WO2012161355A1 - 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機 - Google Patents

希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a rare earth sintered magnet used for a magnetic field generator such as a rotating machine such as a motor or a magnetic resonance imaging system (MRI), a method for manufacturing the rare earth sintered magnet, and a rotating machine.
  • a magnetic field generator such as a rotating machine such as a motor or a magnetic resonance imaging system (MRI)
  • MRI magnetic resonance imaging system
  • R-T-B As a rare earth sintered magnet, R-T-B (R represents one or more rare earth elements containing one or both of Nd and Pr as main components, and T represents one or more kinds including Fe or Fe and Co.
  • RTB based rare earth sintered magnets having a composition of a transition element (B represents B or B and C) are known.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet has a structure including a main phase composed of an R 2 T 14 B compound and a grain boundary phase including an R-rich phase containing more R than the main phase.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet is a magnet that exhibits excellent magnetic properties such as having a high coercive force HcJ.
  • R-T-B rare earth sintered magnets are high performance permanent magnets, such as electric cars, hybrid cars, hard disk drive (HDD) voice coil motors (VCM), MRI's.
  • HDD hard disk drive
  • VCM voice coil motors
  • MRI magnetic resonance imaging
  • Such a magnetic field generator is widely used in motors, generators, and the like that require high performance, and is particularly used in applications that require high magnetic properties.
  • R-T-B rare earth sintered magnets have a high activity because they contain R in their composition. For example, since they are easily oxidized by oxygen in the atmosphere, the corrosion resistance as an element body is not high, and the magnetic properties are likely to deteriorate due to oxidation. .
  • the R-T-B rare earth sintered magnet when used in various devices such as a motor, the R-T-B rare earth sintered magnet has a good coercive force HcJ in order to cope with use in a high temperature environment. Is required to maintain temperature characteristics.
  • R-T-B rare earth sintered magnet when surface treatment is performed on an R-T-B rare earth sintered magnet, chamfering is generally performed with a barrel or the like as a pretreatment. For this reason, if the strength of the R-T-B rare earth sintered magnet is low, cracking and chipping including chipping occur due to processing, resulting in poor yield. Furthermore, as products using R-T-B rare earth sintered magnets are diversified, thinner and smaller products are required. Such thinner and smaller products are more susceptible to cracking and chipping. Therefore, in order to improve the yield in manufacturing such a product, an RTB-based rare earth sintered magnet with higher mechanical strength is required.
  • the magnetic properties of the rare earth sintered magnet cannot be improved sufficiently stably only by the presence of a plurality of regions having a high concentration of Dy in the main phase particles.
  • RTB-based rare earth sintered magnets tend to be used in a wider range of applications such as automobiles and industrial equipment. Applications are increasing. For this reason, it is required to improve the temperature characteristics of the RTB-based rare earth sintered magnet so that the coercive force HcJ can be maintained high even in a high temperature environment. In addition, it is required to improve the strength of the R-T-B rare earth sintered magnet and improve the corrosion resistance.
  • the present invention has been made in view of the above, and it is an object of the present invention to provide a rare earth sintered magnet, a rare earth sintered magnet manufacturing method, and a rotating machine that improve temperature characteristics and strength and have excellent corrosion resistance.
  • the present inventors have intensively studied rare earth sintered magnets.
  • the concentration of the heavy rare earth element varies depending on the concentration of the heavy rare earth element (including at least one of or both of Dy and Tb) in a part of the main phase particles included in the rare earth sintered magnet.
  • the three regions are a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region. These three regions are included in the main phase so as to form a three-layer structure in the order of the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region from the low concentration region to the grain boundary phase.
  • the rare earth sintered magnet according to the present invention is R 2 T 14 B (R is one or more rare earth elements containing one or both of Nd and Pr as main components, and T Is a rare earth sintered magnet including at least a main phase composed of a compound (which represents Fe or one or more transition elements including Fe and Co) and a grain boundary phase containing more R than the main phase, , Containing a heavy rare earth element (including at least one of or both of Dy and Tb), and at least a part of main phase particles of the main phase contained in the rare earth sintered magnet has a concentration of the heavy rare earth element.
  • the three regions having different heavy rare earth element concentrations include a low concentration region having the lowest concentration of the heavy rare earth elements and a region having the three heavy rare earth element concentrations. Most in A high concentration region, a medium concentration region in which the concentration of the heavy rare earth element is higher than the low concentration region and lower than the high concentration region, and the three regions are the low concentration region in the main phase particle.
  • the low-concentration region, the high-concentration region, and the medium-concentration region exist in this order from the grain boundary phase toward the grain boundary phase.
  • the main phase particles include at least three regions according to the concentration of heavy rare earth element, the movement of the domain wall of the reverse domain is suppressed by the difference in concentration of heavy rare earth element. Therefore, when the main phase is formed only in a uniform high concentration region over the entire region of the main phase, or a main phase including a region having a higher rare earth concentration than the low concentration region is formed outside the low concentration region.
  • the coercive force HcJ can be maintained high even in a high temperature environment as compared to the case where the That is, it is considered that the temperature characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be improved.
  • heavy rare earth elements tend to oxidize compared to light rare earth elements such as Nd.
  • some main phase particles include three regions according to the concentration of heavy rare earth elements, A medium concentration region is formed in a region close to the grain boundary phase. Therefore, compared to the case where the main phase is formed only in the high concentration region in the entire main phase region or the case where the main phase including the high concentration region is formed outside the low concentration region, the corrosion resistance of the rare earth sintered magnet Can be improved.
  • the interface state between the main phase and the grain boundary phase increases the overall strength of the rare earth sintered magnet. It has an influence.
  • some of the main phase particles include at least three regions depending on the concentration of the heavy rare earth element.
  • the main phase includes three regions in the order of a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region from the low concentration region toward the grain boundary phase. That is, it is considered that the interface state between the main phase and the grain boundary phase is improved, and the strength of the rare earth sintered magnet can be increased.
  • At least a part of the main phase particles of the main phase contained in the rare earth sintered magnet includes three regions having different concentrations of heavy rare earth elements. Are a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region. The three regions exist in the order of a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region from the low concentration region in the main phase toward the grain boundary phase. For this reason, it is possible to improve temperature characteristics and strength and to have excellent corrosion resistance.
  • the rare earth sintered magnet according to the present invention is formed with the main phase formed only in the high concentration region in the entire main phase region or the main phase formed including the high concentration region outside the low concentration region.
  • Rare earth sintered magnets having the same coercive force HcJ can be produced using a small amount of heavy rare earth elements as compared with conventional magnets. For this reason, the cost required to produce the rare earth sintered magnet obtained can be reduced.
  • main phase particles in which the high concentration region is adjacent to at least a part of the low concentration region and the medium concentration region is adjacent to at least a part of the high concentration region are the rare earth elements. It is preferable that 5% or more is present in the sintered magnet. By including a predetermined amount of main phase particles, the characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be stably obtained.
  • the main phase particles are present in the rare earth sintered magnet by 30% or more.
  • the rare earth sintered magnet is obtained because the three regions have more main phase particles in which the high concentration region is adjacent to at least a part of the low concentration region and the medium concentration region is adjacent to at least a part of the high concentration region. The characteristics can be further stably improved.
  • the rare earth sintered It is preferable that 3% or more is present in the magnet.
  • the three regions are included in the main phase particles in a state in which the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region are formed circumferentially from the low concentration region toward the grain boundary phase.
  • the main phase particles are preferably present in the rare earth sintered magnet in an amount of 5% or more.
  • the number of main phase particles existing in a three-layer structure in which the three regions are in the order of the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region further increases, so that the characteristics of the obtained rare earth sintered magnet are further stably improved. be able to.
  • the average value of the concentration of the heavy rare earth element in the medium concentration region is the average value of the concentration of the heavy rare earth element from the maximum concentration of the heavy rare earth element to the grain boundary phase. Therefore, the average value of the concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region formed in the grain boundary phase from the high concentration region becomes clear.
  • the minimum concentration of the heavy rare earth element in the main phase is ⁇
  • the maximum concentration of the heavy rare earth element in the main phase is ⁇
  • the concentration of the heavy rare earth element in the medium concentration region is represented by the following formula (A), and the value of the following formula (A) is 0.2 or more and 0.8 or less. It is preferable to be within the range.
  • the average concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region formed from the maximum concentration to the grain boundary phase is within a predetermined range, thereby making the three-layer structure of the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region clearer. It becomes. Thereby, the excellent corrosion resistance can be obtained more stably while improving the temperature characteristics and strength of the obtained rare earth sintered magnet.
  • the value of the formula (A) is in the range of 0.3 to 0.75.
  • the average concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region formed from the high concentration region to the grain boundary phase is within a predetermined range, thereby further clarifying the three-layer structure of the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region.
  • the characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be obtained more stably.
  • the value of the mathematical formula (A) is preferably in the range of 0.35 to 0.7.
  • the main phase alloy containing the R 2 T 14 B compound, HR (HR represents one or more rare earth elements containing at least one of Dy and Tb, or both) and T at least It is preferable to use the intergranular phase-based alloy as a raw material alloy. Thereby, a rare earth sintered magnet can be manufactured stably.
  • the relative density of the rare earth sintered magnet is preferably 99% or more. Accordingly, a three-layer structure of a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region is formed in order from the low concentration region in the main phase particle toward the grain boundary phase according to the concentration of the heavy rare earth element.
  • a rare earth sintered magnet including a large amount of main phase particles including at least three regions can be stably formed.
  • the method of manufacturing a rare earth sintered magnet according to the present invention includes R 2 T 14 B (R is one or more rare earths containing one or both of Nd and Pr as main components).
  • R is one or more rare earths containing one or both of Nd and Pr as main components.
  • it includes at least an alloy powder of a main phase alloy containing an R 2 T 14 B compound, HR (HR represents one or more rare earth elements including at least one of Dy and Tb) and T.
  • An alloy powder of a grain boundary phase alloy is mixed to obtain a mixture, a forming step of forming the mixture to obtain a formed body, and an average temperature rise rate of 600 ° C. or higher up to the sintering temperature is 2 ° C. / Min or more 10 ° C /
  • a temperature increasing step of raising the temperature of the molded body as in or below a sintering step of sintering the molded body to obtain a sintered body, and an average cooling rate from the sintering temperature to 600 ° C.
  • At least a part of the main phase particles of the main phase included in the structure includes at least three regions having different concentrations of the heavy rare earth element, and the three regions having different concentrations of the heavy rare earth element include the heavy rare earth element.
  • At least three regions having different heavy rare earth element concentrations can be formed in the main phase of the sintered magnet.
  • the three regions are a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region. These three regions can be included in the order of a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region in accordance with the concentration of heavy rare earth elements from the low concentration region toward the grain boundary phase.
  • a rare earth sintered magnet with improved magnetic properties can be efficiently produced with a smaller amount of heavy rare earth elements.
  • the movement of the domain wall of the reverse magnetic domain is suppressed by the concentration difference of the heavy rare earth element. Therefore, when the main phase is formed only in a uniform high concentration region over the entire region of the main phase, or a main phase including a region having a higher rare earth concentration than the low concentration region is formed outside the low concentration region.
  • the coercive force HcJ can be maintained high even in a high temperature environment as compared to the case where the For this reason, it is considered that the temperature characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be further improved.
  • a medium concentration region is formed in a region close to the grain boundary phase in the main phase particles. Therefore, compared to the case where the main phase is formed only in the high concentration region in the entire main phase region or the case where the main phase including the high concentration region is formed outside the low concentration region, the concentration of the heavy rare earth element is lower. Since it is relatively low, it is considered that the corrosion resistance can be improved.
  • the main phase includes a three-layer structure including a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region in this order from the low concentration region toward the grain boundary phase, depending on the concentration of the heavy rare earth element. This is considered to improve the interface state between the main phase and the grain boundary phase and increase the strength of the rare earth sintered magnet.
  • Heavy rare earth elements have a coercive force equivalent to that of the main phase formed only in the high concentration region in the entire main phase region and the main phase formed including the high concentration region outside the low concentration region.
  • the rare earth sintered magnet having HcJ can be produced using a small amount of heavy rare earth elements, and the cost required for producing the rare earth sintered magnet can be reduced.
  • At least a part of the main phase particles of the main phase contained in the rare earth sintered magnet has a low concentration region according to the concentration of the heavy rare earth element from the low concentration region toward the grain boundary phase, A three-layer structure is included in the order of a high concentration region and a medium concentration region. For this reason, a heavy rare earth element can be efficiently distributed in the main phase, temperature characteristics and strength can be improved, and a rare earth sintered magnet having excellent corrosion resistance can be obtained.
  • a rotating machine includes any one of the rare earth sintered magnets described above.
  • the rare earth sintered magnet according to the present invention as a permanent magnet used in a rotating machine such as a motor or a magnetic field generator such as MRI, a high coercive force HcJ can be obtained even in a high temperature use environment.
  • the permanent magnet is made thinner and smaller, it can have high strength. For this reason, performance, such as a rotating machine and a magnetic field generator, can be improved further.
  • FIG. 1 is a schematic diagram schematically showing the structure of the main phase contained in the rare earth sintered magnet.
  • FIG. 2 is an SEM composition image of a rare earth sintered magnet.
  • FIG. 3 is a diagram schematically showing the boundary of the main phase.
  • FIG. 4 is an observation result of the Dy concentration of the rare earth sintered magnet by EPMA.
  • FIG. 5 is an observation result of the Nd concentration of the rare earth sintered magnet by PMA.
  • FIG. 6 is an observation result of the Fe concentration of the rare earth sintered magnet by EPMA.
  • FIG. 7 is a diagram showing an example of a composition image of a rare earth sintered magnet.
  • FIG. 8 is a diagram showing an observation result of EPy of Dy in the composition image in FIG. FIG.
  • FIG. 9 is a diagram showing the result of the detected intensity of Dy when the EPMA in FIG. 8 is subjected to line analysis.
  • FIG. 10 is an explanatory diagram illustrating an example of a line analysis result.
  • FIG. 11 is a flowchart showing an example of a method for producing a rare earth sintered magnet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 12 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of an embodiment of an SPM motor.
  • FIG. 13 is an explanatory view schematically showing an example of a three-point bending strength test.
  • FIG. 14 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration in the medium concentration region and the temperature characteristic (ratio of coercivity at 140 ° C. and room temperature).
  • FIG. 15 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration in the medium concentration region and the corrosion resistance of the same sample as in FIG.
  • FIG. 16 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration and the intensity in the medium concentration region of the same sample as in FIG.
  • FIG. 17 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration in the medium concentration region and the temperature characteristic (ratio of coercive force at 200 ° C. and room temperature).
  • FIG. 18 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration in the medium concentration region and the corrosion resistance of the same sample as in FIG.
  • FIG. 19 is a diagram showing the relationship between the Dy concentration and the intensity in the medium concentration region of the same sample as in FIG.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is R 2 T 14 B (R is one or more rare earth elements containing one or both of Nd and Pr as main components, and T is Fe or Fe and Co. At least a main phase composed of a compound (representing one or more transition elements) and a grain boundary phase containing more R than the main phase.
  • This rare earth sintered magnet is a sintered body produced using an RTB-based alloy.
  • the rare earth sintered magnet includes both magnet products obtained by processing the magnet and magnets that are not magnetized.
  • the main phase has a crystal structure made of R 2 T 14 B type tetragonal crystal.
  • the particle size of the main phase is usually about 1 ⁇ m to 30 ⁇ m.
  • the grain boundary phase includes an R-rich phase containing more R than the main phase.
  • the grain boundary phase may include a boron-rich phase containing more boron (B) than the main phase.
  • R represents one or more rare earth elements containing one or both of Nd and Pr as main components.
  • Rare earth elements refer to Sc, Y, and lanthanoid elements belonging to Group 3 of the long-period periodic table. Examples of the lanthanoid element include La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, and the like. Rare earth elements are classified into light rare earths and heavy rare earths.
  • the heavy rare earth element HR refers to Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. Light rare earth elements are other rare earth elements. From the viewpoint of manufacturing cost and magnetic properties, R preferably contains one or both of Nd and Pr as a main component.
  • T represents one or more transition elements including Fe or Fe and Co.
  • T may be Fe alone or a part of Fe may be substituted with Co.
  • T for example, Al, Ga, Si, Ti, Bi, Sb, Ge, Sn, Zn, from the viewpoint of improving the coercive force HcJ and reducing manufacturing costs. It may further contain at least one element such as V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, and W.
  • B may be B alone, or a part of B may be substituted with C. Since C has corrosion resistance, the corrosion resistance can be improved by replacing part of B with C.
  • the R content in the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is preferably 25% by mass or more and less than 35% by mass, more preferably 28% by mass or more and 33% by mass or less, and still more preferably the R content. Is 28 mass% or more and 32 mass% or less.
  • the content of R is less than 25% by mass, the production of the R 2 T 14 B compound that is the main phase of the R—T—B system sintered magnet is not sufficient. For this reason, there exists a possibility that alpha-Fe etc. which have soft magnetism may precipitate, and a magnetic characteristic may fall.
  • the R content is 35% by mass or more, the volume ratio of the main phase is lowered, so that good magnetic properties cannot be obtained. Therefore, if the R content is within the above range, good magnetic properties can be obtained.
  • the content of B is preferably 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less, more preferably 0.5% by mass or more and 1.3% by mass or less, and further preferably 0.8% by mass or more and 1% by mass or less. .2% by mass or less.
  • the B content is less than 0.5% by mass, the coercive force HcJ decreases.
  • the B content exceeds 1.5% by mass, the residual magnetic flux density tends to decrease. Therefore, if the content of B is within the above range, it is possible to suppress a decrease in the coercive force HcJ and the residual magnetic flux density Br.
  • the Co content is preferably suppressed to 0.3% by mass or more and 10% by mass or less of the Fe content, more preferably 0.3%.
  • the content is not less than 4% by mass and more preferably not less than 0.1% by mass and not more than 2% by mass, and most preferably not less than 0.3% by mass and not more than 1.5% by mass. If the Fe content exceeds 10% by mass, the coercive force HcJ decreases and the raw material cost increases. Further, if the Fe content is less than 0.3% by mass, the effect of improving the corrosion resistance cannot be obtained.
  • elements such as Al, Ga, Si, Ti, Bi, Sb, Ge, Sn, Zn, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, and W are included.
  • the content of these elements is preferably in a range that does not substantially affect the saturation magnetization, and is preferably 5% by mass or less.
  • oxygen (O), nitrogen (N), C, Ca, etc. are conceivable as components that are inevitably mixed. Each of these may be contained in an amount of about 0.5% by mass or less.
  • the oxygen content is preferably 6000 ppm or less, more preferably 3000 ppm or less, and particularly preferably 2000 ppm or less.
  • the carbon content is preferably 2000 ppm or less, more preferably 1500 ppm or less, and particularly preferably 1200 ppm or less.
  • the nitrogen content is preferably 1000 ppm or less, more preferably 800 ppm or less, and particularly preferably 600 ppm or less.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is a magnet body manufactured by sintering a compact of a raw material powder.
  • the molded body can be obtained, for example, by molding the raw material powder into an arbitrary predetermined shape by press molding using a mold.
  • the shape of the rare earth sintered magnet is not particularly limited, and may be any shape such as a plate shape, a column shape such as a quadrangular column, a ring shape or a C shape cylindrical shape, depending on the shape of the mold used. It can be.
  • the quadrangular prism for example, a rectangular prism with a rectangular bottom surface and a square prism with a square bottom surface may be used.
  • the main phase contains heavy rare earth elements.
  • the heavy rare earth element is a rare earth element including at least one or both of Dy and Tb.
  • at least a part of the main phase particles of the main phase included in the rare earth sintered magnet includes at least three regions having different heavy rare earth element concentrations. These three regions are a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region.
  • FIG. 1 is a schematic diagram schematically showing the structure of a rare earth sintered magnet.
  • the main phase 11 has three regions, a low concentration region 12, a high concentration region 13, and a medium concentration region 14.
  • the main phase 11 includes a low concentration region 12, a high concentration region 13, and a medium concentration region 14 so as to form a three-layer structure in this order.
  • the low concentration region 12 is a region having the lowest concentration of heavy rare earth elements among the three regions of the low concentration region 12, the medium concentration region 14, and the high concentration region 13.
  • the high concentration region 13 is a region having the highest concentration of heavy rare earth elements among the three regions.
  • the high concentration region 13 exists adjacent to at least a part of the low concentration region 12.
  • the high concentration region 13 may be adjacent to the entire periphery of the low concentration region 12.
  • the medium concentration region 14 is a region in which the concentration of heavy rare earth elements is higher than the low concentration region 12 and lower than the high concentration region 13.
  • the medium concentration region 14 exists adjacent to at least a part of the high concentration region 13.
  • the medium concentration region 14 may exist adjacent to the entire periphery of the high concentration region 13.
  • the three regions exist in the order of the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 in the main phase 11 from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15.
  • the three regions include a three-layer structure in the main phase 11 of the rare earth sintered magnet in the order of the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15.
  • the temperature characteristic means that the coercive force HcJ can be kept high even in a high temperature environment.
  • the three regions are included in the main phase 11 with the high concentration region 13 adjacent to at least a part of the low concentration region 12 and the intermediate concentration region 14 adjacent to at least a part of the high concentration region 13. May be.
  • the three regions may be included in the main phase 11 with the high concentration region 13 adjacent to the entire periphery of the low concentration region 12 and the intermediate concentration region 14 adjacent to the entire periphery of the high concentration region 13. .
  • the three regions are all adjacent to the periphery of the low concentration region 12 and the high concentration region 13 and all of the periphery of the high concentration region 13. It is preferable that the medium concentration region 14 is adjacent and included in the main phase 11.
  • FIGS. 2 and 4 to 6 are diagrams of the same field of view.
  • 2 is a composition image of a rare earth sintered magnet
  • FIG. 3 is a diagram schematically showing the boundary of the main phase
  • FIG. 4 is an observation result of the Dy concentration of the rare earth sintered magnet by EPMA
  • FIG. 5 shows the observation result of the Nd concentration of the rare earth sintered magnet by EPMA
  • FIG. 6 shows the observation result of the Fe concentration of the rare earth sintered magnet by EPMA. 4 to 6, the white portion indicates that the concentration of the element is higher.
  • the concentration is a detection value of each element by EPMA, and does not necessarily match the absolute value of the concentration of each element. The same applies to the line analysis described later.
  • the black line shown in FIG. 3 is the grain boundary phase created based on the composition image observed with the SEM in FIG.
  • the Dy concentration in the main phase is formed with three regions of a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region.
  • a low concentration region (blue portion in FIG. 4) is formed in the main phase.
  • a high concentration region (a red portion in FIG. 4) is adjacent to at least a part of the low concentration region or the entire periphery. Further, at least a part or all of the periphery of the low density region (blue portion in FIG. 4), or at least a part or all of the periphery of the high concentration region (red portion in FIG. 4) Green part) is adjacent.
  • each main phase 11 is divided into three regions, a low concentration region 12 and a high concentration region, from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15 as shown in FIG.
  • the three-layer structure is included in the order of the concentration region 13 and the medium concentration region 14.
  • the state of the main phase 11 of the rare earth sintered magnet according to this embodiment is schematically shown in FIG. 1 based on the observation result of the EPMA of the rare earth sintered magnet.
  • the main phase 11 of the rare earth sintered magnet includes three regions with different concentrations of heavy rare earth elements. Further, the three regions include a three-layer structure in the order of the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15.
  • the high concentration region 13 and the medium concentration region 14 are adjacent to at least a part or all of the periphery of the low concentration region 12 formed in the main phase 11.
  • some of the main phase particles included in the main phase 11 include at least three regions according to the concentration of the heavy rare earth element, so that the heavy phase in the R 2 T 14 B compound forming the main phase can be obtained.
  • the movement of the domain wall in the reverse magnetic domain is suppressed by the concentration difference of the rare earth elements. For this reason, compared with the case where the main phase is formed only in the high concentration region 13 in the entire region of the main phase 11 and the case where the high concentration region 13 is formed outside the low concentration region 12, even in a high temperature environment.
  • the coercive force HcJ can be maintained high. That is, it is considered that the temperature characteristics of the rare earth sintered magnet can be further improved.
  • heavy rare earth elements tend to be oxidized as compared with light rare earth elements such as Nd.
  • some of the main phase particles included in the main phase 11 include at least three regions according to the concentration of the heavy rare earth element, and the medium concentration region 14 is in a region near the grain boundary phase 15 of the main phase 11. Is formed. Therefore, the main phase 11 is formed only in the high concentration region 13 in the entire region of the main phase 11 or the main phase including the high concentration region 13 is formed outside the low concentration region 12.
  • the concentration of heavy rare earth elements in phase 11 is relatively low. That is, it is considered that the corrosion resistance of the rare earth sintered magnet can be improved.
  • the rare earth sintered magnet having the main phase 11 made of the R 2 T 14 B compound is easily broken and broken mainly at the interface between the grain boundary phase 15 and the main phase 11. Therefore, it can be said that the interface state between the main phase 11 and the grain boundary phase 15 affects the overall strength of the rare earth sintered magnet.
  • the main phase 11 includes three regions depending on the concentration of heavy rare earth elements. The main phase 11 exists in a state in which three layers are formed in the order of the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15. Yes. That is, it is considered that the strength of the rare earth sintered magnet can be increased because the interface state between the main phase 11 and the grain boundary phase 15 is improved.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment some of the main phase particles included in the main phase 11 are divided into three regions, the low concentration region 12 and the high concentration region 12 from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15.
  • the three-layer structure is included in the order of the concentration region 13 and the medium concentration region 14. For this reason, heavy rare earth elements can be efficiently distributed in the main phase 11, and the coercive force HcJ can be maintained high even in a high temperature environment.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment can improve temperature characteristics and strength, and can have excellent corrosion resistance.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment includes the main phase formed only in the high concentration region 13 in the entire region of the main phase 11 and the high concentration region 13 outside the low concentration region 12.
  • a rare earth sintered magnet having an equivalent coercive force HcJ can be produced using a small amount of heavy rare earth elements. For this reason, the cost required for producing the rare earth sintered magnet can be reduced.
  • some of the main phase particles included in the main phase 11 include three regions, at least a part of the low concentration region 12 is adjacent to the high concentration region 13, and at least a part of the high concentration region 13 is present.
  • the medium concentration region 14 is included in a state of forming a three-layer structure adjacent to each other.
  • the main phase forming such a three-layer structure is preferably present at 5% or more in the rare earth sintered magnet, more preferably 30% or more.
  • some of the main phase particles included in the main phase 11 include three regions, the high concentration region 13 is adjacent to the entire periphery of the low concentration region 12, and the medium concentration region is all around the high concentration region 13.
  • 14 is preferably included in a state of forming a three-layer structure adjacent to each other.
  • the main phase particles forming such a three-layer structure are preferably present in the rare earth sintered magnet in an amount of 3% or more, more preferably 5% or more.
  • the three regions are included in the main phase particles in a state in which the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 are formed in a circumferential shape from the low concentration region 12 toward the grain boundary phase 15. .
  • the relative density of the rare earth sintered magnet is preferably 99% or more.
  • the relative density of the rare earth sintered magnet is higher, the concentration difference of heavy rare earth elements is more likely to occur. Therefore, a three-layer structure of a low concentration region 12, a high concentration region 13, and a medium concentration region 14 is formed in order from the low concentration region 12 in the main phase particle toward the grain boundary phase 15 in accordance with the concentration of the heavy rare earth element.
  • a rare earth sintered magnet containing a large amount of main phase particles including three regions can be formed stably.
  • the relative density of the rare earth sintered magnet is a value obtained by dividing the measured density of the rare earth sintered magnet by its theoretical density.
  • the average value of the heavy rare earth element concentration in the medium concentration region 14 is the average value of the heavy rare earth element concentration from the maximum concentration of the heavy rare earth element to the grain boundary phase 15.
  • the average value of the concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region 14 formed in the grain boundary phase 15 from the high concentration region 13 becomes clear.
  • the average value of the heavy rare earth element concentration in the medium concentration region 14 is the minimum concentration of the heavy rare earth element in the low concentration region in the main phase particles and the weight in the high concentration region 13 in the main phase particles. In relation to the maximum concentration of rare earth elements, it is preferably within a predetermined range.
  • the region where the low concentration region 12, the high concentration region 13 and the medium concentration region 14 exist in the main phase particles is subjected to line analysis (line analysis) with EPMA, as shown in FIG.
  • the minimum concentration of heavy rare earth elements is ⁇
  • the maximum concentration of heavy rare earth elements in the main phase particles is ⁇
  • the average concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region 14 is ⁇ .
  • the average value of the heavy rare earth element concentration in the medium concentration region 14 is represented by the following mathematical formula (A).
  • the value of the formula (A) is preferably in the range of 0.2 to 0.8, more preferably in the range of 0.3 to 0.75, and still more preferably 0.35. It is in the range of 0.7 or more and 0.7 or less.
  • the average value of the concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region 14 is higher than 0.8, the main phase particles form a main phase including a region having a higher rare earth concentration than the low concentration region outside the low concentration region. Therefore, the corrosion resistance cannot be improved while improving the temperature characteristics and strength of the obtained rare earth sintered magnet.
  • the average value of the heavy rare earth element concentration in the medium concentration region 14 is lower than 0.2, the amount of heavy rare earth element in the main phase particles decreases. Therefore, the obtained rare earth sintered magnet cannot have a good coercive force HcJ. Therefore, the obtained rare earth sintered magnet cannot have good temperature characteristics.
  • the average value of the concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region 14 is within the above range, from the low concentration region 12 of the main phase particles toward the grain boundary phase 15, depending on the concentration of heavy rare earth elements in order.
  • the three-layer structure of the low concentration region 12, the high concentration region 13, and the medium concentration region 14 becomes clearer. Thereby, the excellent corrosion resistance can be obtained more stably while improving the temperature characteristics and strength of the obtained rare earth sintered magnet.
  • FIG. 7 An example of the composition image of the rare earth sintered magnet is shown in FIG. 7, the observation result of Dy in the same visual field by EPMA is shown in FIG. 8, and the result of the detected intensity of Dy when line analysis of the EPMA is shown in FIG. .
  • FIG. 9 shows the relative detection intensity of Dy, and analyzes the composition of the points in a size obtained by dividing the line length of 20 ⁇ m shown in FIG. 8 into 256 parts.
  • the high concentration region, the medium concentration region, and the low concentration region corresponding to the Dy concentration are obtained.
  • the detection intensity corresponding to the three-layer structure was obtained.
  • FIG. 9 the grain boundary phase, the low concentration region, the medium concentration region, and the high concentration region are clearly shown with reference to FIGS.
  • the minimum concentration of heavy rare earth elements in the main phase is ⁇
  • the maximum concentration of heavy rare earth elements in the main phase is ⁇
  • the concentration of heavy rare earth elements in the medium concentration region is Let ⁇ be the average value.
  • the value of the mathematical formula (A) is within a predetermined range, a three-layer structure corresponding to the concentration of the heavy rare earth element is clearly formed, so that the effect of the present invention can be further enhanced.
  • the heavy rare earth element is described as Dy, but the same applies to other heavy rare earth elements such as Tb.
  • the average value of heavy rare earth elements in the medium concentration region is preferably in the range of 0.2 to 0.8, more preferably in the range of 0.3 to 0.75, and still more preferably It is within the range of 0.35 or more and 0.7 or less. If the average value of the heavy rare earth element in the medium concentration region is within the above range, as described above, the value decreases in order according to the concentration of the heavy rare earth element from the low concentration region in the main phase toward the grain boundary phase. A three-layer structure of a concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region is more clearly formed. Therefore, the coercive force HcJ can be kept high even in a high temperature environment. As a result, the temperature characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be further improved. In addition, the corrosion resistance can be further improved while further improving the strength of the obtained rare earth sintered magnet, and the effects of the present invention can be further enhanced.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment includes an alloy having a composition mainly constituting a main phase (main phase alloy) and an alloy having a composition mainly constituting a grain boundary phase in the rare earth sintered magnet (grain boundary phase alloy). ).
  • FIG. 11 is a flowchart showing an example of a method for producing a rare earth sintered magnet according to an embodiment of the present invention.
  • Step S11> As shown in FIG. 11, first, an alloy having a composition mainly constituting a main phase (main phase alloy) and an alloy having a composition mainly constituting a grain boundary phase (grain boundary phase alloy) in a rare earth sintered magnet Is prepared (alloy preparation step (step S11)).
  • the raw metal corresponding to the composition of the rare earth sintered magnet is melted in an inert gas atmosphere such as vacuum or Ar gas, and then cast to perform a main phase having a desired composition. An alloy and a grain boundary phase alloy are produced.
  • the raw metal for example, rare earth metals or rare earth alloys, pure iron, ferroboron, and alloys or compounds thereof can be used.
  • the main phase alloy contains an R 2 T 14 B compound and inevitable impurities.
  • the R 2 T 14 B compound is as described above.
  • the grain boundary phase-based alloy contains HR (HR represents one or more rare earth elements including at least one of Dy and Tb), T, and inevitable impurities. Further, HR oxide, fluoride, hydride, or the like may be used as the grain boundary phase alloy.
  • the casting method for casting the raw metal is, for example, a strip casting method, a book mold method, or a centrifugal casting method.
  • the obtained raw material alloy is subjected to a homogenization treatment as necessary when there is solidification segregation.
  • homogenizing the raw material alloy it is carried out by holding at a temperature of 700 ° C. or higher and 1500 ° C. or lower for 1 hour or longer in a vacuum or an inert gas atmosphere. Thereby, a part of the alloy for rare earth magnet is melted and homogenized.
  • Step S12> After the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are prepared, the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are pulverized (pulverization step (step S12)). In the pulverization step (step S12), after the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are produced, the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are separately pulverized to obtain a powder. The main phase alloy and the grain boundary phase alloy may be mixed and pulverized.
  • the pulverization step (step S12) includes a coarse pulverization step (step S12-1) for coarsely pulverizing until the particle size becomes about several hundred ⁇ m, and a fine pulverization step (step S12) for finely pulverizing until the particle size becomes about several ⁇ m. -2).
  • Step S12-1 The main phase alloy and the grain boundary phase alloy are each roughly pulverized until the particle diameter becomes several hundred ⁇ m or more and several mm or less (coarse pulverization step (step S12-1)). Thereby, coarsely pulverized powders of the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are obtained.
  • Coarse pulverization is performed by, for example, storing hydrogen in a main phase alloy and a grain boundary phase alloy, then heating the raw material alloy in an inert gas atmosphere, and self-decomposing the raw material based on the difference in hydrogen storage between different phases.
  • the alloy can be coarsely pulverized.
  • a stamp mill, a jaw crusher, a brown mill, etc. may be used, and it may be performed in an inert gas atmosphere, but the effect of the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is sufficiently obtained.
  • the atmosphere of each process from the pulverization process (step S12) to the sintering process (step S16) described later has a low oxygen concentration.
  • the oxygen content is adjusted by controlling the atmosphere in each manufacturing process, controlling the amount of oxygen contained in the raw material, and the like.
  • the oxygen concentration in each process is 3000 ppm or less
  • the oxygen content of the sintered body is 3000 ppm.
  • the oxygen concentration in each step is preferably 100 ppm or less.
  • Step S12-2 After coarsely pulverizing the main phase alloy and the grain boundary phase alloy, the coarsely pulverized powder of the obtained main phase alloy and the grain boundary phase alloy is finely pulverized until the average particle size is about several ⁇ m (fine pulverization). Process (step S12-2)). As a result, finely pulverized powders of the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are obtained.
  • a mixed powder of rare earth magnet bodies hereinafter simply referred to as “mixed powder” having a particle diameter of preferably 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, more preferably 3 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less is obtained. Can do.
  • the fine pulverization is performed by further pulverizing the coarsely pulverized powder using a fine pulverizer such as a jet mill, a ball mill, a vibration mill, or a wet attritor while appropriately adjusting conditions such as the pulverization time.
  • the jet mill generates a high-speed gas flow by opening a high-pressure inert gas (for example, N 2 gas) from a narrow nozzle, and this high-speed gas flow coarsely pulverizes main phase alloys and grain boundary phase alloys.
  • This is a method of pulverizing by accelerating the powder to cause collision between the coarsely pulverized powders of the main phase alloy and the grain boundary phase alloy and collision with the target or container wall.
  • finely pulverizing coarsely pulverized powders of main phase alloys and grain boundary phase alloys finely pulverized powders with high orientation can be obtained during molding by adding grinding aids such as zinc stearate and oleic acid amide. Can do.
  • Step S13> After the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are finely pulverized, the respective finely pulverized powders are mixed in a low oxygen atmosphere (mixing step (step S13)). Thereby, mixed powder is obtained.
  • the low oxygen atmosphere is formed as an inert gas atmosphere such as N 2 gas or Ar gas atmosphere, for example.
  • the mixing ratio of the main phase alloy powder and the grain boundary phase alloy powder is preferably 80 to 20 or more and 97 to 3 or less in mass ratio, more preferably 90 to 10 or more and 97 to 3 or less in mass ratio. More preferably, the mass ratio is about 95 to 5.
  • the blending ratio when the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are mixed and pulverized is the same as when the main phase alloy and the grain boundary phase alloy are separately pulverized.
  • the blending ratio of the main phase alloy powder and the grain boundary phase alloy powder is preferably 80:20 or more and 97: 3 or less, more preferably 90:10 or more and 97: 3 or less by mass ratio. More preferably, the mass ratio is about 95 to 5.
  • Step S14> After mixing the main phase alloy powder and the grain boundary phase alloy powder, the mixed powder is formed into a desired shape (forming step (step S14)).
  • the mixed powder of the main phase alloy powder and the grain boundary phase alloy powder is filled into a mold held by an electromagnet and pressed to form the mixed powder into an arbitrary shape. To do.
  • a predetermined orientation is generated in the raw material powder by applying a magnetic field, and molding is performed with the crystal axes oriented. Thereby, a molded object is obtained. Since the obtained molded body is oriented in a specific direction, a rare earth sintered magnet having stronger magnetic anisotropy can be obtained.
  • the application of the magnetic field is preferably performed before pressurization, and more preferably continued during pressurization.
  • ⁇ Pressurization during molding is preferably performed at 50 MPa or more and 200 MPa or less.
  • the applied magnetic field is preferably 950 kA / m or more and 1600 kA / m or less.
  • the magnetic field to be applied is not limited to a static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field. A static magnetic field and a pulsed magnetic field can also be used in combination.
  • distributed raw material powder in solvent such as oil other than dry shaping
  • the shape of the molded body obtained by molding the mixed powder is not particularly limited, and depending on the shape of the mold to be used, for example, a rectangular parallelepiped, a flat plate, a column, or a desired rare earth magnet having a ring shape, etc. It can be made into arbitrary shapes according to the shape of a body.
  • Step S15> A molded body obtained by molding in a magnetic field and molding into a target shape is heated in a vacuum or an inert gas atmosphere, and the average rate of temperature increase from 600 ° C. to the sintering temperature is 2 ° C./min to 10 ° C. The temperature is raised to ° C./min or less (temperature raising step (step S15)).
  • the average rate of temperature increase from 600 ° C. to the sintering temperature is preferably 3 ° C./min to 9 ° C./min, more preferably 4 ° C./min.
  • the rate is 7 ° C./min or less, more preferably around 6 ° C./min.
  • Step S16> The molded body obtained by molding in a magnetic field and molding into a desired shape is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere (sintering step (step S16)).
  • the sintering temperature needs to be adjusted according to various conditions such as composition, pulverization method, difference in particle size and particle size distribution, etc., but for the molded body, for example, 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. in vacuum or in the presence of an inert gas.
  • Firing is carried out by performing a treatment at 1 ° C. or lower and 1 hour or longer and 10 hours or lower. Thereby, a density improves and a sintered compact (sintered body of a rare earth magnet body) is obtained.
  • Step S17> After sintering the formed body, the sintered body is cooled using an inert gas, preferably Ar gas (cooling step (step S17)).
  • the average cooling rate to less than 600 ° C. is 3 ° C./min to 20 ° C./min, preferably 5 ° C./min to 15 ° C./min, more preferably 10 ° C./min. The rate is 15 ° C./min or less.
  • Step S18> The rare earth sintered magnet obtained in the cooling step (step S17) is subjected to aging treatment (aging treatment step (step S18)). After firing, the obtained sintered body is cooled to 200 ° C. or lower, and then subjected to aging treatment, for example, by holding at a lower temperature than during firing.
  • the aging treatment is performed in a non-oxidizing atmosphere. For example, the aging treatment is performed at a temperature of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 1 hour to 3 hours, cooled to 200 ° C. or lower, and further at a temperature of 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the treatment conditions are appropriately adjusted according to the number of times of aging treatment, such as two-step heating for time heating or one-step heating for heating for 1 to 3 hours at a temperature near 600 ° C.
  • Such an aging treatment can improve the magnetic properties of the rare earth sintered magnet.
  • Step S19> Next, after the aging treatment (step S18) is performed on the rare earth sintered magnet, it is cut into a desired size by, for example, punching, cutting, grinding, or the like, and the surface is smoothed to further sinter the rare earth sintered in an arbitrary shape. Processing into a magnet (processing step: step S19).
  • Step S20> the rare earth sintered magnet obtained in the processing step (step S19) is subjected to barrel polishing for about 2 hours using a barrel to perform chamfering (chamfering step (step S20)).
  • the rare earth sintered magnet is further processed into an arbitrary shape and then chamfered.
  • the present invention is not limited to this and is obtained in the aging treatment step (step S18). Further, after chamfering the rare earth sintered magnet, it may be cut into a desired size, or the surface may be smoothed to obtain a rare earth sintered magnet having a predetermined shape.
  • Step S21> After the rare earth sintered magnet is polished in the chamfering step (step S20), the surface of the rare earth sintered magnet according to the embodiment is acid cleaned with nitric acid for a predetermined time. Thereafter, Ni plating is performed to form a Ni plating film on the surface of the rare earth sintered magnet according to the embodiment (surface treatment step (step S21)).
  • the acid solution used for the acid cleaning of the surface of the rare earth sintered magnet a mixed solution of an aqueous solution such as nitric acid or hydrochloric acid and an alcohol is preferable. This surface treatment can be performed, for example, by immersing the rare earth sintered magnet in an acid solution or spraying the acid solution on the rare earth sintered magnet.
  • surface treatment it is possible to remove the dirt and oxide layer attached to the rare earth sintered magnet and obtain a clean surface.
  • surface treatment may be performed while applying ultrasonic waves to the acid solution.
  • a Ni plating film is formed on the surface of the rare earth sintered magnet, and the surface treatment is performed.
  • the present invention is not limited to this.
  • a surface modification method by chemical conversion treatment, a resin coat, or the like may be applied to improve the corrosion resistance.
  • step S19 a process process (step S19), a chamfering process (step S20), and a surface treatment purification process (step S21) are performed, these each process does not necessarily need to be performed.
  • the rare earth sintered magnet is manufactured and the processing is completed. Moreover, a magnet product is obtained by magnetizing the obtained rare earth sintered magnet.
  • the amount of C contained in the rare earth sintered magnet is adjusted by the type and amount of grinding aid used in the manufacturing process.
  • the amount of N contained in the rare earth sintered magnet is adjusted by the type and amount of the raw material alloy, the pulverizing conditions when the raw material alloy is pulverized in a nitrogen atmosphere, and the like.
  • the rare earth sintered magnet thus obtained is R 2 T 14 B (R is one or more rare earth elements containing either one or both of Nd and Pr as main components, and T is Fe or Fe and A main phase composed of a compound (representing one or more transition elements including Co).
  • the main phase particles of at least a part of the main phase included in the rare earth sintered magnet include one or both of Dy and Tb, and three regions having different concentrations of either or both of Dy and Tb.
  • a low concentration region, a high concentration region, and a medium concentration region are included in order from the low concentration region toward the grain boundary phase according to the concentration of either or both of Dy and Tb.
  • the obtained rare earth sintered magnet according to the present embodiment at least some of the main phase particles contained in the main phase are divided into particles from the low concentration region according to the concentration of the heavy rare earth element. Since the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region are included in this order toward the field phase, the coercive force HcJ can be maintained high even in a high temperature environment. As a result, the temperature characteristics of the obtained rare earth sintered magnet can be improved. In addition, the strength of the rare earth sintered magnet obtained can be improved and it has excellent corrosion resistance.
  • the method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to the embodiment of the present invention it is possible to cope with a high temperature use environment, and to have a reliability that can be stably used for thinner and smaller products.
  • High rare earth sintered magnets can be manufactured.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is embedded in an internal magnet such as a surface permanent magnet (SPM) motor having a magnet attached to the rotor surface and an inner rotor type brushless motor. It is suitably used as a magnet of a type (Internal Permanent Magnet; IPM) motor, PRM (Permanent Magnet Reluctance Motor) or the like.
  • SPM surface permanent magnet
  • IPM Internal Permanent Magnet
  • PRM Permanent Magnet Reluctance Motor
  • the IPM motor has advantages such as low cogging torque, motors for electric vehicles and hybrid cars, motors for electric power steering of automobiles, motors for magnetic field generators such as magnetic resonance imaging devices (MRI), It is suitably used for applications such as a spindle motor and a voice coil motor for driving a hard disk of a hard disk drive, a servo motor for a machine tool, a vibrator motor for a mobile phone, and a printer motor.
  • MRI magnetic resonance imaging devices
  • the main phase particles include three regions of the low concentration region, the high concentration region, and the medium concentration region.
  • the main phase particles may include at least three regions.
  • the present invention is not limited to this.
  • the main phase particles may include a plurality of medium concentration regions having different concentrations in addition to the high concentration region and the low concentration region.
  • the preferred embodiment of the rare earth sintered magnet according to the present embodiment has been described above, but the rare earth sintered magnet according to the present embodiment is not limited to this.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment can be variously modified and variously combined without departing from the gist thereof, and can be similarly applied to other than permanent magnets.
  • FIG. 12 is a cross-sectional view schematically showing a configuration of an embodiment of an SPM motor.
  • the SPM motor 20 includes a columnar rotor 22 and a cylindrical stator 23 in a housing 21. And a rotating shaft 24. The rotating shaft 24 passes through the center of the cross section of the rotor 22.
  • the rotor 22 includes a cylindrical rotor core (iron core) 25 made of iron or the like, a plurality of permanent magnets 26 provided on the outer peripheral surface of the rotor core 25 at a predetermined interval, and a plurality of magnet insertion slots for housing the permanent magnets 26. 27.
  • the rare earth sintered magnet according to this embodiment is used for the permanent magnet 26.
  • a plurality of permanent magnets 26 are provided in the magnet insertion slots 27 along the circumferential direction of the rotor 22 so that N poles and S poles are alternately arranged. Thereby, the permanent magnets 26 adjacent in the circumferential direction generate magnetic force lines in opposite directions along the radial direction of the rotor 22.
  • the stator 23 has a plurality of stator cores 28 and throttles 29 provided at predetermined intervals along the outer peripheral surface of the rotor 22 in the circumferential direction inside the cylindrical wall (peripheral wall).
  • the plurality of stator cores 28 are provided to face the rotor 22 toward the center of the stator 23.
  • a coil 30 is wound around each throttle 29.
  • the permanent magnet 26 and the stator core 28 are provided so as to face each other.
  • the rotor 22 is provided so as to be rotatable in a space in the stator 23 together with the rotating shaft 24.
  • the stator 23 applies torque to the rotor 22 by electromagnetic action, and the rotor 22 rotates in the circumferential direction.
  • the SPM motor 20 uses the rare earth sintered magnet according to the present embodiment as the permanent magnet 26, the coercive force of the rare earth sintered magnet is increased even when the housing 21 is in a high temperature environment as the SPM motor 20 rotates. HcJ can be maintained high, and the temperature characteristics and strength of the permanent magnet 26 can be improved. Therefore, the SPM motor 20 can improve motor performance such as the torque characteristics of the motor, can stably maintain high output for a long period of time, and can be a highly reliable motor.
  • alloys (AF, ae, a2) and rare earth compounds>
  • a main cast alloy (alloy A to alloy F) that mainly forms the main phase of the magnet
  • a grain boundary phase alloy (alloy a to alloys e and a2) that mainly forms the grain boundary phase are strip cast. Casted by (SC) method.
  • rare earth compounds (Dy 2 O 3 , DyF 3 , DyH 2 ) were further prepared as grain boundary phase alloys.
  • rare earth sintered magnets were produced as shown in Table 3. These raw material alloys (alloy A to alloy F, alloy a to alloy e) were subjected to a hydrogen storage treatment at room temperature, and then subjected to a dehydrogenation treatment at 600 ° C. for 1 hour in an Ar atmosphere to obtain a main phase alloy (alloy). A to Alloy F) and grain boundary phase alloys (Alloy a to Alloy e) were coarsely pulverized.
  • the coarsely pulverized main phase alloy (alloy A to alloy F) and intergranular phase alloy (alloy a to alloy e) were mixed with 0.1 wt% oleic acid amide as a pulverization aid.
  • About 0.3 ⁇ m to 4.6 ⁇ m of fine particles were obtained by jet milling with high pressure N 2 gas. Further, the oxygen atmosphere was set to about 200 ppm from hydrogen pulverization to sintering.
  • the fine powder of the main phase alloy (alloy A to alloy F) obtained, the fine powder of the grain boundary phase alloy (alloy a to alloy e, a2), or a rare earth compound (Dy 2 O 3 , DyF 3 , DyH 2 ) fine powder was mixed in a low-oxygen atmosphere so that the mass ratio would be the mixing ratio shown in Table 2 to obtain a mixed powder that was a raw material powder for a rare earth sintered magnet.
  • the obtained mixed powder was molded in a magnetic field under the conditions of a molding pressure of 118 MPa and an orientation magnetic field of 1200 kA / m to obtain a molded body.
  • the obtained molded body was heated in vacuum at an average rate of temperature increase from 600 ° C. to the sintering temperature at 2 ° C./min to 10 ° C./min to set the sintering temperature Ts at 1000 ° C. to 1080 ° C. Hold for 4 hours and sinter.
  • the sintered body was cooled to 200 ° C. or less at an average cooling rate of 3 ° C./min to 20 ° C./min in an Ar atmosphere. Thereby, a rare earth sintered magnet having the above composition was manufactured.
  • an aging treatment heat treatment
  • the aging treatment was performed in two stages.
  • the first aging treatment temperature T1 was maintained at 750 ° C. to 900 ° C. for 1 hour, then cooled to 200 ° C. or less, and the second aging treatment temperature T2 was maintained at 510 ° C. to 570 ° C. for 1 hour.
  • the average temperature increase rate from 600 ° C. to the first aging treatment temperature T1 and the average cooling rate from the first aging treatment temperature T1 to 600 ° C. are the above-mentioned average temperature increase rate and average cooling during the sintering. It may be the same as the speed.
  • the oxygen concentration during pulverization in Examples 23 to 33 and Comparative Examples 8 to 12 was 2500 ppm.
  • Comparative Example 7 a rare earth sintered magnet was produced under the same conditions as in Example 1 except that only Alloy E was used.
  • Nd—Fe—B based sintered magnets having a predetermined magnet composition at a blending ratio shown in Table 2 were produced.
  • the relative density of the produced rare earth sintered magnet is a value obtained by dividing the measured density of the rare earth sintered magnet by its theoretical density.
  • the rare earth sintered magnet has a theoretical density of R 2 Fe 14 B, Nd 2 Fe 14 B of 7.58 Mg / m 3, and Dy 2 Fe 14 B of 8.07 Mg / m 3 . did.
  • R the theoretical density of the rare earth sintered magnet.
  • the theoretical density of the rare earth sintered magnet is (7.58 ⁇ + 8.07y) / (x + y ).
  • the proportion of main phase particles in which a part of the three-layer structure is formed, the proportion of main phase particles in which the three-layer structure is completely formed A sample of a rare earth sintered magnet was prepared, and 70 or more main phase particles were observed with EPMA. The concentration of heavy rare earth elements contained in the main phase of the rare earth sintered magnet is confirmed, the proportion of the main phase particles in which the three-layer structure is formed in part, the main phase particles in which the three-layer structure is completely formed The percentage was determined.
  • the proportion of main phase particles in which a three-layer structure is partially formed and the proportion of main phase particles in which a three-layer structure is completely formed are determined by observing a predetermined number of main phase particles for each sample, It was determined from the number of main phase particles in which a three-layer structure was formed in a part of them or a main phase particle in which a three-layer structure was completely formed.
  • Magnetic properties The magnet characteristics of the manufactured rare earth sintered magnet were measured with a BH tracer to obtain a coercive force HcJ and a residual magnetic flux density Br.
  • the manufactured rare earth sintered magnet was processed into a 40 mm ⁇ 10 mm ⁇ 2 mm test piece and subjected to a three-point bending strength test.
  • the three-point bending strength test was evaluated with a universal testing machine (trade name “AGS-1000A”, manufactured by Shimadzu Corporation) in accordance with JIS R1601.
  • FIG. 13 schematically shows an example of a three-point bending strength test. As shown in FIG. 13, a pair of fulcrum 42 was installed on the board
  • the manufactured rare earth sintered magnet was processed into 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 2 mm by an inner peripheral slicer, and a cleaned test piece was used as a sample.
  • the sample was placed in a constant temperature and humidity chamber having a temperature of 60 ° C. and a humidity of 90% RH for 2000 hours, and then the change in the appearance of the test piece was confirmed and the presence or absence of rust was evaluated.
  • the denominator indicates the number of test pieces in which the presence or absence of rust was observed, and the numerator indicates the number of test pieces in which rust was observed.
  • the relative density of the rare earth sintered magnets produced in each of the examples and comparative examples, the proportion of main phase particles in which a three-layer structure is formed in part, and the proportion of main phase particles in which a three-layer structure is completely formed The respective measurement results are shown in Table 3.
  • Table 3 the number of denominators of the ratio of the main phase particles in which the three-layer structure is formed in part and the ratio of the main phase particles in which the three-layer structure is completely formed are the main phase of the sample.
  • the number of particles observed is shown, and the molecule indicates the number of main phase particles in which a three-layer structure is partially formed, and the number of main phase particles in which a three-layer structure is completely formed.
  • Table 4 shows the measurement results of the magnetic characteristics, strength, temperature characteristics, and corrosion resistance of the rare earth sintered magnets extracted from the blending ratios of the examples and comparative examples shown in Table 3.
  • the average cooling rate from the sintering temperature Ts is set within a predetermined range, so that a concentration difference of heavy rare earth elements is likely to occur. It can be said that any one or both of Dy and Tb can be included so as to form a three-layer structure.
  • the main phase of the rare earth sintered magnet may not include either or both of Dy and Tb so as to form a three-layer structure. It was confirmed (see Comparative Examples 5 and 11). Therefore, setting the relative density of the rare earth sintered magnet to 99% or more contributes to including one or both of Dy and Tb so as to form a three-layer structure in the main phase of the rare earth sintered magnet. It can be said that.
  • the rare earth sintered magnet when the rare earth sintered magnet is manufactured, if there is only one kind of raw material alloy, either or both of Dy and Tb are formed so as to form a three-layer structure in the main phase of the rare earth sintered magnet. (See Comparative Example 7). Therefore, the rare earth sintered magnet may contain either or both of Dy and Tb so as to form a three-layer structure in the main phase of the rare earth sintered magnet by making two kinds of raw material alloys. I can say that.
  • the temperature characteristics of the rare earth sintered magnet decrease as the concentration of Dy or Tb in the medium concentration region increases, but the standard is sufficiently satisfied.
  • the corrosion resistance of the rare earth sintered magnet was improved as the concentration of Dy or Tb in the medium concentration region was increased.
  • the strength of the rare earth sintered magnet decreases as the concentration of Dy or Tb in the medium concentration region increases, but the standard is sufficiently satisfied.
  • the minimum concentration of Dy or Tb in the low concentration region in the main phase is ⁇
  • the maximum concentration of Dy or Tb in the high concentration region is ⁇
  • the average value ⁇ of Dy or Tb concentration in the medium concentration region is within a predetermined range
  • a three-layer structure corresponding to the concentration of Dy or Tb is formed, and the obtained rare earth sintered magnet is The coercive force HcJ can be kept high even in a high temperature environment such as 140 ° C. to 200 ° C.
  • the average value ⁇ of the Dy or Tb concentration in the medium concentration region indicates the average value of the heavy rare earth element concentration in the medium concentration region 14, as shown in FIG.
  • the corrosion resistance can be improved while improving the strength of the rare earth sintered magnet obtained.
  • the average temperature increase rate from 600 ° C. to the sintering temperature Ts when sintering the molded body and the average cooling rate from the sintering temperature Ts to 600 ° C. when cooling the sintered body are within a predetermined range.
  • a rare earth sintered magnet By producing a rare earth sintered magnet, heavy rare earth elements can be included in the main phase of the rare earth sintered magnet so as to form a three-layer structure. And since the obtained rare earth sintered magnet contains heavy rare earth elements so as to form a three-layer structure in the main phase, the temperature characteristics and strength are further improved, and the rare earth sintered with improved magnetic characteristics and corrosion resistance. It has been found that magnets can be made.
  • the rare earth sintered magnet according to the present embodiment can be used as a permanent magnet used in a magnetic field generator such as a rotating machine such as a motor or an MRI, it can have temperature characteristics and strength. The performance of the generator and the like can be further improved, and a highly reliable rotating machine and magnetic field generator can be manufactured.

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Abstract

温度特性と強度とを向上させると共に優れた耐食性を有する希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機を提供する。本発明に係る希土類焼結磁石は、Ｒ2Ｔ14Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相１１と、主相１１よりＲを多く含む粒界相１５とを少なくとも含む希土類焼結磁石であり、主相１１は、重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）を含み、希土類焼結磁石に含まれる主相１１のうちの少なくとも１部の主相粒子は、低濃度領域１２、高濃度領域１３および中濃度領域１４の少なくとも３つの領域を含み、この３つの領域は主相粒子内において低濃度領域１２から粒界相１５へ向かって、低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に存在していることを特徴とする。

Description

希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機
　本発明は、モータなどの回転機や磁気共鳴画像装置（Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｒｅｓｏｎａｎｃｅ　Ｉｍａｇｉｎｇ　ｓｙｓｔｅｍ；ＭＲＩ）などの磁場発生装置に使用される希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機に関する。
　希土類焼結磁石として、Ｒ−Ｔ−Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表し、ＢはＢ又はＢ及びＣを表す）系の組成を有する希土類焼結磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石）が知られている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる主相と、主相よりＲを多く含むＲリッチ相を含む粒界相とを含む組織を有する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を発揮する磁石である。そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、高性能な永久磁石として、電気自動車やハイブリッドカー、ハードディスクドライブ（Ｈａｒｄ　ｄｉｓｋ　ｄｒｉｖｅ：ＨＤＤ）のボイスコイルモータ（Ｖｏｉｃｅ　Ｃｏｉｌ　Ｍｏｔｏｒ：ＶＣＭ）、ＭＲＩのような磁場発生装置など高性能が要求されるモータ、発電機などに幅広く使用されており、特に高磁気特性が要求されるような用途に用いられている。
　Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、組成にＲを含むため活性は高く、例えば、大気中の酸素により酸化し易いため、素体としての耐食性は高くなく酸化により磁気特性は低下し易い。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石をモータ等の各種装置に使用する場合、高温環境下での使用に対応するため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は良好な保磁力ＨｃＪを維持できる温度特性が要求される。
　また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石に表面処理が施される際、前処理としてバレルなどで面取り加工が一般的に行われている。そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の強度が低いと、加工によりチッピングを含む割れや欠けが発生し、歩留まりが悪くなる。更に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石を用いた製品が多様化されるに伴い、より薄くて小さい製品が求められている。このようなより薄くて小さい製品は割れや欠けが比較的生じやすい。そのため、こうした製品を製造する際における歩留まりを向上させるため、より機械的強度が高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が要求される。
　そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の温度特性と強度を向上させると共に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の耐食性の改善を図るため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の改良の検討が種々行われている。
　こうしたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の特性の向上を図るため、従来では、例えば、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる主相内に重希土類元素としてＤｙを高濃度にした領域を複数有するようにすることで、保磁力ＨｃＪが高く、残留磁束密度Ｂｒの低下を抑制したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
特開平０７−１２２４１３号公報
　しかしながら、主相粒子内にＤｙを高濃度にした領域が複数存在するだけでは、希土類焼結磁石の磁気特性を十分に安定して向上させることはできない。
　特に、近年、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は自動車や産業機器など更に幅広い用途で用いられる傾向にあり、従来と比較して高温環境下においてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の用途が増加している。このため、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できるようにＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の温度特性を向上させることが求められている。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の強度を向上させると共に耐食性の改善を図ることが求められている。
　本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、温度特性と強度とを向上させると共に優れた耐食性を有する希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法及び回転機を提供することを目的とする。
　上述した課題を解決し、目的を達成するために、本発明者らは希土類焼結磁石について鋭意研究をした。その結果、希土類焼結磁石に含まれる主相粒子の一部に、重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）の濃度に応じて、重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域が形成されることに着目した。３つの領域とは、低濃度領域と高濃度領域と中濃度領域とである。この３つの領域が主相内に低濃度領域から粒界相に向かって、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順で３層構造を形成するようにして含まれている。これにより、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持でき、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の温度特性を向上させることができることを見出した。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の強度を向上させることができると共に、優れた耐食性を有することができることを見出した。本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。
　この目的を達成するために、本発明に係る希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む希土類焼結磁石であり、前記主相は、重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）を含み、前記希土類焼結磁石に含まれる前記主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、前記重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域を含み、前記重希土類元素の濃度の異なる３つの領域は、前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も低い低濃度領域と、前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も高い高濃度領域と、前記重希土類元素の濃度が前記低濃度領域より高く、前記高濃度領域よりも低い中濃度領域とであり、前記３つの領域は、前記主相粒子内において前記低濃度領域から前記粒界相へ向かって、前記低濃度領域、前記高濃度領域、前記中濃度領域の順に存在していることを特徴とする。
　主相粒子は重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域を含むことで、重希土類元素の濃度の差により逆磁区の磁壁の移動が抑制される。このため、主相の全領域にわたって均一な高濃度領域だけで主相が形成されている場合や低濃度領域の外側に低濃度領域と比較して希土類濃度の高い領域を含む主相が形成されている場合に比べ、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。すなわち、得られる希土類焼結磁石の温度特性を向上できると考えられる。
　また、一般にＮｄなどの軽希土類元素と比較して重希土類元素は酸化しやすい傾向にあるが、本発明において、主相粒子の一部は重希土類元素の濃度に応じて３つの領域を含み、粒界相に近い領域に中濃度領域が形成されている。そのため、主相の全領域に高濃度領域だけで主相が形成されている場合や低濃度領域の外側に高濃度領域を含む主相が形成されている場合に比べ、希土類焼結磁石の耐食性を向上できると考えられる。
　また、Ｒ２Ｔ１４Ｂ系希土類焼結磁石は、主相と粒界相間で破断して破壊され易いことから、主相と粒界相との界面状態が希土類焼結磁石の全体の強度に影響している。本発明においては、主相粒子の一部は重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域を含んでいる。そして、主相は３つの領域を低濃度領域から粒界相に向かって、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に含んでいる。すなわち、主相と粒界相との界面状態が改善され、希土類焼結磁石の強度を高めることができると考えられる。
　よって、本発明に係る希土類焼結磁石によれば、希土類焼結磁石に含まれる主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は重希土類元素の濃度が異なる３つの領域を含み、３つの領域は、低濃度領域と、高濃度領域と、中濃度領域とである。３つの領域は、主相内の低濃度領域から粒界相に向かって、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に存在している。このため、温度特性と強度とを向上させることができると共に優れた耐食性を有することができる。
　また、本発明に係る希土類焼結磁石は、主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は少なくとも３つの領域を含んでいる。そのため、本発明に係る希土類焼結磁石は、主相の全領域に高濃度領域だけで形成されている主相や低濃度領域の外側に高濃度領域を含んで形成されている主相で形成されている磁石に比べ、同等の保磁力ＨｃＪを有する希土類焼結磁石を少量の重希土類元素を用いて作製することができる。このため、得られる希土類焼結磁石を作製するために要する費用の軽減を図ることができる。
　また、本発明においては、前記低濃度領域の少なくとも一部に前記高濃度領域が隣接し、かつ前記高濃度領域の少なくとも一部に前記中濃度領域が隣接している主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に５％以上存在していることが好ましい。主相粒子を所定量含むことで、得られる希土類焼結磁石の特性を安定して得ることができる。
　また、本発明においては、前記主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に３０％以上存在していることが好ましい。これにより、３つの領域が低濃度領域の少なくとも一部に高濃度領域が隣接し、高濃度領域の少なくとも一部に中濃度領域が隣接した主相粒子が多くなるため、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して高めることができる。
　また、本発明においては、前記低濃度領域の周囲全てに前記高濃度領域が隣接し、かつ前記高濃度領域の周囲全てに前記中濃度領域が隣接している主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に３％以上存在していることが好ましい。これにより、３つの領域が低濃度領域、高濃度領域および中濃度領域の順で低濃度領域から粒界相に向かって円周状に形成されている状態で主相粒子に含まれる。このような主相粒子が希土類焼結磁石内に所定量含まれることで、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して高めることができる。
　また、本発明においては、前記主相粒子が前記希土類焼結磁石中に５％以上存在していることが好ましい。３つの領域が低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順となる３層構造で存在している主相粒子が更に多くなるため、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して高めることができる。
　また、本発明においては、前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値を、前記重希土類元素の最大濃度から前記粒界相までの前記重希土類元素の濃度の平均値とする。これにより、高濃度領域から粒界相に形成される中濃度領域の重希土類元素の濃度の平均値が明確となる。
　また、本発明においては、前記主相内における前記重希土類元素の最小濃度をαとし、前記主相内における前記重希土類元素の最大濃度をβとし、前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値をγとした時、前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値は下記数式（Ａ）で表され、下記数式（Ａ）の値が０．２以上０．８以下の範囲内であることが好ましい。最大濃度から粒界相までに形成される中濃度領域の重希土類元素の平均濃度が、所定の範囲内となることで、低濃度領域、高濃度領域および中濃度領域の３層構造がより明確となる。これにより、得られる希土類焼結磁石の温度特性と強度とを向上させつつ優れた耐食性をより安定して得ることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　また、本発明においては、前記数式（Ａ）の値が０．３以上０．７５以下の範囲内であることが好ましい。高濃度領域から粒界相に形成される中濃度領域の重希土類元素の平均濃度が、所定の範囲内となることで、低濃度領域、高濃度領域および中濃度領域の３層構造が更に明確となり、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して得ることができる。
　また、本発明においては、前記数式（Ａ）の値が０．３５以上０．７以下の範囲内であることが好ましい。これにより、主相内には低濃度領域、高濃度領域および中濃度領域の３層構造が更に明確となり、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して得ることができる。
　また、本発明においては、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を含む主相系合金と、ＨＲ（ＨＲはＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を少なくとも含む１種以上の希土類元素を表す）及びＴを少なくとも含む粒界相系合金とを原料合金として用いることが好ましい。これにより、希土類焼結磁石を安定して製造することができる。
　また、本発明においては、前記希土類焼結磁石の相対密度は９９％以上であることが好ましい。これにより、主相粒子内の低濃度領域から粒界相に向かって、重希土類元素の濃度に応じて、順に低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の３層構造を形成するようにして少なくとも３つの領域を含む主相粒子を多く含む希土類焼結磁石を安定して形成することができる。
　また、この目的を達成するために、本発明に係る希土類焼結磁石の製造方法は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む希土類焼結磁石を製造するにあたり、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を含む主相系合金の合金粉末と、ＨＲ（ＨＲはＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を少なくとも含む１種以上の希土類元素を表す）及びＴを少なくとも含む粒界相系合金の合金粉末とを混合し、混合物を得る混合物作製工程と、前記混合物を成形し、成形体を得る成形工程と、６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度を２℃／ｍｉｎ以上１０℃／ｍｉｎ以下として前記成形体を昇温する昇温工程と、前記成形体を焼結し、焼結体を得る焼結工程と、焼結温度から６００℃までの平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ以上２０℃／ｍｉｎ未満として前記焼結体を冷却する冷却工程と、を含み、前記主相には重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）を含み、前記希土類焼結磁石に含まれる前記主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、前記重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域を含み、前記重希土類元素の濃度の異なる３つの領域は、前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も低い低濃度領域と、前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も高い高濃度領域と、前記重希土類元素の濃度が前記低濃度領域より高く、前記高濃度領域よりも低い中濃度領域とであり、前記３つの領域は、前記主相粒子内において前記低濃度領域から前記粒界相へ向かって、前記低濃度領域、前記高濃度領域、前記中濃度領域の順に存在していることを特徴とする。
　成形体を焼結する際に、平均昇温速度と平均冷却速度との何れか一方または両方を上記範囲内とすることで、主相内の重希土類元素の濃度差が生じ易くなるため、希土類焼結磁石の主相内に重希土類元素の濃度の異なる少なくとも３つの領域を形成することができる。３つの領域とは、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域である。この３つの領域は、低濃度領域から粒界相に向かって重希土類元素の濃度に応じて、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に含むことができる。このため、主相の全領域に高濃度領域だけで主相が形成されている場合に比べ、より少量の重希土類元素で、同等の保磁力ＨｃＪを有すると共に、残留磁束密度Ｂｒを向上させる。そのため、より少量の重希土類元素により効率良く磁気特性の改善された希土類焼結磁石を作製することができると考えられる。
　また、主相粒子は重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域が形成されることで、重希土類元素の濃度差により逆磁区の磁壁の移動が抑制される。このため、主相の全領域にわたって均一な高濃度領域だけで主相が形成されている場合や低濃度領域の外側に低濃度領域と比較して希土類濃度の高い領域を含む主相が形成されている場合に比べ、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。このため得られる希土類焼結磁石の温度特性をさらに向上できると考えられる。
　また、主相粒子内の粒界相に近い領域に中濃度領域が形成されている。そのため、主相の全領域に高濃度領域だけで主相が形成されている場合や低濃度領域の外側に高濃度領域を含む主相が形成されている場合に比べ、重希土類元素の濃度が比較的低いことから、耐食性を向上できると考えられる。
　また、主相は重希土類元素の濃度に応じて、低濃度領域から粒界相に向かって、低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に含む３層構造を含んでいる。これにより、主相と粒界相との界面状態が改善され、希土類焼結磁石の強度を高めると考えられる。
　また、重希土類元素は、主相の全領域に高濃度領域だけで形成されている主相や低濃度領域の外側に高濃度領域を含んで形成されている主相に比べ、同等の保磁力ＨｃＪを有する希土類焼結磁石を少量の重希土類元素を用いて作製することができ、希土類焼結磁石を作製するために要する費用の軽減を図ることができる。
　よって、本発明によれば、希土類焼結磁石に含まれる主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は低濃度領域から粒界相に向かって重希土類元素の濃度に応じて低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に３層構造を含んでいる。このため、主相内に重希土類元素を効率よく分布させることができ、温度特性と強度を向上させることができると共に優れた耐食性を有する希土類焼結磁石を得ることができる。
　また、この目的を達成するために、本発明に係る回転機は、上記のいずれかの希土類焼結磁石を含むことを特徴とする。モータなどの回転機やＭＲＩなどの磁場発生装置に用いられる永久磁石に本発明に係る希土類焼結磁石を用いることにより、高温使用環境に対しても高い保磁力ＨｃＪを有することができる。また、永久磁石をより薄く小さくしても高い強度を有することができる。このため、回転機や磁場発生装置などの性能を更に向上させることができる。
　本発明によれば、温度特性と強度とを向上させると共に優れた耐食性を有する希土類焼結磁石を得ることができる。
図１は、希土類焼結磁石に含まれる主相の組織を簡略に示す模式図である。 図２は、希土類焼結磁石のＳＥＭによる組成像である。 図３は、主相の境界を模式的に示す図である。 図４は、ＥＰＭＡによる希土類焼結磁石のＤｙ濃度の観察結果である。 図５は、ＰＭＡによる希土類焼結磁石のＮｄ濃度の観察結果である。 図６は、ＥＰＭＡによる希土類焼結磁石のＦｅ濃度の観察結果である。 図７は、希土類焼結磁石の組成像の一例を示す図である。 図８は、図７中の組成像におけるＤｙのＥＰＭＡによる観察結果を示す図である。 図９は、図８のＥＰＭＡをライン分析した際のＤｙの検出強度の結果を示す図である。 図１０は、ライン分析結果の一例を示す説明図である。 図１１は、本発明の実施形態に係る希土類焼結磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。 図１２は、ＳＰＭモータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図である。 図１３は、３点曲げ強度試験の一例を模式的に示す説明図である。 図１４は、中濃度領域のＤｙ濃度と温度特性（１４０℃と室温における保磁力の比率）との関係を示す図である。 図１５は、図１４と同試料の中濃度領域のＤｙ濃度と耐食性との関係を示す図である。 図１６は、図１４と同試料の中濃度領域のＤｙ濃度と強度との関係を示す図である。 図１７は、中濃度領域のＤｙ濃度と温度特性（２００℃と室温における保磁力の比率）との関係を示す図である。 図１８は、図１７と同試料の中濃度領域のＤｙ濃度と耐食性との関係を示す図である。 図１９は、図１７と同試料の中濃度領域のＤｙ濃度と強度との関係を示す図である。
　以下、本発明について図面を参照しつつ詳細に説明する。なお、下記の発明を実施するための形態（以下、実施形態という）により本発明が限定されるものではない。また、下記実施形態における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、下記実施形態で開示した構成要素は適宜組み合わせることが可能である。
＜希土類焼結磁石＞
　本発明に係る希土類焼結磁石の実施形態について説明する。本実施形態に係る希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む。この希土類焼結磁石は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて作製される焼結体である。なお、希土類焼結磁石には、当該磁石を加工して着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していないものとの両方を含む。
　主相は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。主相の粒径は、通常１μｍから３０μｍ程度である。
　粒界相は、主相よりＲを多く含むＲリッチ相を含んでいる。粒界相は、Ｒリッチ相の他に、主相よりホウ素（Ｂ）を多く含むホウ素リッチ相が含まれていてもよい。
　Ｒは、Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。ランタノイド元素としては、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。希土類元素は、軽希土類及び重希土類に分類される。重希土類元素ＨＲとは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいう。軽希土類元素はそれ以外の希土類元素である。製造コスト及び磁気特性の観点から、ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含むものであることが好ましい。
　Ｔは、Ｆｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を示すものである。Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｔは、Ｆｅ、Ｃｏ以外に、保磁力ＨｃＪの向上や製造コストの低減等を図る観点から、上記構成に加え、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどの少なくとも１種の元素を更に含んでいてもよい。
　また、Ｂは、Ｂ単独であってもよく、Ｂの一部がＣで置換されていてもよい。Ｃは耐食性を有するため、Ｂの一部をＣに置換することで、耐食性を向上させることができる。
　本実施形態に係る希土類焼結磁石におけるＲの含有量は、２５質量％以上３５質量％未満であるのが好ましく、より好ましくは２８質量％以上３３質量％以下であり、さらに好ましいＲの含有量は２８質量％以上３２質量％以下である。Ｒの含有量が２５質量％未満では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物の生成が十分ではない。このため、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、磁気特性が低下する虞がある。Ｒの含有量が３５質量％以上では、主相の体積比率が低下するため良好な磁気特性が得られない。そのため、Ｒの含有量が上記範囲内であれば、良好な磁気特性が得られる。
　Ｂの含有量は、０．５質量％以上１．５質量％以下であるのが好ましく、より好ましくは０．５質量％以上１．３質量％以下、さらに好ましくは０．８質量％以上１．２質量％以下である。Ｂの含有量が０．５質量％未満となると保磁力ＨｃＪが低下する。また、Ｂの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。そのため、Ｂの含有量が上記範囲内であれば、保磁力ＨｃＪ及び残留磁束密度Ｂｒの低下を抑制することができる。
　また、Ｆｅの一部をＣｏに置換してＣｏを含める場合、Ｃｏの含有量は、Ｆｅの含有量の０．３質量％以上１０質量％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．３質量％以上４質量％以下であり、更に好ましく、０．１質量％以上２質量％以下であり、最も好ましくは０．３質量％以上１．５質量％以下である。Ｆｅの含有量が１０質量％を超えると、保磁力ＨｃＪが低下するとともに原料コストが上昇する。また、Ｆｅの含有量が０．３質量％未満では、耐食性向上の効果が得られない。
　Ｆｅ、Ｃｏ以外に、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどの元素を含める場合、これらの含有量も飽和磁化に実質的に影響を及ぼさない範囲とすることが好ましく、それぞれ５質量％以下とすることが好ましい。また、その他、不可避的に混入する成分としては、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）、Ｃ、Ｃａ等が考えられる。これらはそれぞれ０．５質量％程度以下の量で含有されていてもよい。
　本実施形態に係る希土類焼結磁石においては、磁気特性の観点から、酸素量を６０００ｐｐｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは３０００ｐｐｍ以下、特に好ましくは２０００ｐｐｍ以下とする。また、炭素量を２０００ｐｐｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは１５００ｐｐｍ以下、特に好ましくは１２００ｐｐｍ以下とする。さらに、窒素量を１０００ｐｐｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは８００ｐｐｍ以下、特に好ましくは６００ｐｐｍ以下とする。
　本実施形態に係る希土類焼結磁石は、原料粉末の成形体を焼結することにより製造された磁石体である。成形体は、例えば金型を用いてプレス成形などにより目的とする任意の所定形状に原料粉末を成形することで得られる。希土類焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、用いる金型の形状に応じて、例えば平板状、四角柱などの柱状、断面形状がリング状やＣ型の円筒状等、任意の形状とすることができる。四角柱としては、例えば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。
　主相は、重希土類元素を含んでいる。本実施形態において、重希土類元素とは、少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む希土類元素である。また、希土類焼結磁石に含まれる主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域を含んでいる。この３つの領域は、低濃度領域と、高濃度領域と、中濃度領域である。
　図１は、希土類焼結磁石の組織を簡略に示す模式図である。図１に示すように、主相１１は、低濃度領域１２と高濃度領域１３と中濃度領域１４の３つの領域を有する。主相１１は、低濃度領域１２と高濃度領域１３と中濃度領域１４とをこの順番で３層構造を形成するようにして含んでいる。
　低濃度領域１２は、低濃度領域１２と中濃度領域１４と高濃度領域１３との３つの領域の中で重希土類元素の濃度が最も低い領域である。
　高濃度領域１３は、３つの領域の中で重希土類元素の濃度が最も高い領域である。高濃度領域１３は、低濃度領域１２の少なくとも一部に隣接して存在している。高濃度領域１３は、低濃度領域１２の周囲全てに隣接して存在していてもよい。
　中濃度領域１４は、重希土類元素の濃度が低濃度領域１２よりも高く高濃度領域１３よりも低い領域である。中濃度領域１４は、高濃度領域１３の少なくとも一部に隣接して存在している。中濃度領域１４は、高濃度領域１３の周囲全てに隣接して存在していてもよい。
　この３つの領域は、主相１１内において低濃度領域１２から粒界相１５へ向かって、低濃度領域１２、高濃度領域１３および中濃度領域１４の順に存在している。３つの領域が、希土類焼結磁石の主相１１内に、低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に３層構造を含むことで、温度特性と強度を向上させることができると共に優れた耐食性を有することができる。
　なお、本実施形態において、温度特性とは、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持することができることをいう。
　また、３つの領域は、低濃度領域１２の少なくとも一部に高濃度領域１３が隣接し、かつ高濃度領域１３の少なくとも一部に中濃度領域１４が隣接して主相１１内に含まれていてもよい。また、３つの領域は、低濃度領域１２の周囲全てに高濃度領域１３が隣接し、高濃度領域１３の周囲全てに中濃度領域１４が隣接して主相１１内に含まれていてもよい。得られる希土類焼結磁石の磁気特性、耐食性、強度の向上を図る観点から、３つの領域は、低濃度領域１２の周囲全てに高濃度領域１３が隣接し、かつ高濃度領域１３の周囲全てに中濃度領域１４が隣接して主相１１内に含まれていることが好ましい。
　主相１１に含まれるＤｙ、Ｎｄ、Ｃｏ及びＦｅの分布状態を確認するため、希土類焼結磁石の主相１１の走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）の組成像（Ｃｏｍｐｏ像）と、希土類焼結磁石の主相１１の組織をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）により観察した際のＥＰＭＡによる元素マッピングの一例を図２、図４~図６に示す。なお、図２~図６は同一視野の図である。図２は、希土類焼結磁石の組成像であり、図３は、主相の境界を模式的に示す図であり、図４は、ＥＰＭＡによる希土類焼結磁石のＤｙ濃度の観察結果であり、図５は、ＥＰＭＡによる希土類焼結磁石のＮｄ濃度の観察結果であり、図６は、ＥＰＭＡによる希土類焼結磁石のＦｅ濃度の観察結果である。なお、図４~６中、白色の部分ほど当該元素の濃度が高いことを示している。また、前記濃度とはＥＰＭＡによる各元素の検出値であり、必ずしも各元素の濃度の絶対値とは一致しない。これは後述する線分析に付いても同様である。また、図３に示す黒線は、図２のＳＥＭで観察した組成像を基に作成した粒界相である。
　図４に示すように、主相内のＤｙ濃度は低濃度領域と高濃度領域と中濃度領域との３つの領域が形成されている。主相内に低濃度領域（図４中、青色部分）が形成されている。その低濃度領域の少なくとも一部又は周囲全てに高濃度領域（図４中、赤色部分）が隣接して存在している。また、低濃度領域（図４中、青色部分）の少なくとも一部又は周囲全て、又は高濃度領域（図４中、赤色部分）の少なくとも一部又は周囲全てに中濃度領域（図４中、黄緑部分）が隣接して存在している。図４に図３に示す粒界相を組み合わせると、図１に示すように、各主相１１は、低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、３つの領域を低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に３層構造を形成した状態で含んでいる。
　なお、ＴｂのＥＰＭＡによる元素マッピングを示していないが、Ｄｙと同様の元素マッピングを示す。
　よって、希土類焼結磁石のＥＰＭＡの観察結果から本実施形態に係る希土類焼結磁石の主相１１の状態を図１に模式的に示す。図１に示すように、希土類焼結磁石の主相１１は、重希土類元素の濃度が異なる３つの領域を含んでいる。また、３つの領域が、低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に３層構造を含んでいる。本実施形態においては、主相１１内に形成された低濃度領域１２の外側の少なくとも一部又は周囲全てに高濃度領域１３、中濃度領域１４が隣接して存在している。このため、主相１１の全領域に高濃度領域１３だけで主相が形成されている場合に比べ、少ない重希土類元素で同等の保磁力ＨｃＪを有することができると共に、残留磁束密度Ｂｒを向上させることができる。これにより、磁気特性の改善された希土類焼結磁石をより少量の重希土類元素により効率良く達成することができると考えられる。
　本実施形態においては、主相１１に含まれる主相粒子の一部は重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域を含むことで、主相を形成するＲ２Ｔ１４Ｂ化合物内の重希土類元素の濃度差により逆磁区の磁壁の移動が抑制される。このため、主相１１の全領域に高濃度領域１３だけで主相が形成されている場合や低濃度領域１２の外側に高濃度領域１３が形成されている場合に比べ、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。すなわち、希土類焼結磁石の温度特性をさらに向上できると考えられる。
　また、一般にＮｄなどの軽希土類元素と比較して重希土類元素は酸化しやすい傾向にある。本実施形態では、主相１１に含まれる主相粒子の一部は重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域を含み、主相１１の粒界相１５に近い領域に中濃度領域１４が形成されている。そのため、主相１１の全領域に高濃度領域１３だけで主相１１が形成されている場合や低濃度領域１２の外側に高濃度領域１３を含む主相が形成されている場合に比べ、主相１１内の重希土類元素の濃度が比較的低い。すなわち、希土類焼結磁石の耐食性を向上できると考えられる。
　また、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物からなる主相１１を有する希土類焼結磁石は、主に粒界相１５と主相１１の界面で破断して破壊され易い。よって、主相１１と粒界相１５との間の界面状態が希土類焼結磁石の全体の強度に影響しているといえる。本実施形態においては、主相１１には重希土類元素の濃度に応じて３つの領域を含んでいる。そして、主相１１は３つの領域を低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に３層構造を形成した状態で存在している。すなわち、主相１１と粒界相１５との界面状態が改善しているため、希土類焼結磁石の強度を高めることができると考えられる。
　よって、本実施形態に係る希土類焼結磁石によれば、主相１１に含まれる主相粒子の一部は３つの領域を低濃度領域１２から粒界相１５に向かって低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の順に３層構造を形成した状態で含んでいる。このため、主相１１内に重希土類元素を効率よく分布させることができ、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。この結果、本実施形態に係る希土類焼結磁石は、温度特性と強度とを向上させることができると共に優れた耐食性を有することができる。
　また、本実施形態に係る希土類焼結磁石は、主相１１のうちの少なくとも１部の主相粒子は少なくとも３つの領域を含んでいる。そのため、本実施形態に係る希土類焼結磁石は、主相１１の全領域に高濃度領域１３だけで形成されている主相や低濃度領域１２の外側に高濃度領域１３を含んで形成されている主相で形成されている磁石に比べ、同等の保磁力ＨｃＪを有する希土類焼結磁石を少量の重希土類元素を用いて作製することができる。このため、希土類焼結磁石を作製するために要する費用の軽減を図ることができる。
　また、主相１１に含まれる主相粒子の一部は、３つの領域を含み、少なくとも低濃度領域１２の少なくとも一部に高濃度領域１３が隣接し、かつ高濃度領域１３の少なくとも一部に中濃度領域１４が隣接している３層構造を形成している状態で含んでいる。この場合、このような３層構造を形成している主相は、希土類焼結磁石中に５％以上存在していることが好ましく、より好ましくは３０％以上である。３つの領域がこのような３層構造を形成している主相粒子を希土類焼結磁石中に所定量含むことで、得られる希土類焼結磁石の特性を安定して得ることができる。
　また、主相１１に含まれる主相粒子の一部は、３つの領域を含み、低濃度領域１２の周囲全てに高濃度領域１３が隣接し、かつ高濃度領域１３の周囲全てに中濃度領域１４が隣接している３層構造を形成している状態で含んでいるのが好ましい。この場合、このような３層構造を形成している主相粒子は、希土類焼結磁石中に３％以上存在していることが好ましく、より好ましくは５％以上である。３つの領域は低濃度領域１２、高濃度領域１３および中濃度領域１４の順で低濃度領域１２から粒界相１５に向かって円周状に形成されている状態で主相粒子内に含まれる。３つの領域がこのような３層構造を形成している主相粒子が希土類焼結磁石内に所定量含まれることで、得られる希土類焼結磁石の特性を更に安定して高めることができる。
　また、本実施形態においては、希土類焼結磁石の相対密度は９９％以上であることが好ましい。希土類焼結磁石の相対密度が高いほど、重希土類元素の濃度差が生じ易くなる。そのため、主相粒子内の低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、重希土類元素の濃度に応じて、順に低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の３層構造を形成するように３つの領域を含む主相粒子を多く含む希土類焼結磁石を安定して形成することができる。なお、希土類焼結磁石の相対密度は、希土類焼結磁石の実測密度をその理論密度で除した値である。
　また、本実施形態においては、中濃度領域１４における重希土類元素の濃度の平均値を、重希土類元素の最大濃度から粒界相１５までの重希土類元素の濃度の平均値とする。高濃度領域１３から粒界相１５に形成される中濃度領域１４の重希土類元素の濃度の平均値が明確となる。
　また、このとき、中濃度領域１４における重希土類元素の濃度の平均値は、主相粒子内の低濃度領域内の重希土類元素の最小濃度と、主相粒子内の高濃度領域１３内の重希土類元素の最大濃度との関係において、所定の範囲内にあることが好ましい。
　すなわち、主相粒子内に低濃度領域１２と高濃度領域１３と中濃度領域１４が存在する領域をＥＰＭＡで線分析（ライン分析）した際に、図１０に示すように、主相粒子内における重希土類元素の最小濃度をαとし、主相粒子内における重希土類元素の最大濃度をβとし、中濃度領域１４における重希土類元素の濃度の平均値をγとする。このとき、中濃度領域１４における重希土類元素の濃度の平均値は下記数式（Ａ）で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
　この上記数式（Ａ）の値は、０．２以上０．８以下の範囲内であることが好ましく、より好ましくは０．３以上０．７５以下の範囲内であり、更に好ましくは０．３５以上０．７以下の範囲内である。中濃度領域１４の重希土類元素の濃度の平均値が０．８よりも高いと、主相粒子は低濃度領域の外側に低濃度領域と比較して希土類濃度の高い領域を含む主相が形成されている場合の構造に近くなるため、得られる希土類焼結磁石の温度特性と強度との向上を図りつつ耐食性の改善を図ることはできない。また、中濃度領域１４の重希土類元素の濃度の平均値が０．２よりも低いと、主相粒子中の重希土類元素量が少なくなる。そのため、得られる希土類焼結磁石は良好な保磁力ＨｃＪを有することはできない。よって、得られる希土類焼結磁石は良好な温度特性を有することできない。
　そのため、中濃度領域１４の重希土類元素の濃度の平均値が上記範囲内であれば、主相粒子の低濃度領域１２から粒界相１５に向かって、重希土類元素の濃度に応じて、順に低濃度領域１２、高濃度領域１３、中濃度領域１４の３層構造がより明確となる。これにより、得られる希土類焼結磁石の温度特性と強度とを向上させつつ優れた耐食性をより安定して得ることができる。
　希土類焼結磁石の組成像の一例を図７に示し、その同一視野におけるＤｙのＥＰＭＡによる観察結果を図８に示し、そのＥＰＭＡをライン分析した際のＤｙの検出強度の結果を図９に示す。なお、図９は、Ｄｙの検出強度を相対的に表したものであり、図８に示すラインの長さ２０μｍを２５６分割した大きさで点の組成を分析したものである。図７に示すような組成像において、図８に示すようなＤｙのＥＰＭＡのラインをライン分析すると、図９に示すように、Ｄｙ濃度に応じた高濃度領域、中濃度領域、低濃度領域の３層構造に応じた検出強度を得た。なお、図９には、図７、図８を参照し、粒界相と、低濃度領域と中濃度領域と高濃度領域とを明示した。
　主相粒子をＥＰＭＡでライン分析した際に、主相内における重希土類元素の最小濃度をαとし、主相内における重希土類元素の最大濃度をβとし、中濃度領域における重希土類元素の濃度の平均値をγとする。このとき、上記数式（Ａ）の値が所定の範囲内であれば、重希土類元素の濃度に応じた３層構造が明確に形成されるため、本発明の効果を更に高めることができる。
　なお、図８、図９においては、重希土類元素がＤｙの場合について説明したが、Ｔｂなど他の重希土類元素の場合についても同様である。
　また、中濃度領域の重希土類元素の平均値は０．２以０．８以下の範囲内であることが好ましく、より好ましくは０．３以上０．７５以下の範囲内であり、更に好ましくは０．３５以上０．７以下の範囲内である。中濃度領域の重希土類元素の平均値が、上記範囲内であれば、上述のように、主相内の低濃度領域から粒界相に向かって、重希土類元素の濃度に応じて、順に低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の３層構造がより明確に形成される。そのため、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。この結果、得られる希土類焼結磁石の温度特性の更なる向上を図ることができる。また、得られる希土類焼結磁石の強度の更なる向上を図りつつ耐食性の改善を更に図ることができ、本発明の効果を更に高めることができる。
＜希土類焼結磁石の製造方法＞
　上述したような構成を有する本実施形態に係る希土類焼結磁石の製造方法の好適な製造方法について図面を用いて説明する。本実施形態に係る希土類焼結磁石は、希土類焼結磁石における主に主相を構成する組成の合金（主相系合金）と主に粒界相を構成する組成の合金（粒界相系合金）とを用いて製造される。図１１は、本発明の実施形態に係る希土類焼結磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。
＜合金準備工程：ステップＳ１１＞
　図１１に示すように、まず、希土類焼結磁石における主に主相を構成する組成の合金（主相系合金）と主に粒界相を構成する組成の合金（粒界相系合金）とを準備する（合金準備工程（ステップＳ１１））。合金準備工程（ステップＳ１１）では、希土類焼結磁石の組成に対応する原料金属を、真空又はＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気中で溶解した後、鋳造を行うことによって所望の組成を有する主相系合金及び粒界相系合金を作製する。
　原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。主相系合金は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物及び不可避不純物を含むものである。Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物については、上述の通りである。また、粒界相系合金は、ＨＲ（ＨＲはＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を少なくとも含む１種以上の希土類元素を表す）及びＴ及び不可避不純物を含むものである。また、粒界相系合金として、ＨＲの酸化物、フッ化物、水素化物などを用いてもよい。
　原料金属を鋳造する鋳造方法は、例えばストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などである。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理を行う。原料合金の均質化処理を行う際は、真空又は不活性ガス雰囲気の下、７００℃以上１５００℃以下の温度で１時間以上保持して行う。これにより、希土類磁石用合金の一部が融解されて均質化される。
＜粉砕工程：ステップＳ１２＞
　主相系合金及び粒界相系合金が作製された後、主相系合金及び粒界相系合金を粉砕する（粉砕工程（ステップＳ１２））。粉砕工程（ステップＳ１２）では、主相系合金及び粒界相系合金が作製された後、これらの主相系合金及び粒界相系合金を別々に粉砕して粉末とする。なお、主相系合金及び粒界相系合金を混合し粉砕してもよい。
　粉砕工程（ステップＳ１２）は、粒径が数百μｍ程度になるまで粗粉砕する粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程（ステップＳ１２−２）とがある。
（粗粉砕工程：ステップＳ１２−１）
　主相系合金及び粒界相系合金を各々粒径が数百μｍ以上数ｍｍ以下になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程（ステップＳ１２−１））。これにより、主相系合金及び粒界相系合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、例えば、主相系合金及び粒界相系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。
　また、粗粉砕を行なう際は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中にて行うようにしてもよいが、本実施形態に係る希土類焼結磁石の効果を十分に得るためには合金への水素吸蔵及び放出による粗粉砕を併用することが望ましい。
　また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程（ステップＳ１２）から後述する焼結工程（ステップＳ１６）までの各工程の雰囲気は低酸素濃度とすることが好ましい。酸素含有量は、各製造工程における雰囲気の制御、原料に含有される酸素量の制御等により調節される。例えば、後述する焼結工程（ステップＳ１６）で得られる焼結体の酸素含有量を５０００ｐｐｍ以下とする場合には、各工程の酸素の濃度を３０００ｐｐｍ以下とし、焼結体の酸素含有量を３０００ｐｐｍ以下とする場合には、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
（微粉砕工程：ステップＳ１２−２）
　主相系合金及び粒界相系合金を粗粉砕した後、得られた主相系合金及び粒界相系合金の粗粉砕粉末を平均粒子径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程（ステップＳ１２−２））。これにより、主相系合金及び粒界相系合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、好ましくは１μｍ以上１０μｍ以下、より好ましくは３μｍ以上５μｍ以下の粒径を有する希土類磁石体の混合粉末（以下、単に「混合粉末」という）を得ることができる。
　微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ボールミル、振動ミル、湿式アトライター等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（例えば、Ｎ２ガス）を狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により主相系合金及び粒界相系合金の粗粉砕粉末を加速して主相系合金及び粒界相系合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲット又は容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。
　主相系合金及び粒界相系合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることができる。
＜混合工程：ステップＳ１３＞
　主相系合金及び粒界相系合金を微粉砕した後、各々の微粉砕粉末を低酸素雰囲気で混合する（混合工程（ステップＳ１３））。これにより、混合粉末が得られる。低酸素雰囲気は、例えば、Ｎ２ガス、Ａｒガス雰囲気など不活性ガス雰囲気として形成する。主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末の混合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下であり、更に好ましくは質量比で９５対５程度である。
　また、粉砕工程（ステップＳ１２）において、主相系合金及び粒界相系合金を混合し粉砕する場合の配合比率も、主相系合金及び粒界相系合金を別々に粉砕する場合と同様に、主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下であり、更に好ましくは質量比で９５対５程度である。
＜成形工程：ステップＳ１４＞
　主相系合金粉末と粒界相系合金粉末とを混合した後、混合粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１４））。成形工程（ステップＳ１４）では、主相系合金粉末及び粒界相系合金粉末の混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填して加圧することによって、混合粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行うことで原料粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有する希土類焼結磁石が得られる。なお、磁場の印加は加圧前に行うことが好ましく、加圧中も継続することがより好ましい。
　成形時の加圧は、５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下で行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ以上１６００ｋＡ／ｍ以下で行なうことが好ましい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。
　なお、成形方法としては、上記のように混合粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、原料粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。
　混合粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、用いる金型の形状に応じて、例えば直方体、平板状、柱状、断面形状がリング状等、所望とする希土類磁石体の形状に応じて任意の形状とすることができる。
＜昇温工程：ステップＳ１５＞
　磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で昇温し、６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度は２℃／ｍｉｎ以上１０℃／ｍｉｎ以下として昇温する（昇温工程（ステップＳ１５））。本実施形態においては、成形体を昇温する際、６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度は、好ましくは３℃／ｍｉｎ以上９℃／ｍｉｎ以下であり、より好ましくは４℃／ｍｉｎ以上７℃／ｍｉｎ以下であり、さらに好ましくは６℃／ｍｉｎ前後である。成形体を昇温する際、６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度を上記範囲内とすることで、得られる希土類焼結磁石の主相内に含まれる重希土類元素の濃度差が生じ易くなるため、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成できる。
＜焼結工程：ステップＳ１６＞
　磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する（焼結工程（ステップＳ１６））。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、成形体に対して、例えば、真空中又は不活性ガスの存在下、１０００℃以上１２００℃以下で１時間以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼成する。これにより、密度が向上し、焼結体（希土類磁石体の焼結体）が得られる。
＜冷却工程：ステップＳ１７＞
　成形体を焼結した後、焼結体を不活性ガス、好ましくはＡｒガスを用いて冷却を行う（冷却工程（ステップＳ１７））。本実施形態においては、６００℃未満までの平均冷却速度は、３℃／ｍｉｎ以上２０℃／ｍｉｎ以下とし、好ましくは５℃／ｍｉｎ以上１５℃／ｍｉｎ以下であり、より好ましくは１０℃／ｍｉｎ以上１５℃／ｍｉｎ以下である。焼結体を冷却する際、６００℃未満までにおける平均冷却速度を上記範囲内とすることで、得られる希土類焼結磁石の主相内に含まれる重希土類元素の濃度差が生じ易くなるため、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成できると考えられる。これにより、本実施形態に係る希土類焼結磁石を得ることができる。
＜時効処理工程：ステップＳ１８＞
　冷却工程（ステップＳ１７）で得られた希土類焼結磁石を時効処理する（時効処理工程（ステップＳ１８））。焼成後、得られた焼結体を２００℃以下まで冷却し、その後焼成時よりも低い温度で保持することなどによって、焼結体に時効処理を施す。時効処理は、非酸化雰囲気で行い、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で１時間から３時間加熱し、２００℃以下まで冷却し、更に５００℃以上７００℃以下の温度で１時間から３時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１時間から３時間加熱する１段階加熱等、時効処理を施す回数に応じて適宜処理条件を調整する。このような時効処理によって、希土類焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。
＜加工工程：ステップＳ１９＞
　次いで、希土類焼結磁石に時効処理（ステップＳ１８）を施した後、例えば、打ち抜き、切削、研削などにより、所望のサイズに切断したり、表面を平滑化して、更に任意の形状の希土類焼結磁石に加工する（加工工程：ステップＳ１９）。
＜面取り工程：ステップＳ２０＞
　次いで、加工工程（ステップＳ１９）で得られた希土類焼結磁石はバレルを用いて２時間程度バレル研磨を行い、面取りを行なう（面取り工程（ステップＳ２０））。
　また、本実施形態においては、希土類焼結磁石を更に任意の形状に加工した後、面取りを行なうようにしているが、これに限定されるものではなく、時効処理工程（ステップＳ１８）で得られた希土類焼結磁石の面取りを行なった後、所望のサイズに切断したり、表面を平滑化して所定形状の希土類焼結磁石を得るようにしてもよい。
＜表面処理工程：ステップＳ２１＞
　次いで、面取り工程（ステップＳ２０）で希土類焼結磁石を研磨した後、硝酸を用いて所定時間、実施形態に係る希土類焼結磁石の表面を酸洗浄する。その後、Ｎｉめっきを行い、実施形態に係る希土類焼結磁石の表面にＮｉめっき膜を形成する（表面処理工程（ステップＳ２１））。希土類焼結磁石の表面の酸洗浄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。この表面処理は、例えば、希土類焼結磁石を酸溶液に浸漬したり、希土類焼結磁石に酸溶液を噴霧したりすることによって行うことができる。
　かかる表面処理によって、希土類焼結磁石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。
　また、本実施形態においては、希土類焼結磁石の表面にＮｉめっき膜を形成し、表面処理するようにしているが、これに限定されるものではなく、Ｎｉめっきの他に、酸化、窒化、化成処理による表面改質法、樹脂コートなどを施し、耐食性を向上させるようにしてもよい。
　なお、本実施形態では、加工工程（ステップＳ１９）、面取り工程（ステップＳ２０）、表面処理浄工程（ステップＳ２１）を行っているが、これらの各工程は必ずしも行う必要はない。
　このようにして希土類焼結磁石を製造し、処理を終了する。また、得られた希土類焼結磁石を着磁させることで、磁石製品が得られる。
　また、希土類焼結磁石に含有されるＣの量は、製造工程で用いられる粉砕助剤の種類及び添加量等により調節する。さらに、希土類焼結磁石に含有されるＮの量は、原料合金の種類及び量や、原料合金を窒素雰囲気で粉砕する場合の粉砕条件等により調節する。
　このようにして得られた希土類焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相を含む。希土類焼結磁石に含まれる主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、Ｄｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含み、Ｄｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方の濃度の異なる領域を３つ含み、低濃度領域から粒界相に向かって、Ｄｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方の濃度に応じて、順に低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域を含んでいる。
　以上のように、得られる本実施形態に係る希土類焼結磁石は、主相に含まれる少なくとも一部の主相粒子が重希土類元素の濃度に応じて少なくとも３つの領域を、低濃度領域から粒界相に向かって低濃度領域、高濃度領域、中濃度領域の順に含むため、高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持できる。この結果、得られる希土類焼結磁石の温度特性を向上させることができる。また、得られる希土類焼結磁石の強度を向上させることができると共に優れた耐食性を有することができる。従って、本発明の実施形態に係る希土類焼結磁石の製造方法を用いれば、高温使用環境に対応することができると共に、より薄くて小さい製品に対しても安定して用いることができる信頼性の高い希土類焼結磁石を製造することができる。
　このようにして得られる本実施形態に係る希土類焼結磁石は、例えばロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（Ｓｕｒｆａｃｅ　Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ　Ｍａｇｎｅｔ：ＳＰＭ）モータ、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（Ｉｎｔｅｒｉｏｒ　Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ　Ｍａｇｎｅｔ；ＩＰＭ）モータ、ＰＲＭ（Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ　ｍａｇｎｅｔ　Ｒｅｌｕｃｔａｎｃｅ　Ｍｏｔｏｒ）などの磁石として好適に用いられる。特に、ＩＰＭモータはコギングトルクが小さい等の利点を有することから、電気自動車やハイブリッドカー用のモータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、磁気共鳴画像装置（ＭＲＩ）などの磁場発生装置用のモータ、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ等の用途として好適に用いられる。
　なお、本実施形態においては、主相粒子が、低濃度領域、高濃度領域および中濃度領域の３つの領域を含んでいる場合について説明したが、主相粒子は少なくとも３つの領域を含んでいればよく、これに限定されるものではない。主相粒子は高濃度領域や低濃度領域の他にそれぞれ濃度の異なる複数の種類の中濃度領域を含んでいてもよい。
　以上、本実施形態に係る希土類焼結磁石の好適な実施形態について説明したが、本実施形態に係る希土類焼結磁石はこれに制限されるものではない。本実施形態に係る希土類焼結磁石は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形、種々の組み合わせが可能であり、永久磁石以外についても同様に適用することができる。
＜モータ＞
　本実施形態に係る希土類焼結磁石をモータに用いた好適な実施形態について説明する。ここでは、本実施形態に係る希土類焼結磁石をＳＰＭモータに適用した一例について説明する。図１２は、ＳＰＭモータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図であり、図１２に示すように、ＳＰＭモータ２０は、ハウジング２１内に、円柱状のロータ２２と、円筒状のステータ２３と、回転軸２４とを有する。回転軸２４はロータ２２の横断面の中心を貫通している。ロータ２２は、鉄材等からなる円柱状のロータコア（鉄芯）２５と、そのロータコア２５の外周面に所定間隔で設けられた複数の永久磁石２６と、永久磁石２６を収容する複数の磁石挿入スロット２７とを有する。永久磁石２６には本実施形態に係る希土類焼結磁石が用いられる。この永久磁石２６は、ロータ２２の円周方向に沿って各々の磁石挿入スロット２７内にＮ極とＳ極が交互に並ぶように複数設けられている。これによって、円周方向に沿って隣り合う永久磁石２６は、ロータ２２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２３は、その筒壁（周壁）の内部の周方向にロータ２２の外周面に沿って所定間隔で設けられた複数のステータコア２８とスロットル２９とを有している。この複数のステータコア２８はステータ２３の中心に向けてロータ２２に対向するように設けられる。また、各々のスロットル２９内にはコイル３０が巻装されている。永久磁石２６とステータコア２８とは互いに対向するように設けられている。ロータ２２は、回転軸２４とともにステータ２３内の空間内で回動可能に設けられている。ステータ２３は電磁気的作用によってロータ２２にトルクを与え、ロータ２２は円周方向に回転する。
　ＳＰＭモータ２０は、永久磁石２６として本実施形態に係る希土類焼結磁石を用いているため、ＳＰＭモータ２０の回転に伴い、ハウジング２１内が高温環境下となっても希土類焼結磁石の保磁力ＨｃＪは高く維持でき、永久磁石２６の温度特性および強度を向上させることができる。そのため、ＳＰＭモータ２０は、モータのトルク特性などモータの性能を向上させることができ、長期間に亘って安定して高出力を維持することができ、信頼性に優れるモータとすることができる。
　以下、本発明を実施例及び比較例を挙げてさらに具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
＜１．合金（Ａ~Ｆ、ａ~ｅ、ａ２）、希土類化合物の作製＞
　まず、主に磁石の主相を形成する主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）と、主に粒界相を形成する粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ、ａ２）を、ストリップキャスト（ＳＣ）法で鋳造した。また、粒界相系合金として、更に希土類化合物（Ｄｙ２Ｏ３、ＤｙＦ３、ＤｙＨ２）を準備した。主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）、粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ、合金ａ２）の磁石組成と、主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）、粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ、合金ａ２）および希土類化合物（Ｄｙ２Ｏ３、ＤｙＦ３、ＤｙＨ２）の微粉粒子径Ｄ５０を表１に示す。なお、表１中に示すＴＲＥ（Ｔｏｔａｌ　Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ）は希土類の合計量を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜２．希土類焼結磁石の作製＞
［実施例１~３３、比較例１~６、８~１２］
　次いで、表３に示す通りに希土類焼結磁石を作製した。これらの原料合金（合金Ａ~合金Ｆ、合金ａ~合金ｅ）に室温で水素吸蔵処理を施した後に、Ａｒ雰囲気中で６００℃で１時間、脱水素処理を行って主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）及び粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ）を粗粉砕した。それぞれ水素粉砕により粗粉砕した後、粗粉砕した主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）及び粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ）に、粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．１ｗｔ％程度添加し、高圧Ｎ２ガスによるジェットミル粉砕を行い、それぞれ平均粒子径が４．２μｍ~４．６μｍ程度の微粉末とした。また、水素粉砕以降焼結処理するまでは酸素雰囲気は２００ｐｐｍ程度として行った。次いで、得られた主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）の微粉末と、粒界相系合金（合金ａ~合金ｅ、ａ２）の微粉末又は希土類化合物（Ｄｙ２Ｏ３、ＤｙＦ３、ＤｙＨ２）の微粉末とを、質量比が表２に示す配合比となるように低酸素雰囲気で混合し、希土類焼結磁石の原料粉末である混合粉末を得た。次いで、得られた混合粉末を、成形圧力が１１８ＭＰａ、配向磁場が１２００ｋＡ／ｍの条件で磁場中で成形を行い、成形体を得た。
　得られた成形体を、真空中において、６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度を２℃／ｍｉｎ以上１０℃／ｍｉｎ以下として昇温し、焼結温度Ｔｓを１０００℃~１０８０℃として４時間保持し、焼結した。
　焼結後、Ａｒ雰囲気中で焼結体を６００℃未満までの平均冷却速度は、３℃／ｍｉｎ以上２０℃／ｍｉｎ以下として２００℃以下まで冷却した。これにより、上記の組成を有する希土類焼結磁石を製造した。
　その後、Ａｒ雰囲気中で時効処理（熱処理）を行った。時効処理は２段階で行った。第１時効処理温度Ｔ１を７５０℃~９００℃として１時間保持した後、２００℃以下まで冷却し、第２時効処理温度Ｔ２を５１０℃~５７０℃として１時間保持して行った。時効処理する際、６００℃以上第１時効処理温度Ｔ１までにおける平均昇温速度および第１時効処理温度Ｔ１から６００℃までの平均冷却速度は、上述の焼結時の平均昇温速度および平均冷却速度と同様としてもよい。
　なお、実施例２３~３３、比較例８~１２における微粉砕時の酸素濃度は２５００ｐｐｍとした。
［比較例７］
　また、比較例７では、合金Ｅのみを用いたこと以外は、実施例１と同様の条件で行い、希土類焼結磁石を作製した。
　表１に示す主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）、粒界相系合金（合金ａ~合金ｆ、合金ａ２）及び希土類化合物（Ｄｙ２Ｏ３、ＤｙＦ３、ＤｙＨ２）を用いて、表２に示す配合比で所定の磁石組成を有するＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石を作製した。主相系合金（合金Ａ~合金Ｆ）、粒界相系合金（合金ａ~合金ｆ、合金ａ２）及び希土類化合物（Ｄｙ２Ｏ３、ＤｙＦ３、ＤｙＨ２）の配合比と、作製したＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系希土類焼結磁石の磁石組成と、Ｏ、Ｃ、Ｎのガス量を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
＜３．評価＞
　製造した希土類焼結磁石の相対密度、一部で３層構造が形成されている主相粒子（低濃度領域の少なくとも一部に高濃度領域が隣接し、かつ高濃度領域の少なくとも一部に中濃度領域が隣接している主相粒子）の割合、完全に３層構造が形成されている主相粒子（低濃度領域の周囲全てに高濃度領域が隣接し、かつ高濃度領域の周囲全てに中濃度領域が隣接している主相粒子）の割合、磁気特性、強度、温度特性、耐食性および中濃度領域内のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値を以下の方法で測定し、評価した。
（相対密度）
　作製した希土類焼結磁石の相対密度は、希土類焼結磁石の実測密度をその理論密度で除した値である。本実施例においては、希土類焼結磁石の理論密度はＲ２Ｆｅ１４Ｂの密度とし、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂは７．５８Ｍｇ／ｍ３とし、Ｄｙ２Ｆｅ１４Ｂは８．０７Ｍｇ／ｍ３とした。また、元素Ｒを２種類以上用いる場合には、各元素の比率に応じ直線近似する。具体的には、元素ＲとしてＮｄおよびＤｙを用い、これらのモル比がＮｄ：Ｄｙ＝ｘ：ｙである場合、希土類焼結磁石の理論密度は（７．５８×＋８．０７ｙ）／（ｘ＋ｙ）とする。
（一部で３層構造が形成されている主相粒子の割合、完全に３層構造が形成されている主相粒子の割合）
　希土類焼結磁石の試料を準備して７０個以上の主相粒子をＥＰＭＡで観察した。希土類焼結磁石の主相に含まれる重希土類元素の濃度を確認し、一部で３層構造が形成されている主相粒子の割合、完全に３層構造が形成されている主相粒子の割合を求めた。一部で３層構造が形成されている主相粒子の割合と完全に３層構造が形成されている主相粒子の割合とは、試料ごとに所定の数の主相粒子を観察して、その中に含まれる一部で３層構造が形成されている主相粒子又は完全に３層構造が形成されている主相粒子の数から求めた。
（磁気特性）
　製造した希土類焼結磁石の磁石特性は、ＢＨトレーサーにより測定して保磁力ＨｃＪ、残留磁束密度Ｂｒを求めた。
（強度）
　製造した希土類焼結磁石を４０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの試験片に加工し、３点曲げ強度試験を行った。３点曲げ強度試験は、ＪＩＳ　Ｒ１６０１に準拠し、万能試験機（商品名「ＡＧＳ−１０００Ａ」、島津製作所社製）で評価した。図１３に３点曲げ強度試験の一例を模式的に示す。図１３に示すように、基板４１上に一対の支点４２を設置し、支点間距離を３０ｍｍとした。一対の支点４２上に試験片Ｓを設置して試験片Ｓに荷重を加えて行った。
（温度特性）
　温度可変型の磁気測定装置を使用し、室温ＲＴ（２２℃前後）における保磁力ＨｃＪと、所定温度として１４０℃、１８０℃、２００℃における保磁力ＨｃＪを比較し比率（％）を計算した。
（耐食性）
　製造した希土類焼結磁石を内周スライサーで１０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍに加工し、洗浄した試験片を試料とした。この試料を、温度を６０℃とし、湿度を９０％ＲＨとした恒温恒湿槽に２０００時間入れた後、試験片の外観の変化を確認し、錆の有無を評価した。試験片は１００個（ｎ＝１００）用意し、各試験片について行った。なお、表４中、分母は、錆の有無を観察した試験片の数を示し、分子は、錆が観察された試験片の数を示す。
　各実施例および比較例で製造した希土類焼結磁石の相対密度、一部で３層構造が形成されている主相粒子の割合、完全に３層構造が形成されている主相粒子の割合のそれぞれの測定結果を表３に示す。なお、表３中、一部で３層構造が形成されている主相粒子の割合、完全に３層構造が形成されている主相粒子の割合のそれぞれの数の分母は、試料の主相粒子を観察した数を示し、分子は、一部で３層構造が形成されている主相粒子の数、完全に３層構造が形成されている主相粒子の数を示す。また、表３に示す各実施例および比較例のうち、各配合比から抜粋した希土類焼結磁石の磁気特性、強度、温度特性および耐食性の測定結果を表４に示す。
（中濃度領域内のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値）
　また、表４に示す希土類焼結磁石の主相をＥＰＭＡでライン分析した際に、主相粒子内の低濃度領域内のＤｙ又はＴｂの最小濃度をαとし、高濃度領域内のＤｙ又はＴｂの最大濃度をβとし、中濃度領域におけるＤｙ又はＴｂの濃度の平均値を、Ｄｙ又はＴｂの最大濃度から粒界相までの重希土類元素の濃度の平均値をγとした時、下記の数式（Ａ）の値を求めた。そして、それぞれの主相粒子の下記の数式（Ａ）から、それぞれの希土類焼結磁石の主相粒子内の中濃度領域のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値を求めた。希土類焼結磁石の主相内の中濃度領域内のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値と、表３、４に示す希土類焼結磁石の温度特性、強度および耐食性との関係を図１４~図１９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表３、４より、成形体を焼成する際の６００℃から焼結温度Ｔｓまでにおける平均昇温速度を所定の範囲内とすることで、希土類焼結磁石の主相内には３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含んでいたことが確認された（実施例１~３、２４~２６、比較例１、２、９参照）。成形体を焼結する際、成形体を焼成する際の６００℃から焼結温度Ｔｓまでにおける平均昇温速度を所定の範囲内とすることにより、主相中の重希土類元素の濃度差が生じ易くなるため、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含むことができるといえる。
　また、焼結体を冷却する際の焼結温度Ｔｓから６００℃までにおける平均冷却速度を所定の範囲内とすることで、希土類焼結磁石の主相内には３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含んでいたことが確認された（実施例４~９、１２~２３、２７、比較例３、４、６、８、１０参照）。焼結体を冷却する際、焼結温度Ｔｓから６００℃までにおける平均冷却速度を所定の範囲内とすることにより、重希土類元素の濃度差が生じ易くなるため、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含むことができるといえる。
　また、希土類焼結磁石の相対密度は９９％を下回ると、希土類焼結磁石の主相内には３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含んでいないことが確認された（比較例５、１１参照）。よって、希土類焼結磁石の相対密度を９９％以上とすることは、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含むことに寄与しているといえる。
　また、希土類焼結磁石を作製する際に、原料合金が１種類の場合には、希土類焼結磁石の主相内には３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含んでいないことが確認された（比較例７参照）。よって、希土類焼結磁石は原料合金を２種類用いて作製することにより、希土類焼結磁石の主相内に３層構造を形成するようにしてＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含むことができるといえる。
　なお、図１４、図１７に示すように、中濃度領域のＤｙ又はＴｂの濃度が高くなるほど希土類焼結磁石の温度特性は低下するが、基準は十分満たすものであった。また、図１５、図１６に示すように、中濃度領域のＤｙ又はＴｂの濃度が高くなるほど希土類焼結磁石の耐食性は向上した。図１６、図１９に示すように、中濃度領域のＤｙ又はＴｂの濃度が高くなるほど希土類焼結磁石の強度は低下するが、基準は十分満たすものであった。よって、希土類焼結磁石の主相をＥＰＭＡでライン分析した際に、主相内の低濃度領域内のＤｙ又はＴｂの最小濃度をαとし、高濃度領域内のＤｙ又はＴｂの最大濃度をβとした時、中濃度領域内のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値γが所定の範囲内であれば、Ｄｙ又はＴｂの濃度に応じた３層構造が形成され、得られる希土類焼結磁石は、１４０℃~２００℃のような高温環境下においても保磁力ＨｃＪを高く維持することができる。なお、中濃度領域内のＤｙ又はＴｂの濃度の平均値γは、図１０に示すように、中濃度領域１４における重希土類元素の濃度の平均値を示す。この結果、得られる希土類焼結磁石の温度特性を向上させることができる。また、得られる希土類焼結磁石の強度を向上させつつ耐食性も向上できるといえる。
　このように、成形体を焼結する際の６００℃から焼結温度Ｔｓまでにおける平均昇温速度、焼結体を冷却する際の焼結温度Ｔｓから６００℃までにおける平均冷却速度を所定範囲として希土類焼結磁石を作製することで、希土類焼結磁石の主相内には３層構造を形成するようにして重希土類元素を含むことができる。そして、得られた希土類焼結磁石は主相内に３層構造を形成するようにして重希土類元素を含むため、温度特性、強度はさらに向上し、磁気特性、耐食性の改善された希土類焼結磁石を作製することができることが判明した。このため、本実施形態に係る希土類焼結磁石をモータなどの回転機やＭＲＩなどの磁場発生装置に用いられる永久磁石として用いることで、温度特性および強度を有することができるため、回転機や磁場発生装置などの性能を更に向上させることができ、信頼性の高い回転機や磁場発生装置などを製造することができる。
　１１　主相
　１２　低濃度領域
　１３　高濃度領域
　１４　中濃度領域
　１５　粒界相
　２０　ＳＰＭモータ
　２１　ハウジング
　２２　ロータ
　２３　ステータ
　２４　回転軸
　２５　ロータコア（鉄芯）
　２６　永久磁石
　２７　磁石挿入スロット
　２８　ステータコア
　２９　スロットル
　３０　コイル
　４１　基板
　４２　支点
　Ｓ　試験片

Claims (13)

  1. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む希土類焼結磁石であり、
    　前記主相は、重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）を含み、
    　前記希土類焼結磁石に含まれる前記主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、前記重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域を含み、
    　前記重希土類元素の濃度の異なる３つの領域は、
    　前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も低い低濃度領域と、
    　前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も高い高濃度領域と、
    　前記重希土類元素の濃度が前記低濃度領域より高く、前記高濃度領域よりも低い中濃度領域とであり、
    　前記３つの領域は、前記主相粒子内において前記低濃度領域から前記粒界相へ向かって、前記低濃度領域、前記高濃度領域、前記中濃度領域の順に存在していることを特徴とする希土類焼結磁石。
  2. 　前記低濃度領域の少なくとも一部に前記高濃度領域が隣接し、かつ前記高濃度領域の少なくとも一部に前記中濃度領域が隣接している主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に５％以上存在している請求項１に記載の希土類焼結磁石。
  3. 　前記主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に３０％以上存在している請求項２に記載の希土類焼結磁石。
  4. 　前記低濃度領域の周囲全てに前記高濃度領域が隣接し、かつ前記高濃度領域の周囲全てに前記中濃度領域が隣接している主相粒子が、前記希土類焼結磁石中に３％以上存在している請求項１乃至３の何れか１つに記載の希土類焼結磁石。
  5. 　前記主相粒子が前記希土類焼結磁石中に５％以上存在している請求項４に記載の希土類焼結磁石。
  6. 　前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値を、前記重希土類元素の最大濃度から前記粒界相までの前記重希土類元素の濃度の平均値とする請求項１乃至５の何れか１つに記載の希土類焼結磁石。
  7. 　前記主相内における前記重希土類元素の最小濃度をαとし、前記主相内における前記重希土類元素の最大濃度をβとし、前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値をγとした時、
    　前記中濃度領域における前記重希土類元素の濃度の平均値は下記数式（Ａ）で表され、
    　下記数式（Ａ）の値が０．２以上０．８以下の範囲内である請求項６に記載の希土類焼結磁石。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
  8. 　前記数式（Ａ）の値が０．３以上０．７５以下の範囲内である請求項７に記載の希土類焼結磁石。
  9. 　前記数式（Ａ）の値が０．３５以上０．７以下の範囲内である請求項７に記載の希土類焼結磁石。
  10. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を含む主相系合金と、ＨＲ（ＨＲはＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を少なくとも含む１種以上の希土類元素を表す）及びＴを少なくとも含む粒界相系合金とを原料合金として用いる請求項１乃至９の何れか１つに記載の希土類焼結磁石。
  11. 　前記希土類焼結磁石の相対密度は９９％以上である請求項１乃至１０の何れか１つに記載の希土類焼結磁石。
  12. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｐｒの何れか一方又は両方を主成分として含む１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移元素を表す）化合物からなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む希土類焼結磁石を製造するにあたり、
    　Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を含む主相系合金の合金粉末と、ＨＲ（ＨＲはＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を少なくとも含む１種以上の希土類元素を表す）及びＴを少なくとも含む粒界相系合金の合金粉末とを混合し、混合物を得る混合物作製工程と、
    　前記混合物を成形し、成形体を得る成形工程と、
    　６００℃以上焼結温度までにおける平均昇温速度を２℃／ｍｉｎ以上１０℃／ｍｉｎ以下として前記成形体を昇温する昇温工程と、
    　前記成形体を焼結し、焼結体を得る焼結工程と、
    　焼結温度から６００℃までの平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ以上２０℃／ｍｉｎ未満として前記焼結体を冷却する冷却工程と、
    を含み、
    　前記主相には重希土類元素（少なくともＤｙ、Ｔｂの何れか一方又は両方を含む）を含み、
    　前記希土類焼結磁石に含まれる前記主相のうちの少なくとも１部の主相粒子は、前記重希土類元素の濃度が異なる少なくとも３つの領域を含み、
    　前記重希土類元素の濃度の異なる３つの領域は、
    　前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も低い低濃度領域と、
    　前記重希土類元素の濃度が３つの領域において最も高い高濃度領域と、
    　前記重希土類元素の濃度が前記低濃度領域より高く、前記高濃度領域よりも低い中濃度領域とであり、
    　前記３つの領域は、前記主相粒子内において前記低濃度領域から前記粒界相へ向かって、前記低濃度領域、前記高濃度領域、前記中濃度領域の順に存在していることを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
  13. 　請求項１乃至１１の何れか１つに記載の希土類焼結磁石を含むことを特徴とする回転機。
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