WO2011122638A1 - 焼結磁石、モーター、自動車、及び焼結磁石の製造方法 - Google Patents

焼結磁石、モーター、自動車、及び焼結磁石の製造方法 Download PDF

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shell
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heavy rare
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信 岩崎
良太 國枝
文崇 馬場
田中　哲
佳則 藤川
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Definitions

  • the present invention relates to a sintered magnet, a motor, an automobile, and a method for manufacturing a sintered magnet.
  • the RTB-based rare earth magnet containing rare earth element R, transition metal element T such as Fe or Co, and boron B has excellent magnetic properties.
  • transition metal element T such as Fe or Co
  • boron B has excellent magnetic properties.
  • Ru residual magnetic flux density
  • HcJ coercive force
  • RTB magnets are considered to have a new creation type coercive force mechanism.
  • the nucleation type coercive force mechanism when a magnetic field opposite to the magnetization is applied to the RTB system magnet, the vicinity of the grain boundary of the crystal particle group (main phase particle group) constituting the RTB system magnet Nuclei of magnetization reversal are generated. This nucleus of magnetization reversal reduces the coercivity of the RTB system magnet.
  • a heavy rare earth element such as Dy or Tb may be added as R to the RTB system magnet.
  • the addition of heavy rare earth elements increases the anisotropic magnetic field, makes it difficult for reversal nuclei to occur, and increases the coercive force.
  • the amount of heavy rare earth element added is too large, the saturation magnetization (saturation magnetic flux density) of the RTB-based magnet decreases, and the residual magnetic flux density also decreases. Therefore, in the RTB-based magnet, it is a problem to achieve both the residual magnetic flux density and the coercive force.
  • RTB magnets incorporated in motors or generators for automobiles, for which demand is increasing in recent years are required to improve residual magnetic flux density and coercive force.
  • the inventors of the present invention have considered that coercivity and residual magnetic flux density can both be achieved by causing the presence of heavy rare earth elements and increasing the anisotropic magnetic field only in the region where magnetization reversal nuclei are likely to occur. That is, the present inventors increase the mass ratio of heavy rare earth elements in the vicinity of the surface of the crystal particles constituting the RTB-based magnet to be higher than that of the core (center portion) of the crystal particles, and at the same time Nd and Pr in the core. It was considered important to increase the mass ratio of light rare earth elements such as those above the vicinity of the surface. This should increase the coercivity due to the high anisotropic magnetic field (Ha) near the surface, and increase the residual magnetic flux density due to the high saturation magnetization (Is) of the core.
  • Ha high anisotropic magnetic field
  • Is high saturation magnetization
  • the present invention has been made in view of such problems of the prior art, and is a sintered magnet excellent in residual magnetic flux density and coercive force, a motor including the sintered magnet, an automobile including the motor, and the It aims at providing the manufacturing method of a sintered magnet.
  • a first aspect of the sintered magnet of the present invention comprises an RTB-based rare earth magnet crystal particle group having a core and a shell covering the core.
  • the mass ratio of the heavy rare earth element is higher than the mass ratio of the heavy rare earth element in the core, and the portion of the crystal grain where the shell is thickest faces the grain boundary triple point. That is, in the present invention, the portion of the shell facing the grain boundary triple point is thicker than the other portion of the shell.
  • the crystal particle group means a plurality of crystal particles.
  • the grain boundary triple point means a grain boundary where three or more crystal grains are opposed to each other.
  • lattice defects may be formed between the core and the shell.
  • the sintered magnet of the present invention is superior in residual magnetic flux density and coercive force as compared with a conventional RTB magnet having a uniform shell thickness.
  • a second aspect of the sintered magnet of the present invention comprises an RTB-based rare earth magnet crystal particle group having a core and a shell covering the core, wherein the mass ratio of the heavy rare earth element in the shell is The mass ratio of the heavy rare earth element in the core is higher than that of the core, and lattice defects are formed between the core and the shell.
  • the thickest part of the crystal grain may face the grain boundary triple point.
  • the sintered magnet of the present invention is superior in residual magnetic flux density and coercive force as compared with a conventional RTB magnet having no crystal defects between the core and the shell.
  • the method for producing a sintered magnet according to the present invention includes a first step of sintering a raw material alloy for an RTB-based rare earth magnet to form a sintered body, and a heavy body containing a heavy rare earth element in the sintered body.
  • a fifth step of cooling the sintered body heat-treated in the fourth step at a cooling rate of 20 ° C./min or more.
  • the sintered magnet of the present invention can be obtained.
  • the motor of the present invention includes the sintered magnet of the present invention.
  • the residual magnetic flux density of the sintered magnet of the present invention is high. Therefore, when the volume and shape of the sintered magnet of the present invention are the same as those of the conventional RTB-based magnet, the number of magnetic fluxes of the sintered magnet of the present invention is increased as compared with the conventional magnet. Therefore, in the motor provided with the sintered magnet of the present invention, the energy conversion efficiency is improved as compared with the conventional case.
  • the sintered magnet of the present invention Even when the volume of the sintered magnet of the present invention is smaller than that of the conventional RTB-based magnet, the sintered magnet of the present invention having a high residual magnetic flux density has the same number of magnetic fluxes as the conventional magnet. . That is, the sintered magnet of the present invention can be reduced in size without reducing the number of magnetic fluxes as compared with the conventional magnet. As a result, in the present invention, the volume of the yoke and the amount of winding are also reduced according to the size reduction of the sintered magnet, so that the motor can be reduced in size and weight.
  • the sintered magnet of the present invention is excellent in residual magnetic flux density and coercive force even at high temperatures. That is, the sintered magnet of the present invention is excellent in heat resistance. Therefore, in a motor including the sintered magnet of the present invention, heat generation due to eddy current is less likely to occur than in a motor including a conventional RTB system magnet. Therefore, in the present invention, it is possible to design a motor in which energy conversion efficiency is more important than prevention of heat generation.
  • the automobile of the present invention includes the motor of the present invention. That is, the automobile of the present invention is driven by the motor of the present invention.
  • the automobile is, for example, an electric vehicle, a hybrid vehicle, or a fuel cell vehicle driven by the motor of the present invention.
  • the automobile of the present invention is driven by the motor of the present invention, which has higher energy conversion efficiency than before, its fuel efficiency is improved.
  • the motor can be reduced in size and weight, the automobile itself can be reduced in size and weight. As a result, the fuel efficiency of the automobile is improved.
  • the residual magnetic flux density and the coercive force are improved by reducing the amount of heavy rare earth element added in the core and locally increasing the amount of heavy rare earth element added in the shell. That is, in the sintered magnet of the present invention, the residual magnetic flux density and the coercive force are improved without adding heavy rare earth elements to the entire magnet as in the prior art. Therefore, in the sintered magnet of the present invention, sufficient residual magnetic flux density and coercive force can be achieved even when the amount of heavy rare earth element added is smaller than that of a conventional RTB-based magnet. Therefore, in the sintered magnet of the present invention, the amount of expensive heavy rare earth element added can be reduced, and the cost can be reduced without impairing the magnetic properties. As a result, it is possible to reduce the cost of the motor including the sintered magnet of the present invention and the automobile including the motor.
  • the present invention it is possible to provide a sintered magnet excellent in residual magnetic flux density and coercive force, a motor including the sintered magnet, an automobile including the motor, and a method for manufacturing the sintered magnet.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a part of a cross section of a sintered magnet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the internal structure of the motor according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a conceptual diagram of an automobile according to an embodiment of the present invention.
  • 4 (a), 4 (b) and 4 (c) are photographs of the sintered magnet of Example 1 of the present invention.
  • 5 (a), 5 (b) and 5 (c) are photographs of the sintered magnet of Example 1 of the present invention.
  • 6 (a), 6 (b) and 6 (c) are photographs of the sintered magnet of Comparative Example 1.
  • FIGS. 7A, 7B, and 7C are photographs of the sintered magnet of Comparative Example 2.
  • the crystal particles included in the sintered magnet of the present embodiment are composed of an RTB-based magnet (for example, R 2 T 14 B). As shown in FIG. 1, the crystal particle 2 includes a core 4 and a shell 6 that covers the core 4. In the sintered magnet of this embodiment, the plurality of crystal particles 2 are sintered together.
  • the mass ratio (mass concentration) of the heavy rare earth element in the shell 6 is higher than the mass concentration of the heavy rare earth element in the core 4. That is, the mass concentration of the heavy rare earth element in the vicinity of the grain boundary of the crystal grain 2 is the highest in the sintered magnet.
  • the mass concentration of heavy rare earth elements means the total value of the mass concentrations of the respective heavy rare earth elements.
  • magnetization reversal nuclei are generated in the vicinity of the grain boundaries of the sintered main phase particles. This nucleus of magnetization reversal reduces the coercivity of the RTB system magnet. That is, magnetization reversal nuclei are likely to occur near the surface of the main phase particles. Therefore, in the present embodiment, the mass concentration of the heavy rare earth element is locally increased in the shell 6 located on the surface of the crystal particle 2. That is, the mass concentration of the heavy rare earth element in the vicinity of the grain boundary of the crystal grain group is increased.
  • the anisotropic magnetic field in the vicinity of the grain boundary of the crystal grain group is increased, and the coercive force of the sintered magnet is increased.
  • the mass concentration of the heavy rare earth element in the core 4 becomes low, and the mass concentration of the light rare earth element becomes relatively high.
  • the saturation magnetization (Is) of the core 4 is increased, and the residual magnetic flux density of the sintered magnet is increased.
  • the composition of the core 4 is (Nd 0.9 Dy 0.1 ) 2 Fe 14 B
  • the composition of the shell 6 is (Nd 0.3 Dy 0.7 ) 2 Fe 14 B.
  • the rare earth element R may be at least one selected from the group consisting of La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the transition metal element T may be at least either Fe or Co.
  • the light rare earth element may be at least one selected from the group consisting of La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, and Eu.
  • the heavy rare earth element may be at least one selected from the group consisting of Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • the sintered magnet may further contain other elements such as Co, Ni, Mn, Al, Cu, Nb, Zr, Ti, W, Mo, V, Ga, Zn, Si, and Bi as necessary.
  • the sintered magnet according to the present embodiment is, for example, R: 29.0-33.0% by mass, B: 0.85 to 0.98 mass% Al: 0.03 to 0.25% by mass, Cu: 0.01 to 0.15% by mass, Zr: 0.03 to 0.25% by mass, Co: 3% by mass or less (excluding 0% by mass), Ga: 0 to 0.35% by mass, O: 2500 ppm or less, C: 500 ppm to 1500 ppm, Fe: remainder It can have the composition which consists of. However, the composition of the sintered magnet is not limited to this.
  • the shell 6 preferably contains Dy or Tb as a heavy rare earth element. More preferably, the shell 6 includes Dy and Tb.
  • the R 2 T 14 B compound containing Dy or Tb has a higher anisotropic magnetic field than the R 2 T 14 B compound containing light rare earth elements such as Nd and Pr. Therefore, a high coercive force can be obtained by providing the shell 6 with the R 2 T 14 B compound containing Dy or Tb.
  • the difference in mass concentration of heavy rare earth elements between the core 4 and the shell 6 is preferably 1 to 10% by mass or more, more preferably 2 to 10% by mass, and 3 to 10% by mass. Is most preferred.
  • the mass concentration of the heavy rare earth element in the outermost shell (shell 6) of the crystal particle 2 tends to be small, and the coercivity improvement range tends to be small.
  • the difference in the mass concentration of the heavy rare earth element between the core and the shell is large, the heavy rare earth element easily diffuses from the shell 6 to the core 4 in the manufacturing process of the sintered magnet (the third step or the fourth step).
  • the saturation magnetization of the core 4 decreases, and the residual magnetic flux density of the sintered magnet tends to decrease.
  • the effects of the present invention can also be achieved when the difference in the mass concentration of the heavy rare earth element between the core and shell is outside the above numerical range.
  • the mass concentration of the light rare earth element in the core 4 may be about 17 to 27% by mass.
  • the mass concentration of the heavy rare earth element in the shell 6 may be about 1 to 15% by mass.
  • the mass concentration of the heavy rare earth element in the core 4 may be about 0 to 10% by mass.
  • the mass concentration of the element T in the core 4 or the shell 6 may be about 65 to 75% by mass.
  • the mass concentration of B in the core 4 or the shell 6 may be about 0.88 to 2.0 mass%.
  • the effects of the present invention can also be achieved when the mass concentrations of the elements T and B are outside the above numerical range.
  • the portion of the crystal grain 2 where the shell 6 is the thickest faces the grain boundary triple point 1.
  • the shells 6 of all the crystal grains 2 facing the grain boundary triple point 1 are thickest in the portion facing the grain boundary triple point 1.
  • the composition of the grain boundary triple point 1 is not certain, but is different from each composition of the core 4 and the shell 6. Note that the thickest part of the crystal grain shell does not necessarily have to face all the grain boundary triple points.
  • the volume of the core 4 having a high light rare earth element mass concentration in the crystal particles Decreases relatively. As a result, the residual magnetic flux density of the sintered magnet is reduced.
  • the part facing the grain boundary triple point 1 in the shell 2 is locally thick, and the shell 2 at the two-particle interface is thin. As a result, the coercive force is improved by the anisotropic magnetic field of the shell 6 and the volume of the core 4 is not relatively reduced, so that the residual magnetic flux density is hardly lowered.
  • the details of the relationship between the grain boundary triple point 1 and the coercive force are unknown.
  • the present inventors consider that the magnetization reversal nuclei are more likely to occur near the grain boundary triple point 1 compared to the two-particle interface. Therefore, the inventors of the present invention say that, by locally thickening the shell 6 having a high heavy rare earth element mass concentration in the vicinity of the grain boundary triple point 1, the generation of magnetization reversal nuclei is prevented and the coercive force is improved.
  • the two-particle interface means a grain boundary between two adjacent crystal grains.
  • the thickest portion of the shell 6 may exist not only in the grain boundary triple point 1 but also in the range of about 3 ⁇ m from the grain boundary triple point 1 along the two-particle interface continuous with the grain boundary triple point 1. That is, the thickness of the shell facing the grain boundary triple point 1 and a part of the two-particle interface may be uniform. However, in this case, the thickness of the shell facing the grain boundary triple point 1 and part of the two-particle interface is thicker than the thickness of the shell of the other part.
  • the thickness of the shell 6 facing the grain boundary triple point 1 is preferably 200 to 1000 nm, more preferably 300 to 1000 nm, and most preferably 500 to 900 nm.
  • the thickness of the shell 6 at the two-particle interface is preferably 5 to 100 nm, more preferably 10 to 80 nm, and most preferably 10 to 50 nm. Even if the thickness of the shell 6 is outside the above numerical range, the effect of the present invention is achieved.
  • the grain size of the crystal particles 2 may be about 10 ⁇ m or less or about 5 ⁇ m or less.
  • a lattice defect 3 is formed between the core 4 having a high residual magnetic flux density and the shell 6 having a high anisotropic magnetic field.
  • the crystal structure of the core 4 and the crystal structure of the shell 6 are not matched.
  • Specific examples of the lattice defect 3 include dislocations (line defects), crystal grain boundaries (plane defects), or point defects such as interstitial atoms and atomic vacancies. The formation of the lattice defect 3 improves the coercive force.
  • the reason why the coercive force is improved by the formation of the lattice defect 3 is not clear, but the present inventor considers that the reason is as follows.
  • the core 4 includes a crystal phase of Nd 2 Fe 14 B and the shell 6 includes a crystal phase of Dy 2 Fe 14 B or Tb 2 Fe 14 B
  • the core 4 and the shell 6 have the same kind of crystal structure.
  • the lattice constants of the core 4 and the shell 6 are slightly different, the crystal structure is distorted between the core 4 and the shell 6. This distortion may degrade magnetic properties such as coercivity.
  • the crystal structure distortion between the core 4 and the shell 6 increases as a large amount of heavy rare earth element is dissolved in the shell 6.
  • the greater the distortion of the crystal structure the worse the magnetic properties.
  • the coercive force is improved.
  • the reason why the coercive force is improved by forming the lattice defect 3 is not limited to this.
  • the lattice defects 3 are preferably formed between the shell 6 core 4 facing the grain boundary triple point 1. Thereby, the coercive force is remarkably improved.
  • the ratio of the crystal grain 2 in which the thickest part of the shell 6 faces the grain boundary triple point 1 is preferably 10% by volume or more, and more preferably 30% by volume or more with respect to the entire sintered magnet. 50% by volume or more is most preferable.
  • the greater the proportion of crystal particles 2 in the sintered magnet the greater the effect of improving the coercive force.
  • the effect of improving the coercive force is manifested by the interaction between crystal grains, but it is not necessary that all crystal grain groups included in the sintered magnet have the structure shown in FIG.
  • the effect of the present invention can also be achieved when the ratio of the crystal grains 2 in which the thickest part of the shell 6 faces the grain boundary triple point 1 is less than 10% by volume.
  • the ratio of the crystal particles 2 in which lattice defects are formed between the core 4 and the shell 6 is also preferably 10% by volume or more with respect to the entire sintered magnet, and 30% by volume or more. It is more preferable that it is 50% by volume or more. Note that lattice defects need not be formed on all crystal grains included in the sintered magnet.
  • the grain boundary triple point 1 and the lattice defect 3 can be confirmed by an energy dispersive X-ray spectrometer (STEM-EDS) provided in the scanning transmission electron microscope.
  • STEM-EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the volume ratio of the crystal particles 2 to the entire sintered magnet, the particle size of the crystal particles 2, the diameter of the core 4, and the thickness of the shell 6 may be obtained by analyzing a photograph of the sintered magnet taken using STEM-EDS. .
  • an electron beam microanalyzer EPMA
  • FIG. STEM-EDS and EPMA are also suitable for the composition analysis of the crystal particles 2.
  • the method for manufacturing a sintered magnet includes a first step, a second step, a third step, and a fourth step.
  • the raw material alloy for the RTB-based magnet is sintered to form a sintered body.
  • a heavy rare earth compound containing a heavy rare earth element is attached to the sintered body.
  • the sintered body to which the heavy rare earth compound is attached is heat-treated.
  • the sintered body heat-treated in the third step is heat-treated at a temperature higher than the heat treatment temperature in the third step.
  • the sintered body heat-treated in the fourth step is cooled at a cooling rate of 20 ° C./min or more.
  • an RTB-based alloy containing the elements R, T and B may be used as the raw material alloy. What is necessary is just to adjust suitably the chemical composition of a raw material alloy according to the chemical composition of the crystal grain to obtain finally.
  • the heavy rare earth element contained in the raw material alloy is preferably at least one of Dy and Tb.
  • the raw material alloy preferably contains Zr.
  • Zr is likely to precipitate in the vicinity of the main phase crystal grain at the grain boundary triple point in the third step or the fourth step.
  • Zr moderately inhibits the diffusion of heavy rare earth elements segregated near the grain boundary triple point into the crystal grains.
  • the amount of Zr added to the raw material alloy may be about 2000 ppm by mass or less.
  • the content of B in the raw material alloy is preferably 2.0% by mass or less, more preferably 0.95% by mass or less, and most preferably 0.90% by mass or less.
  • the B-rich phase (RT 4 B 4 ) is likely to precipitate in the sintered magnet.
  • the B-rich phase tends to prevent diffusion of heavy rare earth elements through grain boundaries in the third step. As a result, segregation of heavy rare earth elements to the grain boundary triple points may be relaxed.
  • the content of B in the raw material alloy is preferably 0.88% by mass or more.
  • the R 2 T 17 phase is likely to precipitate in the sintered magnet.
  • the R 2 T 17 phase tends to reduce the coercivity of the sintered magnet.
  • the sintered magnet of this embodiment can be created.
  • the raw material alloy preparation step for example, a simple substance, an alloy, a compound, or the like containing an element such as a metal corresponding to the composition of the RTB-based magnet is dissolved in an inert gas atmosphere such as vacuum or Ar, A casting method, a strip casting method, or the like may be performed. Thereby, a raw material alloy having a desired composition is produced.
  • Raw material alloy is roughly crushed into particles having a particle size of about several hundreds of ⁇ m.
  • a coarse pulverizer such as a jaw crusher, a brown mill, or a stamp mill may be used.
  • Hydrogen occlusion and pulverization may be performed on the raw material alloy.
  • the raw material alloy can be heated in an inert gas atmosphere, and the raw material alloy can be roughly pulverized by self-disintegration based on the difference in hydrogen storage amount between different phases.
  • the raw alloy after coarse pulverization may be finely pulverized until the particle size becomes 1 to 10 ⁇ m.
  • a jet mill, a ball mill, a vibration mill, a wet attritor or the like may be used.
  • additives such as zinc stearate and oleic amide may be added to the raw material alloy. Thereby, the orientation of the raw material alloy at the time of shaping
  • the Crushed raw material alloy is pressed in a magnetic field to form a compact.
  • the magnetic field at the time of pressure molding may be about 950 to 1600 kA / m.
  • the pressure at the time of pressure molding may be about 50 to 200 MPa.
  • the shape of the molded body is not particularly limited, and may be a columnar shape, a flat plate shape, a ring shape, or the like.
  • the sintered body is formed by sintering the compact in a vacuum or an inert gas atmosphere.
  • the sintering temperature may be adjusted according to various conditions such as the composition of the raw material alloy, the grinding method, the particle size, and the particle size distribution.
  • the sintering temperature may be 900 to 1100 ° C., and the sintering time may be about 1 to 5 hours.
  • the sintered body is composed of a plurality of sintered main phase particles.
  • the composition of the main phase particles is almost the same as the composition of the core 4 of the crystal particles 2 included in the sintered magnet.
  • the shell 6 is not formed on the main phase particles.
  • the oxygen content in the sintered body is preferably 3000 ppm by mass or less, more preferably 2500 ppm by mass or less, and most preferably 1000 ppm by mass or less.
  • the oxide in the sintered body prevents the diffusion of the heavy rare earth element and the shell 6 is hardly formed, and the heavy rare earth element segregates at the grain boundary triple point 1. It tends to be difficult.
  • the sintered magnet of this embodiment can be created.
  • the particle size of the main phase particles constituting the sintered body is preferably 15 ⁇ m or less, and more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the particle size of the main phase particles can be controlled by the particle size of the raw material alloy after pulverization, the sintering temperature, the sintering time, and the like. However, even if the particle size of the main phase particles is outside the above range, the sintered magnet of this embodiment can be created.
  • the surface of the sintered body may be treated with an acid solution.
  • an acid solution used for the surface treatment a mixed solution of an aqueous solution such as nitric acid or hydrochloric acid and an alcohol is suitable.
  • the sintered body may be immersed in an acid solution, or the acid solution may be sprayed onto the sintered body.
  • the surface treatment it is possible to remove dirt, oxide layer, and the like adhering to the sintered body to obtain a clean surface, and it is possible to reliably carry out adhesion and diffusion of the heavy rare earth compound described later.
  • surface treatment may be performed while applying ultrasonic waves to the acid solution.
  • ⁇ Second step> A heavy rare earth compound containing a heavy rare earth element is adhered to the surface of the sintered body after the surface treatment.
  • the heavy rare earth compound include alloys, oxides, halides, hydroxides, hydrides, and the like, but it is particularly preferable to use hydrides.
  • a hydride When a hydride is used, only heavy rare earth elements contained in the hydride diffuse into the sintered body in the third step or the fourth step. Hydrogen contained in the hydride is released to the outside of the sintered body during the third step or the fourth step.
  • a hydride of heavy rare earth element impurities derived from the heavy rare earth compound do not remain in the finally obtained sintered magnet, so that it is easy to prevent a decrease in the residual magnetic flux density of the sintered magnet.
  • heavy rare earth hydrides include DyH 2 , TbH 2 , hydrides of Dy—Fe, and Tb—Fe.
  • DyH 2 or TbH 2 is preferable.
  • Dy or Tb is segregated in the vicinity of the grain boundary triple point of the main phase particle, and the Dy or Tb of the shell 6 facing the grain boundary triple point Easy to increase mass concentration.
  • the heavy rare earth compound to be adhered to the sintered body is preferably in the form of particles, and the average particle diameter is preferably 100 nm to 50 ⁇ m, and more preferably 1 ⁇ m to 10 ⁇ m. If the particle size of the heavy rare earth compound is less than 100 nm, the amount of heavy rare earth compound diffusing into the sintered body in the third step or the fourth step tends to be excessive, and the residual magnetic flux density of the rare earth magnet tends to be low. . When the particle diameter exceeds 50 ⁇ m, the heavy rare earth compound is difficult to diffuse into the sintered body, and the coercive force improving effect tends to be insufficient.
  • Examples of the method for attaching the heavy rare earth compound to the sintered body include, for example, a method in which particles of the heavy rare earth compound are directly sprayed on the sintered body, a method in which a solution in which the heavy rare earth compound is dissolved in a solvent is applied to the sintered body, Examples thereof include a method of applying a slurry-like diffusing agent in which compound particles are dispersed in a solvent to a sintered body, a method of depositing heavy rare earth elements, and the like.
  • coating a diffusing agent to a sintered compact is preferable.
  • the diffusing agent is used, the heavy rare earth compound can be uniformly attached to the sintered body, and the diffusion of the heavy rare earth element can surely proceed in the third step or the fourth step. Below, the case where a spreading
  • the solvent used for the diffusing agent a solvent capable of uniformly dispersing the heavy rare earth compound without dissolving it is preferable.
  • a solvent capable of uniformly dispersing the heavy rare earth compound without dissolving it is preferable.
  • alcohol, aldehyde, ketone and the like can be mentioned, and ethanol is particularly preferable.
  • the sintered body may be immersed in the diffusing agent, or the diffusing agent may be dropped on the sintered body.
  • the content of the heavy rare earth compound in the diffusing agent may be appropriately adjusted according to the target value of the mass concentration of the heavy rare earth element in the shell 6.
  • the content of the heavy rare earth compound in the diffusing agent may be 10 to 50% by mass, or 40 to 50% by mass.
  • the heavy rare earth compound tends to be difficult to uniformly adhere to the sintered body.
  • the surface of a sintered compact will be rough and formation of plating etc. for improving the corrosion resistance of the magnet obtained may become difficult.
  • the content of the heavy rare earth compound in the diffusing agent is outside the above range, the effect of the present invention is achieved.
  • components other than the heavy rare earth compound may be further contained as necessary.
  • examples of other components that may be contained in the diffusing agent include a dispersant for preventing aggregation of particles of the heavy rare earth compound.
  • the sintered body coated with the diffusing agent is subjected to heat treatment.
  • the heavy rare earth compound adhering to the surface of the sintered body diffuses into the sintered body.
  • Heavy rare earth compounds diffuse along grain boundaries in the sintered body.
  • the mass concentration of heavy rare earth elements at the grain boundaries is higher than that of the main phase particles constituting the sintered body.
  • Heavy rare earth elements thermally diffuse from a high mass concentration region to a low region. Therefore, the heavy rare earth element diffused into the grain boundary is thermally diffused into the main phase particles.
  • the shell 6 containing the heavy rare earth element derived from the diffusing agent is formed. In this manner, crystal particles 2 of the RTB-based magnet including the core 4 and the shell 6 are formed.
  • the sintered body coated with the diffusing agent is heat-treated.
  • the present inventors consider that the heavy rare earth compound in the diffusing agent diffuses from the surface of the sintered body to the grain boundary in the sintered body by the third step. That is, the present inventors consider that the diffusion of heavy rare earth elements to the grain boundary triple point of the main phase particles is promoted by the third step.
  • the fourth step introductiongranular diffusion step
  • the sintered body heat-treated in the third step is heat-treated at a temperature higher than the heat treatment temperature in the third step. The present inventors consider that the heavy rare earth element diffused into the grain boundary is diffused into the main phase particles by the fourth step.
  • the present inventors consider that the rare earth element diffuses from the grain boundary triple point into the main phase particle by the fourth step.
  • the shell 6 in the portion facing the grain boundary triple point 1 is locally formed. Can be made thicker.
  • the heat treatment temperature in the third step may be 500 to 850 ° C.
  • the heat treatment temperature in the fourth step may be 800 to 1000 ° C.
  • the sintered body immediately after the fourth step is cooled at a cooling rate of 20 ° C./min or more.
  • the sintered body immediately after the fourth step is cooled at a cooling rate of about 50 ° C./min.
  • the upper limit of the cooling rate may be about 200 ° C./min.
  • the temperature of the sintered body after cooling may be about 20 to 500 ° C.
  • the sintered magnet of this embodiment is obtained.
  • An aging treatment may be applied to the obtained sintered magnet.
  • the aging treatment contributes to the improvement of the magnetic properties (particularly the coercive force) of the sintered magnet.
  • a plated layer, an oxide layer, a resin layer, or the like may be formed on the surface of the sintered magnet. These layers function as a protective layer for preventing deterioration of the magnet.
  • the motor 100 of the present embodiment is a permanent magnet synchronous motor (IPM motor), and includes a cylindrical rotor 20 and a stator 30 disposed outside the rotor 20.
  • the rotor 20 is housed in a cylindrical rotor core 22, a plurality of magnet housing portions 24 that house the rare earth sintered magnet 10 at predetermined intervals along the outer peripheral surface of the cylindrical rotor core 22, and the magnet housing portion 24.
  • the rare earth sintered magnets 10 adjacent to each other in the circumferential direction of the rotor 20 are accommodated in the magnet accommodating portion 24 so that the positions of the N pole and the S pole are opposite to each other. Thereby, the rare earth sintered magnets 10 adjacent along the circumferential direction generate lines of magnetic force in opposite directions along the radial direction of the rotor 20.
  • the stator 30 has a plurality of coil portions 32 provided at predetermined intervals along the outer peripheral surface of the rotor 20.
  • the coil portion 32 and the rare earth sintered magnet 10 are disposed so as to face each other.
  • the stator 30 applies torque to the rotor 20 by electromagnetic action, and the rotor 20 rotates in the circumferential direction.
  • the IPM motor 100 includes the rare earth sintered magnet 10 according to the above embodiment in the rotor 20. Since the rare earth sintered magnet 10 has excellent magnetic properties, high output of the IPM motor 100 is achieved.
  • the manufacturing method of the IPM motor 100 is the same as the normal method using a normal motor component except for the manufacturing method of the rare earth sintered magnet 10.
  • FIG. 3 is a conceptual diagram showing a power generation mechanism, a power storage mechanism, and a drive mechanism of the automobile of this embodiment.
  • the structure of the automobile of this embodiment is not limited to that shown in FIG.
  • the automobile 50 according to the present embodiment includes the motor 100, the wheel 48, the storage battery 44, the generator 42, and the engine 40 of the present embodiment.
  • the mechanical energy generated by the engine 40 is converted into electric energy by the generator 42.
  • This electrical energy is stored in the storage battery 44.
  • the stored electrical energy is converted into mechanical energy by the motor 100.
  • the mechanical energy from the motor 100 rotates the wheels 48 and drives the automobile 50.
  • the wheels 48 may be directly rotated by mechanical energy generated by the engine 40 without using the storage battery 44 and the generator 42.
  • the generator provided in the automobile of the present invention may have the sintered magnet of the present invention.
  • the generator similarly to the motor, it is possible to reduce the size of the generator and improve the power generation efficiency.
  • the motor of the present invention is not limited to an IPM motor but may be an SPM motor.
  • the motor of the present invention may be a permanent magnet DC motor, a linear synchronous motor, a voice coil motor, or a vibration motor.
  • Example 1 First step> 31 wt% Nd-0.2 wt% Al-0.5 wt% Co-0.07 wt% Cu-0.15 wt% Zr-0.9 wt% Ga-0.9 wt% B-bal.
  • a raw material alloy having a composition of Fe was produced by strip casting.
  • Raw material alloy powder was prepared by hydrogen storage and pulverization. In the hydrogen occlusion pulverization, the raw material alloy was occluded with hydrogen and then dehydrogenated at 600 ° C. for 1 hour in an Ar atmosphere.
  • the raw material alloy powder and oleic amide which is a grinding aid, were mixed for 10 minutes using a Nauter mixer, and then finely pulverized by a jet mill to obtain a fine powder having an average particle diameter of 4 ⁇ m.
  • the amount of oleic amide added was adjusted to 0.1% by mass based on the raw material alloy.
  • the fine powder was filled in a mold placed in an electromagnet and molded in a magnetic field to produce a molded body.
  • the fine powder was pressurized at 120 MPa while applying a magnetic field of 1200 kA / m to the fine powder.
  • the molded body was sintered in vacuum at 1050 ° C. for 4 hours, and then rapidly cooled to obtain a sintered body.
  • each process from hydrogen storage pulverization to sintering was performed in the atmosphere whose oxygen concentration is less than 100 ppm.
  • ⁇ Second step> The sintered body was processed into 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 3 mm.
  • a diffusion agent containing DyH 2 was applied to the sintered body after processing.
  • the diffusing agent a slurry in which DyH 2 was dispersed in an organic solvent was used. The coating amount of the diffusing agent was adjusted so that the ratio of DyH 2 to the sintered body was 0.8% by mass.
  • the sintered body coated with the diffusing agent was heat-treated at 600 ° C. for 48 hours in an Ar atmosphere.
  • the sintered body was heat-treated at 800 ° C. for 1 hour in an Ar atmosphere.
  • the sintered body immediately after the fourth step was cooled at a cooling rate of 50 ° C./min until the temperature reached 300 ° C.
  • the sintered body after cooling was aged at 540 ° C. for 2 hours in an Ar atmosphere. Thereby, the sintered magnet of Example 1 was obtained.
  • Example 2 In Example 2, the cooling rate of the sintered body in the fifth step was set to 20 ° C./min. In Example 2, the sintered body after cooling was not subjected to aging treatment. Except for these matters, the sintered magnet of Example 2 was obtained in the same manner as in Example 1.
  • Comparative Example 1 a sintered body was formed as in Example 1.
  • the diffusing agent was applied to the sintered body in the same manner as in Example 1.
  • heat treatment was performed except for the third step. That is, the sintered body coated with the diffusing agent was heat-treated at 900 ° C. for 4 hours in an Ar atmosphere, and the sintered body was cooled at a cooling rate of 50 ° C./min until the temperature reached 300 ° C.
  • the sintered body after cooling was aged at 540 ° C. for 2 hours in an Ar atmosphere. Thereby, the sintered magnet of the comparative example 1 was obtained.
  • Comparative Example 2 A sintered magnet of Comparative Example 2 was produced in the same manner as in Example 1 except that the cooling rate in the fifth step was 10 ° C./min.
  • FIG. 4A shows a photograph of the sintered magnet of Example 1 taken with STEM.
  • FIG. 4B is a photograph composed of the Dy M line measured by STEM-EDS.
  • FIG. 4C is a photograph composed of Nd L lines measured by STEM-EDS. In FIG. 4C, the blackest portion corresponds to the shell of crystal grains.
  • FIG. 5A shows a photograph of the sintered magnet of Example 1 taken with STEM.
  • the photograph in FIG. 5 (a) corresponds to the same sintered magnet as in FIG. 4 (a).
  • FIG. 4A is an enlarged view of FIG.
  • Correspondences between FIG. 5A, FIG. 5B, and FIG. 5C are the same as those in FIG. 4A, FIG. 4B, and FIG.
  • FIG. 6A, 6B, and 6C are the same as those in FIGS. 4A, 4B, and 4C.
  • FIG. 7A shows a photograph of the sintered magnet of Comparative Example 2 taken with STEM.
  • the correspondence relationships in FIGS. 7A, 7B, and 7C are the same as those in FIGS. 4A, 4B, and 4C.
  • each sintered magnet of Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 and 2 includes a crystal particle group of Nd—Fe—B rare earth magnets having a core and a shell covering the core. confirmed.
  • the Dy mass concentration in the shell was higher than the Dy mass concentration in the core.
  • the mass concentration of Nd in the core of Example 1 was 26.6% by mass.
  • the mass concentration of Dy in the core of Example 1 was 0.1 mass%.
  • the mass concentration of Nd in the shell of Example 1 was 23.3 mass%.
  • the mass concentration of Dy in the shell of Example 1 was 3.7 mass%.
  • the mass concentration of Nd in the core of Example 2 was 26.6% by mass.
  • the mass concentration of Dy in the core of Example 2 was 0.1 mass%.
  • the mass concentration of Nd in the shell of Example 2 was 23.5 mass%.
  • the mass concentration of Dy in the shell of Example 2 was 3.5 mass%.
  • Example 1 As a result of analysis, in Examples 1 and 2, it was confirmed that the thickest part of the crystal grain faced the grain boundary triple point. That is, in Examples 1 and 2, it was confirmed that the part facing the grain boundary triple point in the shell was thicker than the other parts. Moreover, in Example 1, as shown to Fig.4 (a), it was confirmed that the lattice defect 3 considered to be a dislocation is formed between the core and shell of a crystal grain. In Example 2, as in Example 1, it was confirmed that lattice defects were formed between the core and shell of the crystal grains.
  • Comparative Example 1 it was confirmed that the thickness of the entire shell was uniform. That is, in Comparative Example 1, it was confirmed that the thickness of the part facing the grain boundary triple point in the shell was the same as the thickness of the other part of the shell. In Comparative Example 2, as shown in FIGS. 7A, 7B, and 7C, it was confirmed that no lattice defects were formed between the core and the shell of the crystal grains.
  • the residual magnetic flux density of the sintered magnet of Example 1 was 1.48T.
  • the coercive force of the sintered magnet of Example 1 was 1345 kA / m.
  • the residual magnetic flux density of the sintered magnet of Example 2 was 1.48T.
  • the coercive force of the sintered magnet of Example 2 was 1329 kA / m.
  • the residual magnetic flux density of the sintered magnet of Comparative Example 1 was 1.45T.
  • the coercive force of the sintered magnet of Comparative Example 1 was 1313 kA / m.
  • the residual magnetic flux density of the sintered magnet of Comparative Example 2 was 1.48T.
  • the coercive force of the sintered magnet of Comparative Example 1 was 1266 kA / m.
  • the present invention it is possible to provide a sintered magnet excellent in residual magnetic flux density and coercive force, a motor including the sintered magnet, an automobile including the motor, and a method for manufacturing the sintered magnet.

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Abstract

　残留磁束密度及び保磁力に優れた焼結磁石を提供する。本発明の焼結磁石は、コア４と、コア４を被覆するシェル６と、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子２群を備え、シェル６における重希土類元素の質量の比率が、コア４における重希土類元素の質量の比率よりも高く、結晶粒子２においてシェル６が最も厚い部分が、粒界三重点１に面している。コア４とシェル６との間に格子欠陥３が形成されている。

Description

焼結磁石、モーター、自動車、及び焼結磁石の製造方法
　本発明は、焼結磁石、モーター、自動車及び焼結磁石の製造方法に関する。
　希土類元素Ｒと、Ｆｅ又はＣｏ等の遷移金属元素Ｔと、ホウ素Ｂとを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石は、優れた磁気特性を有する。従来、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力（ＨｃＪ）を向上させるために、多くの検討がなされている（下記特許文献１，２参照）。以下では、場合により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石を「Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石」と記す。
国際公開第２００６／０９８２０４号パンフレット 国際公開第２００６／０４３３４８号パンフレット
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石はニュークリエーション型の保磁力機構を有すると考えられている。ニュークリエーション型の保磁力機構では、磁化と反対の磁場をＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に印加したとき、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を構成する結晶粒子群（主相粒子群）の粒界近傍において磁化反転の核が発生する。この磁化反転の核は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を低下させる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させるためには、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石にＲとしてＤｙやＴｂ等の重希土類元素を添加すればよい。重希土類元素の添加によって、異方性磁界が大きくなり、磁化反転の核が発生し難くなり、保磁力が高くなる。しかし、重希土類元素の添加量が多すぎると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の飽和磁化（飽和磁束密度）が小さくなり、残留磁束密度も小さくなる。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石では、残留磁束密度と保磁力を両立させることが課題となる。特に、近年需要が高まる自動車用のモーター又は発電機に組み込まれるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石には、残留磁束密度と保磁力の向上が求められている。
　本発明者らは、磁化反転の核が発生し易い領域のみにおいて、重希土類元素を存在させ、異方性磁界を高くすることにより、保磁力と残留磁束密度の両立が可能となると考えた。すなわち、本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を構成する結晶粒子の表面近傍における重希土類元素の質量の比率を結晶粒子のコア（中心部）よりも高めると共に、コアにおけるＮｄやＰｒ等の軽希土類元素の質量の比率を表面近傍よりも高めることが重要である、と考えた。これにより、表面近傍の高い異方性磁界（Ｈａ）によって保磁力が高くなると共に、コアの高い飽和磁化（Ｉｓ）によって残留磁束密度が高くなることが可能になるはずである。
　本発明者らは、上記特許文献１又は２に記載された製法を用いて、軽希土類元素の質量の比率が高いコアと、このコアを被覆し、重希土類元素の質量の比率が高いシェルとを有する結晶粒子から構成されるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の作製を試みた。しかし、上記特許文献１又は２に記載された製法では、焼結磁石の磁気特性を充分に向上させることは困難であった。
　本発明は、このような従来技術の有する課題に鑑みてなされたものであり、残留磁束密度及び保磁力に優れた焼結磁石、当該焼結磁石を備えるモーター及び当該モーターを備える自動車、及び当該焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するために、本発明の焼結磁石の第一の態様は、コアと、コアを被覆するシェルと、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子群を備え、シェルにおける重希土類元素の質量の比率が、コアにおける重希土類元素の質量の比率よりも高く、結晶粒子においてシェルが最も厚い部分が、粒界三重点に面している。つまり、本発明では、シェルにおいて粒界三重点に面している部分は、シェルの他の部分よりも厚い。なお、結晶粒子群とは、複数の結晶粒子を意味する。粒界三重点とは、３つ以上の結晶粒子が対向している粒界を意味する。なお、第一の態様において、コアとシェルとの間に格子欠陥が形成されていてもよい。
　上記本発明の焼結磁石は、シェル全体の厚みが均一である従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に比べて、残留磁束密度及び保磁力に優れる。
　本発明の焼結磁石の第二の態様は、コアと、コアを被覆するシェルと、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子群を備え、シェルにおける重希土類元素の質量の比率が、コアにおける重希土類元素の質量の比率よりも高く、コアとシェルとの間に格子欠陥が形成されている。なお、第二の態様において、結晶粒子においてシェルが最も厚い部分が、粒界三重点に面していてもよい。
　上記本発明の焼結磁石は、コアとシェルとの間に結晶欠陥が存在しない従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に比べて、残留磁束密度及び保磁力に優れる。
　本発明の焼結磁石の製造方法は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石用の原料合金を焼結して焼結体を形成する第１工程と、焼結体に、重希土類元素を含む重希土類化合物を付着させる第２工程と、重希土類化合物が付着した焼結体を熱処理する第３工程と、第３工程において熱処理した焼結体を第３工程の熱処理温度よりも高温で熱処理する第４工程と、第４工程において熱処理した焼結体を２０℃／分以上の冷却速度で冷却する第５工程と、を備える。
　上記本発明の焼結磁石の製造方法によれば、上記本発明の焼結磁石を得ることができる。
　本発明のモーターは、上記本発明の焼結磁石を備える。
　本発明の焼結磁石の残留磁束密度は高い。したがって、本発明の焼結磁石の体積及び形状が従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石と同じである場合、本発明の焼結磁石の磁束数は従来よりも増加する。したがって、本発明の焼結磁石を備えるモーターでは、従来よりもエネルギー変換効率が向上する。
　本発明の焼結磁石の体積が従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石よりも小さい場合であっても、残留磁束密度が高い本発明の焼結磁石は従来の磁石と同等の数の磁束を有する。つまり、本発明の焼結磁石は、従来の磁石に比べて、磁束数を減らすことなく小型化できる。その結果、本発明では、ヨーク体積及び巻線の量も焼結磁石の小型化に応じて減るため、モーターの小型化及び軽量化が可能となる。
　本発明の焼結磁石は、高温下においても残留磁束密度と保磁力に優れる。すなわち、本発明の焼結磁石は耐熱性に優れる。したがって、本発明の焼結磁石を備えるモーターでは、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を備えるモーターに比べて渦電流による発熱が起き難い。したがって、本発明では、発熱防止よりもエネルギー変換効率を重視したモーターの設計が可能となる。
　本発明の自動車は、上記本発明のモーターを備える。すなわち、本発明の自動車は、本発明のモーターによって駆動される。なお、本発明において、自動車とは、例えば、本発明のモーターによって駆動される電気自動車、ハイブリッド自動車、又は燃料電池車である。
　本発明の自動車は、従来よりもエネルギー変換効率が高い本発明のモーターによって駆動されるため、その燃費が向上する。また、本発明の自動車では、上記のように、モーターの小型化及び軽量化が可能であるため、自動車自体の小型化及び軽量も可能になる。その結果、自動車の燃費が向上する。
　本発明の焼結磁石では、コアにおいて重希土類元素の添加量を低減し、シェルにおいて重希土類元素の添加量を局所に高めることにより、残留磁束密度と保磁力が向上する。つまり、本発明の焼結磁石では、従来のように磁石全体に重希土類元素を添加しなくても、残留磁束密度と保磁力が向上する。したがって、本発明の焼結磁石では、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に比べて重希土類元素の添加量が少ない場合であっても、十分な残留磁束密度と保磁力が達成される。そのため、本発明の焼結磁石では、高価な重希土類元素の添加量を低減し、磁気特性を損なうことなくコストを下げることが可能となる。その結果、本発明の焼結磁石を備えるモーター、及びモーターを備える自動車のコストを下げることも可能となる。
　本発明によれば、残留磁束密度及び保磁力に優れた焼結磁石、当該焼結磁石を備えるモーター及び当該モーターを備える自動車、及び当該焼結磁石の製造方法を提供することが可能となる。
図１は、本発明の一実施形態に係る焼結磁石の断面の一部の模式図である。 図２は、本発明の一実施形態に係るモーターの内部構造を示す模式図である。 図３は、本発明の一実施形態に係る自動車の概念図である。 図４（ａ）、図４（ｂ）及び図４（ｃ）は、本発明の実施例１の焼結磁石の写真である。 図５（ａ）、図５（ｂ）及び図５（ｃ）は、本発明の実施例１の焼結磁石の写真である。 図６（ａ）、図６（ｂ）及び図６（ｃ）は、比較例１の焼結磁石の写真である。 図７（ａ）、図７（ｂ）及び図７（ｃ）は、比較例２の焼結磁石の写真である。
　以下、図面を参照しながら、本発明の好適な一実施形態について詳細に説明する。なお、図面において、同一の要素については同一の符号を付す。
　（焼結磁石）
　本実施形態の焼結磁石が備える結晶粒子は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石（例えば、Ｒ２Ｔ１４Ｂ）から構成される。図１に示すように、結晶粒子２は、コア４と、コア４を被覆するシェル６と、を有する。本実施形態の焼結磁石では、複数の結晶粒子２が互いに焼結している。シェル６における重希土類元素の質量の比率（質量濃度）は、コア４における重希土類元素の質量濃度よりも高い。つまり、焼結磁石において結晶粒子２の粒界近傍の重希土類元素の質量濃度が最も高くなる。なお、コア４又はシェル６が複数種の重希土類元素が含む場合、重希土類元素の質量濃度とは、各重希土類元素の質量濃度の合計値を意味する。
　ニュークリエーション型の保磁力機構を有するＲ－Ｔ－Ｂ系磁石では、焼結した主相粒子の粒界近傍において磁化反転の核が発生する。この磁化反転の核は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を低下させる。つまり、主相粒子の表面近傍において磁化反転の核が発生し易くなる。そこで、本実施形態では、結晶粒子２の表面に位置するシェル６において重希土類元素の質量濃度を局所的に高くする。つまり、結晶粒子群の粒界近傍の重希土類元素の質量濃度を高くする。その結果、結晶粒子群の粒界近傍における異方性磁界が高くなり、焼結磁石の保磁力が高くなる。また、本実施形態では、シェル６に比べて、コア４における重希土類元素の質量濃度が低くなり、軽希土類元素の質量濃度が相対的に高くなる。その結果、コア４の飽和磁化（Ｉｓ）が高くなり、焼結磁石の残留磁束密度が高くなる。例えば、コア４の組成が（Ｎｄ０．９Ｄｙ０．１）２Ｆｅ１４Ｂである場合、シェル６の組成は（Ｎｄ０．３Ｄｙ０．７）２Ｆｅ１４Ｂとなる。
　希土類元素Ｒは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ及びＬｕからなる群より選ばれる少なくとも一種であればよい。遷移金属元素Ｔは、Ｆｅ又はＣｏの少なくもいずれかであればよい。軽希土類元素は、Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ及びＥｕからなる群より選ばれる少なくとも一種であればよい。重希土類元素は、Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ及びＬｕからなる群より選ばれる少なくとも一種であればよい。なお、焼結磁石は、必要に応じて、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｇａ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｂｉ等の他の元素を更に含んでもよい。本実施形態に係る焼結磁石は、例えば、
Ｒ：２９．０～３３．０質量％、
Ｂ：０．８５～０．９８質量％、
Ａｌ：０．０３～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．０１～０．１５質量％、
Ｚｒ：０．０３～０．２５質量％、
Ｃｏ：３質量％以下（ただし、０質量％を含まず。）、
Ｇａ：０～０．３５質量％、
Ｏ：２５００ｐｐｍ以下、
Ｃ：５００ｐｐｍ～１５００ｐｐｍ、
Ｆｅ：残部、
からなる組成を有するものとすることができる。ただし、焼結磁石の組成はこれに限定されない。
　シェル６は、重希土類元素としてＤｙ又はＴｂを含むことが好ましい。シェル６はＤｙ及びＴｂを含むことがより好ましい。Ｄｙ又はＴｂを含むＲ２Ｔ１４Ｂ化合物は、Ｎｄ、Ｐｒ等の軽希土類元素を含むＲ２Ｔ１４Ｂ化合物よりも異方性磁界が高い。したがって、シェル６がＤｙ又はＴｂを含むＲ２Ｔ１４Ｂ化合物を備えることにより、高い保磁力を得ることができる。
　コア４とシェル６との間における重希土類元素の質量濃度の差は１～１０質量％以上であることが好ましく、２～１０質量％であることがより好ましく、３～１０質量％であることが最も好ましい。
　コア－シェル間の重希土類元素の質量濃度の差が小さい場合、結晶粒子２の最外殻（シェル６）における重希土類元素の質量濃度が小さくなり、保磁力向上幅が小さくなる傾向がある。コア－シェル間の重希土類元素の質量濃度の差が大きい場合、焼結磁石の製造過程（第３工程又は第４工程）において、シェル６からコア４へ重希土類元素が熱拡散し易くなる。その結果、重希土類元素の添加量に見合った保磁力向上が見られず、コア４の飽和磁化が低下し、焼結磁石の残留磁束密度が低下する傾向がある。ただし、コア－シェル間の重希土類元素の質量濃度の差が上記の数値範囲外である場合も、本発明の効果は達成される。
　コア４における軽希土類元素の質量濃度は、１７～２７質量％程度であればよい。シェル６における重希土類元素の質量濃度は、１～１５質量％程度であればよい。コア４における重希土類元素の質量濃度は、０～１０質量％程度であればよい。
　コア４又はシェル６における元素Ｔの質量濃度は、６５～７５質量％程度であればよい。コア４又はシェル６におけるＢの質量濃度は、０．８８～２．０質量％程度であればよい。ただし、元素Ｔ及びＢの各質量濃度が上記の数値範囲外ある場合も、本発明の効果は達成される。
　結晶粒子２においてシェル６が最も厚い部分は、粒界三重点１に面している。換言すれば、粒界三重点１に面する全ての結晶粒子２のシェル６は、粒界三重点１に面した部分において最も厚い。粒界三重点１の組成は定かではないが、コア４及びシェル６の各組成とは異なる。なお、必ずしも全ての粒界三重点に結晶粒子のシェルの最も厚い部分が面していなくてもよい。
　仮に、保磁力を増加させるために重希土類元素の質量濃度が高いシェル６でコア４の表面全体を均一な厚さで被覆した場合、結晶粒子において軽希土類元素の質量濃度が高いコア４の体積が相対的に減少する。その結果、焼結磁石の残留磁束密度が低下する。一方、本実施形態では、シェル２において粒界三重点１に面する部分のみが局所的に厚く、二粒子界面におけるシェル２は薄い。その結果、シェル６の異方性磁界により保磁力が向上するとともに、コア４の体積が相対的に減少しないため、残留磁束密度が低下し難い。粒界三重点１と保磁力との関係の詳細は不明である。しかし、本発明者らは、磁化反転の核は二粒子界面に比べて粒界三重点１付近で発生し易い、と考える。したがって、重希土類元素の質量濃度が高いシェル６を粒界三重点１付近で局所的に厚くすることにより、磁化反転の核の発生が防止され、保磁力が向上する、と本発明者らは考える。なお、二粒子界面とは、隣り合う２つの結晶粒子の粒界を意味する。
　シェル６の最も厚い部分は、粒界三重点１だけではなく、粒界三重点１と連続する二粒子界面に沿って粒界三重点１から３μｍ程度の範囲内に存在しても良い。つまり、粒界三重点１と二粒子界面の一部に面するシェルの厚さは均一であってもよい。ただし、この場合、粒界三重点１と二粒子界面の一部に面するシェルの厚さは、その他の部分のシェルの厚さよりも厚い。粒界三重点１に面したシェル６の厚さは２００～１０００ｎｍであることが好ましく、３００～１０００ｎｍであることがより好ましく、５００～９００ｎｍであることが最も好ましい。粒界三重点１に面したシェル６の厚さが薄い場合、保磁力の向上幅が小さくなる。粒界三重点１に面したシェル６が厚過ぎる場合、コア４が相対的に小さくなって、その飽和磁化が低くなり、残留磁束密度の向上幅が小さくなる。二粒子界面におけるシェル６の厚さは５～１００ｎｍであることが好ましく、１０～８０ｎｍであることがより好ましく、１０～５０ｎｍであることが最も好ましい。なお、シェル６の厚さが上記の数値範囲外であっても、本発明の効果は達成される。結晶粒子２の粒径は１０μｍ以下又は５μｍ以下程度であればよい。
　残留磁束密度の高いコア４と異方性磁界の高いシェル６との間には、格子欠陥３が形成されている。格子欠陥３においては、コア４の結晶構造とシェル６の結晶構造とが整合していない。格子欠陥３の具体例としては、転位（線欠陥）、結晶粒界（面欠陥）、又は格子間原子、原子空孔等の点欠陥が挙げられる。格子欠陥３の形成によって、保磁力が向上する。
　格子欠陥３の形成によって保磁力が向上する理由は定かではないが、本発明者はその理由は以下の通りであると考える。例えば、コア４がＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの結晶相を含み、シェル６がＤｙ２Ｆｅ１４Ｂ又はＴｂ２Ｆｅ１４Ｂの結晶相を含む場合、コア４とシェル６とは同種の結晶構造を有する。しかし、コア４とシェル６とでは格子定数が僅かに相違するため、コア４とシェル６との間で結晶構造の歪みが生じる。この歪みが保磁力等の磁気特性を劣化させることがある。仮にコア４とシェル６との間に格子欠陥３が形成されない場合、シェル６に多量の重希土類元素を固溶させるほど、コア４とシェル６との間における結晶構造の歪みが大きくなる。結晶構造の歪みが大きくなるほど、磁気特性が劣化する。しかし、コア４とシェル６との間での結晶構造の歪みが格子欠陥３の形成によって解消されると、保磁力が向上する。なお、格子欠陥３の形成によって保磁力が向上する理由はこれに限定されるものではない。
　格子欠陥３は粒界三重点１に面したシェル６コア４と間に形成されていることが好ましい。これにより保磁力が顕著に向上する。
　シェル６の最も厚い部分が粒界三重点１に面している結晶粒子２の割合は、焼結磁石全体に対して１０体積％以上であること好ましく、３０体積％以上であることがより好ましく、５０体積％以上であることが最も好ましい。焼結磁石中の結晶粒子２の割合が多いほど、保磁力向上の効果が大きくなる。保磁力向上の効果は結晶粒子間の相互作用によって発現するが、焼結磁石が含む全ての結晶粒子群が図１に示す構造を有する必要はない。シェル６の最も厚い部分が粒界三重点１に面している結晶粒子２の割合が１０体積％未満である場合も、本発明の効果は達成される。上記と同様の理由から、コア４とシェル６との間に格子欠陥が形成されている結晶粒子２の割合も、焼結磁石全体に対して１０体積％以上であること好ましく、３０体積％以上であることがより好ましく、５０体積％以上であることが最も好ましい。なお、焼結磁石が含む全ての結晶粒子に格子欠陥が形成されている必要はない。
　粒界三重点１及び格子欠陥３は、走査透過電子顕微鏡が備えるエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＳＴＥＭ－ＥＤＳ）によって確認できる。焼結磁石全体に対する結晶粒子２の体積の割合、結晶粒子２の粒径、コア４の直径、シェル６の厚みは、ＳＴＥＭ－ＥＤＳを用いて撮影した焼結磁石の写真の解析により求めればよい。また、コア４、シェル６及び粒界三重点１の識別には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いればよい。結晶粒子２の組成分析にもＳＴＥＭ－ＥＤＳ及びＥＰＭＡが好適である。
　（焼結磁石の製造方法）
　本実施形態に係る焼結磁石の製造方法は、第１工程、第２工程、第３工程及び第４工程を備える。第１工程では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石用の原料合金を焼結して焼結体を形成する。第２工程では、焼結体に、重希土類元素を含む重希土類化合物を付着させる。第３工程では、重希土類化合物が付着した焼結体を熱処理する。第４工程では、第３工程において熱処理した焼結体を第３工程の熱処理温度よりも高温で熱処理する。第５工程では、第４工程において熱処理した焼結体を２０℃／分以上の冷却速度で冷却する。以下では、各工程について詳説する。
　＜第１工程＞
　第１工程では、原料合金として、元素Ｒ，Ｔ及びＢを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いればよい。原料合金の化学組成は、最終的に得たい結晶粒子の化学組成に応じて適宜調整すればよい。原料合金が含有する重希土類元素としては、Ｄｙ又はＴｂの少なくともいずれかが好ましい。
　原料合金はＺｒを含有することが好ましい。Ｚｒは第３工程又は第４工程において粒界三重点の主相結晶粒子近傍に析出し易い。そして、Ｚｒは、粒界三重点近傍に偏析した重希土類元素の結晶粒子内への拡散を適度に阻害する。つまり、原料合金にＺｒを添加することにより、重希土類元素の粒界三重点から結晶粒子内への拡散を制御しやすくなり、粒界三重点においてシェル６の厚さを局所的に厚くし易くなる。原料合金に対するＺｒの添加量は２０００ｐｐｍ質量以下程度であればよい。
　原料合金におけるＢの含有量は２．０質量％以下であることが好ましく、０．９５質量％以下であることがより好ましく、０．９０質量％以下であることが最も好ましい。Ｂの含有量が多い場合、焼結磁石中にＢリッチ相（ＲＴ４Ｂ４）が析出し易い。Ｂリッチ相は、第３工程において、重希土類元素の粒界を通じた拡散を妨げる傾向がある。その結果、粒界三重点への重希土類元素の偏析が緩和される場合がある。原料合金におけるＢの含有量は０．８８質量％以上であることが好ましい。Ｂの含有量が少ない場合、焼結磁石中にＲ２Ｔ１７相が析出し易くなる。Ｒ２Ｔ１７相は焼結磁石の保磁力を低下させる傾向がある。ただし、原料合金におけるＢの含有量が上記の範囲外であっても、本実施形態の焼結磁石の作成は可能である。
　原料合金の準備工程では、例えば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の組成に対応する金属等の元素を含む単体、合金又は化合物等を、真空又はＡｒ等の不活性ガス雰囲気下で溶解した後、鋳造法やストリップキャスト法等を実施すればよい。これにより、所望の組成を有する原料合金を作製する。
　原料合金を粗粉砕して、数百μｍ程度の粒径を有する粒子にする。原料合金の粗粉砕には、例えば、ジョークラッシャー、ブラウンミル、スタンプミル等の粗粉砕機を用いればよい。また、原料合金の粗粉砕は、不活性ガス雰囲気中で行なうことが好ましい。原料合金に対して水素吸蔵粉砕を行ってもよい。水素吸蔵粉砕では、原料合金に水素を吸蔵させた後、原料合金を不活性ガス雰囲気下で加熱し、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づく自己崩壊によって原料合金を粗粉砕することができる。
　粗粉砕後の原料合金を、その粒径が１～１０μｍになるまで微粉砕してもよい。微粉砕には、ジェットミル、ボールミル、振動ミル、湿式アトライター等を用いればよい。微粉砕では、ステアリン酸亜鉛やオレイン酸アミド等の添加剤を原料合金に添加してもよい。これにより、成形時の原料合金の配向性を向上することができる。
　粉砕後の原料合金を磁場中で加圧成形して、成形体を形成する。加圧成形時の磁場は、９５０～１６００ｋＡ／ｍ程度であればよい。加圧成形時の圧力は、５０～２００ＭＰａ程度であればよい。成形体の形状は特に制限されず、柱状、平板状、リング状等とすればよい。
　成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結させて、焼結体を形成する。焼結温度は、原料合金の組成、粉砕方法、粒度、粒度分布等の諸条件に応じて調節すればよい。焼結温度は、９００～１１００℃であればよく、焼結時間は、１～５時間程度であればよい。
　焼結体は、焼結した複数の主相粒子から構成される。主相粒子の組成は、焼結磁石が備える結晶粒子２のコア４の組成とほぼ同様である。しかし、主相粒子には、シェル６が形成されていない。
　焼結体における酸素の含有量は３０００質量ｐｐｍ以下であることが好ましく、２５００質量ｐｐｍ以下であることがより好ましく、１０００質量ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。酸素量が少ないほど、得られる焼結磁石中の不純物が少なくなり、焼結磁石の磁気特性が向上する。酸素量が多い場合、第３工程又は第４工程において、焼結体中の酸化物が、重希土類元素の拡散の妨げ、シェル６が形成され難く、粒界三重点１に重希土類元素が偏析し難い傾向がある。焼結体における酸素の含有量を低減する方法のとしては、水素吸蔵粉砕から焼結までの間、原料合金を酸素濃度が低い雰囲気下に維持することが挙げられる。ただし、焼結体における酸素の含有量が上記の範囲外であっても、本実施形態の焼結磁石の作成は可能である。
　焼結体を構成する主相粒子の粒径は１５μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることがより好ましい。主相粒子の粒径が大きい場合、第２工程において、重希土類化合物を焼結体の表面に均一に付着させ難くなる。主相粒子の粒径は、粉砕後の原料合金の粒径、焼結温度、及び焼結時間等によって制御できる。ただし、主相粒子の粒径が上記の範囲外であっても、本実施形態の焼結磁石の作成は可能である。
　焼結体を所望の形状に加工した後、焼結体の表面を酸溶液によって処理してもよい。表面処理に用いる酸溶液としては、硝酸、塩酸等の水溶液と、アルコールとの混合溶液が好適である。この表面処理では、例えば、焼結体を酸溶液に浸漬したり、焼結体に酸溶液を噴霧したりすればよい。表面処理によって、焼結体に付着していた汚れや酸化層等を除去して清浄な表面を得ることができ、後述する重希土類化合物の付着及び拡散を確実に実施できる。汚れや酸化層等の除去を更に良好に行う観点からは、酸溶液に超音波を印加しながら表面処理を行ってもよい。
　＜第２工程＞
　表面処理後の焼結体の表面に、重希土類元素を含む重希土類化合物を付着させる。重希土類化合物としては、合金、酸化物、ハロゲン化物、水酸化物、水素化物等が挙げられるが、特に水素化物を用いることが好ましい。水素化物を用いた場合、第３工程又は第４工程において、水素化物に含まれる重希土類元素だけが焼結体内へ拡散する。水素化物に含まれる水素は第３工程又は第４工程の途中で焼結体の外部へ放出される。したがって、重希土類元素の水素化物を用いれば、最終的に得られる焼結磁石中に重希土類化合物に由来する不純物が残留しないため、焼結磁石の残留磁束密度の低下を防止し易くなる。重希土類の水素化物としては、ＤｙＨ２、ＴｂＨ２又はＤｙ－Ｆｅ若しくはＴｂ-Ｆｅの水素化物が挙げられる。特に、ＤｙＨ２又はＴｂＨ２が好ましい。ＤｙＨ２又はＴｂＨ２を用いた場合、第３工程又は第４工程において、主相粒子の粒界三重点近傍にＤｙ又はＴｂを偏析させ、粒界三重点に面するシェル６におけるＤｙ又はＴｂの質量濃度を高め易い。Ｄｙ－Ｆｅの水素化物を用いた場合、Ｆｅも熱処理工程において焼結体中に拡散する傾向がある。重希土類元素のフッ化物又は酸化物を用いた場合、熱処理中にフッ素又は酸素が焼結体内へ拡散して焼結磁石中に残存し、磁気特性を劣化させる傾向がある。したがって、重希土類元素のフッ化物又は酸化物は、本実施形態で用いる重希土類化合物として好ましくない。
　焼結体に付着させる重希土類化合物は、粒子状であることが好ましく、その平均粒径は１００ｎｍ～５０μｍであることが好ましく、１μｍ～１０μｍであることがより好ましい。重希土類化合物の粒径が１００ｎｍ未満であると、第３工程又は第４工程において焼結体中に拡散する重希土類化合物の量が過多になり、希土類磁石の残留磁束密度が低くなる傾向がある。粒径が５０μｍを超えると、焼結体中への重希土類化合物が拡散し難くなり、保磁力の向上効果が十分に得られない傾向がある。
　焼結体に重希土類化合物を付着させる方法としては、例えば、重希土類化合物の粒子をそのまま焼結体に吹き付ける方法、重希土類化合物を溶媒に溶解した溶液を焼結体に塗布する方法、重希土類化合物の粒子を溶媒に分散させたスラリー状の拡散剤を焼結体に塗布する方法、重希土類元素を蒸着する方法等が挙げられる。なかでも、拡散剤を焼結体に塗布する方法が好ましい。拡散剤を用いた場合、重希土類化合物を焼結体に均一に付着させることができ、第３工程又は第４工程おいて重希土類元素の拡散を確実に進行させることができる。以下では、拡散剤を用いる場合について説明する。
　拡散剤に用いる溶媒としては、重希土類化合物を溶解させずに均一に分散させ得るものが好ましい。例えば、アルコール、アルデヒド、ケトン等が挙げられ、なかでもエタノールが好ましい。拡散剤中に焼結体を浸漬させたり、焼結体に拡散剤を滴下したりしてもよい。
　拡散剤を用いる場合、拡散剤中の重希土類化合物の含有量は、シェル６における重希土類元素の質量濃度の目標値に応じて適宜調整すればよい。例えば、拡散剤中の重希土類化合物の含有量は、１０～５０質量％であってもよく、４０～５０質量％であってもよい。拡散剤中の重希土類化合物の含有量がこれらの数値範囲外である場合、焼結体に重希土類化合物が均一に付着し難くなる傾向にある。また、拡散剤中の重希土類化合物の含有量が多すぎる場合、焼結体の表面が荒れてしまい、得られる磁石の耐食性を向上させるためのめっき等の形成が困難となる場合もある。ただし、拡散剤中の重希土類化合物の含有量が上記の範囲外であっても、本発明の効果は達成される。
　拡散剤中には、必要に応じて重希土類化合物以外の成分を更に含有させてもよい。拡散剤に含有させてもよい他の成分としては、例えば、重希土類化合物の粒子の凝集を防ぐための分散剤等が挙げられる。
　＜第３工程及び第４工程＞
　第３工程及び第４工程において、拡散剤を塗布した焼結体に対して熱処理を施す。熱処理により、焼結体の表面に付着した重希土類化合物が焼結体内に拡散する。重希土類化合物は焼結体内の粒界に沿って拡散する。粒界における重希土類元素の質量濃度は、焼結体を構成する主相粒子よりも高い。重希土類元素は、質量濃度が高い領域から低い領域へ熱拡散する。したがって、粒界に拡散した重希土類元素は、主相粒子内に熱拡散する。その結果、拡散剤に由来する重希土類元素を含むシェル６が形成される。このようにして、コア４及びシェル６を備えるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の結晶粒子２が形成される。
　まず、第３工程（粒界拡散工程）において、拡散剤を塗布した焼結体を熱処理する。第３工程により、拡散剤中の重希土類化合物が、焼結体の表面から焼結体内の粒界へ拡散する、と本発明者らは考える。つまり、第３工程により、主相粒子の粒界三重点への重希土類元素の拡散が促進される、と本発明者らは考える。第４工程（粒内拡散工程）では、第３工程において熱処理した焼結体を第３工程の熱処理温度よりも高温で熱処理する。第４工程により、粒界に拡散した重希土類元素が主相粒子内へ拡散する、と本発明者らは考える。つまり、第４工程により、重希土類元素が粒界三重点から主相粒子内へ拡散する、と本発明者らは考える。このように、焼結体の熱処理を２段階に分割し、かつ第４工程の熱処理温度を第３工程よりも高くすることにより、粒界三重点１に面している部分におけるシェル６を局所的に厚くすることが可能となる。また、焼結体の熱処理を２段階に分割することにより、コア４に対してシェル６の重希土類元素の質量濃度を高め易く、コア４とシェル６との間に格子欠陥３を形成し易くなる。
　第３工程の熱処理温度は、５００～８５０℃であればよい。第４工程の熱処理温度は８００～１０００℃であればよい。第３工程及び第４工程の各熱処理温度をこれらの数値範囲内に制御することにより、粒界三重点１に面している部分におけるシェル６を局所的に厚くし易くなる。ただし、熱処理温度が上記の数値範囲外であったとしても、第４工程の熱処理温度と第３工程の熱処理温度との差は１００℃以上であることが好ましい。これにより、粒界三重点１に面している部分におけるシェル６を局所的に厚くし易くなる。
　＜第５工程＞
　第５工程では、第４工程直後の焼結体を２０℃／分以上の冷却速度で冷却する。好ましくは、第４工程直後の焼結体を５０℃／分程度の冷却速度で冷却する。２０℃／分以上の冷却速度で焼結体を急冷するにより、焼結体内での重希土類元素の拡散が中止すると共に、コア４とシェル６との間に格子欠陥３が形成される。冷却速度が２０℃／分未満である場合、コア４とシェル６との間に格子欠陥３を形成することは困難である。なお、冷却速度の上限値は２００℃／分程度であればよい。冷却後の焼結体の温度は２０～５００℃程度であればよい。
　以上の第１～５工程により、本実施形態の焼結磁石が得られる。
　得られた焼結磁石に時効処理を施してもよい。時効処理は焼結磁石の磁気特性（特に保磁力）の向上に寄与する。焼結磁石の表面にめっき層、酸化層又は樹脂層等を形成してもよい。これらの層は、磁石の劣化を防止するための保護層として機能する。
　（モーター）
　図２に示すように、本実施形態のモーター１００は、永久磁石同期モーター（ＩＰＭモーター）であり、円筒状のロータ２０と該ロータ２０の外側に配置されるステータ３０とを備えている。ロータ２０は、円筒状のロータコア２２と、円筒状のロータコア２２の外周面に沿って所定の間隔で希土類焼結磁石１０を収容する複数の磁石収容部２４と、磁石収容部２４に収容された複数の希土類焼結磁石１０とを有する。
　ロータ２０の円周方向に沿って隣り合う希土類焼結磁石１０は、Ｎ極とＳ極の位置が互いに逆になるように磁石収容部２４に収容されている。これによって、円周方向に沿って隣り合う希土類焼結磁石１０は、ロータ２０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３０は、ロータ２０の外周面に沿って、所定の間隔で設けられた複数のコイル部３２を有している。このコイル部３２と希土類焼結磁石１０とは互いに対向するように配置されている。ステータ３０は、電磁気的作用によってロータ２０にトルクを与え、ロータ２０は円周方向に回転する。
　ＩＰＭモーター１００は、ロータ２０に、上記実施形態に係る希土類焼結磁石１０を備える。希土類焼結磁石１０は優れた磁気特性を有するため、ＩＰＭモーター１００の高出力が達成される。ＩＰＭモーター１００の製造方法は、希土類焼結磁石１０の製造方法以外の点において、通常のモーター部品を用いた通常の方法と同様である。
　（自動車）
　図３は、本実施形態の自動車の発電機構、蓄電機構及び駆動機構を示す概念図である、ただし、本実施形態の自動車の構造は、図３に示すものに限定されない。図３に示すように、本実施形態に係る自動車５０は、上記本実施形態のモーター１００、車輪４８、蓄電池４４、発電機４２及びエンジン４０を備える。
　エンジン４０で発生した機械的エネルギーは、発電機４２によって電気エネルギーに変換される。この電気エネルギーは蓄電池４４に蓄電される。蓄電された電気エネルギーは、モーター１００によって機械的エネルギーに変換される。モーター１００からの機械的エネルギーによって、車輪４８が回転し、自動車５０が駆動される。なお、蓄電池４４及び発電機４２を介することなく、エンジン４０で発生した機械的エネルギーによって車輪４８を直接回転させてもよい。
　以上、本発明の好適な一実施形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。
　例えば、本発明の自動車が備える発電機が、本発明の焼結磁石を有してもよい。これにより、モーターと同様に、発電機の小型化及び発電効率の向上が可能となる。
　本発明のモーターは、永久磁石同期モーターの場合、ＩＰＭモーターに限定されるものではなくＳＰＭモーターであってもよい。また、本発明のモーターは、永久磁石同期モーターの他に永久磁石直流モーター、リニア同期モーター、ボイスコイルモーター、振動モーターであってもよい。
　（実施例１）
　＜第１工程＞
　３１ｗｔ％Ｎｄ－０．２ｗｔ％Ａｌ－０．５ｗｔ％Ｃｏ－０．０７ｗｔ％Ｃｕ－０．１５ｗｔ％Ｚｒ－０．９ｗｔ％Ｇａ－０．９ｗｔ％Ｂ－ｂａｌ．Ｆｅの組成を有する原料合金をストリップキャストで作製した。水素吸蔵粉砕によって原料合金の粉末を調製した。水素吸蔵粉砕では、原料合金に、水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下、６００℃で１時間の脱水素を行った。
　原料合金の粉末及び粉砕助剤であるオレイン酸アミドを、ナウターミキサーを用いて１０分間混合した後、ジェットミルで微粉砕して、平均粒径が４μｍである微粉を得た。オレイン酸アミドの添加量は、原料合金を基準として０．１質量％に調整した。
　微粉を、電磁石中に配置された金型内に充填し、磁場中で成形して成形体を作製した。成形では、微粉に１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら、微粉を１２０ＭＰａで加圧した。
　成形体を、真空中、１０５０℃で４時間焼結した後、急冷して焼結体を得た。なお、水素吸蔵粉砕から焼結までの各工程を、酸素濃度が１００ｐｐｍ未満である雰囲気下で行なった。
　＜第２工程＞
　焼結体を１０ｍｍ×１０ｍｍ×３ｍｍに加工した。加工後の焼結体にＤｙＨ２を含む拡散剤を塗布した。拡散剤としては、ＤｙＨ２を有機溶媒に分散させたスラリーを用いた。拡散剤の塗布量は、焼結体に対するＤｙＨ２の割合が０．８質量％となるように調整した。
　＜第３工程及び第４工程＞
　第３工程では、拡散剤を塗布した焼結体をＡｒ雰囲気において６００℃で４８時間熱処理した。第３工程後の第４工程では、焼結体をＡｒ雰囲気において８００℃で１時間熱処理した。
　＜第５工程＞
　第５工程では、第４工程直後の焼結体を、その温度が３００℃になるまで、５０℃／分の冷却速度で冷却した。冷却後の焼結体をＡｒ雰囲気において５４０℃で２時間時効処理した。これにより、実施例１の焼結磁石を得た。
　（実施例２）
　実施例２では、第５工程における焼結体の冷却速度を２０℃／分とした。また実施例２では、冷却後の焼結体に時効処理を施さなかった。これらの事項以外は実施例１と同様の方法で、実施例２の焼結磁石を得た。
　（比較例１）
　比較例１では、実施例１と同様に焼結体を形成した。比較例１では、実施例１と同様に拡散剤を焼結体に塗布した。しかし、比較例１では、第３工程を除いた熱処理を行った。つまり、拡散剤を塗布した焼結体を、Ａｒ雰囲気において９００℃で４時間熱処理し、その焼結体を、その温度が３００℃になるまで、５０℃／分の冷却速度で冷却した。冷却後の焼結体をＡｒ雰囲気において５４０℃で２時間時効処理した。これにより、比較例１の焼結磁石を得た。
　（比較例２）
　第５工程における冷却速度を１０℃／分とした以外は実施例１と同様の方法で、比較例２の焼結磁石を作製した。
　［組成分析］
　ＳＴＥＭ－ＥＤＳ及びＥＰＭＡを用いて、実施例１及び２並びに比較例１及び２の各焼結磁石を分析した。
　ＳＴＥＭで撮影した実施例１の焼結磁石の写真を図４（ａ）に示す。図４（ｂ）及び図４（ｃ）の各写真は、図４（ａ）と同じ焼結磁石の同じ領域に対応する。図４（ｂ）は、ＳＴＥＭ－ＥＤＳで測定したＤｙのＭ線から構成した写真である。図４（ｃ）は、ＳＴＥＭ－ＥＤＳで測定したＮｄのＬ線から構成した写真である。図４（ｃ）において最も黒い部分が結晶粒子のシェルに対応する。
　ＳＴＥＭで撮影した実施例１の焼結磁石の写真を図５（ａ）に示す。図５（ａ）の写真は、図４（ａ）と同じ焼結磁石に対応する。図４（ａ）は図５（ａ）の拡大図である。図５（ａ）、図ｂ５（ｂ）及び図５（ｃ）の対応関係は、図４（ａ）、図４（ｂ）及び図４（ｃ）の場合と同様である。
　ＳＴＥＭで撮影した比較例１の焼結磁石の写真を図６（ａ）に示す。図６（ａ）、図ｂ６（ｂ）及び図６（ｃ）の対応関係は、図４（ａ）、図４（ｂ）及び図４（ｃ）の場合と同様である。
　ＳＴＥＭで撮影した比較例２の焼結磁石の写真を図７（ａ）に示す。図７（ａ）、図７（ｂ）及び図７（ｃ）の対応関係は、図４（ａ）、図４（ｂ）及び図４（ｃ）の場合と同様である。
　分析の結果、実施例１及び２並びに比較例１及び２の各焼結磁石は、コアと、コアを被覆するシェルと、を有するＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子群を備えることが確認された。実施例１及び２並びに比較例１及び２の各焼結磁石は、シェルにおけるＤｙの質量濃度が、コアにおけるＤｙの質量濃度よりも高いことが確認された。
　実施例１のコアにおけるＮｄの質量濃度は２６．６質量％であった。実施例１のコアにおけるＤｙの質量濃度は０．１質量％であった。実施例１のシェルにおけるＮｄの質量濃度は２３．３質量％であった。実施例１のシェルにおけるＤｙの質量濃度は３．７質量％であった。
　実施例２のコアにおけるＮｄの質量濃度は２６．６質量％であった。実施例２のコアにおけるＤｙの質量濃度は０．１質量％であった。実施例２のシェルにおけるＮｄの質量濃度は２３．５質量％であった。実施例２のシェルにおけるＤｙの質量濃度は３．５質量％であった。
　分析の結果、実施例１及び２では、結晶粒子においてシェルが最も厚い部分が、粒界三重点に面していることが確認された。つまり、実施例１及び２では、シェルにおいて粒界三重点に面している部分は、それ以外の部分よりも厚いことが確認された。また、実施例１では、図４（ａ）に示すように、結晶粒子のコアとシェルとの間に、転位と思われる格子欠陥３が形成されていることが確認された。実施例２においても、実施例１と同様に、結晶粒子のコアとシェルとの間に格子欠陥が形成されていることが確認された。
　一方、比較例１では、シェル全体の厚みが均一であることが確認された。つまり、比較例１では、シェルにおいて粒界三重点に面している部分の厚みは、シェルの他の部分の厚みと同じであることが確認された。比較例２では、図７（ａ）、図７（ｂ）及び図７（ｃ）に示すように、結晶粒子のコアとシェルとの間に格子欠陥が形成されていないことが確認された。
　［磁気特性の評価］
　各実施例及び比較例の希土類焼結磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力（ＨｃＪ）をＢＨトレーサーで測定した。
　実施例１の焼結磁石の残留磁束密度は１．４８Ｔであった。実施例１の焼結磁石の保磁力は１３４５ｋＡ／ｍであった。
　実施例２の焼結磁石の残留磁束密度は１．４８Ｔであった。実施例２の焼結磁石の保磁力は１３２９ｋＡ／ｍであった。
　比較例１の焼結磁石の残留磁束密度は１．４５Ｔであった。比較例１の焼結磁石の保磁力は１３１３ｋＡ／ｍであった。
　比較例２の焼結磁石の残留磁束密度は１．４８Ｔであった。比較例１の焼結磁石の保磁力は１２６６ｋＡ／ｍであった。
　実施例１，２は比較例１に比べて残留磁束密度及び保磁力に優れることが確認された。比較例２は実施例１，２に比べて保磁力に劣ることが確認された。
　本発明によれば、残留磁束密度及び保磁力に優れた焼結磁石、当該焼結磁石を備えるモーター及び当該モーターを備える自動車、及び当該焼結磁石の製造方法を提供することができる。
　１・・・粒界三重点、２・・・結晶粒子、２ａ・・・比較例１の結晶粒子、３・・・格子欠陥、４・・・結晶粒子のコア、６・・・シェル、１０・・・焼結磁石、２０・・・ロータ、２２・・・ロータコア、２４・・・磁石収容部、３０・・・ステータ、３２・・・コイル部、４０・・・エンジン、４２・・・発電機、４４・・・蓄電池、４８・・・車輪、５０・・・自動車、１００・・・モーター。

Claims (5)

  1. 　コアと、前記コアを被覆するシェルと、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子群を備え、
    　前記シェルにおける重希土類元素の質量の比率が、前記コアにおける重希土類元素の質量の比率よりも高く、
    　前記結晶粒子において前記シェルが最も厚い部分が、粒界三重点に面している、
    　焼結磁石。
  2. 　コアと、前記コアを被覆するシェルと、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石の結晶粒子群を備え、
    　前記シェルにおける重希土類元素の質量の比率が、前記コアにおける重希土類元素の質量の比率よりも高く、
    　前記コアと前記シェルとの間に格子欠陥が形成されている、
    　焼結磁石。
  3. 　請求項１又は２に記載の焼結磁石を備える、
    　モーター。
  4. 　請求項３に記載のモーターを備える、
    　自動車。
  5. 　Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類磁石用の原料合金を焼結して焼結体を形成する第１工程と、
    　前記焼結体に、重希土類元素を含む重希土類化合物を付着させる第２工程と、
    　前記重希土類化合物が付着した前記焼結体を熱処理する第３工程と、
    　前記第３工程において熱処理した前記焼結体を前記第３工程の熱処理温度よりも高温で熱処理する第４工程と、
    　前記第４工程において熱処理した前記焼結体を２０℃／分以上の冷却速度で冷却する第５工程と、
    　を備える、
    　焼結磁石の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20140311291A1 (en) * 2013-04-22 2014-10-23 Tdk Corporation R-t-b based sintered magnet
WO2016121790A1 (ja) * 2015-01-27 2016-08-04 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5408340B2 (ja) * 2010-03-30 2014-02-05 Ｔｄｋ株式会社 希土類焼結磁石及びその製造方法、並びにモータ及び自動車
JP6089535B2 (ja) * 2011-10-28 2017-03-08 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
CN102747318A (zh) * 2012-05-29 2012-10-24 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种提高烧结稀土-铁-硼永磁材料矫顽力的方法
PL2976632T3 (pl) * 2013-03-18 2021-08-16 Smiths Detection Montreal Inc. Sposób wytwarzania komory transportowej załadowanego materiału do zastosowania w spektrometrii mobilności jonowej
CN105469973B (zh) * 2014-12-19 2017-07-18 北京中科三环高技术股份有限公司 一种r‑t‑b永磁体的制备方法
JP6520789B2 (ja) * 2015-03-31 2019-05-29 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP6555170B2 (ja) * 2015-03-31 2019-08-07 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP6489052B2 (ja) * 2015-03-31 2019-03-27 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP6667235B2 (ja) * 2015-09-07 2020-03-18 日立ジョンソンコントロールズ空調株式会社 密閉型電動圧縮機
JP6488976B2 (ja) * 2015-10-07 2019-03-27 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP6724865B2 (ja) 2016-06-20 2020-07-15 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
JP2018056188A (ja) 2016-09-26 2018-04-05 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石
JP6614084B2 (ja) * 2016-09-26 2019-12-04 信越化学工業株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の製造方法
EP3550576B1 (en) * 2016-12-02 2023-09-20 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. R-fe-b sintered magnet and production method therefor
JP6950595B2 (ja) * 2018-03-12 2021-10-13 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石
JP7179799B2 (ja) * 2020-04-23 2022-11-29 信越化学工業株式会社 Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石
CN112233868B (zh) * 2020-09-25 2024-04-30 宁波科星材料科技有限公司 一种复合金多相钕铁硼磁体及其制备方法
US20220148801A1 (en) * 2020-11-12 2022-05-12 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for Manufacturing Rare Earth Sintered Magnet

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06163226A (ja) * 1992-11-20 1994-06-10 Hitachi Metals Ltd 希土類磁石の製造方法
JP2005285860A (ja) * 2004-03-26 2005-10-13 Tdk Corp 希土類磁石の製造方法
WO2006043348A1 (ja) 2004-10-19 2006-04-27 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. 希土類永久磁石材料の製造方法
WO2006098204A1 (ja) 2005-03-14 2006-09-21 Tdk Corporation Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
JP2007329250A (ja) * 2006-06-07 2007-12-20 Ulvac Japan Ltd 永久磁石及び永久磁石の製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62124255A (ja) 1985-11-22 1987-06-05 Tdk Corp 永久磁石の製造方法
JPH1166533A (ja) * 1997-08-13 1999-03-09 Showa Denko Kk 磁気記録媒体
DE69911138T2 (de) * 1998-10-14 2004-07-22 Hitachi Metals, Ltd. Gesinterter R-T-B-Dauermagnet
JP2001240466A (ja) * 2000-02-28 2001-09-04 Taiyo Yuden Co Ltd 誘電体磁器と積層セラミック電子部品
JP3765793B2 (ja) * 2001-01-30 2006-04-12 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 永久磁石の製造方法
US7618497B2 (en) 2003-06-30 2009-11-17 Tdk Corporation R-T-B based rare earth permanent magnet and method for production thereof
JP3960966B2 (ja) 2003-12-10 2007-08-15 独立行政法人科学技術振興機構 耐熱性希土類磁石の製造方法
JP4548127B2 (ja) 2005-01-26 2010-09-22 Ｔｄｋ株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP4702546B2 (ja) 2005-03-23 2011-06-15 信越化学工業株式会社 希土類永久磁石
TWI413136B (zh) 2005-03-23 2013-10-21 Shinetsu Chemical Co 稀土族永久磁體
EP1744328B1 (en) * 2005-06-10 2012-07-25 Nissan Motor Co., Ltd. Rare earth magnet having high strength and high electrical resistance
EP1891686B1 (en) * 2005-06-15 2011-08-10 Yissum Research Development Company Of The Hebrew University Of Jerusalem Iii-v semiconductor core-heteroshell nanocrystals, method for their manufacture and their applications
JP4831074B2 (ja) 2006-01-31 2011-12-07 日立金属株式会社 Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
SG170075A1 (en) 2006-03-03 2011-04-29 Hitachi Metals Ltd R-fe-b rare earth sintered magnet and method for producing same
DE112007002168T5 (de) * 2006-09-14 2009-09-10 ULVAC, Inc., Chigasaki Permanentmagnet und Verfahren zur Herstellung desselben
WO2008120784A1 (ja) 2007-03-30 2008-10-09 Tdk Corporation 磁石の製造方法
WO2009004794A1 (ja) 2007-07-02 2009-01-08 Hitachi Metals, Ltd. Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法
PL2178096T3 (pl) 2007-07-27 2016-06-30 Hitachi Metals Ltd Spiekany magnes typu R-Fe-B na bazie pierwiastków ziem rzadkich
US20090081071A1 (en) * 2007-09-10 2009-03-26 Nissan Motor Co., Ltd. Rare earth permanent magnet alloy and producing method thereof
JP5328161B2 (ja) * 2008-01-11 2013-10-30 インターメタリックス株式会社 ＮｄＦｅＢ焼結磁石の製造方法及びＮｄＦｅＢ焼結磁石
JP5251219B2 (ja) 2008-04-04 2013-07-31 信越化学工業株式会社 永久磁石式回転機用回転子
JP2010263172A (ja) * 2008-07-04 2010-11-18 Daido Steel Co Ltd 希土類磁石およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06163226A (ja) * 1992-11-20 1994-06-10 Hitachi Metals Ltd 希土類磁石の製造方法
JP2005285860A (ja) * 2004-03-26 2005-10-13 Tdk Corp 希土類磁石の製造方法
WO2006043348A1 (ja) 2004-10-19 2006-04-27 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. 希土類永久磁石材料の製造方法
WO2006098204A1 (ja) 2005-03-14 2006-09-21 Tdk Corporation Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石
JP2007329250A (ja) * 2006-06-07 2007-12-20 Ulvac Japan Ltd 永久磁石及び永久磁石の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2555208A4 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20140311291A1 (en) * 2013-04-22 2014-10-23 Tdk Corporation R-t-b based sintered magnet
US9607743B2 (en) * 2013-04-22 2017-03-28 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet
CN108417334A (zh) * 2013-04-22 2018-08-17 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁铁
CN108417334B (zh) * 2013-04-22 2020-03-03 Tdk株式会社 R-t-b系烧结磁铁
WO2016121790A1 (ja) * 2015-01-27 2016-08-04 日立金属株式会社 Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法
JPWO2016121790A1 (ja) * 2015-01-27 2017-11-02 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法

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