際公開ＷＯ２００６／１１２４０３号パンフレット 国際公開ＷＯ２００７／８８７１８号パンフレット
　本発明は、ＤｙまたはＴｂの少なくとも１種からなる重希土類元素ＲＨを焼結体表面から焼結体内部へと拡散導入する際に焼結体と治具との間で発生する溶着を抑制し、なおかつ重希土類元素ＲＨの拡散や高保磁力化の効果も失うことなく、上記の問題を解決することを目的とする。
　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）および重希土類元素ＲＨ（ＤｙおよびＴｂの少なくとも１種）を含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法であって、希土類元素、酸素、炭素および窒素の含有量を、それぞれ、Ｘ（質量％）、ＺO（質量％）、ＺC（質量％）、ＺN（質量％）とし、ＺO＋ＺC＋ＺNをＹ（質量％）とするとき、２５≦Ｘ≦４０、（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の関係式を満足し、かつ、０＜ＺO≦０．５、０＜ＺC≦０．１、０＜ＺN≦０．１の関係式を満足するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を準備する工程と、支持部材によって前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持した状態で前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面から内部に重希土類元素ＲＨを拡散する拡散工程とを含む。
　好ましい実施形態において、前記関係式のＸは２８≦Ｘ≦３０．５である。
　好ましい実施形態において、前記拡散工程は、重希土類元素ＲＨを含有するバルク体を加熱することにより、重希土類元素ＲＨを前記バルク体から前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に供給しつつ内部に拡散させる工程を含む。
　好ましい実施形態において、前記拡散工程は、重希土類元素ＲＨを含有する前記バルク体を、前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体とともに処理室内に配置する工程と、前記処理室内を７００℃以上１０００℃以下に加熱する工程とを含む。
　好ましい実施形態において、前記拡散工程では、重希土類元素ＲＨの膜を前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に形成することなく、重希土類元素ＲＨを前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の内部に拡散させる。
　好ましい実施形態において、前記拡散工程は、前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に重希土類元素ＲＨの濃化層を形成する工程と、前記支持部材によって前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持しながら７００℃以上１１００℃以下の温度で熱処理を行う工程とを含む。
　好ましい実施形態において、前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体は、０．０１≦Ｙ≦０．３の関係式を満足する。
　本発明のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石は、上記のいずれかの製造方法によって作製されたものである。
　本発明によれば、重希土類元素ＲＨを焼結体表面から内部に拡散させる工程でＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体と支持部材（治具）との間に形成される溶着層の接合強度（以下、「溶着強度」と称する）を１２０ｋＮ／ｍ2以下に低減することができる。このため、生産に支障をきたすことなく、重希土類元素ＲＨを拡散させた焼結磁石を提供することができる。
本発明によるＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に好適に用いられる処理容器の構成と、処理容器内におけるＲＨバルク体と焼結体との配置関係の一例を模式的に示す断面図である。 溶着強度を測定する方法を示す図である。 試料１～１９の保磁力ＨcJおよび残留磁束密度Ｂrをプロットしたグラフである。 試料１～１９におけるＸおよびＹを示すグラフである。
符号の説明
　１　　焼結体
　２、６　　熱処理台板
　３　　バネ秤
　４　　滑車
　５　　ＲＨバルク体
１０　　処理容器（処理室）
　本発明では、まず、軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を準備する。そして、支持部材によってＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持した状態でＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面から内部に重希土類元素ＲＨを拡散させる拡散工程を実行する。ここで、重希土類元素ＲＨは、ＤｙおよびＴｂの少なくとも１種である。
　このような拡散工程は、ある実施形態では、重希土類元素ＲＨを含有するバルク体を加熱することにより、重希土類元素ＲＨをバルク体からＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に供給しつつ内部に拡散させる工程である。また他の実施形態では、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に重希土類元素ＲＨの濃化層を形成する工程と、支持部材によってＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持しながら７００℃以上１１００℃以下の温度で熱処理を行う工程とを実施することによって行われても良い。
　なお、本明細書中で、同一の「焼結体」を重希土類元素ＲＨの拡散前後で区別し、別々の用語で表現することとする。具体的には、「希土類焼結体」、「焼結体」は、重希土類元素ＲＨを焼結体の表面から内部に拡散させる前の状態に用い、「希土類焼結磁石」、「磁石」は、重希土類元素ＲＨを焼結体の表面から内部に拡散させた後の状態に用いる。
　本発明において特徴的な点は、重希土類元素ＲＨの拡散を行う前に、特定の組成範囲にあるＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を準備する点にある。具体的には、希土類元素、酸素、炭素および窒素の含有量を、それぞれ、Ｘ（質量％）、ＺO（質量％）、ＺC（質量％）、ＺN（質量％）とし、ＺO＋ＺC＋ＺNをＹ（質量％）としたとき、本発明では、以下の関係式を満たすＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を用意する。
　２５≦Ｘ≦４０、
　（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）
　０＜ＺO≦０．５
　０＜ＺC≦０．１
　０＜ＺN≦０．１
　重希土類元素ＲＨの拡散前における上記焼結体は、希土類元素Ｒとして軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）を主成分としているが、その一部が重希土類元素ＲＨ（ＤｙおよびＴｂの少なくとも１種）によって置換されていてもよい。
　本発明者の実験によると、上記組成範囲の焼結体の内部に焼結体表面から重希土類元素ＲＨを拡散させると、元々焼結体中に含まれていた軽希土類元素ＲＬを主体とする液相成分が焼結体表面に向かって拡散する現象が生じる。このような相互拡散によって焼結体表面に出た液相成分は、焼結体表面に層を形成する。この層は、活性な希土類元素を主体としているため、拡散処理工程中に焼結体を支持していた治具との間で溶着反応を起こしやすい。よって、あらかじめ焼結体中に含まれる軽希土類元素ＲＬを減らすことは、支持部材との溶着反応を軽減させることへ繋がる。
　一方、焼結体中に含まれる酸化物相、窒化物相、炭化物相は、溶着強度を低下させる効果がある。これらは、軽希土類元素ＲＬを主体とする液相成分の粘性を高めて、磁石表面に溶出する層の形成を阻害し、磁石表面に形成される層の反応性を低下させ、支持部材との溶着を起こしにくくすると考えられる。
　本発明では、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に重希土類元素ＲＨを濃縮させ、熱処理によって重希土類元素ＲＨを焼結体内部に拡散させる工程において、焼結体の総希土類元素量Ｘと、酸化物相ＺO、窒化物相ＺN、および炭化物相ＺCの総量とが上述した関係式を満足するように制御することで溶着を抑制する。
　ここで、（０．１１４Ｘ－３．１７）は、Ｙ（＝ＺO＋ＺC＋ＺN）の下限値であり、Ｙの値がこれより低くなると、焼結体中に酸化物相などの非磁性構成相が減る一方で、軽希土類元素ＲＬを主体とする液相成分が相対して多くなり、なおかつ粘性が低下する。その結果、焼結体表面に形成されるＲＬ層の量が増し、また、焼結体表面に形成されるＲＬ層と支持部材との反応性が高まるため、溶着しやすくなる。
　一方、（０．１５７Ｘ－４．２７）は、Ｙの上限値であり、Ｙの値がこれを超えると、焼結体中に酸化物などの非磁性構成相が増えることになり、残留磁束密度の低下を招く。また、Ｙが上記の上限値を超えると、軽希土類元素ＲＬが酸化物や窒化物などの非磁性構成相に過度に消費されてしまい、焼結に十分な液相成分が失われるため、焼結時の緻密化が進行しない。更に、異常粒成長が生じ、急激な保磁力低下も起こり得る。　焼結体表面からの重希土類元素ＲＨの導入量を増やすと、（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の範囲を満たす焼結体であっても、１２０ｋＮ／ｍ2以上の強度の溶着を起こす場合がある。このときの重希土類元素ＲＨの導入量は過剰であり、結晶粒界や主相外殻部のみならず主相の中心部へ拡散が進行するため、磁気特性の上で好適な条件とならない。希土類は主相を構成する他、液相成分として焼結時の緻密化を促す効果がある。希土類元素の含有量（Ｘ）が２８．０質量％よりも少ないと、主相が生成されにくくなり、余ったホウ素や鉄が非磁性相（Ｂリッチ相）を形成するため、磁石から取り出せる磁力が減少する。逆に、希土類元素の含有量（Ｘ）が３０．５質量％よりも多いと、非磁性相（Ｒリッチ相）が形成されるため、磁石の特性が低下することになる。
　一方、酸素、炭素および窒素の総含有量Ｙ（＝ＺO＋ＺC＋ＺN）が０．３質量％よりも多くなると、非磁性相が増加し、磁石から取り出せる磁力が減少する。ただし、総含有量Ｙを低減することは、容易ではなく、０．０１質量％よりも小さくすることは不可能と考えられる。
　以下、本発明によるＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石を製造する方法の好ましい実施形態を説明する。
　なお、特に記載していないが、各工程への移動時も希土類焼結磁石の酸素、炭素および窒素が増えないように制御している。
　［磁石組成］
　２５質量％以上４０質量％以下（好ましくは２８．０質量％以上３０．５質量％以下）の希土類元素Ｒと、０．６質量％～１．６質量％のＢ（硼素）と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とを包含する合金を用意する。ここで、Ｒの一部（１０質量％以下）は重希土類元素ＲＨで置換されていてもよい。Ｆｅの一部（５０質量％以下）は、他の遷移金属元素（例えば、ＣｏまたはＮｉ）によって置換されていてもよい。この合金は、種々の目的により、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、およびＢｉからなる群から選択された少なくとも１種の添加元素を０．０１～１．０質量％程度含有していてもよい。
　上記の合金は、原料合金の溶湯を例えばストリップキャスト法によって急冷して好適に作製され得る。以下、ストリップキャスト法による急冷凝固合金の作製を説明する。
　まず、上記組成を有する原料合金をアルゴン雰囲気中において高周波溶解によって溶解し、原料合金の溶湯を形成する。次に、この溶湯を１３５０℃程度に保持した後、単ロール法によって急冷し、例えば厚さ約０．３ｍｍのフレーク状合金鋳塊を得る。こうして作製した合金鋳片を、次の水素粉砕前に例えば１～１０ｍｍのフレーク状に粉砕する。なお、ストリップキャスト法による原料合金の製造方法は、例えば、米国特許第５,３８３,９７８号明細書に開示されている。
　［粗粉砕工程］
　上記のフレーク状に粗く粉砕された合金鋳片を水素炉の内部へ収容する。具体的には、例えば所定の大きさに破断した鋳片を原料ケースに挿入した後、原料ケースを密封可能な水素炉に装入し、その水素炉を密閉する。次に、水素炉の内部で水素脆化処理（以下、「水素粉砕処理」と称する場合がある）工程を行う。水素脆化工程は、水素炉内を十分に真空引きした後、圧力が３０ｋＰａ～１．０ＭＰａの水素ガスを水素炉内に供給し、鋳片に水素を吸蔵させることによって行う。水素の吸収吸蔵によって鋳片は自然崩壊して脆化(一部は粉化)する。
　次に、水素粉砕後の粗粉砕粉合金粉末を水素炉から取り出す際、粗粉砕粉が大気と接触しないように、不活性雰囲気下で取り出し動作を実行する。そうすることで、粗粉砕粉が酸化・発熱することが防止され、磁石の磁気特性の低下が抑制できるからである。水素粉砕によって、希土類合金は０．１ｍｍ～数ｍｍ程度の大きさに粉砕され、その平均粒径は５００μｍ以下となる。水素粉砕後、脆化した原料合金をより細かく解砕するとともに冷却することが好ましい。比較的高い温度状態のまま原料を取り出す場合は、冷却処理の時間を相対的に長くすればよい。
　［微粉砕工程］
　次に、ジェットミル粉砕装置などにより微粉砕を実行する。本実施形態で使用するジェットミル粉砕装置にはサイクロン分級機が接続されている。ジェットミル粉砕装置は、粗粉砕工程で粗く粉砕された希土類合金（粗粉砕粉）の供給を受け、粉砕機内で粉砕する。粉砕機内で粉砕された粉末はサイクロン分級機を経て回収タンクに集められる。こうして、０．１～２０μｍ程度（典型的には３～５μｍ）の微粉末を得ることができる。このような微粉砕に用いる粉砕装置は、ジェットミルに限定されず、アトライタやボールミルであってもよい。粉砕に際して、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を粉砕助剤として用いてもよい。
　ここで、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤にはＣが含まれているので、焼結工程後の希土類焼結磁石中のＣが１０００ｐｐｍを超えないように添加量を調整する。また、本工程で、粉砕後の原料が酸素量２０００～２５００ｐｐｍ以下となるように、また窒素量５００～６００ｐｐｍ以下になるように制御するため、希土類合金の微粉砕は不活性ガス雰囲気中で行う。
　［プレス成形］
　本実施形態では、上記方法で作製された微粉末に対し、例えばロッキングミキサー内で潤滑剤を、例えば０．３ｗｔ％添加・混合し、潤滑剤で微粉末粒子の表面を被覆する。次に、上述の方法で作製した微粉末を公知のプレス装置を用いて配向磁界中で成形する。印加する磁界の強度は、例えば１．５～１．７テスラ（Ｔ）である。また、成形圧力は、成形体のグリーン密度が例えば４～４．５ｇ／ｃｍ3程度になるように設定される。
　［焼結工程］
　上記の粉末成形体に対して、６５０～１０００℃の範囲内の温度で１０～２４０分間保持する工程と、その後、上記の保持温度よりも高い温度（９５０～１２００℃　好ましくは１０００～１１５０℃）で焼結を更に進める工程とを順次行うことが好ましい。焼結時、特に液相が生成されるとき（温度が９００～１２００℃の範囲内にあるとき）、粒界相中のＲリッチ相が融け始め、液相が形成される。その後、焼結が進行し、焼結体が形成される。前述の通り、焼結体の表面が酸化された状態でも蒸着拡散処理を施すことができるため、焼結工程の後、時効処理（４００～７００℃）や寸法調整のための研削を行ってもよい。
　ここで、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の炭素含有量を低減するため熱処理工程をさらに加えてもよい。脱炭素のためには、４０～５００℃の熱処理を焼結前後に行う。
　［拡散工程］
　本発明の好ましい実施形態では、種々の方法により焼結体表面から重希土類元素ＲＨを内部に拡散させる。以下、拡散工程を「蒸着拡散工程」および「膜付拡散工程」の各々について説明する。
　（蒸着拡散工程）
　本実施形態の蒸着拡散工程では、図１に示す処理室１０の内部に重希土類元素ＲＨを含むＲＨバルク体５（以下「ＲＨバルク体」）と焼結体１とを配置する。図１は、焼結体１とＲＨバルク体５との配置例を示している。
　図１に示す例では、高融点金属材料からなる処理室１０の内部において、焼結体１とＲＨバルク体５とが所定間隔をあけて対向配置されている。図１の処理室１０には、複数の焼結体１を保持する部材（熱処理台板２）と、ＲＨバルク体５を保持する支持部材（熱処理台板６）とが配置される。焼結体１およびＲＨバルク体５を保持する構成は、上記の例に限定されず、任意である。ただし、焼結体１とＲＨバルク体５との間を完全に遮断するような構成は採用されるべきではない。本願における「対向」とは焼結体とＲＨバルク体が間を遮断されることなく向かい合っていることを意味する。また、「対向配置」とは、主たる表面どうしが平行となるように配置されていることを必要としない。図１の構成で使用する熱処理台板２、６は、多数の開口部（例えば直径が約５ｍｍの孔）が設けられた構造を有しており、ＲＨバルク体５から焼結体１への重希土類元素ＲＨの供給を妨げない。
　次に、不図示のヒータから焼結体１およびＲＨバルク体５の両方を加熱することにより、ＲＨバルク体５から重希土類元素ＲＨを焼結体１の表面に供給しつつ、焼結体１の内部に拡散させる。なお、蒸着拡散工程後には、必要に応じて時効処理（４００～７００℃）を行ってもよい。
　本実施形態における拡散工程では、焼結体の温度をバルク体の温度と同じかそれ以上にすることが好ましい。具体的には７００℃以上１１００℃以下、より好ましくは７００℃以上１０００℃以下に設定する。ここで、焼結体の温度がバルク体の温度と同じとは、両者の温度差が２０℃以内にあることを意味するものとする。また、焼結体とＲＨバルク体の間隔は、０．１ｍｍ～３００ｍｍ、好ましくは３ｍｍ～１００ｍｍ、より好ましくは４ｍｍ～５０ｍｍに設定する。
　焼結体およびバルク体の両方を略同じ温度に加熱するためには、処理室を不図示のヒータによって加熱すればよい。
　また、蒸着拡散工程時における雰囲気ガスの圧力は、１０-5～５００Ｐａであれば、ＲＨバルク体の気化（昇華）が適切に進行し、蒸着拡散処理を行うことができる。効率的に蒸着拡散処理を行うためには、雰囲気ガスの圧力を１０-3～１Ｐａの範囲内に設定することが好ましい。また、ＲＨバルク体および焼結体の温度を７００℃以上１１００℃以下の範囲内に保持する時間は、１０分～６００分の範囲に設定されるのが好ましい。ただし、保持時間は、ＲＨバルク体および焼結体の温度が７００℃以上１１００℃以下および圧力が１０-5Ｐａ以上５００Ｐａ以下にある時間を意味し、必ずしも特定の温度、圧力に一定に保持される時間のみを表すのではない。
　なお、ＲＨバルク体は、１種類の元素から構成されている必要はなく、重希土類元素ＲＨおよび元素Ｘ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ａｇ、およびＩｎからなる群から選択された少なくとも１種）を含有していてもよい。このような元素Ｘは、粒界相の融点を下げるため、重希土類元素ＲＨの粒界拡散を促進する効果が期待できる。
　上記の蒸着拡散工程では、重希土類元素ＲＨの膜がＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に形成されることなく、重希土類元素ＲＨがＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の内部に拡散される。これは、Ｄｙ、Ｔｂなどの重希土類元素ＲＨが、前記温度範囲において蒸気圧が低く、気化しにくいからである。このため、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に飛来した重希土類元素ＲＨが膜を形成する前に速やかにＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の粒界を介して焼結体内部に移動するためである。
　実用上、蒸着拡散後の焼結磁石に表面処理を施すことが好ましい。表面処理は公知の表面処理でよく、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗装などの表面処理を行うことができる。表面処理を行う前にはサンドブラスト処理、バレル処理、エッチング処理、機械研削等公知の前処理を行っても良い。また、拡散処理の後に寸法調整のための研削を行ってもよい。このような工程を経ても、保磁力向上効果はほとんど変わらない。
　以下、膜付拡散工程によって重希土類元素ＲＨの膜を磁石表面に形成した後、その膜から重希土類元素ＲＨを磁石内部に拡散する工程の例を説明する。
　（膜付拡散工程１）
　本発明の膜付拡散工程では、特許文献１に記載のように重希土類元素ＲＨ（ＲＨはＤｙおよびＴｂのうち少なくとも１種）からなる合金薄膜層を焼結体の被研削加工面に形成し、４５０℃～６５０℃の熱処理を行う。
　上記金属層の成膜法は、特に限定されず、例えば、真空蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、蒸着薄膜形成（ＩＶＤ）法、プラズマ蒸着薄膜形成（ＥＶＤ）法、ディッピング法などの薄膜堆積技術を用いることができる。
　（膜付拡散工程２）
　本実施形態の別の膜付拡散工程では、特許文献５に記載のようにＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に金属元素Ｍ（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、およびＡｇからなる群から選択された少なくとも１種）を含有する層（以下、「Ｍ層」と称する。）と、重希土類元素ＲＨを含有する層（以下、「ＲＨ層」と称する。）を順次堆積した後、粒界を通って焼結体の表面から焼結体内部へ金属元素Ｍおよび重希土類元素ＲＨを拡散させる。
　本実施形態における拡散工程は、ＲＨ層が形成されたＭ層を内部に含む焼結体またはＭ層およびＲＨ層が形成された焼結体を加熱することによって実行される。この加熱により、融点が相対的に低い金属元素Ｍが粒界を介して速やかに焼結体内部に拡散し、その後、重希土類元素ＲＨが粒界を介して焼結体内部に拡散する。金属Ｍが先に拡散することにより、粒界相（Ｒリッチ粒界相）の融点が低下するため、ＭまたはＭ層を堆積しなかった場合に比べて重希土類元素ＲＨの主相外殻部と接する粒界相で拡散が促進されると考えられる。その結果、ＭまたはＭ層を堆積しない場合に比べ、より低い温度でも重希土類元素ＲＨを焼結磁石の内部に効率的に拡散させることが可能になる。
　このように金属Ｍの働きによって重希土類元素ＲＨの拡散が促進されると、焼結体表面の近傍に位置する主相の内部に重希土類元素ＲＨが拡散するよりも速いレートで重希土類元素ＲＨが焼結体の粒界相に拡散し、焼結体内部へと侵入する。重希土類元素ＲＨが主相の内部を拡散することを「体積拡散」と称することにすると、Ｍ層の存在は、「体積拡散」よりも優先的に主相外殻部と接する粒界相で拡散を生じさせるため、結果的に「体積拡散」を抑制する機能を発揮することになる。本発明では、主相外殻部と接する粒界層での拡散の結果、粒界相における金属元素Ｍおよび重希土類元素ＲＨの濃度は、主相結晶粒内における濃度よりも高い。本発明では、重希土類元素ＲＨが磁石表面から０．５ｍｍ以上の深さまで容易に拡散する。
　本発明において、金属元素Ｍの拡散を行うための熱処理の温度は、金属Ｍの融点以上１１００℃未満の値に設定することが好ましい。金属Ｍの拡散を充分に進行させた後、重希土類元素ＲＨの拡散を更に促進するため、熱処理温度を更に高い値（例えば８００℃～１０００℃未満）に上昇させてもよい。
　本発明者の実験によると、焼結体の表面に形成するＭ層の重量とＲＨ層の重量比（Ｍ／ＲＨ）は、１／１００以上５／１以下の範囲に設定することが好ましい。この重量比（Ｍ／ＲＨ）は１／２０以上２／１以下の範囲に設定することが更に好ましい。重量比を、このような範囲内に設定することにより、金属Ｍが重希土類元素ＲＨの拡散促進の役割を有効に果たすことができ、重希土類元素ＲＨが焼結体の内部へ効率良く拡散し、保磁力向上効果を得ることができるようになる。
　（膜付拡散工程３）
　また別の膜付拡散工程では、特許文献４に記載のように重希土類元素ＲＨ（ただし、ＲＨは、ＤｙおよびＴｂからなる群から選ばれる希土類元素の１種または２種以上）と金属Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅ、およびＡｇから選ばれる金属元素の１種または２種以上）とを含有するＲＨＭ合金層で表面を被覆する。
　ＲＨＭ合金層の拡散を行うための熱処理の温度は、金属Ｍの融点以上１０００℃未満の値に設定することが好ましい。この方法でも重希土類元素ＲＨが磁石表面から０．５ｍｍ以上の深さまで容易に拡散する。
　このような熱処理により、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ主相結晶粒に含まれる軽希土類元素ＲＬの一部を、焼結体表面から拡散した重希土類元素ＲＨで置換し、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ主相の外殻部に重希土類元素ＲＨが相対的に濃縮した層（厚さは例えば数ｎｍ）を形成することができる。
　［支持部材］
　重希土類元素ＲＨの拡散に際して使用する支持部材は、希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ、Ｄｙ等）との反応性が低い金属またはセラミックスから形成される治具を用いることが好ましい。好適に使用される金属またはセラミックスの具体例は、Ｍｏ、Ｙ、Ｗ、Ｚｒなどからなる金属、Ａｌ2Ｏ3、ＢＮ、ＡｌＮなどからなるセラミックスである。
　また、図１に例示する配置では、ＲＨバルク体５と焼結体１との間に熱処理台板２が位置する構成を採用している。このため、ＲＨバルク体５から気化・蒸発した重希土類元素ＲＨが焼結体１の表面に達し得るように、熱処理台板２には少なくとも１つの開口部（典型的には複数の開口部）が設けられている。
　以下、本発明の実施例および比較例を具体的に説明する。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（単位は質量％）の組成を有する焼結体を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示す数値は、得られた焼結体の組成（単位：質量％）を示している。なお、表１における（ＴＲＥ）とは、希土類元素の総量（Ｔｏｔａｌ　ｏｆ　Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ）を意味している。また、表１の右側の欄に記載されているＯ、Ｃ、Ｎの各濃度は、ＺO、ＺC、ＺNの値であり、ＺO＋ＺC＋ＺN＝Ｙ（質量％）の関係にある。これらの事項は、後に説明する他の表３、５において同様である。以下、上記焼結体の作製手順を説明する。
　まず、上記組成となるよう組成調整を行い、ストリップキャスト法により厚み０．２～０．３ｍｍの合金薄片を作製した。次に、この合金薄片を容器に充填し、水素処理装置内に収容した。そして、水素処理装置内を圧力５００ｋＰａの水素ガスで満たすことにより、室温で合金薄片に水素吸蔵させた後、放出させた。このような水素処理を行うことにより、合金薄片を脆化し、大きさ約０．１５～０．２ｍｍの不定形粉末を作製した。
　上記の水素処理により作製した粗粉砕粉末に対し粉砕助剤として０．０５ｗｔ％のステアリン酸亜鉛を添加し混合した後、ジェットミル装置による粉砕工程を行うことにより、粉末粒径が約３μｍの微粉末を作製した。このとき、粉砕に用いる窒素ガスと導入酸素量を制御することで酸素量、窒素量が異なる微粉末を作成した。
　こうして作製された微粉末をプレス装置により成形し、粉末成形体を作製した。具体的には、印加磁界中で粉末粒子を磁界配向した状態で圧縮し、プレス成形を行った。その後、成形体をプレス装置から抜き出し、真空炉により１０８０℃で４時間の焼結工程を行った。こうして、焼結体を作製した。このとき得られた焼結体の一部を、酸素濃度１ｐｐｍ以下のチャンバー内で粉砕し、これを用いてガス量と成分値（ＩＣＰ）を測定した。得られた分析結果が表１である。
　この焼結体を機械的に加工することにより、厚さ３ｍｍ×縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの焼結体を得た。これを０．３％硝酸水溶液で酸洗し、乾燥させた後、図１に示す構成を有する処理容器内に配置した。本実施例で使用する処理容器１０および熱処理台板２はアルミナを主体とするセラミックスから形成されている。焼結体１とＲＨバルク体５との間隔は５～９ｍｍ程度に設定した。ＲＨバルク体５は、純度９９．９％のＤｙから形成され、厚さ５ｍｍ×縦３０ｍｍ×横３０ｍｍのサイズを有している。
　次に、図１の処理容器１０に対して真空熱処理炉内で蒸着拡散処理を行った。具体的には、１×１０-2Ｐａの圧力下で昇温し、９００℃で４時間保持した。蒸着拡散処理を行った後、図２に示すようにバネ秤３および滑車４を用いて、熱処理台板２の上に並べられた各焼結磁石のサンプル（焼結体１）を水平に引き剥がし、溶着強度αを測定した。溶着強度αは、図２に示す焼結体１が熱処理台板２から剥れたときのバネ秤３の値から求められる。具体的には、焼結体１と熱処理台板２との接触面積（単位：ｍ2）によってバネ秤３の上記値（単位：Ｎ）を除算することによってαが算出される。ただし、ここでの「接触面積」とは、焼結体１と熱処理台板２とが物理的に接触している部位の実際の面積を測定したものではなく、焼結体１を熱処理台板２の上面に対して垂直に投影した領域の面積（見かけ上の接触面積）である。焼結磁石の分析値から得られたＸ、Ｙ、および溶着強度αの測定結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２は、試料１～５の各々に関するＸ、Ｙ、溶着強度α、磁気特性を示している。なお、αの単位は［ｋＮ／ｍ2］、Ｂrの単位は［Ｔ］、ＨcJの単位は［ｋＡ／ｍ］である。
　また、焼結磁石を熱処理台板から引き剥がす際、熱処理台板および焼結磁石のいずれにも破損が生じなかった試料については、表２におけるαの欄の数値の右横に○を付している。一方、焼結磁石を熱処理台板から引き剥がす際、熱処理台板および焼結磁石の少なくとも一方に破損が生じた試料については、表２におけるαの欄の数値の右横に×を付している。
　表２に示すように、試料１～３では、ＸおよびＹの値が（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の関係を満たしており、溶着強度αは１２０ｋＮ／ｍ2以下であった。溶着強度αが１２０ｋＮ／ｍ2以下であると、焼結磁石を熱処理台板から引き剥がす際に、熱処理台板や焼結磁石に破損を生じさせずに容易に引き剥がすことができる。逆に溶着強度αが１２０ｋＮ／ｍ2を超えて大きくなると、熱処理台板から磁石を容易に引き剥がすことができず、熱処理台板や焼結磁石に破損が生じてしまいやすい。
　一方、酸素量を減らしてＹの値を下げた試料４、５では、ＸおよびＹは上記の関係式を満たしておらず、溶着強度αの値は１２０ｋＮ／ｍ2を超えた。すなわち、磁石を熱処理台板から容易に剥がしとることができず、熱処理台板や焼結磁石に破損が生じた。
　次いで、時効処理（圧力２Ｐａ、５００℃で１２０分）を行い、３ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後、室温における磁石特性（残留磁束密度：Ｂr、保磁力：ＨcJ）を測定した。測定結果は表２に示している。
　（実施例２）
　まず、表３（単位は質量％）の組成を有する焼結体を作製した。本実施例では、ジェットミル粉砕工程での酸素導入量を変えることにより、Ｙが極めて少ない焼結磁石を作製した。それ以外の工程は、実施例１における工程と同じである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　以下の表４は、Ｘ、Ｙ、溶着強度α、磁気特性を示している。なお、溶着強度αの単位は［ｋＮ／ｍ2］、Ｂrの単位は［Ｔ］、ＨcJの単位は［ｋＡ／ｍ］である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３および表４からわかるように、ＴＲＥ量が少ない試料６～９および１４～１６では、ＸおよびＹの値が（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の関係を満たしている。また、溶着強度αは１２０ｋＮ／ｍ2以下であり、支障なく焼結磁石を熱処理台板から剥がすことができた。
　試料６～９を比べてわかるように、Ｃｏ量が０ｗｔ％の焼結磁石と２．０ｗｔ％の焼結磁石に大きな違いはない。更に試料１４～１６を比べてわかるように、ＴＲＥ量が一定であれば、Ｎｄの１０ｗｔ％をＤｙに置換しても、溶着の強度に影響しない。
　時効処理（圧力２Ｐａ、５００℃で１２０分）を行い、３ＭＡ／ｍのパルス着磁を行った後、室温における磁石特性（残留磁束密度：Ｂr、保磁力：ＨcJ）を測定した。参考として結果を表４に示す。
　（実施例３）
　本実施例では、表５（単位は質量％）の組成を有する焼結体を作製した。本実施例における焼結体の主成分の組成は、試料８、１４、１５とほぼ同じであるが、焼結体の酸素量（ＺO）は試料８、１４、１５に比べてやや高い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　以下の表６は、Ｘ、Ｙ、溶着強度α、磁気特性を示している。なお、溶着強度αの単位は［ｋＮ／ｍ2］、Ｂrの単位は［Ｔ］、ＨcJの単位は［ｋＡ／ｍ］である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６からわかるように、試料１７～１９では、ＸおよびＹの値がＹ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の関係を満たしていない。この場合、溶着は起こらないが、室温における磁石特性（残留磁束密度：Ｂr、保磁力：ＨcJ）の値が、表２および表４に示した各実施例および各比較例の磁気特性値に比べて大幅に低くなる。
　図３は、試料１～１９の保磁力ＨcJおよび残留磁束密度Ｂrをプロットしたグラフであり、図４は、試料１～１９におけるＸおよびＹを示すグラフである。白丸で示した試料はいずれも溶着強度αが１２０ｋＮ／ｍ2を超えており、逆に黒丸で示した試料は、いずれも溶着強度αが１２０ｋＮ／ｍ2以下である。白丸と黒丸の領域は直線Ｙ＝０．１１４Ｘ－３．１７で隔てることができる。更に黒丸で示された試料の中でも、特に破線で囲まれた試料は極めて磁石特性が低い。これらの磁石の領域も直線Ｙ＝０．１５７Ｘ－４．２７で隔てることができる。
　なお、上記の実施例および比較例では、熱処理台板２としてアルミナから形成された支持部材を使用したが、他の材料からなる支持部材を用いた場合でも、同様の結果が得られた。また、支持部材の構成も、図１に例示する熱処理台板２の構成を有している必要はない。
　本発明は、重希土類元素ＲＨを焼結体表面から内部に拡散させる工程でＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体と支持部材（治具）との間に形成される溶着層の溶着強度を充分に低い値に低減できるため、生産に支障をきたすことなく、重希土類元素ＲＨを拡散させた焼結磁石を提供することが可能になる。

Claims (8)

  1. 　軽希土類元素ＲＬ（ＮｄおよびＰｒの少なくとも１種）および重希土類元素ＲＨ（ＤｙおよびＴｂの少なくとも１種）を含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法であって、
    　希土類元素、酸素、炭素および窒素の含有量を、それぞれ、Ｘ（質量％）、ＺO（質量％）、ＺC（質量％）、ＺN（質量％）とし、ＺO＋ＺC＋ＺNをＹ（質量％）とするとき、
    　２５≦Ｘ≦４０、
    　（０．１１４Ｘ－３．１７）≦Ｙ≦（０．１５７Ｘ－４．２７）の関係式を満足し、かつ、
    　０＜ＺO≦０．５、
    　０＜ＺC≦０．１、
    　０＜ＺN≦０．１
    の関係式を満足するＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を準備する工程と、
    　支持部材によって前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持した状態で前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面から内部に重希土類元素ＲＨを拡散する拡散工程と、
    を含むＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  2. 　前記関係式において、希土類元素の含有量Ｘ（質量％）が、２８≦Ｘ≦３０．５である請求項１に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  3. 　前記拡散工程は、
    　重希土類元素ＲＨを含有するバルク体を加熱することにより、重希土類元素ＲＨを前記バルク体から前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に供給しつつ内部に拡散させる工程を含む請求項１に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  4. 　前記拡散工程は、
    　重希土類元素ＲＨを含有する前記バルク体を、前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体とともに処理室内に配置する工程と、
    　前記処理室内を７００℃以上１０００℃以下に加熱する工程と、
    を含む請求項３に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  5. 　前記拡散工程では、
    　重希土類元素ＲＨの膜を前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に形成することなく、重希土類元素ＲＨを前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の内部に拡散させる、請求項４に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  6. 　前記拡散工程は、
    　前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体の表面に重希土類元素ＲＨの濃化層を形成する工程と、
    　前記支持部材によって前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体を支持しながら７００℃以上１１００℃以下の温度で熱処理を行う工程と、
    を含む請求項１に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  7. 　前記Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結体は、
    　０．０１≦Ｙ≦０．３
    の関係式を満足する請求項１に記載のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  8. 　請求項１から７のいずれかに記載の製造方法によって作製されたＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石。
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