WO2013008756A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびモーター - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石用合金材料、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石、ｒ－ｔ－ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびモーター Download PDF

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atomic
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中島　健一朗
貴司 山崎
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Definitions

  • the present invention relates to an alloy for RTB system rare earth sintered magnet, a method for producing an alloy for RTB system rare earth sintered magnet, an alloy material for RTB system rare earth sintered magnet, RT -B system rare earth sintered magnet, method of manufacturing RTB system rare earth sintered magnet and motor, in particular, RTB system rare earth sintered having excellent magnetic properties and suitable for motor
  • the present invention relates to an alloy for an RTB-based rare earth sintered magnet and an alloy material for an RTB-based rare earth sintered magnet from which a sintered magnet can be obtained.
  • the present application includes Japanese Patent Application No. 2011-151815 filed in Japan on July 8, 2011, Japanese Patent Application No. 2011-229289 filed in Japan on October 18, 2011, and Japan on March 16, 2012. Claiming priority based on Japanese Patent Application No. 2012-060259 filed and Japanese Patent Application No. 2012-149560 filed in Japan on July 3, 2012, the contents of which are incorporated herein.
  • RTB-based rare earth sintered magnets (hereinafter sometimes referred to as “RTB-based magnets”) have been used for voice coil motors for hard disk drives, engine motors for hybrid vehicles and electric vehicles, etc. Used in motors.
  • An RTB-based magnet is obtained by molding and sintering an RTB-based alloy powder mainly composed of Nd, Fe, and B.
  • R is Nd and a part of Nd substituted with other rare earth elements such as Pr, Dy, and Tb.
  • T is obtained by substituting Fe and a part of Fe with another transition metal such as Co or Ni.
  • B is boron, and a part thereof can be substituted with C or N.
  • the structure of a general RTB-based magnet is mainly composed of a main phase composed of R2T14B and an R-rich phase present at the grain boundary of the main phase and having a higher Nd concentration than the main phase.
  • the R-rich phase is also called a grain boundary phase.
  • the composition of the RTB-based alloy is usually such that the ratio of Nd, Fe, and B is as close to R2T14B as possible in order to increase the proportion of the main phase in the structure of the RTB-based magnet. (For example, refer nonpatent literature 1).
  • the R—T—B system alloy may contain an R2T17 phase.
  • the R2T17 phase is known to cause a reduction in coercive force and squareness of an RTB-based magnet (see, for example, Patent Document 1). For this reason, conventionally, when the R2T17 phase is present in the RTB-based alloy, it is extinguished during the sintering process for manufacturing the RTB-based magnet.
  • an RTB-based magnet having a sufficiently high coercive force can be obtained even when a metal element such as Al, Si, Ga, or Sn is added to the RTB-based alloy. There was a case that could not be done. As a result, it was necessary to increase the Dy concentration even when the metal element was added. For this reason, it is required to supply an RTB-based alloy from which an RTB-based magnet having a high coercive force can be obtained without increasing the content of Dy contained in the RTB-based alloy. It had been.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and it is possible to obtain an RTB magnet having a high coercivity without increasing the content of Dy contained in the RTB alloy.
  • the RTB-based magnet has a main phase mainly containing R2Fe14B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, and the grain boundary phase has a conventionally recognized high rare earth element concentration.
  • RT- with high coercive force by including a grain boundary phase (R-rich phase) and a grain boundary phase (transition metal-rich phase) having a lower rare earth element concentration and a higher transition metal element concentration than the conventional grain boundary phase
  • a B-based magnet can be obtained.
  • the coercive force is improved as the volume fraction of the transition metal rich phase contained in the RTB-based magnet increases.
  • an RTB-based alloy includes an RTB-based alloy in order to effectively exert the effect of improving the coercive force by containing Dy in an RTB-based magnet including a transition metal-rich phase.
  • the composition was examined as shown below. That is, the transition metal rich phase has a lower total atomic concentration of rare earth elements and a higher atomic concentration of Fe than other grain boundary phases. Therefore, studies were made such as increasing the Fe concentration or decreasing the B concentration. As a result, it was found that the coercive force is maximized at a specific B concentration. Furthermore, it has been found that the optimum B concentration varies depending on the Dy concentration.
  • R which is a rare earth element
  • T which is a transition metal essential for Fe
  • M a metal element containing one or more metals selected from Al, Ga and Cu
  • B is contained in 4.5 to 6.2 atomic%
  • M is contained in 0.1 to 2.4 atomic%
  • T is the balance
  • the ratio of Dy in all rare earth elements Is an RTB-based rare earth sintered magnet alloy, characterized by satisfying the following (formula 1).
  • Equation 1 The RTB-based rare earth sintered magnet alloy according to (1), wherein the alloy contains 0.7 to 1.4 atomic% of the M.
  • the area ratio of the region containing the R2T17 phase is not less than 0.1% and not more than 50%, and the RTB rare earth firing according to any one of (1) to (3) Alloy for magnets.
  • R which is a rare earth element
  • T which is an essential transition metal
  • B and inevitable impurities, including 13 to 15 atomic% of R and 4.5 to 6.2 atomic% of B
  • T is the balance
  • the ratio of Dy in the total rare earth elements is 0 to 65 atomic%
  • an RTB-based alloy satisfying the following (formula 1): An alloy material for an RTB-based rare earth sintered magnet containing one or more metal elements M selected from Al, Ga, and Cu or an additive metal made of an alloy containing the metal element M, An alloy material for an RTB-based rare earth sintered magnet comprising the metal element M in an amount of 0.1 to 2.4 atomic% in the alloy material for an RTB-based rare earth sintered magnet.
  • R which is a rare earth element
  • T which is a transition metal essential for Fe, one or more first metals selected from Al, Ga and Cu, B and inevitable impurities, 13 to 15 atomic%, B is included to 4.5 to 6.2 atomic%, T is the balance, the proportion of Dy in all rare earth elements is 0 to 65 atomic%, and the following (formula 1) An RTB-based alloy to satisfy, An alloy material for an RTB-based rare earth sintered magnet including one or more second metals selected from Al, Ga and Cu or an additive metal made of an alloy containing the second metal, The RTB-based rare earth sintered magnet alloy material contains the first metal and the second metal in a total amount of 0.1 to 2.4 atomic%. Alloy material for rare earth sintered magnets.
  • Equation 1 The RTB-based rare earth sintered magnet alloy material according to (5) or (6), further comprising Si. (8) The RTB according to (7), wherein the content of Si in the RTB-based rare earth sintered magnet alloy material is 0.7 to 1.5 atomic%. Alloy material for B-based rare earth sintered magnet.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase in the RTB-based alloy is 0.1% to 50%, as described in any one of (5) to (8) RTB-based rare earth sintered magnet alloy material.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet alloy according to any one of (1) to (4) or the RTB according to any one of (5) to (9) A method for producing an RTB rare earth sintered magnet, comprising molding and sintering an alloy material for a rare earth sintered magnet.
  • a diffusion step in which Dy metal or Tb metal, or Dy compound or Tb compound is attached to the surface of the sintered RTB-based magnet and heat-treated is performed (10) or The method for producing an RTB rare earth sintered magnet according to (11).
  • R which is a rare earth element
  • T which is a transition metal essential for Fe
  • M a metal element M containing one or more metals selected from Al, Ga and Cu
  • B is contained in 4.5 to 6.2 atomic%
  • M is contained in 0.1 to 2.4 atomic%
  • T is the balance
  • the ratio of Dy in all rare earth elements Is an RTB-based rare earth sintered magnet satisfying the following (formula 1):
  • the sintered body is provided with a main phase mainly including R2Fe14B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, and the grain boundary phase includes a phase having a total atomic concentration of rare earth elements of 70 atomic% or more
  • An RTB-based rare earth sintered magnet comprising a phase having a total atomic concentration of rare earth elements of 25 to 35 atomic%.
  • TB rare earth sintered magnet 17.
  • a motor comprising the RTB-based rare earth sintered magnet according to any one of (13) to (16).
  • R which is a rare earth element
  • T which is a transition metal essential for Fe
  • M a metal element M containing one or more metals selected from Al, Ga and Cu
  • B is contained in 5.0 to 6.0 atomic%
  • M is contained in 0.1 to 2.4 atomic%
  • T is the balance, and the ratio of Dy in all rare earth elements
  • R is from 0 to 65 atomic%
  • a main phase mainly containing R2Fe14B, and an alloy grain boundary phase containing more R than the main phase, and an interval between the alloy grain boundary phases is 3 ⁇ m or less.
  • R which is a rare earth element
  • T which is a transition metal essential for Fe
  • M a metal element M containing one or more metals selected from Al, Ga and Cu
  • B is contained in 5.0 to 6.0 atomic%
  • M is contained in 0.1 to 2.4 atomic%
  • T is the balance, and the ratio of Dy in all rare earth elements
  • the RTB-based rare earth permanent magnet alloy material of the present invention has a B content that satisfies the above (formula 1) and contains 0.1 to 2.4 atomic% of a metal element.
  • the RTB of the present invention having a high coercive force while being able to sufficiently secure the volume fraction of the transition metal rich phase of the sintered RTB rare earth permanent magnet and suppressing the Dy content.
  • a -B rare earth permanent magnet is obtained.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet of the present invention has a high coercive force, and therefore can be suitably used for a motor or the like.
  • the alloy for R—T—B system rare earth permanent magnet of the present invention is one or more metals selected from R which is a rare earth element, T which is a transition metal essential for Fe, and Al, Ga and Cu.
  • the ratio of Dy in the total rare earth element is 0 to 65 atomic%, comprising a main phase mainly containing R2Fe14B and an alloy grain boundary phase containing more R than the main phase, the alloy grain boundary phase
  • the alloy grain boundary phase When the distance between the particles is 3 ⁇ m or less, the alloy grain boundary phase is adhered to the periphery of the powder when pulverized to a particle size of 3 ⁇ m or less, so the distribution of the alloy grain boundary phase in the powder becomes uniform.
  • the present invention has a high coercive force because the grain boundary phase is
  • the method for producing an RTB-based rare earth sintered magnet alloy of the present invention has a constant time of 10 seconds to 120 seconds until a cast alloy having a temperature exceeding 800 ° C. reaches a temperature lower than 500 ° C. in the casting process.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase of the RTB-based rare earth permanent magnet formed by sintering the RTB-based alloy thus obtained is a method of performing a temperature holding step of maintaining the temperature.
  • an RTB-based rare earth permanent magnet with high coercive force can be obtained while suppressing the content of Dy.
  • FIG. 2 is a plot of the relationship between B / TRE (total concentration of rare earth elements) and Hcj (coercive force) of a sintered magnet produced using an alloy with Dy ⁇ 3.8 atomic%.
  • FIG. 3 is a plot of the relationship between B / TRE (total concentration of rare earth elements) and Hcj (coercive force) of a sintered magnet produced using an alloy with Dy ⁇ 8.3 atomic%.
  • FIG. 4 is a plot of the relationship between the Dy concentration at the point where the coercive force becomes maximum and B / TRE (total concentration of rare earth elements).
  • FIG. 5 is an RTB system ternary phase diagram.
  • FIG. 6 is a backscattered electron image of the alloy F.
  • FIG. 7 is an enlarged view of the R2T17 phase generation region.
  • FIG. 8 is a photomicrograph of the RTB system magnet, which is a backscattered electron image of the RTB system magnet of Experimental Example 9.
  • FIG. 9 is a photomicrograph of the RTB system magnet, which is a reflected electron image of the RTB system magnet of Experimental Example 6.
  • FIG. 10A is a photomicrograph of the RTB system magnet of the present invention, a backscattered electron image of the RTB system magnet of Experimental Example 23, and FIG. FIG. 3 is a schematic diagram for explaining a micrograph of an RTB-based magnet shown in FIG.
  • FIG. 11 is a schematic front view showing an example of an alloy manufacturing apparatus.
  • FIG. 12A is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and the B concentration
  • FIG. 12B is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and B / TRE.
  • FIG. 12C is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and Fe / B.
  • FIG. 12A is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and the B concentration
  • FIG. 12B is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and B / TRE.
  • FIG. 12C is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases and Fe / B.
  • FIG. 13A is a micrograph of a cross section of a cast alloy flake with 15.5 Fe / B
  • FIG. 13B is a micrograph of a cross section of the cast alloy flake with 16.4 Fe / B. is there.
  • FIG. 14 is a graph showing the distance between the alloy grain boundary phases of Experimental Example 35 and the distance between the alloy grain boundary phases of Experimental Example 36.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between the elapsed time and temperature of the manufactured cast alloy from 1200 ° C. to 50 ° C., and FIG. 15 (a) shows the range of the elapsed time from 0 to 1 second.
  • FIG. 15B shows a range from 0 to 250 seconds elapsed time, and FIG.
  • FIG. 15C shows a range from 0 to 700 seconds elapsed time.
  • FIG. 16A is a graph showing the coercivity (Hcj) of the RTB system magnets of Experimental Example 37 to Experimental Example 40
  • FIG. 16B is the graph of Experimental Example 37 to Experimental Example 40.
  • FIG. 16C is a graph showing the magnetization (Br) of the RTB system magnet
  • FIG. 16C shows the magnetization (Br) and the coercive force (RT) of the RTB system magnets of Experimental Examples 37 to 40. It is the graph which showed the relationship with Hcj).
  • FIG. 17A is a graph showing the second quadrant of the hysteresis curve measured by the BH curve tracer of Experimental Example 47 and Experimental Example 48.
  • 17B is a graph of Experimental Example 50 of Experimental Example 49. It is the graph which showed the 2nd quadrant of the hysteresis curve measured with the BH curve tracer, a vertical axis is magnetization J, and a horizontal axis is magnetic field H.
  • RTB-based rare earth sintered magnet alloy The RTB-based rare earth sintered magnet alloy of the present embodiment (hereinafter abbreviated as “RTB-based alloy”) is molded and sintered to form a main phase mainly containing R2Fe14B. And a grain boundary phase comprising a grain boundary phase containing more R than the main phase, wherein the grain boundary phase is an R rich phase and a grain boundary phase having a lower rare earth element concentration and a higher transition metal element concentration than the R rich phase.
  • the RTB-based rare earth sintered magnet of the present invention (hereinafter abbreviated as “RTB-based magnet”) containing the transition metal-rich phase is obtained.
  • the R-rich phase is a phase in which the total atomic concentration of R, which is a rare earth element, is 70 atomic% or more.
  • the transition metal rich phase is a phase in which the total atomic concentration of the rare earth element R is 25 to 35 atomic%.
  • the transition metal rich phase preferably contains 50 to 70 atomic% of T, which is a transition metal essentially containing Fe.
  • the RTB-based alloy of this embodiment is a metal containing at least one metal selected from R, which is a rare earth element, T, which is an essential transition metal, and Al, Ga, and Cu. It consists of the element M, B and inevitable impurities, including 13 to 15 atomic% R, including 4.5 to 6.2 atomic%, including 0.1 to 2.4 atomic%, and T being the balance An RTB-based alloy that satisfies the following (formula 1).
  • the RTB-based alloy of this embodiment is an alloy in which the proportion of Dy in all rare earth elements is 0 to 65 atomic%.
  • the coercive force of the RTB-based magnet obtained by using this is insufficient.
  • the R content exceeds 15 atomic%, the residual magnetization of the RTB-based magnet obtained by using this becomes low, making it unsuitable as a magnet.
  • the content of Dy in all rare earth elements of the RTB-based alloy is set to 0 to 65 atomic%.
  • the coercive force is improved by including the transition metal rich phase, it is not necessary to include Dy, and even when Dy is included, a sufficiently high coercive force with a content of 65 atomic% or less. A magnetic force improving effect is obtained.
  • Examples of the rare earth elements other than Dy in the RTB-based alloy include Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. Of these, Nd, Pr, and Tb are particularly preferably used. Further, R in the R—T—B system alloy preferably contains Nd as a main component.
  • B contained in the RTB-based alloy is boron, and a part thereof can be substituted with C or N.
  • the B content is 4.5 atomic% or more and 6.2 atomic% or less, and satisfies the above (Formula 1).
  • the content of B is more preferably 4.8 atomic% or more, and more preferably 5.5 atomic% or less. If the content of B contained in the RTB-based alloy is less than 4.5 atomic%, the coercive force of the RTB-based magnet obtained using this will be insufficient. When the content of B exceeds the range of the above (Formula 1), the amount of transition metal rich phase generated becomes insufficient, and the coercive force is not sufficiently improved.
  • the RTB-based alloy of this embodiment includes a main phase mainly containing R2Fe14B and an alloy grain boundary phase containing more R than the main phase.
  • the alloy grain boundary phase can be observed with a backscattered electron image of an electron microscope.
  • the alloy grain boundary phase there are those that are substantially composed only of R and those that contain RTM.
  • the B content contained in the RTB-based alloy is 5.0 atomic% or more, 6 0.0 atomic% or less.
  • the B content is preferably 5.5 atomic% or less.
  • the content of B contained in the RTB-based alloy is less than 5.0 atomic%, the interval between adjacent alloy grain boundary phases of the RTB-based alloy increases rapidly, and the alloy It becomes difficult to obtain a fine alloy structure having a grain boundary phase interval of 3 ⁇ m or less.
  • the spacing between adjacent alloy grain boundary phases of the RTB-based alloy increases, and the alloy particles increase.
  • B rich phase is contained in a sintered magnet because B becomes excessive. For this reason, when the B content exceeds 6.0 atomic%, the coercive force of the R—T—B system magnet manufactured using this may be insufficient.
  • the Fe content relative to the B content included in the RTB-based alloy is preferably 13-16.
  • the generation of the transition metal rich phase is effectively promoted in the manufacturing process of the RTB-based alloy and / or the manufacturing process of the RTB-based magnet. It will be a thing.
  • Fe / B exceeds 16, the interval between the adjacent alloy grain boundary phases of the RTB-based alloy increases rapidly, and a fine alloy structure in which the interval between the alloy grain boundary phases is 3 ⁇ m or less is obtained. It becomes difficult.
  • B / TRE is set to 0.355 to 0.38 in order to refine the grain size of the alloy structure and improve the coercive force of the RTB-based magnet manufactured using the alloy structure. It is preferable. It is more preferable that B / TRE is 0.36 or less so as to obtain a fine alloy structure which is more excellent in grindability and has an alloy grain boundary phase interval of 3 ⁇ m or less.
  • B / TRE is less than 0.355, the interval between adjacent alloy grain boundary phases of the RTB-based alloy is abruptly widened, and a fine alloy structure in which the interval between alloy grain boundary phases is 3 ⁇ m or less is obtained. It becomes difficult to be.
  • T contained in the RTB-based alloy is a transition metal in which Fe is essential.
  • the transition metal other than Fe contained in T of the RTB-based alloy various group 3 to 11 elements can be used.
  • Tc urie temperature
  • FIG. 4 is a plot of the relationship between the Dy concentration at the point where the coercive force is maximized and B / TRE.
  • FIG. 5 is an RTB system ternary phase diagram.
  • the vertical axis indicates the B concentration
  • the horizontal axis indicates the Nd concentration. The lower the B and Nd concentrations in FIG. 5, the higher the Fe concentration.
  • an alloy is cast with a composition in the filled region (for example, a composition indicated by a black mark ⁇ in FIG. 5) to produce an RTB-based magnet composed of a main phase and an R-rich phase. ing.
  • the composition of the RTB-based alloy of the present invention that satisfies the above (Formula 1) is in a region shifted from the above region to the low B concentration side, as indicated by ⁇ in FIG.
  • the R2T17 phase is easily generated in the alloy.
  • the R2T17 phase is known to cause a decrease in coercive force and squareness of the RTB-based magnet, and an RTB-based alloy is usually manufactured under conditions where the R2T17 phase is not generated.
  • the R2T17 phase is considered to be a raw material for the transition metal rich phase in the manufacturing process of the RTB-based alloy and / or the manufacturing process of the RTB-based magnet.
  • the area ratio of the region containing the R2T17 phase is preferably 0.1 to 50%, more preferably 0.1 to 25%.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase is in the above range, the generation of the transition metal rich phase is effectively promoted, and the RTB-based magnet having a sufficiently high coercive force sufficiently including the transition metal rich phase is obtained.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase is 50% or more, the R2T17 phase cannot be completely consumed in the manufacturing process of the RTB system magnet, and the coercive force of the RTB system magnet Squareness may be reduced.
  • the RTB-based alloy of this embodiment when the area ratio of the region including the R2T17 phase is 0.1 to 50%, very excellent pulverizability can be obtained. Since the R2T17 phase is brittle compared to the R2T14B phase, the RTB alloy of the present invention is easily pulverized when the area containing the R2T17 phase includes an area ratio of 0.1 to 50%. Fine particles having a particle diameter of about 2 ⁇ m can be obtained.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase can be obtained by observing a cross section of a cast alloy flake to be an RTB-based alloy under a microscope. Specifically, it is obtained by the following procedure. The cast alloy flakes are embedded in resin, shaved in the thickness direction of the cast alloy flakes, mirror-polished, and then gold or carbon is vapor-deposited to give conductivity to obtain an observation sample. A reflected electron image of this sample is taken with a scanning electron microscope at a magnification of 300 or 350.
  • FIG. 6 shows a backscattered electron image taken at 350 times the cross section of the alloy F shown in Table 1 as an example.
  • a gray R2T14B phase and a white linear R-rich phase are observed.
  • a region where a dotted R-rich phase is observed is referred to as a region including the R2T17 phase.
  • the proportion of the area in the cross-sectional photograph is referred to as the area ratio of the region including the R2T17 phase.
  • FIG. 7 is a high-magnification photograph of the R2T17 phase generation region. When the contrast is emphasized, black R2T17 phase (2-17 phase), white R-rich phase and gray main phase (2-14-1 phase) are generated in the R2T17 phase generation region. I understand that.
  • the metal element M contained in the RTB-based alloy of this embodiment is a step of temporarily reducing the cooling rate of the cast alloy flakes after casting performed during the manufacture of the RTB-based alloy (described later). It is presumed that it promotes the generation of a transition metal rich phase during the temperature maintaining step of the cast alloy) and the sintering and heat treatment for producing the RTB-based magnet.
  • the metal element M contains one or more metals selected from Al, Ga, and Cu, and is contained in an RTB-based alloy in an amount of 0.1 to 2.4 atomic%. Since the RTB-based alloy of the present embodiment contains 0.1 to 2.4 atomic% of the metal element M, the R-rich phase and the transition metal-rich are sintered by sintering this. An RTB-based magnet containing a phase is obtained.
  • One or more metals selected from Al, Ga, and Cu contained in the metal element M can be used in the temperature holding process of the cast alloy without interfering with other magnetic properties, or in the RTB system.
  • the coercivity (Hcj) is effectively improved by promoting the formation of a transition metal rich phase during magnet sintering and heat treatment.
  • the metal element M is less than 0.1 atomic%, the effect of promoting the generation of the transition metal rich phase is insufficient, and the transition metal rich phase is not formed in the RTB-based magnet. There is a possibility that the coercive force (Hcj) of the B-system magnet cannot be sufficiently improved.
  • the metal element M exceeds 2.4 atomic%, the magnetic properties such as magnetization (Br) and maximum energy product (BHmax) of the RTB-based magnet are deteriorated.
  • the content of the metal element M is more preferably 0.7 atomic percent or more, and more preferably 1.4 atomic percent or less.
  • the concentration of Cu is preferably 0.07 to 1 atomic%.
  • the Cu concentration is less than 0.07 atomic%, the magnet is difficult to sinter.
  • the Cu concentration exceeds 1 atomic%, the magnetization (Br) of the RTB-based magnet decreases, which is not preferable.
  • the RTB-based alloy of this embodiment is a metal containing at least one metal selected from R, which is a rare earth element, T, which is an essential transition metal, and Al, Ga, and Cu.
  • R which is a rare earth element
  • T which is an essential transition metal
  • Si may further be included.
  • the Si content is preferably in the range of 0.7 to 1.5 atomic%. By containing Si within the above range, the coercive force is further improved. Even if the Si content is less than 0.7 atomic% or exceeds 1.5 atomic%, the effect of containing Si is reduced.
  • the total concentration of oxygen, nitrogen and carbon contained in the RTB-based alloy is high, these elements and the rare earth element R are bonded in the step of sintering the RTB-based magnet described later. Thus, the rare earth element R is consumed. Therefore, among the rare earth elements R contained in the RTB-based alloy, the rare earth elements used as a raw material for the transition metal-rich phase in the heat treatment after sintering into an RTB-based magnet The amount of R is reduced. As a result, the amount of transition metal rich phase produced is reduced, and the coercivity of the RTB-based magnet may be insufficient. Therefore, in the present embodiment, the total concentration of oxygen, nitrogen, and carbon contained in the RTB-based alloy is preferably 0.5 wt% or less. By making said total density
  • Hcj coercive force
  • the RTB-based alloy of the present invention is produced by casting a molten alloy having a predetermined composition, for example, at a temperature of about 1450 ° C., for example, by the SC (strip casting) method. At this time, the cooling rate of the cast alloy flakes after casting may be temporarily reduced at 700 to 900 ° C. to perform a process for promoting the diffusion of components in the alloy (temperature maintaining step). Thereafter, the cast alloy flakes obtained are crushed by a hydrogen crushing method or the like and pulverized by a pulverizer to obtain an RTB-based alloy.
  • FIG. 11 is a schematic front view showing an example of an alloy manufacturing apparatus.
  • the alloy manufacturing apparatus 1 shown in FIG. 11 includes a casting apparatus 2, a crushing apparatus 21, a heating apparatus 3 disposed below the crushing apparatus 21, and a storage container 4 disposed below the heating apparatus 3. ing.
  • the crushing device 21 crushes the cast alloy lump cast by the casting device 2 to make a cast alloy flake.
  • a hopper 7 is provided between the crushing device 21 and the open / close type stage group 32 to guide the cast alloy flakes onto the open / close type stage group 32 of the heating device 3.
  • the heating device 3 includes a heater 31 and a container 5.
  • the container 5 includes a storage container 4 and an openable / closable stage group 32 installed on the upper part of the storage container 4.
  • the openable stage group 32 includes a plurality of openable stages 33.
  • the openable stage 33 is for placing the cast alloy flakes supplied from the crushing device 21 when “closed”, and for sending the cast alloy flakes to the storage container 4 when “open”.
  • the manufacturing apparatus 1 is provided with a belt conveyor 51 (movable device) that makes the container 5 movable, and the container 5 can be moved in the left-right direction in FIG. 11 by the belt conveyor 51.
  • the chamber 6 includes a casting chamber 6a and a heat insulation / storage chamber 6b that is installed below the casting chamber 6a and communicates with the casting chamber 6a.
  • a casting apparatus 2 is accommodated in the casting chamber 6a, and a heating apparatus 3 is accommodated in the heat insulation / storage chamber 6b.
  • an alloy melt having a predetermined composition at a temperature of about 1450 ° C. is prepared in a melting device (not shown).
  • the obtained molten alloy is supplied to a cooling roll 22 made of a water-cooled copper roll of the casting apparatus 2 using a dundish not shown, and solidified to obtain a cast alloy.
  • the cast alloy is separated from the cooling roll 22 and crushed through the crushing rolls of the crushing device 21 to obtain cast alloy flakes.
  • the crushed cast alloy flakes pass through the hopper 7 and are deposited on the open / close stage 33 in the “closed” state of the open / close stage group 32 disposed under the hopper 7.
  • the cast alloy flakes deposited on the open / close stage 33 are heated by the heater 31.
  • a temperature holding step is performed in which the produced cast alloy of over 800 ° C. is maintained at a constant temperature for 10 seconds to 120 seconds until the temperature reaches a temperature of less than 500 ° C.
  • cast alloy flakes in the temperature range of 800 ° C. to 500 ° C. are supplied onto the open / close stage 33, and heating by the heater 31 starts when the cast alloy flakes are deposited on the open / close stage 33. Is done.
  • a temperature holding process for maintaining the cast alloy at a constant temperature for 10 to 120 seconds is started.
  • the cast alloy flakes deposited on the open / close stage 33 are dropped into the storage container 4 with the open / close stage 33 being in an “open” state when a predetermined time has elapsed. As a result, the heat of the heater 31 does not reach the cast alloy flakes, the cooling of the cast alloy flakes is resumed, and the temperature holding process ends.
  • the metal element M containing one or more metals selected from Al, Ga, and Cu by rearrangement of the elements included in the cast alloy moves in the cast alloy, and B It is estimated that the replacement of the components with Thereby, a part of B contained in the region that becomes the alloy grain boundary phase moves to the main phase, and a part of the metal element M contained in the region that becomes the main phase moves to the alloy grain boundary phase. It is estimated to move. As a result, the original magnetic properties of the main phase can be exhibited, and it is estimated that the coercive force of the RTB-based magnet using this increases.
  • the alloy structure When the temperature of the cast alloy in the temperature holding process is higher than 800 ° C., the alloy structure may be coarsened. Further, if the time for maintaining at a constant temperature exceeds 120 seconds, productivity may be hindered. Also, when the temperature of the cast alloy in the temperature holding step is less than 500 ° C. or when the time for maintaining at a constant temperature is less than 10 seconds, the effect of element rearrangement by performing the temperature holding step is sufficiently obtained. It may not be possible.
  • the temperature holding step is performed by the method in which the cast alloy flakes deposited on the open / close stage 33 within the temperature range of 800 ° C. to 500 ° C. are heated by the heater 31. Is not limited to this method as long as it can be maintained at a constant temperature for 10 seconds to 120 seconds until the cast alloy having a temperature higher than 800 ° C. reaches a temperature lower than 500 ° C.
  • the inside of the chamber 6 for manufacturing the RTB-based alloy has a reduced-pressure atmosphere of inert gas. Furthermore, in this embodiment, it is preferable to perform at least a part of the casting process in an atmosphere containing helium. Helium has a higher ability to extract heat from the cast alloy than argon, and the cooling rate of the cast alloy can be easily increased.
  • Examples of a method for performing at least a part of the casting process in an atmosphere containing helium include a method of supplying helium as an inert gas into the casting chamber 6a of the chamber 6 at a predetermined flow rate.
  • the inside of the casting chamber 6a is an atmosphere containing helium
  • the surface of the casting alloy cast by the casting apparatus 2 and rapidly cooled by the cooling roll 22 that is not in contact with the cooling roll 22 can be efficiently cooled. Accordingly, the cooling rate of the cast alloy is increased, the grain size of the alloy structure is refined, and the grindability is excellent, and a fine alloy structure with an alloy grain boundary phase interval of 3 ⁇ m or less can be easily obtained.
  • the cooling rate of the casting alloy is increased, so that the temperature of the cast alloy flakes deposited on the openable stage 33 can be easily set to 800 ° C. or less. Can do.
  • the cast alloy flakes after the temperature holding step are cooled in an atmosphere containing helium.
  • the cooling rate of the cast alloy flakes which is the cast alloy after the temperature holding step, is increased, so that the alloy structure is further refined, the grindability is excellent, and the distance between the alloy grain boundary phases is 3 ⁇ m or less.
  • An alloy structure can be easily obtained.
  • a method for cooling the cast alloy flakes after the temperature holding step in an atmosphere containing helium for example, helium is supplied at a predetermined flow rate into the storage container 4 in which the cast alloy flakes dropped from the openable stage 33 are accommodated. The method of supplying is mentioned.
  • the RTB-based alloy used in the present invention is manufactured using the SC method. It is not limited to the thing.
  • the RTB-based alloy may be cast using a centrifugal casting method, a book mold method, or the like.
  • the hydrogen crushing method allows hydrogen to be stored in a cast alloy flake at room temperature, heat-treated in hydrogen at a temperature of about 300 ° C, degassed by depressurization, and then heat-treated at a temperature of about 500 ° C. And removing hydrogen from the cast alloy flakes.
  • the cast alloy flakes in which hydrogen is occluded in the hydrogen crushing method expands in volume, so that a large number of cracks (cracks) are easily generated inside the alloy and crushed.
  • a jet mill or the like is used as a method for pulverizing the hydrogen-crushed cast alloy flakes.
  • the cast alloy flakes crushed by hydrogen are put into a jet mill pulverizer, and pulverized to a mean particle size of 1 to 4.5 ⁇ m using high pressure nitrogen of 0.6 MPa, for example, to obtain a powder.
  • the coercive force of the sintered magnet can be improved by reducing the average particle size of the powder. However, if the particle size is too small, the powder surface is easily oxidized, and conversely, the coercive force is lowered.
  • the RTB-based alloy powder of the present embodiment is added to the powder of 0.02% by mass to 0.03% by mass as a lubricant.
  • examples include a method in which zinc stearate is added, press-molded using a molding machine in a transverse magnetic field, sintered in vacuum, and then heat-treated.
  • the R2T17 phase is generated in the RTB-based alloy by satisfying the above (Formula 1).
  • the R2T17 phase is presumed to be used as a raw material for the transition metal rich phase in the heat treatment after the RTB-based alloy is sintered into an RTB-based magnet.
  • the heat treatment after sintering may be performed only once or twice or more. For example, when the heat treatment after sintering is performed only once, it is preferable to perform the heat treatment at 500 ° C. to 530 ° C. Further, when the heat treatment after sintering is performed twice, it is preferable to perform the heat treatment at two stages of temperatures of 530 ° C. to 800 ° C. and 400 ° C. to 500 ° C. When heat treatment is performed at two stages of temperature, it is presumed that an RTB magnet having a more excellent coercive force can be obtained because the formation of a transition metal rich phase is promoted as shown below.
  • the R-rich phase turns into a liquid phase around the main phase (2-14-1 phase) in the first heat treatment at 530 to 800 ° C.
  • the reaction between the R-rich phase, the 2-17 phase (R2T17 phase), and the metal element M is promoted, and the generation of the transition metal-rich phase is promoted.
  • the B content satisfies the above (formula 1) as the RTB-based alloy, and the metal element M is 0.1 to 2.4 atomic%. Since the inclusion is used, it is made of a sintered body having a main phase mainly containing R2Fe14B and a grain boundary phase containing more R than the main phase, and the grain boundary phase has a total atomic concentration of rare earth elements of 70 atoms.
  • % Of the R-rich phase of the present invention including an R-rich phase of at least 50% and a transition metal-rich phase having a total atomic concentration of rare earth elements of 25 to 35 atomic%.
  • the type and amount of metal elements contained in the RTB-based alloy of this embodiment, the volume ratio of the region including the R2T17 phase, and the composition of the RTB-based alloy are adjusted within the scope of the present invention.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase in the RTB-based magnet can be easily adjusted to a preferred range of 0.005 to 3% by volume. it can.
  • an RTB-based magnet having a predetermined coercive force according to the application while suppressing the Dy content can be obtained. can get.
  • the effect of improving the coercive force (Hcj) obtained in the RTB-based magnet of the present invention is due to the fact that a transition metal rich phase containing Fe at a high concentration is formed in the grain boundary phase. Presumed.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase contained in the RTB-based magnet of the present invention is preferably 0.005 to 3% by volume, more preferably 0.1% to 2% by volume.
  • the volume fraction of the transition metal rich phase is within the above range, the coercive force improving effect due to the inclusion of the transition metal rich phase in the grain boundary phase can be obtained more effectively.
  • the volume fraction of the transition metal rich phase is less than 0.1% by volume, the effect of improving the coercive force (Hcj) may be insufficient.
  • the volume fraction of the transition metal rich phase exceeds 3% by volume, the residual magnetization (Br) and the maximum energy product ((BH) max) are adversely affected.
  • the atomic concentration of Fe in the transition metal rich phase is preferably 50 to 70 atomic%.
  • the effect due to the inclusion of the transition metal rich phase can be obtained more effectively.
  • the atomic concentration of Fe in the transition metal rich phase is less than the above range, the effect of improving the coercive force (Hcj) due to the inclusion of the transition metal rich phase in the grain boundary phase becomes insufficient. Fear arises.
  • the atomic concentration of Fe in the transition metal rich phase exceeds the above range, the R2T17 phase or Fe may precipitate and adversely affect the magnetic properties.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase of the RTB-based magnet is examined by the following method. First, an RTB-based magnet is embedded in a conductive resin, a surface parallel to the orientation direction is cut out, and mirror-polished. Next, the mirror-polished surface is observed with a backscattered electron image at a magnification of about 1500 times, and the main phase, R-rich phase, and transition metal-rich phase are discriminated based on the contrast. Thereafter, the area ratio per cross section of the transition metal rich phase is calculated, and the volume ratio is calculated on the assumption that this is spherical.
  • the RTB-based magnet of this embodiment is formed of an RTB-based alloy having a B / TRE content satisfying the above (formula 1) and containing 0.1 to 2.4 atomic% of the metal element M.
  • the grain boundary phase includes an R-rich phase and a transition metal-rich phase, and the transition metal-rich phase has a lower total atomic concentration of rare earth elements than the R-rich phase, and the R-rich phase. Since the atomic concentration of Fe is higher, it has a high coercive force while suppressing the content of Dy, and has excellent magnetic properties suitable for use in a motor.
  • the sintered magnet is obtained by attaching Dy metal or a Dy compound to the surface of the sintered RTB-based magnet and heat-treating it, and diffusing Dy inside the sintered magnet.
  • An RTB magnet having a surface Dy concentration higher than the internal Dy concentration may be used to further improve the coercive force.
  • Specific examples of the method for producing an RTB-based magnet in which the Dy concentration on the surface of the sintered magnet is higher than the internal Dy concentration include the following methods. For example, a sintered RTB-based magnet is immersed in a coating solution obtained by mixing a solvent such as ethanol and dysprosium fluoride (DyF 3 ) at a predetermined ratio, thereby allowing RT— A coating solution is applied to the B system magnet.
  • a solvent such as ethanol and dysprosium fluoride (DyF 3 )
  • a diffusion process is performed in which the RTB-based magnet coated with the coating solution is subjected to a two-step heat treatment.
  • the first heat treatment is performed by heating the RTB-based magnet coated with the coating solution in an argon atmosphere at a temperature of 900 ° C. for about one hour, and the RTB after the first heat treatment is performed.
  • the system magnet is once cooled to room temperature.
  • the RTB-based magnet is again subjected to a second heat treatment of heating at a temperature of 500 ° C. for about one hour in an argon atmosphere, and cooled to room temperature.
  • Dy metal or Dy compound can be attached to the surface of the sintered RTB system magnet by vaporizing the metal and attaching these films to the magnet surface.
  • a method of attaching a film to the surface may be used.
  • Tb metal or Tb compound may be attached to the surface of the sintered RTB-based magnet for heat treatment.
  • the surface of the sintered magnet is obtained by applying a coating solution containing a fluoride of Tb to the surface of the sintered RTB-based magnet and heat-treating it to diffuse Tb into the sintered magnet.
  • the coercive force may be further improved by vapor-depositing metal Dy or metal Tb on the surface of the RTB-based magnet and performing heat treatment to diffuse Dy or Tb into the sintered magnet.
  • vapor-depositing metal Dy or metal Tb on the surface of the RTB-based magnet and performing heat treatment to diffuse Dy or Tb into the sintered magnet.
  • Such a technique can be used for the RTB magnet of this embodiment without any trouble.
  • the magnet when used as a magnet for an electric power steering motor of an automobile or the like, the magnet is preferably 20 kOe or more. When used as, it is preferably 30 kOe or more. When the coercive force (Hcj) is less than 30 kOe in a motor magnet of an electric vehicle, the heat resistance as a motor may be insufficient.
  • an RTB-based magnet is manufactured using an RTB-based alloy containing a metal element.
  • Alloy material for RTB-based rare earth sintered magnet containing powdered RTB-based alloy not containing metal element and additive metal hereinafter abbreviated as “RTB-based alloy material”.
  • RTB-based alloy material Alloy material for RTB-based rare earth sintered magnet containing powdered RTB-based alloy not containing metal element and additive metal
  • the RTB-based alloy material of the present embodiment is composed of R, which is a rare earth element, T, which is a transition metal essential for Fe, B, and unavoidable impurities, and contains 13 to 15 atomic% of R. 4.5 to 6.2 atomic%, T is the balance, the proportion of Dy in all rare earth elements is 0 to 65 atomic%, and satisfies the following (formula 1) And an RTB-based alloy material containing one or more metal elements M selected from Al, Ga and Cu or an additive metal made of an alloy containing the metal element M, The B alloy material contains 0.1 to 2.4 atomic% of the metal element M.
  • the RTB-based alloy is the same as the RTB-based alloy of the first embodiment except that the metal element M is not included. Used and can be manufactured in the same manner as the RTB-based alloy of the first embodiment. Therefore, the description of the RTB-based alloy included in the RTB-based alloy material of the present embodiment is omitted.
  • the area of the region including the R2T17 phase is the same as the RTB-based alloy of the first embodiment.
  • the rate is preferably from 0.1 to 50%, more preferably from 0.1 to 25%.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase is in the above range, the generation of the transition metal rich phase is effectively promoted, and the RTB-based magnet having a sufficiently high coercive force sufficiently including the transition metal rich phase is obtained. . If the area ratio of the region including the R2T17 phase is 50% or more, the R2T17 phase cannot be completely consumed in the manufacturing process of the RTB system magnet, and the coercive force of the RTB system magnet Squareness may be reduced.
  • the RTB-based alloy included in the RTB-based alloy material of the present embodiment is very excellent when the area ratio of the region including the R2T17 phase is 0.1 to 50%. Since pulverization is obtained, it can be easily pulverized into fine particles having a particle size of about 2 ⁇ m.
  • the area ratio of the region including the R2T17 phase of the RTB-based alloy included in the RTB-based alloy material of the present embodiment is the same as that of the RTB-based alloy of the first embodiment. Is required.
  • the additive metal contained in the RTB-based alloy material of the present embodiment is made of one or more metal elements M selected from Al, Ga and Cu or an alloy containing the metal element M.
  • the metal element M is presumed to promote the generation of a transition metal rich phase during the sintering and heat treatment for producing the RTB-based magnet.
  • the metal element M is contained in the RTB-based alloy material in an amount of 0.1 to 2.4 atomic%.
  • the content of the metal element M is more preferably 0.7 atomic percent or more, and more preferably 1.4 atomic percent or less. Since the RTB-based alloy material of the present embodiment contains 0.1 to 2.4 atomic% of the metal element M, by sintering this, the R-rich phase, the transition metal-rich phase, An RTB-based magnet containing can be obtained.
  • One or more metals selected from Al, Ga and Cu contained in the metal element M transition during sintering and heat treatment of RTB-based magnets without affecting other magnetic properties.
  • the generation of the metal rich phase is promoted to effectively improve the coercive force (Hcj).
  • the metal element M is less than 0.1 atomic%, the effect of promoting the generation of the transition metal rich phase is insufficient, and the transition metal rich phase is not formed in the RTB-based magnet. There is a possibility that the coercive force (Hcj) of the B-system magnet cannot be sufficiently improved.
  • the metal element M exceeds 2.4 atomic%, the magnetic properties such as magnetization (Br) and maximum energy product (BHmax) of the RTB-based magnet are deteriorated.
  • the Cu concentration is preferably 0.07 to 1 atomic%.
  • the Cu concentration is less than 0.07 atomic%, the magnet is difficult to sinter.
  • the Cu concentration exceeds 1 atomic%, the magnetization (Br) of the RTB-based magnet decreases, which is not preferable.
  • the RTB-based alloy material of this embodiment may further contain Si in addition to the RTB-based alloy and the additive metal.
  • Si is contained in the RTB-based alloy material
  • the Si content is preferably in the range of 0.7 to 1.5 atomic%.
  • the coercive force is further improved. Even if the Si content is less than 0.7 atomic% or exceeds 1.5 atomic%, the effect of containing Si is reduced.
  • RTB-based alloy material The RTB-based alloy contained in the RTB-based alloy material of the present invention can be manufactured in the same manner as the RTB-based alloy of the first embodiment. Then, the RTB-based alloy material is obtained by mixing the RTB-based alloy powder and the additive metal powder. "Method for manufacturing RTB rare earth sintered magnet” Using the RTB-based alloy material of the present embodiment thus obtained, the RTB-B alloy is used in the same manner as when the RTB-based alloy of the first embodiment is used. A system magnet can be manufactured.
  • the particle size of the RTB-based alloy powder is usually set to 4 to 5 ⁇ m at d50.
  • the coercive force can be further improved by reducing the size of the particles in the TB system magnet.
  • the surface of the RTB-based magnet is coated with Dy or Tb fluoride and heat-treated, and Dy or Tb is placed inside the sintered magnet.
  • the coercive force may be further improved by diffusing. Further, the coercive force may be further improved by vapor-depositing metal Dy or metal Tb on the surface of the RTB-based magnet and performing heat treatment to diffuse Dy or Tb into the sintered magnet.
  • the B content satisfies the above (formula 1), and the metal element M is 0.1 to 2.4 atoms. Therefore, the grain boundary phase has a total atomic concentration of the rare earth elements of 70.
  • the sintered body has a main phase mainly containing R2Fe14B and a grain boundary phase containing more R than the main phase.
  • the RTB-based magnet of the present invention including an R-rich phase of at least atomic% and a transition metal-rich phase having a total atomic concentration of rare earth elements of 25 to 35 atomic% can be obtained.
  • the type and amount of the metal element M contained in the RTB-based alloy material of the present embodiment, the volume ratio of the region including the R2T17 phase, and the composition of the RTB-based alloy are within the scope of the present invention.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase in the RTB-based magnet can be easily adjusted to a preferable range of 0.005 to 3% by volume. Can be adjusted.
  • an RTB-based magnet having a predetermined coercive force according to the application while suppressing the Dy content can be obtained. can get.
  • the RTB-based magnet of this embodiment is formed by molding an RTB-based alloy material in which the B / TRE content satisfies the above (formula 1) and contains 0.2 to 5 atomic% of the metal element M.
  • the grain boundary phase includes an R-rich phase and a transition metal-rich phase, and the transition metal-rich phase has a lower total atomic concentration of rare earth elements than the R-rich phase, and is less than the R-rich phase. Since the atomic concentration of Fe is high, it has a high coercive force while suppressing the content of Dy, and has excellent magnetic properties suitable for use in a motor.
  • the RTB-based alloy material including the powdered RTB-based alloy containing no metal element and the additive metal has been described.
  • the metal element is contained.
  • An RTB-based alloy material containing an RTB-based alloy and an additive metal will be described. That is, in the present invention, the metal element may be included in the RTB-based alloy material at the stage of casting the RTB-based alloy, or the RTB-based alloy may be sintered. It may be a stage before ligation, or a metal element may be added in both stages.
  • a part of the metal element contained in the RTB-based alloy material is included in the RTB-based alloy, and the powder of the RTB-based alloy and the remaining metal elements are included.
  • the RTB-based alloy material of the present embodiment is molded and sintered in the same manner as in the first and second embodiments described above, so that the first and second embodiments described above are performed.
  • the RTB magnet of the embodiment can be obtained.
  • the RTB-based alloy material of the present embodiment includes one or more first metals selected from R which is a rare earth element, T which is a transition metal essential for Fe, and Al, Ga and Cu. And B and inevitable impurities, including R in an amount of 13 to 15 atom%, including B in an amount of 4.5 to 6.2 atom%, T being the balance, and the ratio of Dy in the total rare earth element being 0 to 65 atoms % And an RTB-based alloy satisfying the following (formula 1), and one or more second metals selected from Al, Ga and Cu, or an additive metal comprising the second metal
  • the RTB-based alloy material includes the first metal and the second metal in a total amount of 0.1 to 2.4 atomic%. .
  • Each of the first metal and the second metal is one or more metals selected from Al, Ga, and Cu, and the total of the first metal and the second metal, the first embodiment and the first described above.
  • the composition is the same as that of the metal element M in the second embodiment. Further, the total content of the first metal and the second metal in the RTB-based alloy material is the same as that of the metal element M in the first embodiment and the second embodiment described above.
  • the RTB-based alloy material of the present embodiment is the same as that of the second embodiment except that the RTB-based alloy contains the first metal, and the RTB-based magnet Is the same as in the first and second embodiments. Therefore, the description is omitted.
  • the transition metal rich phase contained in the RTB-based magnet of the present invention is used for the manufacturing process of the RTB-based alloy and / or R— It is considered that the transition metal rich phase is generated by being used as a raw material for the transition metal rich phase of the RTB magnet in one or more heat treatments performed in the manufacturing process of the TB magnet.
  • the conditions of the heat treatment for generating the transition metal rich phase include the type and amount of the metal element M used together with the R2T17 phase as a raw material for the transition metal rich phase, the R-TB alloy and / or R after sintering. It is determined according to the amount of R2T17 phase produced in the -TB system magnet, the composition of the RTB magnet, the required amount of transition metal rich phase produced, and the like.
  • the heat treatment for generating the transition metal rich phase is preferably performed at a temperature of 400 to 800 ° C. with respect to the RTB-based alloy being manufactured and / or the RTB-based magnet being manufactured. More preferably, it can be carried out once or a plurality of times at a temperature of 450 to 650 ° C., and it is 0 in total in the manufacturing process of the RTB-based alloy and / or the manufacturing process of the RTB-based magnet. It is preferably performed for 5 to 5 hours, more preferably 1 to 3 hours.
  • the temperature of the heat treatment for generating the transition metal rich phase is less than 400 ° C., the reaction between the rare earth element R, the 2-17 phase (R2T17 phase) and the metal element M during the heat treatment becomes insufficient, and the transition metal rich phase is It may not be generated enough.
  • the temperature of the heat treatment for generating the transition metal rich phase exceeds 800 ° C., rearrangement of atoms occurs, and the transition metal rich phase may not be sufficiently generated.
  • the total time of the heat treatment for generating the transition metal rich phase is less than 0.5 hour, the reaction between the rare earth element R, the 2-17 phase (R2T17 phase) and the metal element M becomes insufficient during the heat treatment. In some cases, the amount of transition metal-rich phase produced becomes insufficient. If the total time of the heat treatment for generating the transition metal rich phase exceeds 5 hours, the long heat treatment time is not preferable because the productivity is hindered.
  • the heat treatment for generating the transition metal rich phase is performed once or a plurality of times in the manufacturing process of the RTB-based alloy and / or the manufacturing process of the RTB-based magnet.
  • the heat treatment for the purpose of generating only may be used, or the heat treatment performed for other purposes such as sintering may also serve as the heat treatment for generating the transition metal rich phase.
  • the number of heat treatments for generating the transition metal rich phase is not particularly limited, but is preferably performed a plurality of times in order to sufficiently generate the transition metal rich phase.
  • the heat treatment for generating the transition metal rich phase the cooling rate of the cast alloy flakes after casting performed when producing the RTB-based alloy is temporarily reduced to reduce the components in the alloy.
  • Treatment for promoting diffusion (temperature holding step) heat treatment for sintering the RTB system magnet performed when manufacturing the RTB system magnet, RTB system after sintering
  • One or more treatments selected from a heat treatment for generating a transition metal rich phase in the magnet and a heat treatment for diffusing Dy and Tb in the sintered RTB-based magnet are included.
  • the heat treatment for generating the transition metal rich phase is preferably performed at a temperature of 400 to 800 ° C., but the optimum temperature within the above range is the RTB-based alloy or RTB to be heat-treated. Since it differs depending on the structure of the system magnet, for example, it is different before and after sintering, and the RTB system magnet is completed from the process of casting the RTB system alloy. It is determined as appropriate depending on which process during the heat treatment. In addition, the amount of transition metal rich phase produced by the heat treatment for generating the transition metal rich phase tends to increase with an increase in the heat treatment time for generating the transition metal rich phase.
  • the RTB-based alloy or RTB-based magnet is heated to a temperature higher than the decomposition temperature of the transition metal-rich phase in the process after the heat treatment for generating the transition metal-rich phase. In some cases, a part or all of the produced transition metal rich phase is decomposed and reduced.
  • the reaction shown in the following (Formula 3) and / or (Formula 4) proceeds. More specifically, the metal element M used as a raw material for the transition metal rich phase in the heat treatment is present alone in the RTB-based alloy or RTB-based magnet that is the heat-treated material. If it is, it is presumed that the reaction shown in the following (formula 3) proceeds in the heat treatment for generating the transition metal rich phase.
  • the reaction shown in (Formula 3) and the reaction shown in (Formula 4) proceed simultaneously.
  • it is performed when an RTB-based magnet is manufactured using an RTB-based alloy material containing an RTB-based alloy containing a metal element and an additive metal. Examples include heat treatment for sintering.
  • the size of the R2T17 phase in the RTB-based alloy should be small. If the size of the R2T17 phase is large, the R2T17 phase cannot be completely lost even if the reaction shown in (Formula 3) or (Formula 4) occurs, and the R2T17 phase remains in the RTB system magnet. As a result, the coercive force or the squareness may deteriorate.
  • the size of the R2T17 phase is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 3 ⁇ m or less.
  • the size of the R2T17 phase is the size of the R2T17 phase alone, not the size of the R2T17 phase existing region.
  • the R2T17 phase and the rare earth element including the metal element M are obtained as shown in (Formula 3) and / or (Formula 4). It is presumed that a transition metal rich phase of an RTB-based magnet is generated using R (or metal element M and rare earth element R) as raw materials.
  • the Si content described in the alloy composition shown in Table 1 is not actively contained in the alloy, but is the Si content contained as an impurity in the alloy.
  • the alloy N is prepared without intentionally containing the metal element M
  • the alloy O is only Al as the metal element M
  • the alloy P is only Ga as the metal element M
  • the alloy Q is the metal element M.
  • only Cu was intentionally added.
  • Al contained in the alloys N, P and Q is not intentionally added but is mixed from an alumina crucible.
  • the cast alloy flakes were crushed by the hydrogen crushing method shown below.
  • the cast alloy flakes were roughly pulverized so as to have a diameter of about 5 mm, and inserted into hydrogen at room temperature to occlude hydrogen.
  • the cast alloy flakes coarsely pulverized and occluded with hydrogen were subjected to a heat treatment in which hydrogen was heated to 300 ° C. in hydrogen. Thereafter, the pressure was reduced and the hydrogen was deaerated, and further heat treatment was performed to heat to 500 ° C. to release and remove hydrogen in the cast alloy flakes, which were then crushed by cooling to room temperature.
  • the area ratios of the R2T17 phases of the alloys A to L, N to Q, and T to Z thus obtained were examined by the following method.
  • the cast alloy flakes with a thickness within ⁇ 10% of the average thickness are embedded in resin, the cross section is cut in the thickness direction, the cross section is mirror-polished, and then gold or carbon is added to impart conductivity.
  • Vapor deposition was used as an observation sample. This sample was photographed as a reflected electron image with a scanning electron microscope (JEOL JSM-5310) at a magnification of 350 times.
  • FIG. 6 shows a reflected electron image of the alloy F as an example.
  • Table 4 shows the area ratio of the R2T17 phase of the measured alloys among the alloys A to L, N to Q, and T to Z. In Table 4,-represents unmeasured.
  • the RTB-based alloy powder thus obtained was press-molded at a molding pressure of 0.8 t / cm 2 using a transverse magnetic field molding machine to obtain a green compact. Thereafter, the obtained green compact was sintered at a temperature of 900 to 1200 ° C. in a vacuum. Thereafter, the RTB magnets of Experimental Examples 1 to 17 and Experimental Examples 41 to 46 were manufactured by heat treatment at two temperatures of 800 ° C. and 500 ° C. and cooling.
  • the particle size of the Si powder was measured with a laser diffractometer.
  • Hcj is the coercive force
  • Br is the remanent magnetization
  • Sq is the squareness
  • BHmax is the maximum energy product.
  • the values of these magnetic characteristics are the average of the measured values of five RTB system magnets.
  • the volume ratio of the transition metal rich phase of the RTB-based magnets of Experimental Examples 3 to 28 and Experimental Example 34 was examined by the following method.
  • An RTB-based magnet was embedded in a conductive resin, a surface parallel to the orientation direction was cut out, and mirror-polished. This surface was observed with a reflected electron image at a magnification of about 1500 times, and the main phase, R-rich phase, and transition metal-rich phase were discriminated based on the contrast.
  • FIGS. 9 and 11 are backscattered electron images of RTB magnets obtained in Experimental Examples 6 and 23, respectively. 9 and 11, it can be seen that a white R-rich phase and a light gray transition metal-rich phase are present at the grain boundary of the gray R2T14B phase.
  • the area ratio per cross section of the transition metal rich phase was calculated from the reflected electron image, and the volume ratio of each experimental example was calculated on the assumption that it was spherical.
  • Tables 4-6 In Tables 4 to 6, “-” represents unmeasured.
  • the RTB magnets of Experimental Example 18 to Experimental Example 34 are R2Fe14B. It was confirmed that it was mainly composed of a main phase mainly containing R, an R-rich phase, and a transition metal-rich phase.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between B / TRE (total concentration of rare earth elements) and coercive force (Hcj) in Experimental Examples 1 to 4 and 18 to 21.
  • the RTB-type magnets of Experimental Examples 1 to 4 and 18 to 21 do not contain Dy, but Si, which is an additive metal, is added as shown in Experimental Examples 18 to 21 (Experimental Examples 18 to 21), the coercive force (Hcj) is high.
  • the optimum B / TRE width is estimated to be about ⁇ 0.1 with respect to the peak.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the B content (total concentration of rare earth elements) and the coercive force (Hcj) of Experimental Examples 5 to 9 and 22 to 25.
  • the RTB-based magnets of Experimental Examples 5 to 9 and 22 to 25 contain about 3.8 atomic% of Dy. Since the B content is different, the coercive force is different, but the B / TRE is 0.37 and the coercive force is maximized. Further, as shown in Experimental Examples 22 to 25, it can be seen that the coercive force is increased by adding Si as an additional metal (Experimental Examples 22 to 25). At this time, the optimum B / TRE width is estimated to be about ⁇ 0.1 with respect to the peak.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the B content (total concentration of rare earth elements) and the coercive force (Hcj) of Experimental Examples 10 to 12 and 26 to 28.
  • the RTB type magnets of Experimental Examples 10 to 12 and 26 to 28 contain about 8.3 atomic% of Dy. Since the B content is different, the coercive force is different, but the coercive force is maximized when B / TRE is 0.39. It can also be seen that the coercive force is increased by adding Si as an additive metal (Experimental Examples 24 to 26). At this time, the optimum B / TRE width is estimated to be about ⁇ 0.1 with respect to the peak.
  • Experimental Example 14 was prepared without adding Cu, Al, Ga, and Si, and its coercive force was significantly lower than that of Experimental Example 6 having the closest composition.
  • Experimental Example 17 in which only Cu was added to the components of Experimental Example 14 were compared with Experimental Example 14.
  • the coercive force is high. It is shown that any one of Al, Ga, and Cu is essential for increasing the coercive force.
  • Experimental Examples 30 to 33 in which Si is added to the alloys N to Q the coercive force is high, indicating that it is preferable to add two or more kinds of metals M.
  • Experimental Example 33 in which Si powder was added to Alloy Q, a significant improvement in coercive force was observed. Further, Experimental Example 33 has a coercive force of 2 kOe or higher even when compared with Experimental Example 24 having a similar composition, indicating that it is particularly preferable to add Cu and Si.
  • Experimental Example 14 Comparing Experimental Examples 14 to 17 having approximately the same Dy concentration, Experimental Example 14 in which the concentration of the metal element M is 0.08 atomic% has a low coercive force, but the concentration of the metallic element M is 0.1 atomic% or more. In Experimental Examples 15 to 17, the coercive force is high. Further, comparing Experimental Example 41 to Experimental Example 46 not containing Dy, in Experimental Example 43 (the concentration of the metallic element M is 2.43 atomic%), the Experimental Example 41 (the concentration of the metallic element M is 0.75). Atomic%) The coercive force is lower than in Experimental Example 42 (the concentration of the metal element M is 1.00 atomic%). From the above, it is shown that the content of the metal element M is preferably 0.1 to 2.4 atomic%.
  • the high coercive force is that of the experimental examples 41, 42, and 44 to 46 (the concentration of the metal element M is 0. 0). 72 to 1.34 atomic%). This indicates that the content of the metal element M is more preferably in the range of 0.7 to 1.4 atomic%.
  • Experimental Example 34 shown in Tables 3 and 6 all metal elements were added at the stage of alloy casting. Comparing Experimental Example 5 and Experimental Example 34 in Tables 1 and 4 with the same Dy content, it can be seen that Experimental Example 34 shows a higher coercive force than Experimental Example 5. From the results in Tables 1 to 6, it can be seen that the effect of improving the coercive force of the magnet can be obtained even when the metal element is cast by alloying or when the alloy and the additive metal are mixed.
  • FIGS. 8A to 10A are photomicrographs of the RTB-based magnet.
  • FIG. 8 is an experiment example 9
  • FIG. 9 is an experiment example 6, and FIG. It is.
  • FIG. 10B is a schematic diagram for explaining a micrograph of the RTB system magnet shown in FIG.
  • the gray portion is the R2T14B phase
  • the white portion is the R-rich phase
  • the light gray portion is the transition. It is a metal rich phase.
  • B / TRE of Experimental Example 9 is higher than the range of the present invention.
  • B / TRE in Experimental Example 6 is a value within the range of the present invention, and Experimental Example 23 is obtained by adding Si to Experimental Example 6.
  • FIG. 8 almost no transition metal rich phase was observed.
  • FIG. 9 a slight transition metal rich phase is generated, and in FIG. 10 (a), it can be seen that more transition metal rich phases are generated. From FIG. 8 to FIG. 10A, it can be seen that the generation of the transition metal rich phase can be increased by appropriately selecting B / TRE and further appropriately adding the additive metal.
  • FIG. 8 several pulverized particles are fused to form a main phase.
  • the pulverized particles individually form the main phase without fusing.
  • FIG. 10A it can be clearly observed that the grain boundary phase surrounds the main phase formed by the pulverized individual particles.
  • cast alloy flakes were produced using the alloy production apparatus 1 shown in FIG. 11 (casting process).
  • a high-frequency vacuum induction furnace melting apparatus
  • Ar heating apparatus
  • the obtained molten alloy was supplied to a water-cooled copper roll rotating at a roll peripheral speed of 1.0 m / sec and solidified to obtain a cast alloy.
  • the cast alloy was separated from the cooling roll 22 and crushed through the crushing roll of the crushing device 21 to obtain a cast alloy flake having an average thickness of 0.3 mm.
  • the casting process was performed in an argon atmosphere.
  • the crushed cast alloy flakes are passed through the hopper 7 and deposited on the open / closed stage 33 which is in the “closed” state and heated by the heater 31, and the cast alloy at 800 ° C. is kept at a constant temperature for 60 seconds.
  • the temperature holding process to maintain was performed, and the temperature holding process was completed by putting the openable stage 33 in the “open” state.
  • the cast alloy flakes of Experimental Example 35 obtained in this way were embedded in resin, and the mirror-polished cross section was observed at a magnification of 350 times with a reflected electron image, and the main phase and the alloy grain boundary phase were discriminated based on the contrast. Then, the distance between adjacent alloy grain boundary phases was examined as shown below. That is, a straight line was drawn at 10 ⁇ m intervals parallel to the casting surface on each image of the backscattered electron image at a magnification of 350 times of the cast alloy flake of Experimental Example 35, and the distance between the alloy grain boundary phases crossing the straight line was measured. The average value was calculated. The shorter the distance between adjacent alloy grain boundary phases, the better the grindability.
  • a plurality of cast alloy flakes were prepared in the same manner as the cast alloy flakes of Experimental Example 35 except that the concentrations of B element and Fe element having the alloy composition shown in Table 7 were changed. Similar to the flakes, the distance between adjacent alloy grain boundary phases was investigated. The results are shown in FIGS. 12 (a) to 12 (c), 13 (a), and 13 (b).
  • FIG. 12A is a graph showing the relationship between the distance between the alloy grain boundary phases of the cast alloy flakes and the B concentration
  • FIG. 12B shows the distance between the alloy grain boundary phases of the cast alloy flakes and the B /
  • FIG. 12C is a graph showing a relationship with TRE (B is the concentration of boron element (atomic%), TRE is the total concentration of rare earth elements (atomic%))
  • FIG. 12C is an alloy of cast alloy flakes.
  • a graph showing the relationship between the distance between grain boundary phases and Fe / B ratio of Fe content to B content (B is the concentration of boron element (atomic%), Fe is the concentration of iron element (atomic%))
  • FIG. 12 (a) shows that when the B content is 5.0 atomic% or more and 6.0 atomic% or less, the distance between the alloy grain boundary phases is short and fine. It can also be seen that when the B content is less than 5.0 atomic%, the interval between the alloy grain boundary phases is rapidly increased.
  • FIG. 12 (b) shows that when B / TRE is 0.355 to 0.38, the distance between the alloy grain boundary phases is short and fine. Moreover, when B / TRE becomes less than 0.355, it turns out that the space
  • FIG. 13A is a micrograph of a cross section of a cast alloy flake with 15.5 Fe / B
  • FIG. 13B is a micrograph of a cross section of the cast alloy flake with 16.4 Fe / B. is there.
  • the gray portion is the main phase
  • the white portion is the alloy grain boundary phase.
  • the alloy grain boundary phase is formed in a fine network.
  • the cast alloy flakes shown in FIG. 13 (b) acicular alloy grain boundary phases and island-like main phases are observed.
  • FIG. 12 (c) shows that the distance between the alloy grain boundary phases becomes narrower as Fe / B increases from 13, and in the case of 15 to 16, the distance between the alloy grain boundary phases becomes particularly short. Further, from FIG. 12 (c), FIG. 13 (a) and FIG. 13 (b), when Fe / B is 13 to 16, the inter-alloy grain boundary phase is smaller than when Fe / B exceeds 16. It can be seen that the distance is short and fine. Further, FIG. 12 (c) shows that when Fe / B exceeds 16, the interval between the alloy grain boundary phases becomes abruptly wide.
  • Example 36 Experimental Example 35 except that the alloy composition shown in Table 7 was weighed and loaded into an alumina crucible and the atmosphere during the casting process was changed to the following atmosphere using the alloy manufacturing apparatus 1 shown in FIG. In the same manner, cast alloy flakes were produced (casting process). That is, the casting process is performed while supplying helium in an argon atmosphere, the casting alloy is cooled by the cooling roll 22 in an atmosphere containing helium, and the cast alloy flakes housed in the storage container 4 after the temperature holding process. Was cooled in an atmosphere containing helium.
  • FIG. 14 shows the result of examining the distance between the alloy grain boundary phases of Experimental Example 35 and Experimental Example 36.
  • black ⁇ is the result of Experimental Example 35
  • ⁇ is the result of Experimental Example 36.
  • Experimental Example 36 which is a cast alloy flake in which the casting process is performed in an atmosphere containing helium
  • Experimental Example 35 which is a cast alloy flake in which the casting process is performed in an argon atmosphere
  • the distance between the alloy grain boundary phases is narrow. From this, it can be seen that by performing the casting process in an atmosphere containing helium, the grain size of the alloy structure is refined and the grindability is excellent.
  • Example 37 The alloy F is weighed so as to have the composition of alloy F shown in Table 1, loaded into an alumina crucible, and cooled using the alloy production apparatus 1 shown in FIG. 11 to 1200 ° C. to 50 ° C. Cast alloy flakes were produced in the same manner as in Experimental Example 35 except that the temperature history was changed to the conditions (a) shown in FIGS. 15 (a) to 15 (c) and Table 8 (casting process). The casting process was performed in an argon atmosphere.
  • the cast alloy flakes were crushed by the hydrogen crushing method in the same manner as in Experimental Example 1 to obtain the RTB-based alloy powder of Experimental Example 37.
  • the average particle size (d50) of the RTB-based alloy powder was 4.5 ⁇ m.
  • the RTB-based alloy powder of Experimental Example 37 obtained in this manner was press-molded at a molding pressure of 0.8 t / cm 2 using a molding machine in a transverse magnetic field to obtain a green compact. Thereafter, the obtained green compact was sintered at a temperature of 900 to 1200 ° C. in a vacuum. Thereafter, heat treatment was performed at two stages of 800 ° C. and 500 ° C., and the RTB magnets of Experimental Example 37 were manufactured.
  • the magnetic properties of the obtained RTB system magnets of Experimental Example 37 were measured with a BH curve tracer (Toei Kogyo TPM2-10). The results are shown in FIGS. 16 (a) to 16 (c).
  • Example 38 Experimental Example 37, except that the history of the cooling temperature of the produced cast alloy from 1200 ° C. to 50 ° C. was set to the conditions (b) shown in FIGS. 15 (a) to 15 (c) and Table 8. A cast alloy flake was produced in the same manner as described above, and using this, an RTB-based alloy powder of Experimental Example 38 was obtained in the same manner as Experimental Example 37. The average particle size (d50) of the RTB-based alloy powder was 4.5 ⁇ m.
  • Example 39 A powder made of an RTB-based alloy obtained in Experimental Example 37 and a Si powder having an average particle size (d50) of 4.35 ⁇ m were prepared, and both were prepared so as to have the composition of Experimental Example 23 shown in Table 2.
  • the RTB alloy material of Experimental Example 39 was manufactured by mixing. The particle size of the Si powder was measured with a laser diffractometer.
  • Example 40 A powder made of an RTB-based alloy obtained in Experimental Example 38 and an Si powder having an average particle size (d50) of 4.35 ⁇ m were prepared, and both were prepared so as to have the composition of Experimental Example 23 shown in Table 2.
  • the RTB alloy material of Experimental Example 40 was manufactured by mixing.
  • the particle size of the Si powder was measured with a laser diffractometer.
  • FIG. 16A is a graph showing the coercivity (Hcj) of the RTB system magnets of Experimental Example 37 to Experimental Example 40
  • FIG. 16B is the graph of Experimental Example 37 to Experimental Example 40
  • FIG. 16C is a graph showing the magnetization (Br) of the RTB system magnet
  • FIG. 16C shows the magnetization (Br) and the coercive force (RT) of the RTB system magnets of Experimental Examples 37 to 40. It is the graph which showed the relationship with Hcj).
  • the dotted line shown in FIG.16 (c) is an equivalent line.
  • ⁇ is the result of Experimental Example 37
  • ⁇ is the result of Experimental Example 38
  • black ⁇ is the result of Experimental Example 39
  • ⁇ is the result of Experimental Example 40.
  • Experimental Example 38 and Experimental Example 40 in which the temperature holding process for maintaining the cast alloy at 800 ° C. at a constant temperature for 60 seconds, are conducted in Experimental Example 37 and Experiment in which the temperature holding process is not performed.
  • the coercive force (Hcj) increased.
  • the RTB-based magnet of Experimental Example 40 using the RTB-based alloy material to which Si is added the R—B of Experimental Example 38 using the RTB-based alloy to which Si is not added is used.
  • the coercive force (Hcj) was higher than that of the TB magnet.
  • Experimental Example 38 and Experimental Example 40 in which the temperature holding process was performed are located on the right side of the equivalent line, and the coercive force is higher than that in the case where the temperature holding process is not performed. I understand that.
  • Example 47 An RTB-based alloy powder manufactured to have the composition of the sintered magnet of Experimental Example 47 shown in Table 9 was press-molded at a molding pressure of 0.8 t / cm 2 using a molding machine in a transverse magnetic field. To obtain a green compact. Thereafter, the obtained green compact was sintered at a temperature of 900 ° C. to 1200 ° C. in a vacuum. Thereafter, heat treatment was performed at two stages of 800 ° C. and 500 ° C., and the RTB magnet of Experimental Example 47 was obtained by cooling.
  • Example 48 A coating solution containing Dy was applied to the surface of a heat-treated RTB magnet produced in the same manner as in Experimental Example 47.
  • a coating solution containing Dy a mixture in which ethanol and dysprosium fluoride (DyF 3 ) were mixed at a weight ratio of 1: 1 was used.
  • the coating liquid applied to the surface of the RTB-based magnet is obtained by dispersing the sintered RTB-based magnet in the container while ultrasonically dispersing the coating liquid placed in the container. This was done by immersing for a minute.
  • the RTB magnet on which the coating solution was applied was subjected to a first heat treatment in which argon was supplied at a flow rate of 100 ml / min for 1 hour at a temperature of 900 ° C., and cooled to room temperature. . Thereafter, a second heat treatment was performed by heating at a temperature of 500 ° C. for 1 hour in the same atmosphere as the first heat treatment, followed by cooling to room temperature (diffusion process), and the RTB system magnet of Experimental Example 48 was obtained.
  • Example 49 In the same manner as in Experimental Example 47, except that an RTB-based alloy powder manufactured to have the composition of the sintered magnet of Experimental Example 49 shown in Table 9 was used, the RT- A B-type magnet was obtained.
  • Example 50 In the same manner as in Experimental Example 48, a diffusion process in which a coating solution containing Dy is applied and heat-treated is performed on the surface of the heat-treated RTB-based magnet manufactured in the same manner as in Experimental Example 49. An RTB magnet was obtained.
  • the composition of the RTB-based magnets of Experimental Examples 47 to 50 obtained in this manner is the same as that of rare earth, iron, copper, cobalt, aluminum, gallium, and boron.
  • the oxygen was measured using a gas analyzer, and the other trace impurity elements were measured using a plasma emission analysis (ICP).
  • the results are shown in Table 9. Comparing Experimental Example 47 and Experimental Example 48 shown in Table 9, the Dy concentration contained in the RTB-based magnet is increased by performing a diffusion process in which a coating solution containing Dy is applied and heat-treated. Yes. Further, when Experimental Example 49 and Experimental Example 50 shown in Table 9 are compared, the concentration of Dy contained in the RTB-based magnet is increased by performing the above diffusion step. Further, the magnet compositions of Experimental Example 47 and Experimental Example 48 shown in Table 9 are within the scope of the present invention, and the magnetic compositions of Experimental Example 49 and Experimental Example 50 have a value of “B / TRE” within the scope of the present invention. Outside.
  • the RTB magnets of Experimental Example 47 and Experimental Example 48 were each embedded in a conductive resin, and the surface parallel to the orientation direction was cut out and mirror-polished. This surface was observed with a reflected electron image at a magnification of about 1500 times, and the main phase, R-rich phase, and transition metal-rich phase were discriminated based on the contrast. Further, for the RTB-based magnets of Experimental Example 47 and Experimental Example 48, the main phase and the grain boundary phase (R-rich phase, transition metal, respectively) using FE-EPMA (Electron Probe Micro Analyzer). The composition of the rich phase was confirmed.
  • FE-EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • the RTB magnets of Experimental Example 47 and Experimental Example 48 which are examples of the present invention, had a main phase, an R-rich phase, and a transition metal-rich phase.
  • FIG. 17A is a graph showing the second quadrant of the hysteresis curve of Experimental Example 47 and Experimental Example 48
  • FIG. 17B shows the second quadrant of the hysteresis curve of Experimental Example 49 and Experimental Example 50. It is the shown graph.
  • the vertical axis is the magnetization J
  • the horizontal axis is the magnetic field H.
  • the hysteresis curves shown in FIGS. 17A and 17B were measured with a BH curve tracer (Toei Kogyo TPM2-10).
  • the point where the curve intersects the horizontal axis indicates the value of the coercive force “Hcj”
  • the point where the curve intersects the vertical axis indicates the residual magnetization “Br”. .
  • the present invention provides an RTB-based rare earth sintered magnet alloy and an RTB-based alloy, which have excellent magnetic properties and are used to obtain an RTB-based rare earth sintered magnet suitable for use in a motor. It can be applied to rare earth sintered magnet alloy materials.

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Abstract

Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金が提供される。そのようなＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすことを特徴とする。　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびモーター
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法およびモーターに係り、特に、優れた磁気特性を有し、モーターに好適に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金およびＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料に関するものである。
  本願は、２０１１年７月８日に日本に出願された特願２０１１－１５１８１５号、２０１１年１０月１８日に日本に出願された特願２０１１－２２９２８９号、２０１２年３月１６日に日本に出願された特願２０１２－０６０２５９号、および２０１２年７月３日に日本に出願された特願２０１２－１４９５６０号に基づき優先権を主張し、それらの内容をここに援用する。
　従来から、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石」という場合がある）は、ハードディスクドライブのボイスコイルモーター、ハイブリッド自動車や電気自動車のエンジン用モーターなどのモーターに使用されている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを主成分とするＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を成形して焼結することによって得られる。通常、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金においてＲは、Ｎｄと、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものである。Ｔは、ＦｅとＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂはホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。
　一般的なＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の組織は、主に、Ｒ２Ｔ１４Ｂで構成される主相と、主相の粒界に存在して主相よりもＮｄ濃度の高いＲリッチ相とからなる。Ｒリッチ相は粒界相とも呼ばれている。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の組成は、通常、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の組織における主相の割合を高めるために、ＮｄとＦｅとＢとの比が、できる限りＲ２Ｔ１４Ｂに近くなるようにされている（例えば、非特許文献１参照）。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金には、Ｒ２Ｔ１７相が含まれている場合がある。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られている（例えば、特許文献１参照）。このため、従来、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金にＲ２Ｔ１７相が存在する場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造するための焼結過程で消滅させている。
　また、自動車用モーターに用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、モーター内で高温に曝されるため、高い保磁力（Ｈｃｊ）が要求される。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術としては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金のＲをＮｄからＤｙに置換する技術がある。しかしながら、Ｄｙは資源が偏在しているうえ、産出量も限られているためにその供給に不安が生じている。このため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を多くすることなく、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術が検討されている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を向上させるために、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加する技術がある（例えば、特許文献２参照）。また、特許文献２に記載されているように、Ａｌ，Ｓｉは、不可避的不純物としてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に混入することが知られている。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に不純物として含有されているＳｉの含有量が５％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が低下することが知られている（例えば、特許文献３参照）。
特開２００７－１１９８８２号公報 特開２００９－２３１３９１号公報 特開平５－１１２８５２号公報
佐川　眞人、永久磁石－材料科学と応用－２００８年１１月３０日、初版第２刷発行、２５６ページ～２６１ページ
　しかしながら、従来の技術では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｓｎなどの金属元素を添加したとしても、充分に保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を得ることができない場合があった。その結果、上記金属元素を添加してもＤｙ濃度を高くする必要があった。このため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の得られるＲ－Ｔ－Ｂ系合金を供給することが要求されていた。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を高くすることなく、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料およびこれを用いたＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、上記のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石を用いたモーターを提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。
　その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石が、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備え、粒界相が、従来から認められている希土類元素濃度の高い粒界相（Ｒリッチ相）と、従来の粒界相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相（遷移金属リッチ相）とを含むことで保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られることを見出した。さらに、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の体積率が多くなるほど、保磁力が向上することを見出した。
　また、本発明者らは、遷移金属リッチ相を含むＲ－Ｔ－Ｂ系磁石において、Ｄｙを含有させることによる保磁力向上効果を効果的に発揮させるために、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の組成について、以下に示すように検討した。
　すなわち、遷移金属リッチ相は、他の粒界相に比べて希土類元素の合計原子濃度が低く、かつＦｅの原子濃度が高いものである。そこで、Ｆｅの濃度を増加させる、またはＢの濃度を減少させる等の検討を行った。
　その結果、特定のＢ濃度のときに保磁力が最大になることを見出した。さらに、Ｄｙ濃度によって最適Ｂ濃度が変化することを見出した。
（１）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（２）　前記Ｍを０．７～１．４原子％含むことを特徴とする（１）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（３）　さらにＳｉを含むことを特徴とする（１）または（２）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（４）　Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１％以上５０％以下であることを特徴とする（１）～（３）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（５）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、
　Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料であって、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料中に前記金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（６）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第１金属と、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、
　Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第２金属または前記第２金属を含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料であって、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料は、前記第１金属と前記第２金属とを合計で０．１～２．４原子％含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（７）　さらにＳｉを含むことを特徴とする（５）または（６）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
（８）　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料中のＳｉの含有量が０．７～１．５原子％であることを特徴とする（７）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
（９）　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＲ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１％以上５０％以下であることを特徴とする（５）～（８）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
（１０）　（１）～（４）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金または、（５）～（９）のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料を成形して焼結することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１１）　前記焼結を８００℃～１２００℃で行った後、４００℃～８００℃で熱処理を行うことを特徴とする（１０）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１２）　前記焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属またはＴｂ金属、もしくはＤｙ化合物またはＴｂ化合物を付着させて熱処理する拡散工程を行うことを特徴とする（１０）または（１１）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１３）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石であって、
　Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上の相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の相とを含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（１４）　さらにＳｉを含むことを特徴とする（１３）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
（１５）　前記希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の相の体積率が０．００５～３体積％であることを特徴とする（１３）または（１４）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
（１６）　焼結磁石表面のＤｙまたはＴｂの濃度が、内部のＤｙまたはＴｂの濃度よりも高いものであることを特徴とする（１３）～（１５）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
（１７）　（１３）～（１６）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石を備えることを特徴とするモーター。
（１８）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを５.０～６．０原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が３μｍ以下であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（１９）　さらにＳｉを含むことを特徴とする（１８）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（２０）　Ｂ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｆｅ／Ｂ）が１３～１６であることを特徴とする（１８）または（１９）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（２１）　Ｂ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）が０．３５５～０．３８であることを特徴とする（１８）～（２０）のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（２２）　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを５.０～６．０原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％である合金溶湯を、冷却ロールを用いて冷却するストリップキャスト法により鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程を備え、
　前記鋳造工程において、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒～１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行うことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
（２３）　前記合金溶湯がＳｉを含むことを特徴とする（２２）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
（２４）　前記鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行うことを特徴とする（２２）または（２３）に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
　尚、本明細書においては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の粒界相とＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の粒界相とを識別する為に、磁石用合金の粒界相を合金粒界相という。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石用合金材料は、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素を０．１～２．４原子％含むものであるので、これを成形して焼結してなるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の遷移金属リッチ相の体積率を充分に確保することができ、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高い本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石が得られる。
　また、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石は、高い保磁力を有するものであるので、モーターなどに好適に用いることができる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石用合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを５.０～６．０原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が３μｍ以下であるものである場合、３μｍ以下の粒径に微粉砕したときに合金粒界相が粉末の周囲に付着した形状となるため粉末中の合金粒界相の分布が均一となり、焼結体中にも均一に粒界相が分布することになるので保磁力の高い本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石が得られる。その結果、Ｄｙの含有量を抑制できる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法は、鋳造工程において、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒～１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行う方法であるので、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金を成形して焼結してなるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石の遷移金属リッチ相の体積率を充分に確保することができ、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系希土類永久磁石が得られる。
Ｄｙ＝０原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図２は、Ｄｙ≒３．８原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図３はＤｙ≒８．３原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。 図４は保磁力が最大になる点のＤｙ濃度とＢ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）との関係をプロットしたものである。 図５はＲ-Ｔ-Ｂ系３元状態図である。 図６は合金Ｆの断面の反射電子像である。 図７はＲ２Ｔ１７相生成領域を拡大したものである。 図８は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例９のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の反射電子像である。 図９は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例６のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の反射電子像である。 図１０（ａ）は、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、実験例２３のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の反射電子像であり、図１０（ｂ）は、図１０（ａ）に示したＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真を説明するための模式図である。 図１１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。 図１２（ａ）は、合金粒界相間の距離とＢ濃度との関係を示したグラフであり、図１２（ｂ）は、合金粒界相間の距離とＢ／ＴＲＥとの関係を示したグラフであり、図１２（ｃ）は、合金粒界相間の距離とＦｅ／Ｂとの関係を示したグラフである。 図１３（ａ）はＦｅ／Ｂが１５．５である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真であり、図１３（ｂ）はＦｅ／Ｂが１６．４である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真である。 図１４は、実験例３５の合金粒界相間の距離と実験例３６の合金粒界相間の距離とを示したグラフである。 図１５は、製造した鋳造合金が１２００℃から５０℃となるまでの間の経過時間と温度との関係を示したグラフであり、図１５（ａ）は経過時間０～１秒までの範囲を示し、図１５（ｂ）は経過時間０～２５０秒までの範囲を示し、図１５（ｃ）は経過時間０～７００秒までの範囲を示している。 図１６（ａ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を示したグラフであり、図１６（ｂ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）を示したグラフであり、図１６（ｃ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。 図１７（ａ）は、実験例４７と実験例４８のＢＨカーブトレーサーにて測定したヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、図１７（ｂ）は、実験例４９の実験例５０のＢＨカーブトレーサーにて測定したヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、縦軸は磁化Ｊであり、横軸は磁界Ｈである。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　〔第１の実施形態〕
　「Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金」
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金（以下、「Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金」と略記する）は、成形して焼結することにより、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相である遷移金属リッチ相とを含む、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石」と略記する。）が得られるものである。
　本実施形態において、Ｒリッチ相は、希土類元素であるＲの合計原子濃度が７０原子％以上の相である。遷移金属リッチ相は、希土類元素Ｒの合計原子濃度が２５～３５原子％の相である。遷移金属リッチ相は、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴを５０～７０原子％含むものであることが好ましい。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金であって、下記（式１）を満たすものである。また、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％である合金である。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、これを用いて得られたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５原子％を超えると、これを用いて得られたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり磁石として不適合になる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の全希土類元素中のＤｙの含有量は０～６５原子％とされている。本実施形態においては、遷移金属リッチ相を含むことにより、保磁力を向上させているので、Ｄｙを含まなくても良いし、Ｄｙを含む場合でも６５原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金のＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられ、中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢは、ホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。Ｂ含有量は４．５原子％以上、６．２原子％以下であり、かつ上記（式１）を満たしている。Ｂの含有量は、４．８原子％以上であることがより好ましく、５．５原子％以下であることがより好ましい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が４．５原子％未満であると、これを用いて得られたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。Ｂの含有量が上記（式１）の範囲を超えると、遷移金属リッチ相の生成量が不十分となり、保磁力が十分に向上しない。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備えている。合金粒界相は、電子顕微鏡の反射電子像で観測できる。合金粒界相には、実質的にＲのみからなるものと、Ｒ－Ｔ－Ｍを含むものとが存在する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金において、合金粒界相の間隔を３μｍ以下とするには、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢ含有量を、５.０原子％以上、６．０原子％以下とする。Ｂ含有量を上記範囲とすることで、合金組織の粒径が微細化されて粉砕性が向上し、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石において粒界相が均一に分布され、優れた保磁力が得られる。より粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られるようにするためには、Ｂの含有量を５．５原子％以下とすることが好ましい。しかし、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が５.０原子％未満である場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢの含有量が増大するのに伴って、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。また、Ｂが過剰となることで焼結磁石中にＢリッチ相が含まれる。このため、Ｂの含有量が６．０原子％を超えた場合、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。
　また、合金組織の粒径を微細化し、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させるために、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＢ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｆｅ／Ｂ）は１３～１６であることが好ましい。また、Ｆｅ／Ｂが１３～１６である場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程において遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進されるものとなる。しかし、Ｆｅ／Ｂが１６を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。
　また、Ｆｅ／Ｂが１３未満になると、Ｆｅ／Ｂが減少するのに伴って、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。このため、Ｆｅ／Ｂが１３未満である場合、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。
　また、合金組織の粒径を微細化して、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させるために、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５～０．３８とされていることが好ましい。より粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られるように、Ｂ／ＴＲＥは０．３６以下であることがより好ましい。Ｂ／ＴＲＥが０．３５５未満である場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が急激に広くなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が得られにくくなる。また、Ｂ／ＴＲＥが増大するのに伴って、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の隣接する合金粒界相間の間隔が広くなり、合金粒子が大きくなる。このため、Ｂ／ＴＲＥが０．３８を超えた場合、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、種種の３～１１族元素を用いることができる。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金のＴがＦｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。
　図１は、Ｄｙ＝０原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図１では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３５のときに保磁力が最大となっている。
　図２は、Ｄｙ＝３．８原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図２では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３７のときに保磁力が最大となっている。
　図３はＤｙ＝８．２原子％の合金を用いて作製した焼結磁石の、Ｂ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）とＨｃｊ（保磁力）との関係をプロットしたものである。図３では、Ｂ／ＴＲＥ＝０．３９のときに保磁力が最大となっている。
　保磁力が最大になる点のＤｙ濃度とＢ／ＴＲＥとの関係をプロットすると、図４のようになる。図４の直線から、下記の式が導かれる。
　Ｂ／ＴＲＥ＝０．００４９Ｄｙ＋０．３５・・・（式２）
　保磁力が最大値から最大値の９０％未満に低下するＢ／ＴＲＥの幅は、図２及び図３から、最大値の±０．０１の外側の範囲であることがわかる。つまり、上記（式２）の－０．０１以上、＋０．０１以下の範囲内であれば、最大保磁力の９０％以上の保磁力が得られることになる。この範囲を適正なＢ／ＴＲＥとすれば、適正なＢ／ＴＲＥの範囲は次式（式１）となる。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　上記（式１）を満たす合金は、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金よりもＦｅ濃度が高くＢ濃度が低いものとなる。図５はＲ-Ｔ-Ｂ系３元状態図である。図５において、縦軸はＢの濃度を示し、横軸はＮｄの濃度を示しており、図５におけるＢおよびＮｄの濃度が低いほど、Ｆｅ濃度が高くなることを示している。通常は塗り潰された領域内の組成（例えば、図５において黒塗りの符号△で示される組成）で合金を鋳造し、主相とＲリッチ相とからなるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製している。しかし、上記（式１）を満たす本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金の組成は、図５において○で示すように、上記の領域から低Ｂ濃度側にはずれた領域にある。
　上記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金を作製するとＲ２Ｔ１７相が合金中に生成しやすくなる。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力や角形性を低下させる原因となることが知られており、通常、Ｒ２Ｔ１７相が生成しない条件でＲ－Ｔ－Ｂ系合金が製造される。しかしながら、本発明においては、Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程において遷移金属リッチ相の原料となるものと考えられる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１～５０％のものであることが好ましく、０．１～２５％のものであることがより好ましい。Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が上記範囲である場合、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進され、遷移金属リッチ相を十分に含む保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が５０％以上であると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程においてＲ２Ｔ１７相を完全に消費することができず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力や角形性が低下する場合がある。
　さらに、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金では、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１～５０％である場合、非常に優れた粉砕性が得られる。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相と比較して脆いものであるため、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金がＲ２Ｔ１７相を含む領域を面積率で０．１～５０％含む場合、容易に粉砕されて粒径２μｍ程度の微粒子とすることができる。
　Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金となる鋳造合金薄片の断面を顕微鏡観察することによって求められる。具体的には次のような手順で求められる。
　鋳造合金薄片を樹脂に埋込み、鋳造合金薄片の厚さ方向に削りだし、鏡面研磨した後、導電性を付与するために金あるいは炭素を蒸着して観察試料とする。この試料を走査電子顕微鏡で倍率を３００倍あるいは３５０倍として反射電子像を撮影する。
　図６に一例として表１に示す合金Ｆの断面の３５０倍で撮影した反射電子像を示す。この像には、灰色のＲ２Ｔ１４Ｂ相と、白い線状のＲリッチ相とが観察されている。このほかに、点状のＲリッチ相が観察される領域がある（白線で囲まれた領域）。本願ではこの領域をＲ２Ｔ１７相を含む領域と称する。この面積が断面写真中のどれだけの比率を占めるかをＲ２Ｔ１７相を含む領域の面積率と称する。
　図７はＲ２Ｔ１７相生成領域の高倍率の写真である。ここでコントラストを強調すると上記Ｒ２Ｔ１７相生成領域には、黒い点状のＲ２Ｔ１７相（２－１７相）、白色のＲリッチ相および灰色の主相（２－１４－１相）が生成していることが分かる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれる金属元素Ｍは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造時に行われる鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を一時的に遅くする工程（後述する鋳造合金の温度保持工程）や、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造するための焼結および熱処理の際に、遷移金属リッチ相の生成を促進するものであると推定される。金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含むものであり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金に０．１～２．４原子％含まれている。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、金属元素Ｍが０．１～２．４原子％含まれているものであるので、これを焼結することで、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、他の磁気特性に支障を来たすことなく、鋳造合金の温度保持工程の際や、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の焼結および熱処理の際に遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。
　金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が不足して、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を十分に向上させることができない恐れがある。また、金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることがより好ましく、１．４原子％以下であることがより好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中にＣｕが含まれる場合、Ｃｕの濃度は、０．０７～１原子％であることが好ましい。Ｃｕの濃度が０．０７原子％未満の場合は、磁石が焼結しにくくなる。
また、Ｃｕの濃度が１原子％を超える場合は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が低下するので好ましくない。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂの他に、さらにＳｉを含むものであってもよい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中にＳｉが含まれる場合、Ｓｉ含有量は０．７～１．５原子％の範囲であることが好ましい。Ｓｉを上記範囲内で含有させることにより、保磁力がより一層向上する。Ｓｉ含有量が０．７原子％未満であっても１．５原子％を超えても、Ｓｉを含有させることによる効果が低下する。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、後述するＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を焼結する工程において、これら元素と希土類元素Ｒとが結合して希土類元素Ｒが消費される。このため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中に含まれる希土類元素Ｒのうち、焼結してＲ－Ｔ－Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として利用される希土類元素Ｒの量が少なくなる。その結果、遷移金属リッチ相の生成量が少なくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。したがって、本実施形態においては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は０．５ｗｔ％以下であることが好ましい。上記の合計濃度を上記の濃度以下にすることで、希土類元素Ｒが消費されるのを抑制して保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させることができる。
「Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造方法」
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、例えば、ＳＣ（ストリップキャスト）法により、例えば、１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄片を製造する。この時、鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を７００～９００℃で一時的に遅くして合金内の成分の拡散を促す処理（温度保持工程）を行っても良い。
　その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕することによってＲ－Ｔ－Ｂ系合金が得られる。
　本実施形態においては、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金を製造する方法の一例として、図１１に示す製造装置を用いて製造する方法について説明する。
（合金の製造装置）
　図１１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。
　図１１に示す合金の製造装置１は、鋳造装置２と、破砕装置２１と、破砕装置２１の下方に配置された加熱装置３と、加熱装置３の下方に配置された貯蔵容器４とを備えている。
　破砕装置２１は、鋳造装置２によって鋳造された鋳造合金塊を破砕して鋳造合金薄片にするものである。図１１に示すように、破砕装置２１と開閉式ステージ群３２との間には、鋳造合金薄片を加熱装置３の開閉式ステージ群３２上に案内するホッパ７が備えられている。
　加熱装置３は、加熱ヒータ３１とコンテナ５とから構成されている。コンテナ５は、貯蔵容器４と、貯蔵容器４の上部に設置された開閉式ステージ群３２とを備えている。開閉式ステージ群３２は、複数の開閉式ステージ３３からなるものである。開閉式ステージ３３は、「閉」のときに破砕装置２１から供給された鋳造合金薄片を載置させ、「開」のときに鋳造合金薄片を貯蔵容器４に送出させるものである。
　また、製造装置１にはコンテナ５を可動自在にするベルトコンベア５１（可動装置）が備えられており、ベルトコンベア５１によってコンテナ５が図１１中の左右方向に移動できるようになっている。
　また、図１１に示す製造装置１には、チャンバ６が備えられている。チャンバ６は、鋳造室６ａと、鋳造室６ａの下方に設置されて鋳造室６ａと連通する保温・貯蔵室６ｂとを備えている。鋳造室６ａには鋳造装置２が収納され、保温・貯蔵室６ｂには加熱装置３が収納されている。
　本実施形態においてＲ－Ｔ－Ｂ系合金を製造するには、まず、図示しない溶解装置において１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を調製する。次いで、得られた合金溶湯を、図示しないダンディッシュを用いて鋳造装置２の水冷銅ロールからなる冷却ロール２２に供給して凝固させ、鋳造合金とする。その後、鋳造合金を冷却ロール２２から離脱させ、破砕装置２１の破砕ロールの間を通して破砕することにより、鋳造合金薄片とする。
　破砕された鋳造合金薄片は、ホッパ７を通過して、ホッパ７の下に配置された開閉式ステージ群３２の「閉」の状態とされた開閉式ステージ３３上に堆積される。開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、加熱ヒータ３１によって加熱される。
　本実施形態においては、製造された８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒～１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行う。本実施形態では、開閉式ステージ３３上に８００℃～５００℃の温度範囲内の鋳造合金薄片が供給され、鋳造合金薄片が開閉式ステージ３３上に堆積された時点から加熱ヒータ３１による加熱が開始される。このことによって、鋳造合金を一定の温度で１０秒～１２０秒間維持する温度保持工程が開始される。
　そして、開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、所定の時間が経過した時点で、開閉式ステージ３３が「開」の状態とされて貯蔵容器４に落下される。このことにより、加熱ヒータ３１の熱が鋳造合金薄片に到達しなくなり、鋳造合金薄片の冷却が再開され、温度保持工程が終了する。
　温度保持工程を行った場合、鋳造合金に含まれる元素が鋳造合金内で移動する元素の再配置により、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂとの成分の入れ替えが促されると推定される。このことにより、合金粒界相となる領域に含まれていたＢの一部が主相へと移動し、主相となる領域に含まれていた金属元素Ｍの一部が合金粒界相へと移動すると推定される。これにより、主相本来の磁石特性を発揮することができるので、これを用いたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力が高くなると推定される。
　温度保持工程における鋳造合金の温度が８００℃超である場合、合金組織が粗大化する恐れがある。また、一定の温度で維持する時間が１２０秒を超える場合、生産性に支障を来す場合がある。
　また、温度保持工程における鋳造合金の温度が５００℃未満である場合や一定の温度で維持する時間が１０秒未満である場合、温度保持工程を行うことによる元素の再配置の効果が充分に得られない場合がある。
　なお、本実施形態においては、８００℃～５００℃の温度範囲内で開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片を加熱ヒータ３１で加熱する方法により温度保持工程を行ったが、温度保持工程は、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒～１２０秒間一定の温度で維持することができればよく、この方法に限定されない。
　また、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金の製造方法においては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を製造するチャンバ６内を不活性ガスの減圧雰囲気とすることが好ましい。さらに、本実施形態においては、鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行うことが好ましい。ヘリウムはアルゴンと比較して鋳造合金から抜熱する能力が高く、鋳造合金の冷却速度を容易に速くすることができる。
　鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行う方法としては、例えば、チャンバ６の鋳造室６ａ内に所定の流量で不活性ガスとしてヘリウムを供給する方法が挙げられる。この場合、鋳造室６ａ内がヘリウムを含む雰囲気となるので、鋳造装置２によって鋳造され、冷却ロール２２によって急冷されている鋳造合金における冷却ロール２２と接触していない面を効率よく冷却できる。したがって、鋳造合金の冷却速度が速くなり、合金組織の粒径が微細化され、粉砕性に優れるものとなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られ、これを用いて製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させることができる。また、鋳造室６ａ内を、ヘリウムを含む雰囲気とした場合、鋳造合金の冷却速度が速くなるので、開閉式ステージ３３上に堆積される鋳造合金薄片の温度を、容易に８００℃以下にすることができる。
　また、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金の製造方法においては、温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却することが好ましい。このことにより、温度保持工程後の鋳造合金である鋳造合金薄片の冷却速度が速くなるので、より一層合金組織が微細化され、粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られる。温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却する方法としては、例えば、開閉式ステージ３３から落下された鋳造合金薄片の収容される貯蔵容器４内に所定の流量でヘリウムを供給する方法が挙げられる。
　なお、本実施形態においては、ＳＣ法を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系合金を製造する場合について説明したが、本発明において用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、ＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金は、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。
　水素解砕法は、例えば、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させ、３００℃程度の温度で水素中で熱処理した後、減圧して水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して鋳造合金薄片中の水素を除去するという手順で行われる。水素解砕法において水素が吸蔵された鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。
　また、水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、ジェットミルなどが用いられる。水素解砕された鋳造合金薄片をジェットミル粉砕機に入れ、例えば０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度１～４．５μｍに微粉砕して粉末とする。粉末の平均粒度を小さくした方が、焼結磁石の保磁力を向上させることができる。しかし、粒度をあまり小さくすると、粉末表面が酸化されやすくなり、逆に保磁力が低下してしまう。
「Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
　次に、このようにして得られた本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する方法を説明する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する方法としては、例えば、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末に、潤滑剤として０．０２質量％～０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機などを用いてプレス成形して、真空中で焼結し、その後、熱処理する方法などが挙げられる。
　焼結を８００℃～１２００℃、より好ましくは９００℃～１２００℃で行った後、４００℃～８００℃で熱処理を行った場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相がより一層生成されやすくなり、より一層保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　本実施形態においては、上記（式１）を満たすことによってＲ－Ｔ－Ｂ系合金中にＲ２Ｔ１７相が生成されている。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を焼結してＲ－Ｔ－Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として使用されると推測される。
　焼結後の熱処理は、１回だけでもよいし２回以上であってもよい。例えば、焼結後の熱処理を１回だけ行う場合には、５００℃～５３０℃で熱処理を行うことが好ましい。また、焼結後の熱処理を２回行う場合には、５３０℃～８００℃の温度と、４００℃～５００℃の温度の２段階の温度で熱処理を行うことが好ましい。
　２段階の温度で熱処理を行う場合、以下に示すように、遷移金属リッチ相の生成が促進されるため、より保磁力の優れたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られると推定される。
　すなわち、２段階の温度で熱処理を行う場合、１回目の５３０～８００℃の熱処理において、Ｒリッチ相が液相となって主相（２－１４－１相）の周囲に回り込む。このことによって、２回目の４００～５００℃の熱処理において、Ｒリッチ相と２－１７相（Ｒ２Ｔ１７相）と金属元素Ｍとの反応が促進され、遷移金属リッチ相の生成が促進される。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造方法では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の遷移金属リッチ相とを含む本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　さらに、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金に含まれる金属元素の種類や使用量、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の体積率、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を０．００５～３体積％の好ましい範囲に容易に調節できる。
そして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　また、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は、粒界相中にＦｅを高濃度で含む遷移金属リッチ相が形成されていることによるものと推定される。本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の体積率は、０．００５～３体積％であることが好ましく、０．１％～２体積％であることがより好ましい。
遷移金属リッチ相の体積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の体積率が０．１体積％未満であると、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の体積率が３体積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。
　遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度は、５０～７０原子％であることが好ましい。遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度が上記範囲内であると、遷移金属リッチ相が含まれていることによる効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲未満であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が、不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲を超えると、Ｒ２Ｔ１７相あるいはＦｅが析出して磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがある。
　本発明においては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の体積率は、以下に示す方法により調べる。まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨する。次いで、鏡面研磨した表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別する。その後、遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出し、さらにこれが球状であると仮定して体積率を算出する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｂ／ＴＲＥ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金を成形して焼結してなるものであり、粒界相が、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含み、遷移金属リッチ相は、Ｒリッチ相より希土類元素の合計原子濃度が低く、Ｒリッチ相よりＦｅの原子濃度が高いものであるので、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高い保磁力を有し、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。
　なお、本実施形態においては、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させて熱処理し、Ｄｙを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石とし、さらに保磁力を向上させてもよい。
　焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する方法としては、具体的には、以下に示す方法が挙げられる。例えば、エタノールなどの溶媒とフッ化ジスプロシウム（ＤｙＦ３）とを所定の割合で混合してなる塗布液中に、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を浸漬させることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に塗布液を塗布する。その後、塗布液の塗布されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に対して、２段階の熱処理を行う拡散工程を行う。具体的には、塗布液の塗布されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で９００℃の温度で一時間程度加熱する第１熱処理を行い、第１熱処理後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を一旦室温まで冷却する。その後、再びＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で５００℃の温度で一時間程度加熱する第２熱処理を行って、室温まで冷却する。
　上記方法以外の焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させる方法として、金属を気化させて磁石表面にこれらの膜を付着させる方法、有機金属を分解させて表面に膜を付着させる方法などを用いても良い。
　なお、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面には、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物に代えて、Ｔｂ金属もしくはＴｂ化合物を付着させて熱処理してもよい。この場合、例えば、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面にＴｂのフッ化物を含む塗布液を塗布して熱処理し、Ｔｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＴｂ濃度が内部のＴｂ濃度よりも高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石とすることができ、さらに保磁力を向上させることができる。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、金属Ｄｙや金属Ｔｂを蒸着させて熱処理し、ＤｙやＴｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、さらに保磁力を向上させてもよい。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石には、このような技術を何ら支障なく使用することができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましいが、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用の磁石として用いる場合、２０ｋＯｅ以上であることが好ましく、電気自動車のモーター用の磁石として用いる場合、３０ｋＯｅ以上であることが好ましい。電気自動車のモーター用の磁石において保磁力（Ｈｃｊ）が３０ｋＯｅ未満であると、モーターとしての耐熱性が不足する場合がある。
〔第２の実施形態〕
　第１の実施形態では、金属元素を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造したが、第２の実施形態では、第１の実施形態とは異なり、金属元素を含有しない粉末のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料（以下、「Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料」と略記する）を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、上述した第１の実施形態と同様に成形して焼結することにより、上述した第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られるものである。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料であって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料中に金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むものである。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度、Ｂはボロン元素の濃度、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料においては、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金として、金属元素Ｍを含まないこと以外は第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と同じものが用いられ、第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と同様にして製造できる。したがって、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金についての説明を省略する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金おいても、第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と同様に、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１～５０％のものであることが好ましく、０．１～２５％のものであることがより好ましい。Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が上記範囲である場合、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進され、遷移金属リッチ相を十分に含む保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が５０％以上であると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程においてＲ２Ｔ１７相を完全に消費することができず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力や角形性が低下する場合がある。
　さらに、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金においても、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１～５０％である場合、非常に優れた粉砕性が得られるため、容易に粉砕されて粒径２μｍ程度の微粒子とすることができる。
　なお、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金のＲ２Ｔ１７相を含む領域の面積率は、第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と同様にして求められる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれる添加金属は、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなるものである。
金属元素Ｍは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造するための焼結および熱処理の際に、遷移金属リッチ相の生成を促進するものであると推定される。
　金属元素Ｍは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料中に０．１～２．４原子％含まれている。金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることがより好ましく、１．４原子％以下であることがより好ましい。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、金属元素Ｍが０．１～２．４原子％含まれているので、これを焼結することで、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、他の磁気特性に支障を来たすことなく、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の焼結および熱処理の際に遷移金属リッチ相の生成を促進させて保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。
　金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が不足して、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を十分に向上させることができない恐れがある。また、金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料中にＣｕが含まれる場合、Ｃｕの濃度は、０．０７～１原子％であることが好ましい。Ｃｕの濃度が０．０７原子％未満の場合は、磁石が焼結しにくくなる。また、Ｃｕの濃度が１原子％を超える場合は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）が低下するので好ましくない。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金と、添加金属の他に、さらにＳｉを含むものであってもよい。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料中にＳｉが含まれる場合、Ｓｉ含有量は０．７～１．５原子％の範囲であることが好ましい。Ｓｉを上記範囲内で含有させることにより、保磁力がより一層向上する。Ｓｉ含有量が０．７原子％未満であっても１．５原子％を超えても、Ｓｉを含有させることによる効果が低下する。
「Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料の製造方法」
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれるＲ－Ｔ－Ｂ系合金は、第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と同様にして製造できる。そして、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末と、添加金属の粉末とを混合することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料が得られる。
「Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
　このようにして得られた本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いて、第１の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いた場合と同様にして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造できる。
　なお、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力を向上させるため、通常はＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末の粒度をｄ５０で４～５μｍとするが、この大きさをさらに小さくしてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石中の粒子の大きさを小さくするとさらに保磁力を向上させることができる。
　なお、本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、ＤｙやＴｂのフッ化物を塗布して熱処理し、ＤｙやＴｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、さらに保磁力を向上させてもよい。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、金属Ｄｙや金属Ｔｂを蒸着させて熱処理し、ＤｙやＴｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、さらに保磁力を向上させてもよい。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造方法では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の遷移金属リッチ相とを含む本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　さらに、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含まれる金属元素Ｍの種類や使用量、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の体積率、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を０．００５～３体積％の好ましい範囲に容易に調節できる。そして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の体積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｂ／ＴＲＥ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．２～５原子％含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を成形して焼結してなるものであり、粒界相が、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含み、遷移金属リッチ相は、Ｒリッチ相より希土類元素の合計原子濃度が低く、Ｒリッチ相よりＦｅの原子濃度が高いものであるので、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高い保磁力を有し、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。
〔第３の実施形態〕
　第２の実施形態では、金属元素を含有しない粉末のＲ－Ｔ－Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料について説明したが、本実施形態においては、金属元素を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料について説明する。すなわち、本発明において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料に金属元素を含有させるのは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を鋳造する段階であってもよいし、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を焼結する前の段階であってもよく、双方の段階で金属元素を添加してもよい。
　第３の実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料に含有させる金属元素の一部をＲ－Ｔ－Ｂ系合金に含有させ、このＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末と残りの金属元素とを混合することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料とし、これを用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態と同様に成形して焼結することにより、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が得られるものである。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第１金属と、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第２金属または前記第２金属を含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料であって、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、前記第１金属と前記第２金属とを合計で０．１～２．４原子％含むものである。
　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度、Ｂはボロン元素の濃度、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
　第１金属および第２金属は、いずれもＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属であり、第１金属と第２金属との合計で、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態における金属元素Ｍと同じ組成となるものである。
　また、第１金属と第２金属との合計のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料中の含有量は、上述した第１の実施形態及び第２の実施形態における金属元素Ｍと同じである。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金が第１金属を含有していること以外は第２の実施形態と同じであり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石は第１の実施形態及び第２の実施形態と同様である。したがって、説明を省略する。
　ここで、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相を生成させる方法について詳細に説明する。
　本発明においては、製造途中のＲ－Ｔ－Ｂ系合金および／または製造途中のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＲ２Ｔ１７相が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程において行われる一回または複数回の熱処理において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の原料として使用され、遷移金属リッチ相が生成されると考えられる。
　遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の条件は、遷移金属リッチ相の原料としてＲ２Ｔ１７相とともに使用される金属元素Ｍの種類や使用量、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中および／または焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石中に含まれるＲ２Ｔ１７相の生成量、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の組成、必要とされる遷移金属リッチ相の生成量などに応じて決定される。
　遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、具体的には、製造途中のＲ－Ｔ－Ｂ系合金および／または製造途中のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に対して、好ましくは４００～８００℃の温度で、より好ましくは、４５０～６５０℃の温度で一回または複数回行うことができ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程において合計で０．５～５時間行うことが好ましく、１～３時間行うことがより好ましい。
　遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の温度が４００℃未満であると、熱処理時における希土類元素Ｒと２－１７相（Ｒ２Ｔ１７相）と金属元素Ｍとの反応が不十分となり、遷移金属リッチ相が十分に生成されない場合がある。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の温度が８００℃を超えると、原子の再配置が生じて、遷移金属リッチ相が十分に生成されない場合がある。
　また、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の合計時間が、０．５時間未満であると、熱処理時における希土類元素Ｒと２－１７相（Ｒ２Ｔ１７相）と金属元素Ｍとの反応が不十分となり、遷移金属リッチ相の生成量が不十分となる場合がある。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の合計時間が５時間を越えると、熱処理時間が長時間であることにより生産性に支障を来すため好ましくない。
　遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の製造工程および／またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の製造工程において一回または複数回行われるものであり、遷移金属リッチ相を生成させることのみを目的とする熱処理であってもよいし、焼結など他の目的で行われる熱処理が遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を兼ねてもよい。遷移金属リッチ相を生成させる熱処理の回数は、特に限定されるものではないが、遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、複数回行うことが好ましい。
　具体的には、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理として、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を製造する際に行われる鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を一時的に遅くして合金内の成分の拡散を促す処理（温度保持工程）や、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に行われるＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を焼結するための熱処理、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相を生成させるための熱処理、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の内部にＤｙやＴｂを拡散させるための熱処理から選ばれる１以上の処理などが挙げられる。
　なお、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理は、４００～８００℃の温度で行うことが好ましいが、上記範囲内での最適温度は、熱処理されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の組織の状態によって異なるものであるため、例えば、焼結前と焼結後とでは異なっており、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を鋳造する工程からＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が完成するまでの間のどの工程において行われる熱処理であるかによって適宜決定される。
　また、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理によって得られる遷移金属リッチ相の生成量は、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理時間の増大に伴って増加する傾向にある。しかし、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を行った後の工程において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が、遷移金属リッチ相の分解温度以上の高温とされた場合には、生成された遷移金属リッチ相の一部または全部が分解されて減少する可能性がある。
　遷移金属リッチ相を生成させる熱処理においては、下記の（式３）および／または（式４）に示す反応が進行するものと推測される。
　より詳細には、熱処理において遷移金属リッチ相の原料として使用される金属元素Ｍが、被熱処理材料であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金中またはＲ－Ｔ－Ｂ系磁石中に単独で存在しているものである場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において下記の（式３）に示す反応が進行すると推定される。
　Ｒ（希土類元素）＋Ｒ２Ｔ１７（Ｒ２Ｔ１７相）＋Ｍ（金属元素）→Ｒ６Ｔ１３Ｍ（遷移金属リッチ相）　　　　・・・（式３）
　金属元素Ｍが、被熱処理材料中に単独で存在している場合としては、例えば、金属元素を含有しないＲ－Ｔ－Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。
　また、金属元素Ｍが、被熱処理材料中の合金粒界相内または粒界相内に含有されている場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において下記の（式４）に示す反応が進行すると推定される。
　ＲＭ（金属元素を含む希土類元素）＋Ｒ２Ｔ１７（Ｒ２Ｔ１７相）→Ｒ６Ｔ１３Ｍ（遷移金属リッチ相）　　　　・・・（式４）
　金属元素Ｍが、被熱処理材料中の合金粒界相内または粒界相内に含有されている場合としては、例えば、金属元素を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。
　金属元素Ｍが、被熱処理材料中に単独で存在しているものと、合金粒界相内または粒界相内に含有されているものの両方を含む場合、遷移金属リッチ相を生成させる熱処理において上記の（式３）に示す反応と（式４）に示す反応とが同時に進行すると推定される。この場合としては、例えば、金属元素を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金と添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を製造する際に行う、焼結するための熱処理などが挙げられる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＲ２Ｔ１７相の大きさは小さい方がよい。Ｒ２Ｔ１７相の大きさが大きいと、（式３）あるいは（式４）に示す反応が生じても完全にＲ２Ｔ１７相を消失させることができず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石内にＲ２Ｔ１７相が残留して保磁力あるいは角形性が悪化する場合がある。具体的には、Ｒ２Ｔ１７相の大きさは１０μｍ以下であることが好ましく、３μｍ以下であることがより好ましい。なお、ここでのＲ２Ｔ１７相の大きさとは、Ｒ２Ｔ１７相単体の大きさであり、Ｒ２Ｔ１７相の存在領域の大きさではない。
　このように本発明においては、上記の遷移金属リッチ相を生成させる熱処理を行うことで、（式３）および／または（式４）に示すように、Ｒ２Ｔ１７相と、金属元素Ｍを含む希土類元素Ｒ（または金属元素Ｍと希土類元素Ｒ）とを原料として、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相が生成されるものと推測される。
「実験例１～１７、４１～４６」
　Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）を表１に示す合金Ａ～Ｌ、Ｎ～Ｑ及びＴ～Ｚの合金組成になるように秤量し、さらに、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）を２．３原子％秤量し、アルミナるつぼに装填した。
　なお、表１に示す合金組成に記載のＳｉ含有量は、合金に積極的に含有させたものではなく、合金中に不純物として含まれるＳｉ含有量である。また、合金Ｎは金属元素Ｍを意図的に含有させずに作製したものであり、合金Ｏは金属元素ＭとしてＡｌのみを、合金Ｐは金属元素ＭとしてＧａのみを、合金Ｑは金属元素ＭとしてＣｕをのみを意図的に添加して作製したものである。また、合金Ｎ、Ｐ及びＱに含まれるＡｌは意図的に添加したものではなく、アルミナルツボから混入したものである。
　その後、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して溶融させて水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ロール周速度１．０ｍ／秒、平均厚み０．３ｍｍ程度となるようにＳＣ（ストリップキャスト）法により、鋳造合金薄片を得た。
　次に、鋳造合金薄片を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、鋳造合金薄片を直径５ｍｍ程度になるように粗粉砕し、室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、粗粉砕して水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を３００℃まで水素中で加熱する熱処理を行った。その後、減圧して水素を脱気し、さらに５００℃まで加熱する熱処理を行って鋳造合金薄片中の水素を放出除去し、室温まで冷却する方法により解砕した。
　次に、水素解砕された鋳造合金薄片に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛０．０２５ｗｔ％を添加し、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度（ｄ５０）４．５μｍに微粉砕してＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得た。
　このようにして得られた合金Ａ～Ｌ、Ｎ～Ｑ及びＴ～ＺのＲ２Ｔ１７相の面積率を以下に示す方法により調べた。
　鋳造合金薄片のうち平均厚みの±１０％以内の厚みのものを樹脂に埋込み、厚さ方向に断面を削りだし、その断面を鏡面研磨して、その後導電性を付与するために金あるいは炭素を蒸着して観察試料とした。この試料を走査電子顕微鏡（日本電子ＪＳＭ－５３１０）で倍率を３５０倍として反射電子像にて撮影した。
　図６に一例として合金Ｆの反射電子像を示す。また、合金Ａ～Ｌ、Ｎ～Ｑ及びＴ～Ｚのうち、測定した合金のＲ２Ｔ１７相の面積率を表４に示す。表４中、－は未測定を表す。
　次に、このようにして得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００～１２００℃の温度で焼結した。その後８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実験例１～実験例１７、実験例４１～実験例４６のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　そして、得られた実験例１～実験例１７、実験例４１～実験例４６のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石それぞれの磁気特性をＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を表４に示す。
「実験例１８～３３」
　実験例１～１７で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末（合金Ａ～Ｈ、Ｊ～Ｌ、Ｎ～Ｑ）及び合金Ｒの粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す焼結磁石の組成となるように両者を混合して実験例１８～実験例３３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。
　次に、このようにして得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いて、実験例１～実験例１５と同一手順でＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　そして、得られた実験例１８～実験例３３のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、実験例１～実験例１７と同様にして、ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を表５に示す。
「実験例３４」
　Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ｓｉメタル（純度９９％ｗｔ以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）を表３に示す合金Ｓの成分組成になるように秤量し、さらに、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）を２．３原子％秤量し、アルミナるつぼに装填し、実験例１～１７と同一手順により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得、これを用いて実験例１～１７と同一手順により、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　そして、得られた実験例３４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁気特性を、実験例１～実験例１７と同様にして、ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を表６に示す。
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　表４～表６において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化であり、「Ｓｑ」とは角形性であり、「ＢＨｍａｘ」とは最大エネルギー積である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の測定値の平均である。
　また、実験例３～実験例２８、実験例３４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の体積率を以下に示す方法により調べた。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石を導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別した。
　例えば、図９、１１は、それぞれ、実験例６、２３で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の反射電子像である。図９、１１から、灰色のＲ２Ｔ１４Ｂ相の粒界に白色のＲリッチ相、薄い灰色の遷移金属リッチ相が存在していることが分かる。
　このような反射電子像から遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出し、さらにこれが球状であると仮定して、各実験例の体積率を算出した。
　その結果を表４～表６に示す。表４～表６中、－は未測定を表す。
　また、ＦＥ－ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー（Electron　Probe　Micro　Analyzer）を用いて主相および粒界相の組成を調べることにより、実験例１８～実験例３４のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石が、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相からおもに構成されていることを確認した。
　表１および表４に示すように、Ｂが（式１）を満たしていない実験例８及び９では、Ｄｙの含有量が同程度であって、Ｂが（式１）を満たしている実験例６と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が低くなっている。
　Ｓｉの添加量が０．７～１．５原子％の範囲である実験例２３では、添加金属の含有量が本発明の上限を超える実験例２９と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなっている。
　また、図１は、実験例１～４、１８～２１のＢ／ＴＲＥ（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例１～４、１８～２１のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｄｙを含有しないものであるが、実験例１８～２１に示すように添加金属であるＳｉを添加させる（実験例１８～２１）ことで、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなっている。
　このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。
　また、図２は、実験例５～９、２２～２５のＢ含有量（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例５～９、２２～２５のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｄｙを３．８原子％程度含有するものである。Ｂ含有量が異なっているため、保磁力が異なっているが、Ｂ／ＴＲＥが０．３７で保磁力が最大になっている。また、実験例２２～２５に示すように添加金属であるＳｉを添加させる（実験例２２～２５）ことで、保磁力が高くなっていることが分かる。このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。
　また、図３は、実験例１０～１２、２６～２８のＢ含有量（希土類元素合計の濃度）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。実験例１０～１２、２６～２８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｄｙを８．３原子％程度含有するものである。Ｂ含有量が異なっているため、保磁力が異なっているが、Ｂ／ＴＲＥが０．３９で保磁力が最大になっている。
また、添加金属であるＳｉを添加させる（実験例２４～２６）ことで、保磁力が高くなっていることが分かる。このとき、最適なＢ／ＴＲＥの幅はピークに対して±０．１程度と見積もれる。
　実験例１４はＣｕ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉを添加せずに作製したものであり、最も近い組成である実験例６と比較して保磁力が大幅に低くなっている。実験例１４の成分にＡｌのみを添加した実験例１５、実験例１４の成分にＧａのみを添加した実験例１６、実験例１４の成分にＣｕのみを添加した実験例１７では実験例１４と比較して保磁力が高くなっている。保磁力を高めるために、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのいずれかが必須であることが示されている。
　さらに、合金Ｎ～ＱにＳｉを添加した実験例３０～３３では保磁力が高くなっており、金属Ｍを２種類以上添加することが好ましいことを示している。特に合金ＱにＳｉ粉末を添加した実験例３３では大幅な保磁力の向上が見られた。また、実験例３３は、組成が近い実験例２４と比較しても保磁力は２ｋＯｅ以上高くなっており、ＣｕとＳｉを添加することが特に好ましいことが示されている。
　Ｄｙ濃度がほぼ等しい実験例１４～１７を比較すると、金属元素Ｍの濃度が０．０８原子％の実験例１４では保磁力が低いが、金属元素Ｍの濃度が０．１原子％以上である実験例１５～１７では保磁力が高くなっている。
　また、Ｄｙを含有していない実験例４１～実験例４６を比較すると、実験例４３（金属元素Ｍの濃度は２．４３原子％）では、実験例４１（金属元素Ｍの濃度は０．７５原子％）実験例４２（金属元素Ｍの濃度は１．００原子％）に比べて保磁力が低下している。
　以上のことから、金属元素Ｍの含有量は、０．１～２．４原子％が好ましいことが示されている。
　Ｄｙを含有していない実験例１～４、実験例４１～４６の中で、高い保磁力を有しているのは、実験例４１、４２、４４～４６（金属元素Ｍの濃度が０．７２～１．３４原子％）である。このことから、金属元素Ｍの含有量が０．７～１．４原子％の範囲にあることがより好ましいことが示されている。
　表３および表６に示す実験例３４は、合金鋳造の段階で全ての金属元素を添加させたものである。Ｄｙの含有量が同程度である表１および表４の実験例５と実験例３４とを比較すると、実験例３４は実験例５よりも高い保磁力を示すことが分かる。
　表１～表６の結果から、金属元素を合金鋳造した場合であっても、合金と添加金属とを混合した場合であっても、磁石の保磁力を向上させる効果が得られることが分かる。
　図８～図１０（ａ）は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真であり、図８は実験例９、図９は実験例６、図１０（ａ）は実験例２３の反射電子像である。また、図１０（ｂ）は、図１０（ａ）に示したＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の顕微鏡写真を説明するための模式図である。図８～図１０（ａ）に示す反射電子像および図１０（ｂ）に示す模式図において、灰色の部分はＲ２Ｔ１４Ｂ相であり、白色の部分はＲリッチ相であり、薄い灰色の部分は遷移金属リッチ相である。
　表１および表２に示すように、実験例６、９、２３のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、Ｄｙの含有量が同程度である。実験例９のＢ／ＴＲＥは本願発明の範囲よりも高いものである。一方、実験例６のＢ／ＴＲＥは本願発明の範囲内の値であり、実験例２３は実験例６にＳｉを添加したものである。図８では遷移金属リッチ相の生成がほとんど見られなかった。図９ではわずかに遷移金属リッチ相の生成が見られ、図１０（ａ）ではさらに多くの遷移金属リッチ相が生成していることが分かる。図８～図１０（ａ）より、Ｂ／ＴＲＥを適切に選定し、さらに添加金属を適切に添加することで、遷移金属リッチ相の生成を増加させることが可能なことが分かる。
　図８では、数個の粉砕した粒子が融合して主相を形成している。図９では、粉砕した粒子が融合せずに個々に主相を形成している。図１０（ａ）では、粉砕した個々の粒子が形成する主相を、粒界相が取り囲んでいる様子が、明確に観察できる。
「実験例３５」
　Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）を表７に示す合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　その後、図１１に示す合金の製造装置１を用いて、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。まず、アルミナるつぼの入れられた高周波真空誘導炉（溶解装置）の炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して合金溶湯とした。次いで、得られた合金溶湯を、ロール周速度１．０ｍ／秒で回転する水冷銅ロールに供給して凝固させ、鋳造合金とした。その後、鋳造合金を冷却ロール２２から離脱させ、破砕装置２１の破砕ロールの間を通して破砕することにより、平均厚み０．３ｍｍの鋳造合金薄片を得た。なお、鋳造工程は、アルゴン雰囲気で行った。
　破砕された鋳造合金薄片を、ホッパ７を通過して「閉」の状態とされた開閉式ステージ３３上に堆積させて加熱ヒータ３１によって加熱し、８００℃の鋳造合金を６０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行い、開閉式ステージ３３を「開」の状態とすることにより温度保持工程を終了した。
　このようにして得られた実験例３５の鋳造合金薄片を樹脂に埋込み、鏡面研磨した断面を反射電子像にて３５０倍の倍率で観察し、そのコントラストにより主相と合金粒界相とを判別し、以下に示すようにして、隣接する合金粒界相間の距離を調べた。すなわち、実験例３５の鋳造合金薄片の３５０倍の倍率の反射電子像の各画像上に鋳造面と平行に１０μｍ間隔で直線を引き、その直線を横切った合金粒界相の間隔をそれぞれ測定し、その平均値を算出した。隣接する合金粒界相間の距離が短いほど、粉砕性に優れている。
　また、表７に示す合金組成のＢ元素およびＦｅ元素の濃度を変化させたこと以外は、実験例３５の鋳造合金薄片と同様にして複数の鋳造合金薄片を作成し、実験例３５の鋳造合金薄片と同様にして隣接する合金粒界相間の距離を調べた。その結果を図１２（ａ）～図１２（ｃ）、図１３（ａ）、図１３（ｂ）に示す。
　図１２（ａ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＢ濃度との関係を示したグラフであり、図１２（ｂ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＢ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）との関係を示したグラフであり、図１２（ｃ）は、鋳造合金薄片の合金粒界相間の距離とＦｅ／Ｂ（Ｂ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、Ｆｅは鉄元素の濃度（原子％））との関係を示したグラフである。
　図１２（ａ）より、Ｂ含有量が５.０原子％以上、６．０原子％以下である場合、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、Ｂ含有量が５.０原子％未満になると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。
　図１２（ｂ）より、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５～０．３８である場合、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、Ｂ／ＴＲＥが０．３５５未満になると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。
　図１３（ａ）はＦｅ／Ｂが１５．５である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真であり、図１３（ｂ）はＦｅ／Ｂが１６．４である鋳造合金薄片の断面の顕微鏡写真である。図１３（ａ）および図１３（ｂ）に示す反射電子像おいて、灰色の部分は主相であり、白色の部分は合金粒界相である。図１３（ａ）に示す鋳造合金薄片では、合金粒界相が細かい網目状に形成されていることが分かる。これに対し、図１３（ｂ）に示す鋳造合金薄片では、針状の合金粒界相と島状の主相が観察される。
　図１２（ｃ）より、Ｆｅ／Ｂが１３から増えるにつれて合金粒界相の間隔が狭くなっており、１５～１６である場合、合金粒界相間の距離が特に短くなっていることが分かる。また、図１２（ｃ）、図１３（ａ）および図１３（ｂ）より、Ｆｅ／Ｂが１３～１６である場合、Ｆｅ／Ｂが１６を超える場合と比較して、合金粒界相間の距離が短く、微細になることが分かる。また、図１２（ｃ）より、Ｆｅ／Ｂが１６を超えると、合金粒界相間の間隔が急激に広くなることが分かる。
「実験例３６」
　表７に示す合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填し、図１１に示す合金の製造装置１を用いて、鋳造工程中の雰囲気を以下の雰囲気としたこと以外は、実験例３５と同様にして、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。
　すなわち、鋳造工程は、アルゴン雰囲気中にヘリウムを供給しながら行い、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却ロール２２によって鋳造合金を冷却するとともに、温度保持工程後、貯蔵容器４内に収容された鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却した。
　このようにして得られた実験例３６の鋳造合金薄片について、実験例３５と同様にして、隣接する合金粒界相間の距離を調べた。実験例３５と実験例３６の合金粒界相間の距離を調べた結果を図１４に示す。図１４において、黒△は実験例３５の結果であり、●は実験例３６の結果である。
　図１４に示すグラフは、実験例３５および実験例３６の鋳造合金薄片をそれぞれ５枚用意し、上記と同様にして合金粒界相の間隔をそれぞれ測定して、各合金粒界相の間隔の測定値を０．２μｍ毎の範囲に分類し、合金粒界相の間隔の全測定数に対し、各範囲の測定値が出現する割合（（各範囲の測定値の出現数／全測定数）×１００（％））を算出した結果を示したものである。
　図１４に示すように、鋳造工程をヘリウムを含む雰囲気中で行った鋳造合金薄片である実験例３６では、鋳造工程をアルゴン雰囲気中で行った鋳造合金薄片である実験例３５と比較して、合金粒界相間の間隔が狭くなっている。このことから、鋳造工程をヘリウムを含む雰囲気中で行うことにより、合金組織の粒径が微細化され、粉砕性に優れるものとなることがわかる。
「実験例３７」
　表１に示す合金Ｆの組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填し、図１１に示す合金の製造装置１を用い、製造した鋳造合金の１２００℃から５０℃となるまでの間の冷却温度の履歴を図１５（ａ）～図１５（ｃ）および表８に示す（ａ）条件としたこと以外は、実験例３５と同様にして、鋳造合金薄片を製造した（鋳造工程）。なお、鋳造工程は、アルゴン雰囲気で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　次に、鋳造合金薄片を実験例１と同様にして水素解砕法により解砕して実験例３７のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得た。
　なお、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の平均粒度（ｄ５０）は、４．５μｍであった。
　このようにして得られた実験例３７のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００～１２００℃の温度で焼結した。その後８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、複数の実験例３７のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　得られた複数の実験例３７のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）～図１６（ｃ）に示す。
「実験例３８」
　製造した鋳造合金の１２００℃から５０℃となるまでの間の冷却温度の履歴を図１５（ａ）～図１５（ｃ）および表８に示す（ｂ）条件としたこと以外は、実験例３７と同様にして、鋳造合金薄片を製造し、これを用いて実験例３７と同様にして実験例３８のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を得た。
　なお、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金粉末の平均粒度（ｄ５０）は、４．５μｍであった。
　このようにして得られた実験例３８のＲ－Ｔ－Ｂ系合金粉末を用いて、実験例３７と同様にして、複数の実験例３８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製し、磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）～図１６（ｃ）に示す。
「実験例３９」
　実験例３７で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す実験例２３の組成となるように両者を混合して実験例３９のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。
「実験例４０」
　実験例３８で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金からなる粉末と、平均粒度（ｄ５０）４．３５μｍのＳｉ粉末とを準備し、表２に示す実験例２３の組成となるように両者を混合して実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を製造した。なお、Ｓｉ粉末の粒度は、レーザ回析計によって測定した。
　次に、このようにして得られた実験例３９および実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いて、実験例３７と同様にして、それぞれ複数の実験例３９および実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を作製した。
　そして、得られた複数の実験例３９および実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、実験例３７と同様にして、ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を図１６（ａ）～図１６（ｃ）に示す。
　図１６（ａ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を示したグラフであり、図１６（ｂ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）を示したグラフであり、図１６（ｃ）は、実験例３７～実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。なお、図１６（ｃ）に示す点線は、等価ラインである。また、図１６において、△は実験例３７の結果であり、○は実験例３８の結果であり、黒△は実験例３９の結果であり、●は実験例４０の結果である。
　図１６（ａ）に示すように、８００℃の鋳造合金を６０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０は、温度保持工程を行わない実験例３７および実験例３９と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなった。また、Ｓｉを添加したＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いた実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石では、Ｓｉを添加しないＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いた実験例３８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石と比較して、保磁力（Ｈｃｊ）が高くなった。
　図１６（ｂ）に示すように、温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０と、温度保持工程を行わない実験例３７および実験例３９とを比較しても、Ｓｉを添加したＲ－Ｔ－Ｂ系合金材料を用いた実験例３９および実験例４０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石と、Ｓｉを添加しないＲ－Ｔ－Ｂ系合金を用いた実験例３７および実験例３８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石とを比較しても、磁化（Ｂｒ）の差は小さかった。
　図１６（ｃ）に示すように、温度保持工程を行った実験例３８および実験例４０は等価ラインよりも右側に位置しており、温度保持工程を行わない場合と比較して保磁力が高いことが分かる。
「実験例４７」
　表９に示す実験例４７の焼結磁石の組成となるように製造したＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末を、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成形して圧粉体とした。その後、得られた圧粉体を真空中で９００℃～１２００℃の温度で焼結した。その後、８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実験例４７のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
「実験例４８」
　実験例４７と同様にして製造した熱処理後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙを含む塗布液を塗布した。Ｄｙを含む塗布液としては、エタノールとフッ化ジスプロシウム（ＤｙＦ３）とを重量比１：１で混合した混合物を用いた。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面への塗布液の塗布は、容器中に入れられた塗布液を超音波分散させながら、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を容器中に１分間浸漬させることにより行った。
　続いて、塗布液の塗布されたＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を、アルゴンを流量１００ｍｌ／ｍｉｎで供給するアルゴン雰囲気中で９００℃の温度で一時間加熱する第１熱処理を行い、室温まで冷却した。その後、第１熱処理と同じ雰囲気中で５００℃の温度で一時間加熱する第２熱処理を行なって室温まで冷却し（拡散工程）、実験例４８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を得た。
「実験例４９」
　表９に示す実験例４９の焼結磁石の組成となるように製造したＲ－Ｔ－Ｂ系合金の粉末を用いたこと以外は、実験例４７と同様にして実験例４９のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を得た。
「実験例５０」
　実験例４９と同様にして製造した熱処理後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、実験例４８と同様にしてＤｙを含む塗布液を塗布して熱処理する拡散工程を行い、実験例５０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を得た。
　このようにして得られた実験例４７～５０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の組成を、希土類、鉄、銅、コバルト、アルミニウム、ガリウム、ホウ素については蛍光Ｘ線分析（ＸＲＦ）、炭素、窒素、酸素についてはガス分析装置、それ以外の微量不純物元素についてはプラズマ発光分析（ＩＣＰ）を用いて測定した。その結果を表９に示す。
　表９に示す実験例４７と実験例４８とを比較すると、Ｄｙを含む塗布液を塗布して熱処理する拡散工程を行うことにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＤｙ濃度が高くなっている。また、表９に示す実験例４９と実験例５０とを比較すると、上記の拡散工程を行うことにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石に含まれるＤｙ濃度が高くなっている。
　また、表９に示す実験例４７および実験例４８の磁石組成は、本発明の範囲内であり、実験例４９および実験例５０の磁石組成は、「Ｂ／ＴＲＥ」の値が本発明の範囲外である。
　また、実験例４７および実験例４８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を、それぞれ導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別した。
　さらに、実験例４７および実験例４８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石について、それぞれＦＥ－ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー（Electron　Probe　Micro　Analyzer）を用いて主相および粒界相（Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相）の組成を確認した。
　その結果、本発明の実施例である実験例４７と実験例４８のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相が存在していた。
　また、実験例４７～実験例５０のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の磁気特性をそれぞれＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。その結果を図１７（ａ）、図１７（ｂ）、表１０および表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表１０および表１１において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化である。また、これらの磁気特性の値は、それぞれ５個のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の測定値の平均である。
　図１７（ａ）は、実験例４７と実験例４８のヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフであり、図１７（ｂ）は、実験例４９と実験例５０のヒステリシス曲線の第二象限を示したグラフである。ここで、縦軸は磁化Ｊであり、横軸は磁界Ｈである。図１７（ａ）および図１７（ｂ）に示すヒステリシス曲線はＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２－１０）で測定した。図１７（ａ）および図１７（ｂ）において、曲線が横軸と交わる点が保磁力「Ｈｃｊ」の値を示しており、曲線が縦軸と交わる点が残留磁化「Ｂｒ」を示している。
　図１７（ａ）および表１０に示すように、拡散工程を行った実験例４８では、実験例４７と比較して保磁力が大幅に改善されている。また、実験例４７と実験例４８とを比較すると、残留磁化の変化はわずかである。
　図１７（ｂ）および表１１に示すように、拡散工程を行った実験例５０では、実験例４９と比較して保磁力が改善されているが、図１７（ａ）および表１０に示す実験例４７と実験例４８との差よりも変化が小さく、保磁力改善効果が小さくなっている。また、実験例５０と実験例４９とを比較すると、残留磁化の変化はわずかであった。
　本発明は、優れた磁気特性を有し、モーターに好適に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の得られるＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金およびＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料に適用できる。
１…製造装置、
２…鋳造装置、
３…加熱装置、
４…貯蔵容器、
５…コンテナ、
６…チャンバ、
６ａ…鋳造室、
６ｂ…保温・貯蔵室、
７…ホッパ、
２１…破砕装置、
３１…加熱ヒータ、
３２…開閉式ステージ群、
３３…開閉式ステージ。

Claims (24)

  1. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
    　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
    　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
  2. 　前記Ｍを０．７～１．４原子％含むことを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  3. 　さらにＳｉを含むことを特徴とする請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  4. 　Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１％以上５０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  5. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、
    　Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍまたは前記金属元素Ｍを含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料であって、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料中に前記金属元素Ｍを０．１～２．４原子％含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
    　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
    　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
  6. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第１金属と、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系合金と、
    　Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の第２金属または前記第２金属を含む合金からなる添加金属とを含むＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料であって、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料は、前記第１金属と前記第２金属とを合計で０．１～２．４原子％含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
    　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
    　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
  7. 　さらにＳｉを含むことを特徴とする請求項５または６に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
  8. 　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料中のＳｉの含有量が０．７～１．５原子％であることを特徴とする請求項７に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
  9. 　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金中のＲ２Ｔ１７相を含む領域の面積率が０．１％以上５０％以下であることを特徴とする請求項５または６に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料。
  10. 　請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金または、請求項５または６に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金材料を成形して焼結することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  11. 　前記焼結を８００℃～１２００℃で行った後、４００℃～８００℃で熱処理を行うことを特徴とする請求項１０に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  12. 　前記焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属またはＴｂ金属、もしくはＤｙ化合物またはＴｂ化合物を付着させて熱処理する拡散工程を行うことを特徴とする請求項１０に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
  13. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを４．５～６．２原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、かつ下記（式１）を満たすＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石であって、
    　Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、前記粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上の相と、前記希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の相とを含むことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
    　０．００４９Ｄｙ＋０．３４≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．００４９Ｄｙ＋０．３６・・（式１）
    　（式１）において、ＤｙはＤｙ元素の濃度（原子％）、Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
  14. 　さらにＳｉを含むことを特徴とする請求項１３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
  15. 　前記希土類元素の合計原子濃度が２５～３５原子％の相の体積率が０．００５～３体積％であることを特徴とする請求項１３または１４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
  16. 　焼結磁石表面のＤｙまたはＴｂの濃度が、内部のＤｙまたはＴｂの濃度よりも高いものであることを特徴とする請求項１３または１４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石。
  17. 　請求項１３または１４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石を備えることを特徴とするモーター。
  18. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを５.０～６．０原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％であり、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む合金粒界相とを備え、前記合金粒界相の間隔が３μｍ以下であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  19. 　さらにＳｉを含むことを特徴とする請求項１８に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  20. 　Ｂ含有量に対するＦｅ含有量の比（Ｆｅ／Ｂ）が１３～１６であることを特徴とする請求項１８または１９に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  21. 　Ｂ／ＴＲＥ（Ｂはボロン元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。）が０．３５５～０．３８であることを特徴とする請求項１８または１９に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
  22. 　希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３～１５原子％含み、Ｂを５.０～６．０原子％含み、Ｍを０．１～２．４原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０～６５原子％である合金溶湯を、冷却ロールを用いて冷却するストリップキャスト法により鋳造して鋳造合金を製造する鋳造工程を備え、
    　前記鋳造工程において、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒～１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行うことを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
  23. 　前記合金溶湯がＳｉを含むことを特徴とする請求項２２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
  24. 　前記鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行うことを特徴とする請求項２２または２３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石用合金の製造方法。
     
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