WO2015030231A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石の製造方法 - Google Patents

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WO2015030231A1
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based sintered
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亮一 山方
倫太郎 石井
國吉　太
鉄兵 佐藤
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    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets

Definitions

  • the present disclosure relates to a method for manufacturing an RTB-based sintered magnet.
  • RTB-based sintered magnet having an R 2 T 14 B type compound as a main phase (R is composed of a light rare earth element RL and a heavy rare earth element RH, where RL is Nd and / or Pr, RH is Dy, Tb, At least one of Gd and Ho, T is a transition metal element and must contain Fe) is known as the most powerful magnet among permanent magnets, and is used for hybrid cars, electric cars, and home appliances. Used in various motors.
  • the RTB -based sintered magnet has a reduced coercive force H cJ (hereinafter sometimes simply referred to as “H cJ ”) at high temperatures, causing irreversible thermal demagnetization. Therefore, especially when used for a hybrid vehicle or an electric vehicle motor, it is required to maintain a high HcJ even at high temperatures. In order not to cause irreversible demagnetization at high temperatures, it is required to obtain higher HcJ at room temperature.
  • H cJ coercive force
  • Dy has problems such as unstable supply or price fluctuations due to the limited production area. Therefore, there is a demand for a technique for improving the HcJ of the RTB -based sintered magnet without using a heavy rare earth element such as Dy as much as possible (with the least amount of use).
  • the amount of B is made lower than that of a normal RTB-based alloy, and at least one metal element M selected from Al, Ga, and Cu is contained, thereby allowing R 2 T 17
  • the coercive force is suppressed while the content of Dy is suppressed by sufficiently securing the volume fraction of the transition metal rich phase (R 6 T 13 M) generated by using the R 2 T 17 phase as a raw material.
  • R 6 T 13 M transition metal rich phase
  • Patent Document 2 as well as defining the effective rare earth content and effective boron content, Co, a high coercivity H cJ alloy containing Cu and Ga as compared with the conventional alloys with the same remanence B r It is described that it has.
  • heat treatment is performed on a sintered body after sintering at 400 ° C. to 550 ° C.
  • R-T-B rare earth sintered magnet according to the Patent Documents 1 and 2 R, B, Ga, since the content of Cu is not optimal, not obtain a high B r and high H cJ.
  • the present disclosure has been made to solve the above problems, while suppressing the content of Dy, provides a method for producing R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ For the purpose.
  • Aspect 1 of the present invention is represented by the following formula (1): uRwBxGayCuzAlqM (100-uwxxyzq) T (1) (R is composed of light rare earth element RL and heavy rare earth element RH, RL is Nd and / or Pr, RH is at least one of Dy, Tb, Gd and Ho, T is a transition metal element and must contain Fe.
  • RH is 5% by mass or less of the RTB-based sintered magnet, and satisfies the following formulas (2) to (5): 0.20 ⁇ x ⁇ 0.70 (2) 0.07 ⁇ y ⁇ 0.2 (3) 0.05 ⁇ z ⁇ 0.5 (4) 0 ⁇ q ⁇ 0.1 (5)
  • the oxygen content (mass%) of the RTB-based sintered magnet is ⁇
  • the nitrogen content (mass%) is ⁇
  • carbon content (mass%) is ⁇
  • v u ⁇ (6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ )
  • Aspect 2 of the present invention is the method for producing an RTB-based sintered magnet according to aspect 1, wherein the temperature of the low-temperature heat treatment step is 480 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • Aspect 3 of the present invention is a method for producing an RTB-based sintered magnet according to aspect 1 or 2, wherein the obtained RTB-based sintered magnet has an oxygen content of 0.15% by mass or less. is there.
  • Aspect 5 of the present invention is the method for producing an RTB-based sintered magnet according to aspect 4, wherein the temperature of the low-temperature heat treatment step is 480 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • Aspect 6 of the present invention is a method for producing an RTB-based sintered magnet according to aspect 4 or 5, wherein the obtained RTB-based sintered magnet has an oxygen content of 0.15% by mass or less. It is.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram showing ranges of v and w in one embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram showing ranges of v and w in another aspect of the present invention.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram showing a relative relationship between the range shown in FIG. 1 and the range shown in FIG.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram in which the values of v and w of the example sample and the comparative example sample according to “ ⁇ Example 1>” are plotted in FIG. 1.
  • the present inventors have optimized the composition as shown in the first aspect or the fourth aspect of the present invention, and the RTB-based sintering of the optimized composition. relative sintered magnet material, by performing a specific heat treatment, in which the R-T-B based sintered magnet having a high B r and high H cJ was found that the resulting.
  • R-T-B based sintered magnet can be improved B r by increasing the existence ratio of R 2 T 14 B type compound as the main phase.
  • R amount, T amounts although the B amount should brought close to the stoichiometric ratio of R 2 T 14 B type compound, R 2 T 14 B-type
  • the amount of B for forming the compound is lower than the stoichiometric ratio, a soft magnetic R 2 T 17 phase is precipitated at the grain boundary, and H cJ is rapidly decreased.
  • an RT-Ga phase is generated instead of the R 2 T 17 phase, and a decrease in H cJ can be prevented.
  • the RTB-Ga phase also has some magnetism, and the first grain boundary (hereinafter referred to as “two-grain grain boundary”) existing between the two main phases in the RTB-based sintered magnet.
  • the second grain boundaries existing between three or more main phases (hereinafter sometimes referred to as “triple grain boundaries”), especially HcJ
  • the R-Ga phase and the R-Ga-Cu phase which are considered to be less magnetic than the RT-Ga phase at the grain boundary, are generated. It turns out that it may have been.
  • the HcJ is improved by the presence of the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase at the two-grain boundary of the RTB -based sintered magnet.
  • the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase in order to generate the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase, and in order to eliminate the R 2 T 17 phase, it is necessary to generate the R—T—Ga phase, but a high H cJ is obtained. Assumed that it was necessary to keep the production amount low. If the generation of the RT-Ga phase can be suppressed as much as possible while generating the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase, especially at the two-grain grain boundary, the H cJ can be further improved. Assumed.
  • the precipitation amount of the R 2 T 17 phase can be reduced by setting the R amount and the B amount within an appropriate range.
  • part of R is consumed in combination with oxygen, nitrogen and carbon in the manufacturing process of RTB-based sintered magnets, so it is actually used for the R 2 T 17 phase and RT-Ga phase.
  • the amount of R changes in the manufacturing process.
  • the R 2 T 17 phase and the RT It was found difficult to suppress the amount of -Ga phase produced. Therefore, as a result of repeated studies, as described in the first aspect or the fourth aspect, from the R amount (u), the oxygen amount (mass%) in the RTB-based sintered magnet is changed to ⁇ , and the nitrogen amount (mass%).
  • the specific value formula (10) by containing the formulas (8) and (9) of the aspect 1 of the present invention or the formulas (12) and (9) of the aspect 4 of the present invention, It is considered that while the RT-Ga phase is generated, the generation amount can be suppressed low.
  • the RTB-Ga phase is generated in the range of 440 ° C. or higher and lower than 730 ° C.
  • the temperature is 440 ° C. or higher and 550 ° C. or lower, the amount of RT—Ga phase generated is suppressed, and when it exceeds 550 ° C., the RT—Ga phase is likely to be generated excessively.
  • the RT-Ga phase is not generated below 440 ° C. and above 730 ° C.
  • the RTB-based sintering having the specific composition is used. It is necessary to perform heat treatment for heating the magnet material to a temperature of 440 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the molded body in order to prevent oxidation of the molded body and to equalize the temperature at the time of sintering, the molded body may be stored in a metal container (sintered pack) and sintered. In many cases, it is difficult to control the cooling rate after sintering.
  • the RT—Ga phase of the two-grain grain boundary generated after sintering by the high-temperature heat treatment process disappears, and cooling is performed at such a rate that the disappeared RT-Ga phase is not generated again.
  • the object to be heat treated is an RTB-based sintered magnet material after sintering, so there is no need to use a metal container to prevent oxidation, and the cooling rate can be controlled. It is. Then, the RTB-based sintered magnet material that has undergone the high-temperature heat treatment process in which the RTB-Ga phase has disappeared is subjected to the low-temperature heat treatment process, thereby generating the RTB-Ga phase at the grain boundary. It is considered that the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase can be generated while suppressing as much as possible.
  • Patent Document 1 since the oxygen content, the nitrogen content, and the carbon content are not considered with respect to the R content, it is difficult to suppress the generation amount of the R 2 T 17 phase or the R—T—Ga phase. is there. In the first place, the technique described in Patent Document 1 improves HcJ by promoting the generation of the RT—Ga phase, and there is no technical idea of suppressing the amount of RT—Ga phase generated. Therefore, Patent Document 1 contains R, B, Ga, Cu, and Al at an optimal ratio capable of generating the R—Ga—Cu phase while suppressing the amount of R—T—Ga phase generated. Orazu, therefore, high B r and high H cJ is considered not obtained.
  • Patent Document 2 the values of the oxygen content, the nitrogen content, and the carbon content are taken into consideration.
  • the generation of the R 2 T 17 phase is suppressed and the Ga-containing phase (the R— Since it is described that HcJ is improved by generating (which is considered to correspond to a T—Ga phase), the technical idea of suppressing the amount of R—T—Ga phase generated as in Patent Document 1 is described. There is no. Further, both Patent Documents 1 and 2 do not have a technical idea of generating an R—Ga phase and an R—Ga—Cu phase while suppressing the generation of an RT—Ga phase as much as possible at a two-grain grain boundary.
  • the RTB-based sintered magnet before the high-temperature heat treatment process is called “RTB-based sintered magnet material”, and the RTB after the high-temperature heat treatment process and before the low-temperature heat treatment process.
  • Type sintered magnet is called “RTB type sintered magnet material after high temperature heat treatment process”
  • RTB type sintered magnet after low temperature heat treatment process is called “RTB type sintered magnet material”
  • a metal or alloy of each element is prepared so that the RTB-based sintered magnet material has the composition described in detail below.
  • a flaky raw material alloy is produced using a strip casting method or the like.
  • an alloy powder is prepared from the flaky raw material alloy, and the RTB-based sintered magnet material is prepared by molding and sintering the alloy powder. Production, molding, and sintering of the alloy powder are performed as follows as an example.
  • the obtained flaky raw material alloy is pulverized with hydrogen to obtain coarsely pulverized powder of, for example, 1.0 mm or less.
  • the coarsely pulverized powder is finely pulverized by a jet mill or the like, so that, for example, finely pulverized powder (alloy powder) having a particle size D50 (volume-based median diameter obtained by measurement by a laser diffraction method using an air flow dispersion method) of 3 to 7 ⁇ m )
  • the alloy powder one kind of alloy powder (single alloy powder) may be used, or a so-called two alloy method may be used in which an alloy powder (mixed alloy powder) is obtained by mixing two or more kinds of alloy powder.
  • the alloy powder may be prepared so as to have the composition of the present invention by using a known method.
  • a known lubricant may be used as an auxiliary agent for the coarsely pulverized powder before jet mill pulverization, and the alloy powder during and after jet mill pulverization.
  • molding is performed in a magnetic field using the obtained alloy powder to obtain a compact.
  • Molding in a magnetic field is a dry molding method in which a dry alloy powder is inserted into a mold cavity and molded, and a slurry in which the alloy powder is dispersed is injected into the mold cavity, and the slurry dispersion medium is discharged.
  • Any known forming method in a magnetic field may be used, including a wet forming method of forming while forming. Then, the RTB-based sintered magnet material is obtained by sintering the compact.
  • a known method can be used to sinter the molded body.
  • the atmosphere gas is preferably an inert gas such as helium or argon.
  • composition of the RTB-based sintered magnet material is represented by the formula: uRwBxGayCuzAlqM (100-uwxyzzq) T (1)
  • R is a light rare earth element RL
  • RL is Nd and / or Pr
  • RH is at least one of Dy
  • Tb Gd and Ho
  • T is a transition metal element and must contain Fe
  • M is Nb and / or Zr, which contains unavoidable impurities, u, w, x, y, z, q and 100-uwxyzzq represent mass%).
  • the RH is 5% by mass or less of the RTB-based sintered magnet, 0.20 ⁇ x ⁇ 0.70 (2) 0.07 ⁇ y ⁇ 0.2 (3) 0.05 ⁇ z ⁇ 0.5 (4) 0 ⁇ q ⁇ 0.1 (5),
  • the oxygen content (mass%) of the RTB-based sintered magnet is ⁇
  • the nitrogen content (mass%) is ⁇
  • the carbon content (mass%) is ⁇
  • v u ⁇ (6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ )
  • v and w are 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-14 (6) ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (7) Satisfied,
  • 0.20 ⁇ x ⁇ 0.40 v and w are 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-15.5 (8) ⁇ 12.5w + 39.125 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (9)
  • R is composed of light rare earth element RL and heavy rare earth element RH, RL is Nd and / or Pr, RH is at least one of Dy, Tb, Gd and Ho, T is a transition metal element and must contain Fe.
  • M is Nb and / or Zr, contains unavoidable impurities, and u, w, x, y, z, q and 100-uwxyzz represent mass%).
  • the RH is 5% by mass or less of the RTB-based sintered magnet, 0.20 ⁇ x ⁇ 0.70 (2) 0.07 ⁇ y ⁇ 0.2 (3) 0.05 ⁇ z ⁇ 0.5 (4) 0 ⁇ q ⁇ 0.1 (5),
  • the oxygen content (mass%) of the RTB-based sintered magnet is ⁇
  • the nitrogen content (mass%) is ⁇
  • the carbon content (mass%) is ⁇
  • v u ⁇ (6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ )
  • v and w are 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-16.25 (11) ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (7) Satisfied
  • 0.20 ⁇ x ⁇ 0.40 v and w are 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-17.0 (12) ⁇ 12.5w + 39.125 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w +
  • the RTB-based sintered magnet material of the present invention may contain inevitable impurities.
  • the effects of the present invention can be achieved even if inevitable impurities normally contained in didymium alloy (Nd—Pr), electrolytic iron, ferroboron, and the like are contained.
  • Inevitable impurities may include, for example, trace amounts of La, Ce, Cr, Mn, Si, and the like.
  • R is composed of a light rare earth element RL and a heavy rare earth element RH, where RL is Nd and / or Pr, RH is Dy, Tb, Gd and It is at least one of Ho, and RH is set to 5% by mass or less of the RTB-based sintered magnet. Because the present invention can obtain a high B r and high H cJ without using a heavy rare-earth element, it can be reduced the amount of RH even be asked a higher H cJ.
  • T is a transition metal element and necessarily contains Fe.
  • An example of the transition metal element other than Fe is Co.
  • the amount of substitution of Co is preferably 2.5% by mass or less, and if the amount of substitution of Co exceeds 10% by mass, Br is lowered, which is not preferable. Further, a small amount of V, Cr, Mn, Mo, Hf, Ta, W, or the like may be contained. B is boron. It is widely known that when trying to obtain a specific rare earth element, other types of rare earth elements that are not intended as impurities are included as impurities during the refining process.
  • R in the RTB-based sintered magnet according to one aspect of the present invention is composed of a light rare earth element RL and a heavy rare earth element RH, where RL is Nd and / or Pr, RH is Dy, It is at least one of Tb, Gd, and Ho, and RH is made to be 5% by mass or less of the RTB-based sintered magnet.
  • R is Nd, Pr, Dy, Tb, Gd and It does not completely exclude the case where rare earth elements other than Ho are included, and it means that rare earth elements other than Nd, Pr, Dy, Tb, Gd and Ho may be contained as long as they are in an impurity level. ing.
  • the Ga content (x) is 0.20% by mass or more and 0.70% by mass or less. However, when Ga is 0.40 mass% or more and 0.70 mass% or less and when it is 0.20 mass% or more and less than 0.40 mass%, the ranges of v and w are different. This will be described in detail below.
  • v and w are in the relationship of the following formulas (6) and (7). 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-14 (6) ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (7)
  • FIG. 1 shows the scope of the present invention for v and w that satisfies the above equations (6) and (7).
  • v is a value obtained by subtracting 6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ from the R amount (u), where the oxygen amount (mass%) is ⁇ , the nitrogen amount (mass%) is ⁇ , and the carbon amount (mass%) is ⁇ . It is a quantity value.
  • Equation (6) that is, 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-14, is a straight line including points A and B (a straight line connecting points A and B) and a straight line including points C and D (points) in FIG. (A straight line connecting C and point D), and formula (7), that is, ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125, points D, F, B, and G
  • This is a range between the straight line including the straight line including the point C, the point E, the point A, and the point G.
  • Regions 1 and 2 regions surrounded by point A, point B, point D, and point C) that satisfy both of these are the ranges according to one aspect of the present invention.
  • the amount of Fe is insufficient. If the amount of Fe is insufficient, R and B are left over. As a result, it is considered that the R 1 Fe 4 B 4 phase is easily generated without generating the RT-Ga phase. As a result, the amount of R-Ga phase and R-Ga-Cu phase produced is reduced, and high HcJ cannot be obtained. Further, the region 30 (the region above the straight line including the points C and D) deviated from the range of the regions 1 and 2 has too much v and too little w. Although the phase and the R—Ga—Cu phase are produced, the abundance ratio of the main phase becomes low, and high Br cannot be obtained.
  • the region 40 (the region excluding the regions 1 and 2 from the region surrounded by the points C, D, and G) deviated from the regions 1 and 2 has a small amount of R and a large amount of B. Although the abundance ratio is high, almost no R—T—Ga phase is generated, and the amount of R—Ga phase and R—Ga—Cu phase produced is small, so that high H cJ cannot be obtained.
  • x is in the range of the following formula (10) according to v and w. ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.5 ⁇ x ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.8 (10)
  • x is in the range of the following formula (10) according to v and w.
  • ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.5 ⁇ x ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.8 (10)
  • v and w are further set to the relationship of the following formulas (8) and (9).
  • 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-15.5 (8) ⁇ 12.5w + 39.125 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (9)
  • FIG. 2 shows the scope of the present invention for v and w satisfying the equations (8) and (9).
  • Expression (8) that is, 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w ⁇ 15.5 is a range between the straight line including the point A and the point L and the straight line including the point J and the point K in FIG.
  • FIG. 3 shows the case of FIG. 1 (when the Ga content is 0.40 mass% or more and 0.70 mass% or less) and FIG. 2 (when the Ga content is 0.20 mass% or more and less than 0.40 mass%). (A relative relationship between the range shown in FIG. 1 and the range shown in FIG. 2).
  • v and w are in the relationship of the following formulas (11) and (7). 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-16.25 (11) ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (7)
  • FIG. 1 shows the scope of the present invention of v and w satisfying the above formulas (11) and (7).
  • Expression (11), that is, 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-16.25 is a range sandwiched between a straight line including point A and point B and a straight line including point E and point F
  • expression (7) That is, ⁇ 12.5w + 38.75 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 is sandwiched between a straight line including point D and point F, point B and point G, and a straight line including point C and point E, point A and point G. It is a range.
  • region 2 area
  • v and w are in the relationship of the following formulas (12) and (9). 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w-17.0 (12) ⁇ 12.5w + 39.125 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 (9)
  • FIG. 2 shows a range that satisfies the above equations (12) and (9).
  • Expression (12) that is, 50w-18.5 ⁇ v ⁇ 50w ⁇ 17.0 is a range sandwiched between a straight line including point A and point L and a straight line including point H and point I
  • expression (9) That is, ⁇ 12.5w + 39.125 ⁇ v ⁇ ⁇ 62.5w + 86.125 is a range sandwiched between a straight line including the point K and the point I and the point L and a straight line including the point J, the point H and the point A.
  • region 4 area
  • FIG. 3 shows a relative range of FIG. 1 (Ga is 0.40 mass% or more and 0.70 mass% or less) and FIG. 2 (Ga is 0.20 mass% or more and less than 0.40 mass%). Indicates the positional relationship.
  • x is ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.5 ⁇ x ⁇ ( 62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.8, the amount of RT-Ga phase can be secured while v can be lowered and w can be increased. The ratio is not lowered, and a higher Br can be obtained.
  • Cu is contained in an amount of 0.07% by mass to 0.2% by mass. If the Cu content is less than 0.07% by mass, the R—Ga phase and the R—Ga—Cu phase are difficult to be generated at the two-grain grain boundaries, and high H cJ may not be obtained. Moreover, when it exceeds 0.2 mass%, since there is too much content of Cu, there exists a possibility that it becomes impossible to sinter.
  • the Cu content is more preferably 0.08% by mass or more and 0.15% by mass or less.
  • Al 0.05 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • HcJ HcJ
  • Al may be contained in an amount of 0.05% by mass or more as an unavoidable impurity in the production process, but the total amount of the unavoidable impurity and the amount intentionally added is 0.05% by mass or more. .5% by mass or less.
  • an RTB-based sintered magnet contains Nb and / or Zr to suppress abnormal grain growth during sintering.
  • Nb and / or Zr may be contained in a total amount of 0.1% by mass or less. By the content of Nb and / or Zr is present unwanted Nb and Zr exceeds 0.1 mass% in total, there is a possibility that the volume ratio of the main phase is lowered B r drops.
  • the oxygen content (mass%), the nitrogen content (mass%), and the carbon content (mass%) are the content in the RTB-based sintered magnet (that is, RTB). Content when the mass of the entire sintered system magnet is 100% by mass).
  • the present invention uses a value (v) obtained by subtracting the amount consumed by combining with oxygen, nitrogen and carbon from the amount of R (u) by the method described below. By using v, it is possible to adjust the production amount of the R 2 T 17 phase and the RT-Ga phase.
  • the v is determined by subtracting 6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ from the R amount (u), where ⁇ is the oxygen amount (% by mass), ⁇ is the nitrogen amount (% by mass), and ⁇ is the carbon amount (% by mass).
  • 6 ⁇ is defined because R having a mass approximately six times that of oxygen is consumed as an oxide, assuming that an oxide of R 2 O 3 is mainly produced as an impurity.
  • 10 ⁇ is defined by the fact that R having a mass approximately 10 times that of nitrogen is consumed as nitride, assuming that RN nitride is mainly produced.
  • 8 ⁇ is defined because R, which is approximately eight times the mass of carbon, is consumed as carbides, assuming that R 2 C 3 carbides are mainly produced.
  • the amount of oxygen (mass%), the amount of nitrogen (mass%), and the amount of carbon (mass%) are determined by considering the raw alloy used, the production conditions, etc.
  • the amount of oxygen, the amount of nitrogen, and the amount of carbon of the magnet can be predicted.
  • the oxygen amount is a gas melting-infrared absorption method
  • the nitrogen amount is a gas melting-heat conduction method
  • the carbon amount is a combustion-infrared absorption method
  • the oxygen content, nitrogen content, and carbon content are obtained by measurement using the above-described gas analyzer, whereas those of R, B, Ga, Cu, Al, M, and T shown in Formula (1) are used.
  • those of R, B, Ga, Cu, Al, M, and T shown in Formula (1) are used.
  • u, w, x, y, z, q and 100-uwxxyzq, u, w, x, y, z and q are Measurement may be performed using inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP emission spectroscopy). Further, 100-uwxyzzq may be obtained by calculation using measured values of u, w, x, y, z, and q obtained by ICP emission spectroscopy.
  • ICP emission spectroscopy inductively coupled plasma emission spectroscopy
  • Formula (1) defines that the total amount of elements that can be measured by ICP emission spectrometry is 100% by mass.
  • the amount of oxygen, the amount of nitrogen and the amount of carbon cannot be measured by ICP emission spectroscopy. Therefore, in the embodiment according to the present invention, u, w, x, y, z, q and 100-uwxyzz defined by the formula (1), oxygen amount ⁇ , nitrogen The sum of the amount ⁇ and the carbon amount ⁇ is allowed to exceed 100% by mass.
  • the amount of oxygen in the RTB-based sintered magnet is preferably 0.15% by mass or less.
  • v is a value obtained by subtracting 6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ from the R amount, assuming that the oxygen amount (mass%) is ⁇ , the nitrogen amount (mass%) is ⁇ , and the carbon amount (mass%) is ⁇ . It is necessary to increase the amount of R in the raw material alloy stage. In particular, among regions 1 and 2 in FIG. 1 to be described later, region 1 has a relatively higher v than region 2, so that when the amount of oxygen ⁇ is large, the amount of R at the stage of the raw material alloy may become very large. There is. As a result, the abundance ratio of the main phase is lowered and Br may be lowered. In particular, in the region 1 of the present invention shown in FIG. 1, the oxygen amount is preferably 0.15% by mass or less.
  • the R—T—Ga phase includes R: 15% by mass to 65% by mass, T: 20% by mass to 80% by mass, Ga: 2% by mass to 20% by mass. Including, for example, R 6 Fe 13 Ga 1 compound.
  • the R—Ga phase includes R: 70 mass% or more and 95 mass% or less, Ga: 5 mass% or more and 30 mass% or less, Fe: 20 mass% or less (including 0), for example, R 3 Ga 1 compound may be mentioned.
  • the R—Ga—Cu phase is one in which part of Ga in the R—Ga phase is substituted with Cu, and examples thereof include R 3 (Ga, Cu) 1 compounds.
  • the RT-Ga phase may contain Cu, Al, Si, or the like, and the R-Ga-Cu phase may contain Al, Fe, or Co.
  • Al includes what is inevitably introduced from a crucible or the like when the raw material alloy is melted.
  • the obtained RTB-based sintered magnet material is heated to a temperature of 730 ° C. or more and 1020 ° C. or less, and then cooled to a temperature of 300 ° C. or less at a cooling rate of 20 ° C./min or more (more specifically, 20 ° C. Cooling to 300 ° C./min or more).
  • this heat treatment is referred to as a high temperature heat treatment step.
  • the RT—Ga phase generated during sintering can be eliminated. If the temperature of the high-temperature heat treatment step is less than 730 ° C., the temperature is too low and the RT-Ga phase may not disappear.
  • the heating time is preferably 5 minutes or more and 500 minutes or less.
  • the cooling rate after heating to 730 ° C. or more and 1020 ° C. or less to 300 ° C. or less (more specifically, from 20 ° C./min to 300 ° C.) is less than 20 ° C./min, an excessive RT-Ga phase May be generated.
  • the cooling rate is 20 ° C./min or more before the temperature reaches 300 ° C., an excessive RT-Ga phase may be generated.
  • the cooling rate may be about 40 ° C./min, and may change to a cooling rate such as 35 ° C./min or 30 ° C./min as the temperature approaches 300 ° C.
  • an average cooling rate from the heating temperature to 300 ° C. (that is, a temperature between the heating temperature and 300 ° C.)
  • the difference may be evaluated by a value obtained by lowering the temperature from the heating temperature and dividing by the time required to reach 300 ° C.
  • a sufficient amount of R—Ga—Cu phase can be obtained by suppressing the formation of the RTB—Ga phase as described above. It has gained.
  • the temperature of the low-temperature heat treatment step is preferably 480 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the heating time is preferably 5 minutes or more and 500 minutes or less.
  • the cooling rate after heating at 440 ° C. or more and 550 ° C. or less is not particularly limited.
  • the obtained RTB system sintered magnet may be subjected to machining such as grinding in order to adjust the magnet dimensions.
  • the high temperature heat treatment step and the low temperature heat treatment step may be performed before or after machining.
  • the surface treatment may be a known surface treatment, and for example, a surface treatment such as Al deposition, electric Ni plating or resin coating can be performed.
  • the resulting coarsely pulverized powder was mixed with an airflow pulverizer (jet mill device). Then, dry pulverization was performed in a nitrogen stream to obtain finely pulverized powder (alloy powder) having a particle diameter D50 of 4 ⁇ m. Note that the oxygen concentration in the nitrogen gas during pulverization was adjusted by mixing the atmosphere with nitrogen gas during pulverization. When the atmosphere is not mixed, the oxygen concentration in the nitrogen gas during pulverization is 50 ppm or less.
  • the particle diameter D50 is a volume-based median diameter obtained by a laser diffraction method using an airflow dispersion method.
  • Table 1 a gas analyzer using the gas melting-infrared absorption method for O (oxygen amount), gas melting-heat conduction method for N (nitrogen amount), and combustion-infrared absorption method for C (carbon amount) is used. Measured.
  • the molded powder was molded in a magnetic field to obtain a molded body.
  • molding apparatus lateral magnetic field shaping
  • molding apparatus in which the magnetic field application direction and the pressurization direction orthogonally cross was used for the shaping
  • the obtained molded body was sintered in vacuum at 1020 ° C. for 4 hours to obtain an RTB-based sintered magnet material.
  • the density of the RTB-based sintered magnet material was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the contents of Nd, Pr, Dy, Tb, B, Co, Al, Cu, Ga, Nb and Zr were analyzed by ICP emission spectroscopy. Table 1 shows the results measured by the above.
  • the balance (the balance obtained by subtracting the contents of Nd, Pr, Dy, Tb, B, Co, Al, Cu, Ga, Nb, and Zr obtained by measurement from 100% by mass) was defined as the Fe content. .
  • Table 1 shows the gas analysis results (O, N, and C).
  • the obtained RTB-based sintered magnet material was subjected to a high temperature heat treatment step.
  • the RTB-based sintered magnet material was heated to 900 ° C. and held for 3 hours, and then the RTB-based sintered magnet material was cooled to room temperature.
  • the cooling is performed by introducing an argon gas into the furnace so that the average cooling rate from the held temperature (900 ° C.) to 300 ° C. is 25 ° C./min, and the average cooling rate from 300 ° C. to room temperature.
  • the cooling rate variation (difference between the maximum value and the minimum value of the cooling rate) at the average cooling rate (25 ° C./min and 3 ° C./min) was within 3 ° C./min for all the samples.
  • a low temperature heat treatment step was performed on the RTB-based sintered magnet material after the high temperature heat treatment step.
  • the RTB-based sintered magnet material was heated to 500 ° C. and held for 2 hours, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20 ° C./min.
  • the heating temperature and cooling rate in the high temperature heat treatment step and the low temperature heat treatment step were measured by attaching a thermocouple to the RTB system sintered magnet material.
  • u is a value obtained by summing the amounts (mass%) of Nd, Pr, Dy, and Tb in Table 1
  • v is the oxygen content (mass%) in Table 1 and the nitrogen content (mass%). Is the value obtained by subtracting 6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ from u, where ⁇ is ⁇ and the carbon content (% by mass) is ⁇ .
  • the B amount (% by mass) in Table 1 was directly transferred.
  • the area in Table 2 indicates where the ratio of v and w is in FIG. 1. In the case of 1 area in FIG. 1, 1 and 2 area in FIG. In the case of 2. Furthermore, when it exists in the area
  • FIG. 4 is an explanatory diagram in which the values of v and w of the example sample and the comparative example sample (that is, the sample described in Table 2) according to “ ⁇ Example 1>” are plotted in FIG. It can be easily understood from FIG. 4 that the example sample is in the range of the region 1 or 2 and the comparative example sample is out of the region 1 and 2.
  • v and w are contained in the following ratio.
  • the range of v and w when contained in the proportion corresponds to the region 1 and 2 or 2 in FIG.
  • Example samples (example samples other than sample Nos. 48, 49, 53, 54, and 57) of 0.1 all have high magnetic properties such that B r ⁇ 1.340T and H cJ ⁇ 1360 kA / m. have.
  • Sample No. 08 is the range of Ga of the present invention when Ga is 0.20 mass% or more and less than 0.40 mass% ( ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.5 ⁇ x (Ga) ⁇ ⁇ (62 .5w + v ⁇ 81.625) /15+0.8), it is impossible to generate the minimum RT-Ga phase necessary for obtaining high magnetic properties, and the H cJ is greatly reduced. It is thought that there is.
  • H cJ can be increased.
  • B r decreases approximately 0.024T when containing 1 mass% of Dy and Tb.
  • HcJ increases by about 160 kA / m when 1% by mass of Dy is contained, and increases by about 240 kA / m when 1% by mass of Tb is contained. Therefore, the present invention has magnetic properties of B r ⁇ 1.340T and H cJ ⁇ 1360 kA / m when the raw material alloy does not contain Dy and Tb as described above.
  • B r (T) ⁇ 1.340 ⁇ 0.024 Dy (mass%) ⁇ 0.024 Tb (mass%) and H cJ (kA / m) ⁇ 1360 + 160 Dy (mass%) + 240 Tb (mass%) ) Magnetic properties.
  • Sample No. 54 and the content of Ga is Sample No. Sample No. 5 which is a comparative example having the same composition except that it is 0.1 mass% lower than 54. As is clear from 55, even if v and w are within the scope of the present invention, H cJ is greatly reduced when Ga is outside the scope of the present invention. Sample No.
  • Ga 55 is a range of Ga of the present invention when Ga is 0.20% by mass or more and less than 0.40% by mass ( ⁇ (62.5w + v ⁇ 81.625) /15+0.5 ⁇ x (Ga) ⁇ ⁇ (62 .5w + v ⁇ 81.625) /15+0.8), it is impossible to generate the minimum RT-Ga phase necessary for obtaining high magnetic properties, and the H cJ is greatly reduced. It is thought that there is.
  • the 1 2 (1 region in FIG. 1) region than towards the (second region in FIG. 1) is higher B r (material alloy regions in the present invention Dy
  • B r material alloy regions in the present invention
  • Dy In the case where Tb is not contained, B r ⁇ 1.354T, and in the case where Dy and Tb are contained, B r ⁇ 1.354T ⁇ 0.024 [Dy] ⁇ 0.024 [Tb]) can be obtained.
  • [Dy] [Tb] indicates the content (% by mass) of Dy and Tb, respectively.
  • sample No. A raw material alloy was obtained by blending so as to have the same composition as that of No. 34, melting the raw materials, and casting in the same manner as in Experimental Example 1.
  • the obtained raw material alloy was subjected to hydrogen treatment and dry pulverization in the same manner as in Experimental Example 1 to obtain finely pulverized powder. Further, molding and sintering were performed in the same manner as in Experimental Example 1 to obtain an RTB-based sintered magnet material.
  • the density of the RTB-based sintered magnet material was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the components of the obtained RTB-based sintered magnet material and the gas analysis results are shown in Sample No. of Experimental Example 1. 34.
  • the obtained RTB-based sintered magnet material is subjected to a high-temperature heat treatment process under the conditions shown in Table 3. Further, the RTB-based sintered magnet material after the high-temperature heat treatment process is subjected to Table 3. A low temperature heat treatment step was performed under the conditions shown.
  • the temperature (° C.) of the high-temperature heat treatment step and the low-temperature heat treatment step is the heating temperature of the RTB-based sintered magnet material
  • the holding time (Hr) is the holding time of the heating temperature.
  • the cooling rate (° C./min) indicates an average cooling rate from the temperature at which the RTB-based sintered magnet material is held to 300 ° C. after the holding time has elapsed.
  • the cooling rate of the high temperature heat treatment process and the low temperature heat treatment process from 300 ° C. to room temperature is 3 ° C./min for all samples.
  • the cooling rate variation (difference between the maximum value and the minimum value of the cooling rate) at the average cooling rate (from the held temperature to 300 ° C. and from 300 ° C. to room temperature) is within 3 ° C./min for all samples. there were.
  • the heating temperature and cooling rate in the high temperature heat treatment step and the low temperature heat treatment step were measured by attaching a thermocouple to the RTB-based sintered magnet material. Furthermore, sample No. “-” In 96 and 97 indicates that the high-temperature heat treatment step was not performed.
  • Sample No. Nos. 98 and 99 were not cooled at the cooling rate of the RTB-based sintered magnet material after heating to 300 ° C. at 20 ° C./min or higher in the high-temperature heat treatment step. Unlike 73 and 74, it does not have high magnetic properties of B r ⁇ 1.340T and H cJ ⁇ 1395 kA / m.
  • the particle diameter D50 is a volume-based median diameter obtained by a laser diffraction method using an airflow dispersion method. Further, O (oxygen amount), N (nitrogen amount), and C (carbon amount) in Table 5 were measured in the same manner as in Example 1.
  • U in Table 6 is a value obtained by summing the amounts (mass%) of Nd, Pr, Dy, and Tb in Table 5, and v is ⁇ and nitrogen (mass%) in Table 5. Is the value obtained by subtracting 6 ⁇ + 10 ⁇ + 8 ⁇ from u, where ⁇ is ⁇ and the carbon content (% by mass) is ⁇ .
  • the amount of B in Table 5 was directly transferred.
  • the region in Table 6 shows where v and w are in FIG. 2, where 3 is in the region 3 in FIG. 2 and 4 is in the region in FIG. It was described as 4. Furthermore, when it exists in the area
  • sample No. A raw material alloy was obtained by blending so as to have the same composition as that of No. 105, melting the raw materials, and casting in the same manner as in Experimental Example 1.
  • the obtained raw material alloy was subjected to hydrogen treatment and dry pulverization in the same manner as in Experimental Example 1 to obtain finely pulverized powder. Further, molding and sintering were performed in the same manner as in Experimental Example 1 to obtain an RTB-based sintered magnet material.
  • the density of the RTB-based sintered magnet material was 7.5 Mg / m 3 or more.
  • the components of the obtained RTB-based sintered magnet material and the gas analysis results are shown in Sample No. 105.
  • the obtained RTB-based sintered magnet material is subjected to a high-temperature heat treatment process under the conditions shown in Table 7. Further, the RTB-based sintered magnet material after the high-temperature heat treatment process is subjected to Table 7. A low temperature heat treatment step was performed under the conditions shown.
  • the temperature (° C.) of the high temperature heat treatment step and the low temperature heat treatment step is the heating temperature of the RTB-based sintered magnet material
  • the holding time (Hr) is the holding time of the heating temperature.
  • the cooling rate (° C./min) indicates an average cooling rate from the temperature at which the RTB-based sintered magnet material is held to 300 ° C. after the holding time has elapsed.
  • the cooling rate of the high temperature heat treatment process and the low temperature heat treatment process from 300 ° C. to room temperature is 3 ° C./min for all samples.
  • the cooling rate variation (difference between the maximum value and the minimum value of the cooling rate) at the average cooling rate (from the held temperature to 300 ° C. and from 300 ° C. to room temperature) is within 3 ° C./min for all samples. there were.
  • the heating temperature and cooling rate in the high temperature heat treatment step and the low temperature heat treatment step were measured by attaching a thermocouple to the RTB-based sintered magnet material. Furthermore, the sample Nos. “ ⁇ ” In 165 and 166 indicates that the high-temperature heat treatment process was not performed.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present invention can be suitably used for many applications such as motors for hybrid vehicles and electric vehicles.

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Abstract

　式　ｕＲｗＢｘＧａｙＣｕｚＡｌｑＭ残部Ｔで表し、ＲＨは５％以下、０．２０≦ｘ≦０．７０、０．０７≦ｙ≦０．２、０．０５≦ｚ≦０．５、０≦ｑ≦０．１で、０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４、－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５、０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５、－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５、ｘが、－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８の磁石の準備工程と、磁石を７３０℃以上１０２０℃以下に加熱後２０℃／分以上で３００℃まで冷却する高温熱処理工程と４４０℃以上５５０℃以下に加熱する低温熱処理工程を含む磁石の製造方法。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法
　本開示は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法に関する。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（Ｒは軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む）は、永久磁石の中で最も高性能な磁石として知られており、ハイブリッド自動車用、電気自動車用や家電製品用の各種モータ等に使用されている。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力ＨｃＪ（以下、単に「ＨｃＪ」と記載する場合がある）が低下し、不可逆熱減磁が起こる。そのため、特にハイブリッド自動車用や電気自動車用モータに使用される場合、高温下でも高いＨｃＪを維持することが要求されている。そして高温下で不可逆熱減磁が起こらないために、室温においてより高いＨｃＪを得ることが求められている。
　従来、ＨｃＪ向上のために、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に重希土類元素（主としてＤｙ）が多量に添加されていたが、残留磁束密度Ｂｒ（以下、単に「Ｂｒ」と記載する場合がある）が低下するという問題があった。そのため、近年、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の表面から内部に重希土類元素を拡散させて主相結晶粒の外殻部に重希土類元素を濃化してＢｒの低下を抑制しつつ、高いＨｃＪを得る方法が採られている。
　しかし、Ｄｙは、産出地が限定されている等の理由から、供給が不安定である、または価格が変動するなどの問題を有している。そのため、Ｄｙなどの重希土類元素をできるだけ使用せず（使用量をできるだけ少なくして）にＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＨｃＪを向上させる技術が求められている。
　特許文献１には、通常のＲ－Ｔ－Ｂ系合金よりもＢ量を低くするとともに、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有させることによりＲ２Ｔ１７相を生成させ、該Ｒ２Ｔ１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ６Ｔ１３Ｍ）の体積率を充分に確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石が得られることが記載されている。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法として、焼結後の焼結体に対し、８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することが記載されている。
　また、特許文献２には、有効希土類含有量と有効硼素含有量を規定するとともに、Ｃｏ、Ｃｕ及びＧａを含有した合金は従来の合金に比べて同じ残留磁化Ｂｒで高い抗磁力ＨｃＪを有することが記載されている。また、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ永久磁石の製造方法として、焼結後の焼結体に対し、４００℃～５５０℃で熱処理することが記載されている。
国際公開第２０１３／００８７５６号 特表２００３－５１０４６７号公報
　しかし、特許文献１、２に係るＲ－Ｔ－Ｂ系希土類焼結磁石は、Ｒ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕの含有割合が最適でないため、高いＢｒと高いＨｃＪが得られていない。
　本開示は、上記問題を解決するためになされたものであり、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の態様１は、下記式（１）によって表わされ、
　　ｕＲｗＢｘＧａｙＣｕｚＡｌｑＭ（１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑ）Ｔ（１）
（Ｒは軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含み、ＭはＮｂおよび／またはＺｒであり、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑ及び１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑは質量％を示す。）
　前記ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下であり、下記式（２）～（５）を満足し、
　　０．２０≦ｘ≦０．７０　（２）
　　０．０７≦ｙ≦０．２　（３）
　　０．０５≦ｚ≦０．５　（４）
　　０≦ｑ≦０．１　（５）

　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき、v＝ｕ－（６α＋１０β＋８γ）であって、
　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、下記式（６）および（７）を満足し、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４　（６）
　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）

　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、下記式（８）および（９）を満足し、ｘが、下記式（１０）を満足するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程と、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５　（８）
　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
　　－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上で３００℃まで冷却する高温熱処理工程と、
　前記高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する低温熱処理工程と、
　を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　本発明の態様２は、態様１において、前記低温熱処理工程の温度が、４８０℃以上５５０℃以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　本発明の態様３は、態様１または２において、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量が０．１５質量％以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　本発明の態様４は、
　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、下記式（１１）および（７）を満足し、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５　（１１）
　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）

　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、下記式（１２）および（９）を満足し、ｘが下記式（１０）を満足することを特徴とする態様１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１７．０　（１２）
　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５であり　（９）
　　－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
　本発明の態様５は、態様４において、前記低温熱処理工程の温度が、４８０℃以上５５０℃以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　本発明の態様６は、態様４または態様５において、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量が０．１５質量％以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法である。
　本発明に係る態様により、ＤｙやＴｂの含有量を抑制しつつ、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供することができる。
図１は、本発明の１つの態様において、ｖとｗの範囲を示す説明図である。 図２は、本発明の別の１つの態様において、ｖとｗの範囲を示す説明図である。 図３は、図１に示す範囲と図２に示す範囲の相対的な関係を示す説明図である。 図４は、図１に「＜実施例１＞」に係る実施例試料と比較例試料それぞれのｖ、ｗの値をプロットした説明図である。
　本発明者らは、上記問題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、前記本発明の態様１または態様４に示すように組成を最適化し、最適化した組成のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対して、特定の熱処理を行うことにより、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られることを見出したものである。
　本発明の態様１または態様４に示す特定組成のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対して、特定の熱処理を行うことにより、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られるメカニズムについては未だ不明な点もある。現在までに得られている知見を基に本発明者らが考えるメカニズムについて以下に説明する。以下のメカニズムについての説明は本発明の技術的範囲を制限することを目的とするものではないことに留意されたい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めることによりＢｒを向上させることができる。Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物の存在比率を高めるためには、Ｒ量、Ｔ量、Ｂ量をＲ２Ｔ１４Ｂ型化合物の化学量論比に近づければよいが、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型化合物を形成するためのＢ量が化学量論比を下回ると、粒界に軟磁性のＲ２Ｔ１７相が析出しＨｃＪが急激に低下する。しかし、磁石組成にＧａが含有されていると、Ｒ２Ｔ１７相の代わりにＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成され、ＨｃＪの低下を防止することができると考えられていた。
　しかし、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相も若干の磁性を有しており、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における２つの主相間に存在する第一の粒界（以下、「二粒子粒界」と記載する場合がある）と、３つ以上の主相間に存在する第二の粒界（以下、「三重点粒界」と記載する場合がある）のうち、特に主にＨｃＪに影響すると考えられる二粒子粒界にＲ－Ｔ－Ｇａ相が多く存在すると、ＨｃＪ向上の妨げになっていることが分かった。また、検討を進める中で、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成とともに、二粒子粒界にＲ－Ｔ－Ｇａ相よりも磁性が少ないと考えられるＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成されている場合があることが分かった。そこで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の二粒子粒界にＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が存在することによりＨｃＪが向上すると想定した。また、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させるため、さらにはＲ２Ｔ１７相を無くすためにはＲ－Ｔ－Ｇａ相を生成させる必要はあるものの、高いＨｃＪを得るにはその生成量を低く抑える必要があると想定した。そして、特に二粒子粒界において、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させつつ、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えることができれば、さらにＨｃＪを向上させることができると想定した。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を低く抑えるためには、Ｒ量とＢ量とを適切な範囲にすることによってＲ２Ｔ１７相の析出量を低くするとともに、Ｒ量とＧａ量をＲ２Ｔ１７相の析出量に応じた最適な範囲にする必要がある。しかし、Ｒの一部はＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造過程において酸素、窒素、炭素と結合し消費されてしまうため、Ｒ２Ｔ１７相やＲ－Ｔ－Ｇａ相に使われる実際のＲ量は製造過程で変化してしまう。そのため、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相を生成させつつ、その生成量を低く抑えるために、酸素、窒素、炭素と結合して消費されるＲ量を考慮しなければＲ２Ｔ１７相やＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を抑制することは困難であることがわかった。そこで、検討を重ねた結果、前記態様１または態様４に記載のように、Ｒ量（ｕ）からＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき６α＋１０β＋８γを差し引いた値（ｖ）とＢ量、Ｇａ量を調整することによりＲ２Ｔ１７相やＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を調整することが可能であることを知見した。すなわち、Ｇａ量（ｘ）、Ｃｕ量（ｙ）およびＡｌ量（ｚ）、並びに必要に応じてＭ量（ｑ）を、本発明の態様１および４の（式１）に示した割合で含有させるとともに、Ｒ量（ｕ）から６α＋１０β＋８γを差し引いた値（ｖ）とＢ量（ｗ）を、Ｇａ量が０．４０質量％以上０．７０質量％以下のときは本発明の態様１の式（６）および（７）あるいは本発明の態様４の式（１１）および（７）、Ｇａ量が０．２０質量％以上０．４０質量％未満のときは、Ｇａ量をｖとｗに応じた特定の値式（１０）にしたうえで、本発明の態様１の式（８）および（９）あるいは本発明の態様４の式（１２）および（９）の割合で含有させることにより、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相を生成させつつ、その生成量を低く抑えることができると考えられる。
　さらに、本発明者らが検討した結果、前記特定組成からなるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相は、４４０℃以上７３０℃未満の範囲で生成されているが、４４０℃以上５５０℃以下ではＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が抑制され、５５０℃を超えるとＲ－Ｔ－Ｇａ相が過剰に生成されやすくなると考えられる。また、４４０℃未満および７３０℃以上ではＲ－Ｔ－Ｇａ相は生成されないと考えられる。従って、二粒子粒界においてＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えつつ、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させるためには、前記特定組成からなるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する熱処理を行う必要がある。しかしながら、一般に、焼結工程においては、成形体の酸化防止や焼結時の均熱化を図るため、成形体を金属製の容器（焼結パック）に収納して焼結が行われる場合が多く、この場合、焼結後の冷却速度を制御することが困難となる。焼結後の冷却時に７３０℃未満５５０℃以上の温度域を比較的ゆっくり（遅い冷却速度で）通過するので、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が二粒子粒界に多く生成してしまい、二粒子粒界においてＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えることができないことがわかった。
　そこで、さらに検討の結果、焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上で３００℃以下まで（より詳細には、２０℃／分以上で３００℃まで）冷却する高温熱処理工程と、高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する低温熱処理工程とを行うことによって、より高いＢｒとより高いＨｃＪが得られることがわかった。これは、高温熱処理工程によって焼結後に生成した二粒子粒界のＲ－Ｔ－Ｇａ相を消失させ、消失させたＲ－Ｔ－Ｇａ相を再び生成させないような速度で冷却する。高温熱処理工程では、熱処理対象物が焼結後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材であるため、酸化防止のために金属製の容器を用いる必要がなく、冷却速度を制御することが可能である。そして、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相を消失させた高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に低温熱処理工程を行うことによって、二粒子粒界においてＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えつつ、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることができると考えられる。
　特許文献１に記載の技術では、Ｒ量に関し、酸素量、窒素量、炭素量を考慮していないため、Ｒ２Ｔ１７相やＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を抑制することは困難である。そもそも、特許文献１に記載の技術はＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を促進することによってＨｃＪを向上させるものであり、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を抑制するという技術思想はない。そのため、特許文献１は、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を抑制しつつ、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることができる最適な割合でＲ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｌを含有しておらず、そのため、高いＢｒと高いＨｃＪが得られていないと考えられる。また、特許文献２に記載の技術では酸素量、窒素量、炭素量の値は考慮されているものの、Ｇａについては、Ｒ２Ｔ１７相の生成を抑制してＧａ含有相（本願のＲ－Ｔ－Ｇａ相に相当すると考えられる）を生成することによりＨｃＪを向上させることが記載されているため、特許文献１と同様に、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を抑制するという技術思想はない。また、特許文献１、２共に、二粒子粒界においてＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を極力抑えつつ、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させるという技術思想がない。そのため、本発明のような焼結後に生成した二粒子粒界のＲ－Ｔ－Ｇａ相を消失させ、消失させたＲ－Ｔ－Ｇａ相を再び生成させないような速度で冷却する特定の熱処理工程を行っておらず、その結果、より高いＢｒとより高いＨｃＪが得られていないと考えられる。
　なお、本明細書において、高温熱処理工程前のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を「Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材」といい、高温熱処理工程後低温熱処理前のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を「高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材」といい、低温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を「Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石」という。
［Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程］
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程は、まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材が以下に詳述する組成となるようにそれぞれの元素の金属または合金を準備し、これらからストリップキャスティング法等を用いてフレーク状の原料合金を作製する。次に、前記フレーク状の原料合金から合金粉末を作製し、前記合金粉末を成形、焼結することによりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を準備する。合金粉末の作製、成形、焼結は、一例として以下のように行う。得られたフレーク状の原料合金を水素粉砕し、例えば１．０ｍｍ以下の粗粉砕粉を得る。次に、粗粉砕粉をジェットミル等により微粉砕することで、例えば粒径Ｄ５０（気流分散法によるレーザー回折法による測定で得られる体積基準メジアン径）が３～７μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得る。合金粉末は、１種類の合金粉末（単合金粉末）を用いてもよいし、２種類以上の合金粉末を混合することにより合金粉末（混合合金粉末）を得る、いわゆる２合金法を用いてもよく、公知の方法などを用いて本発明の組成となるように合金粉末を作製すればよい。ジェットミル粉砕前の粗粉砕粉、ジェットミル粉砕中およびジェットミル粉砕後の合金粉末に助剤として既知の潤滑剤を使用してもよい。次に得られた合金粉末を用いて磁界中成形を行い、成形体を得る。磁界中成形は、金型のキャビティー内に乾燥した合金粉末を挿入し成形する乾式成形法、金型のキャビティー内に該合金粉末を分散させたスラリーを注入し、スラリーの分散媒を排出しながら成形する湿式成形法を含む既知の任意の磁界中成形方法を用いてよい。そして、成形体を焼結することによりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を得る。成形体の焼結は既知の方法などを用いることができる。なお、焼結時の雰囲気による酸化を防止するために、焼結は真空雰囲気中または雰囲気ガス中で行うことが好ましい。雰囲気ガスは、ヘリウム、アルゴンなどの不活性ガスを用いることが好ましい。
　本発明の１つの態様に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の組成は
　式：ｕＲｗＢｘＧａｙＣｕｚＡｌｑＭ（１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑ）Ｔ　（１）（Ｒは軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含み、ＭはＮｂおよび／またはＺｒであり、不可避的不純物を含み、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑ及び１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑは質量％を示す。）によって表わされ、
　前記ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下であり、
　０．２０≦ｘ≦０．７０　（２）
　０．０７≦ｙ≦０．２　（３）
　０．０５≦ｚ≦０．５　（４）
　０≦ｑ≦０．１　（５）であり、
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき、v＝ｕ－（６α＋１０β＋８γ）であって、
　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４　（６）
　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
を満足し、
　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５　（８）
　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
であり、かつ、
　ｘが、－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８（１０）
を満足する。
　あるいは、
式　：ｕＲｗＢｘＧａｙＣｕｚＡｌｑＭ（１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑ）Ｔ　（１）
（Ｒは軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含み、ＭはＮｂおよび／またはＺｒであり、不可避的不純物を含み、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑ及び１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑは質量％を示す。）によって表わされ、
　前記ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下であり、
　０．２０≦ｘ≦０．７０　（２）
　０．０７≦ｙ≦０．２　（３）
　０．０５≦ｚ≦０．５　（４）
　　　　０≦ｑ≦０．１　（５）であり、
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき、v＝ｕ－（６α＋１０β＋８γ）であって、
　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５　（１１）
　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
を満足し、
　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１７．０　（１２）
　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
であり、かつ、
　ｘが、－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
を満足する。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材は不可避的不純物を含んでもよい。例えば、ジジム合金（Ｎｄ－Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどに通常含有される不可避的不純物を含有していても本発明の効果を奏することができる。不可避的不純物として例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓｉなどを微量に含むことがある。
　本発明の１つの態様に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材におけるＲは、軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下となるようにする。本発明は重希土類元素を使用しなくても高いＢｒと高いＨｃＪを得ることができるため、より高いＨｃＪを求められる場合でもＲＨの添加量を削減できる。Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含む。Ｆｅ以外の遷移金属元素としてはＣｏを例示できる。但し、Ｃｏの置換量は、２．５質量％以下が好ましく、Ｃｏの置換量が、１０質量％を超えるとＢｒが低下するため好ましくない。さらに少量のＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどを含有してもよい。Ｂはボロンである。なお、特定の希土類元素を得ようとすると精錬等の過程で、不純物として意図しない他の種類の希土類元素が不純物として含まれてしまうことが広く知られている。従って、上述の「本発明の１つの態様に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＲは、軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下となるようにする。」は、Ｒが、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏ以外の希土類元素を含む場合を完全に排除するものではなく、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏ以外の希土類元素についても不純物レベルの量であれば含有してもよいことを意味している。
　Ｇａ量（ｘ）は、０．２０質量％以上０．７０質量％以下である。但し、Ｇａが、０．４０質量％以上０．７０質量％以下のときと、０．２０質量％以上０．４０質量％未満のときとでは、ｖ、ｗの範囲等が異なる。以下に詳述する。
　本発明の１つの態様ではＧａ量が０．４０質量％以上０．７０質量％以下の場合、ｖとｗを以下の式（６）および（７）の関係とする。
　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４　（６）
　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
　図１に上記式（６）および（７）を満足するｖとｗの本発明の範囲を示す。図１中のｖはＲ量（ｕ）から酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとして６α＋１０β＋８γを差し引いた値であり、ｗはＢ量の値である。式（６）、すなわち５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４は図１の点Ａと点Ｂを含む直線（点Ａと点Ｂを結ぶ直線）と点Ｃと点Ｄを含む直線（点Ｃと点Ｄを結ぶ直線）に挟まれた範囲であり、式（７）、すなわち－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５は点Ｄと点Ｆ、点Ｂ、点Ｇを含む直線と点Ｃと点Ｅ、点Ａ、点Ｇを含む直線に挟まれた範囲である。そしてこの両方を満たす領域１と２（点Ａ、点Ｂ、点Ｄおよび点Ｃで囲まれる領域）が本発明の１つの態様に係る範囲である。ｖとｗを領域１と２の範囲内にすることにより、高いＢｒと高いＨｃＪを得ることができる。領域１と２の範囲からはずれた領域１０（図中、点Ｄと点Ｆ、点Ｂ、点Ｇを含む直線から下の領域）は、ｗに対してｖが少なすぎるためＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が少なくなり、Ｒ２Ｔ１７相を無くすことができなかったり、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成量が少なくなると考えられる。これにより、高いＨｃＪが得られない。逆に、領域１と２の範囲から外れた領域２０（図中、点Ｃと点Ｅ、点Ａ、点Ｇを含む直線から上の領域）は、ｗに対してｖが多すぎるため、相対的にＦｅ量が不足する。Ｆｅ量が不足するとＲおよびＢが余ることになり、その結果Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が生成されずにＲ１Ｆｅ４Ｂ４相が生成され易くなると考えられる。これによりＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成量も少なくなり、高いＨｃＪが得られない。さらに、領域１と２の範囲からはずれた領域３０（点Ｃと点Ｄを含む直線から上の領域）は、ｖが多すぎ且つｗが少なすぎるため、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相やＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相は生成されるが、主相の存在比率が低くなり、高いＢｒが得られない。さらに領域１と２の範囲からはずれた領域４０（点Ｃ、点Ｄおよび点Ｇで囲まれる領域から領域１と２を除いた領域）は、Ｒが少なく且つＢが多すぎるため、主相の存在比率は高いが、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相がほとんど生成されず、Ｒ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成量も少なくなるため高いＨｃＪが得られない。
　Ｇａ量（ｘ）が０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合、本発明の１つの態様では、ｖ、ｗに応じてｘを以下の式（１０）の範囲にする。
　－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
　ｘをｖとｗに応じた上記式（１０）の範囲にすることにより、高い磁気特性を得るために最低限必要なＲ－Ｔ－Ｇａ相を生成させることができる。ｘが上記範囲未満であると、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が少なすぎるためＨｃＪが低下する恐れがある。逆に、ｘが上記範囲を超えると不要なＧａが存在することになり、主相の存在比率が低下してＢｒが低下する恐れがある。
　本発明の１つの態様では、Ｇａ量が０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合、さらに、ｖとｗを以下の式（８）および（９）の関係とする。
　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５　（８）
　－１２．５ｗ＋３９．１２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
　図２に式（８）および（９）を満足するｖとｗの本発明の範囲を示す。式（８）、すなわち５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５は図２の点Ａと点Ｌを含む直線と点Ｊと点Ｋを含む直線に挟まれた範囲であり、式（９）、すなわち－１２．５ｗ＋３９．１２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５は点Ｋ、点Ｉおよび点Ｌを含む直線と、点Ｊ、点Ｈおよび点Ａを含む直線に挟まれた範囲である。そしてこの両方を満たす領域３と４（点Ａ、点Ｌ、点Ｋおよび点Ｊで囲まれる領域）が本発明の１つの態様に係る範囲である。参考までに、図３に図１（Ｇａ量が０．４０質量％以上０．７０質量％以下の場合）と図２（Ｇａ量が０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合）の位置関係（図１に示す範囲と図２に示す範囲の相対的な関係）を示す。ｘ（Ｇａ量）が０．２０質量％以上０．４０質量％未満であっても、上記範囲（点Ａ、点Ｌ、点Ｋおよび点Ｊで囲まれる領域３と４）であれば、ｖ、ｗに応じた適切なｘを設定することで高いＢｒと高いＨｃＪを得ることができる。
　本発明は、Ｇａ量が０．４０質量％以上０．７０質量％以下の場合、更に好ましくは、ｖとｗを以下の式（１１）および（７）の関係とする。
　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５　（１１）
　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
　図１に上記式（１１）および（７）を満足するｖとｗの本発明の範囲を示す。式（１１）、すなわち５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５は点Ａと点Ｂを含む直線と点Ｅと点Ｆを含む直線に挟まれた範囲であり、式（７）、すなわち－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５は点Ｄと点Ｆ、点Ｂ、点Ｇを含む直線と点Ｃと点Ｅ、点Ａ、点Ｇを含む直線に挟まれた範囲である。そしてこの両方を満たす領域２（点Ａ、点Ｂ、点Ｆおよび点Ｅで囲まれる領域）が本発明の１つの態様に係る範囲である。上記範囲とすることにより、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を確保しつつ、ｖを低く、ｗを高くすることができるため、主相の存在比率が低くならず、より高いＢｒを得ることができる。
　本発明は、Ｇａ量が０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合、更に好ましくは、ｖとｗを以下の式（１２）および（９）の関係とする。
　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１７．０　（１２）
　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
　図２に上記式（１２）および（９）を満足する範囲を示す。式（１２）、すなわち５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１７．０は点Ａと点Ｌを含む直線と点Ｈと点Ｉを含む直線に挟まれた範囲であり、式（９）、すなわち－１２．５ｗ＋３９．１２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５は点Ｋと点Ｉ、点Ｌを含む直線と点Ｊと点Ｈ、点Ａを含む直線に挟まれた範囲である。そしてこの両方を満たす領域４（点Ａ、点Ｌ、点Ｉおよび点Ｈで囲まれる領域）が本発明の１つの態様に係る範囲である。態様４の（式８）、（式５）に相当する範囲である。参考までに、図３に図１（Ｇａが０．４０質量％以上０．７０質量％以下）と図２（Ｇａが０．２０質量％以上０．４０質量％未満）の範囲の相対的な位置関係を示す。上記範囲（点Ａ、点Ｌ、点Ｉおよび点Ｈで囲まれる領域４）にして、かつ、上述したようにｘを－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８の範囲とすることにより、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を確保しつつ、ｖを低く、ｗを高くすることができるため、主相の存在比率が低くならず、より高いＢｒを得ることができる。
　Ｃｕは、０．０７質量％以上０．２質量％以下含有させる。Ｃｕの含有量が０．０７質量％未満であると、二粒子粒界にＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が生成され難くなり、高いＨｃＪが得られない恐れがある。また、０．２質量％を超えると、Ｃｕの含有量が多すぎるため、焼結ができなくなる恐れがある。Ｃｕの含有量は、０．０８質量％以上０．１５質量％以下がさらに好ましい。
　さらに、通常含有される程度のＡｌ（０．０５質量％以上０．５質量％以下）を含有する。Ａｌを含有することにより、ＨｃＪを向上させることができる。Ａｌは通常、製造工程で不可避的不純物として０．０５質量％以上含有される場合があるが、不可避的不純物で含有される量と意図的に添加した量の合計で０．０５質量％以上０．５質量％以下含有する。
　また、一般的に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において、Ｎｂおよび／またはＺｒを含有することにより焼結時における結晶粒の異常粒成長が抑制されることが知られている。本発明においても、Ｎｂおよび／またはＺｒを合計で０．１質量％以下含有してもよい。Ｎｂおよび／またはＺｒの含有量が合計で０．１質量％を超えると不要なＮｂやＺｒが存在することにより、主相の体積比率が低下してＢｒが低下する恐れがある。
　また、本発明に係る態様における酸素量（質量％）、窒素量（質量％）、炭素量（質量％）は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における含有量（すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体の質量を１００質量％とした場合の含有量）である。本発明は、Ｒ量（ｕ）から酸素、窒素、炭素と結合し消費された量を以下に説明する方法により差し引いた値（ｖ）を使用する。ｖを使用することによりＲ２Ｔ１７相やＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量を調整することが可能となる。前記ｖは、酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしてＲ量（ｕ）から６α＋１０β＋８γを差し引くことにより求める。６αは、不純物として主にＲ２Ｏ３の酸化物が生成されるとして、酸素のおよそ６倍の質量のＲが酸化物として消費されることから規定したものである。１０βは、主にＲＮの窒化物が生成されるとして、窒素のおよそ１０倍の質量のＲが窒化物として消費されることから規定したものである。８γは、主にＲ２Ｃ３の炭化物が生成されるとして、炭素のおよそ８倍の質量のＲが炭化物として消費されることから規定したものである。本発明における酸素量（質量％）、窒素量（質量％）、炭素量（質量％）は、使用する原料合金や製造条件等を考慮することにより最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量、窒素量、炭素量を予測することができる。また、最終的に得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における酸素量は、ガス融解－赤外線吸収法、窒素量は、ガス融解－熱伝導法、炭素量は、燃焼－赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定することができる。
　なお、酸素量、窒素量および炭素量は、それぞれ、上述のガス分析装置による測定により得るのに対して、式（１）に示されるＲ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｌ、ＭおよびＴのそれそれぞれの含有量（質量％）であるｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑおよび１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑのうち、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚおよびｑは、誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ発光分光分析法）を用いて測定してよい。また、１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑは、ＩＣＰ発光分光分析法により得た、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚおよびｑの測定値を用いて計算により求めてよい。
　従って、式（１）は、ＩＣＰ発光分析法により測定可能な元素の合計量が１００質量％となるように規定している。一方、酸素量、窒素量および炭素量はＩＣＰ発光分光分析法では測定不可能である。
　このため、本発明に係る態様においては、式（１）で規定するｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑ及び１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑと、酸素量α、窒素量βおよび炭素量γとを合計すると１００質量％を超えることが許容される。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量は、０．１５質量％以下が好ましい。ｖは酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしてＲ量から６α＋１０β＋８γを差し引いた値であるため、例えば、酸素量αが多い場合は、原料合金の段階におけるＲ量を多くしておく必要がある。特に、後述する図１における領域１と２のうち領域１は、領域２と比べて相対的にｖが高いため、酸素量αが多い場合、原料合金の段階におけるＲ量が非常に多くなる恐れがある。これによって主相の存在比率が低くなりＢｒが低下する恐れがあるため、特に、図１の本発明の領域１においては、酸素量は０．１５質量％以下が好ましい。
　本発明の１つの態様において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相とは、Ｒ：１５質量％以上６５質量％以下、Ｔ：２０質量％以上８０質量％以下、Ｇａ：２質量％以上２０質量％以下を含むものであって、例えばＲ６Ｆｅ１３Ｇａ１化合物が挙げられる。また、Ｒ－Ｇａ相とは、Ｒ：７０質量％以上９５質量％以下、Ｇａ：５質量％以上３０質量％以下、Ｆｅ：２０質量％以下（０を含む）を含むものであって、例えばＲ３Ｇａ１化合物が挙げられる。さらに、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相とは、前記Ｒ－Ｇａ相のＧａの一部がＣｕで置換されたものであって、例えばＲ３（Ｇａ，Ｃｕ）１化合物が挙げられる。なお、本発明において、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相には、ＣｕやＡｌ、Ｓｉなどを含む場合があり、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相には、ＡｌやＦｅ、Ｃｏが含まれる場合がある。ここで、Ａｌは原料合金の溶解時に坩堝などから不可避に導入されるものを含む。
[高温熱処理工程]
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対して、７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上の冷却速度で３００℃以下まで（より詳細には、２０℃／分以上で３００℃まで）冷却を行う。本発明においては、この熱処理を高温熱処理工程という。高温熱処理工程を行うことにより、焼結時に生成されたＲ－Ｔ－Ｇａ相を消失させることができる。高温熱処理工程の温度が７３０℃未満であると、温度が低すぎるため、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が消失しない恐れがあり、１０２０℃を超えると、粒成長が起こりＨｃＪが低下する恐れがある。加熱時間は、５分以上５００分以下が好ましい。７３０℃以上１０２０℃以下に加熱後３００℃以下まで（より詳細には、２０℃／分以上で３００℃まで）の冷却速度が２０℃／分未満であると、過剰なＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されてしまう恐れがある。同様に３００℃に達する前に２０℃／分以上の冷却速度未満であると過剰なＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されてしまう恐れがある。また、７３０℃以上１０２０℃以下に加熱後３００℃以下まで（より詳細には、２０℃／分以上で３００℃まで）の冷却速度は２０℃／分以上であればよく、冷却速度が変動しても構わない。例えば、冷却開始直後は、４０℃／分程度の冷却速度で、３００℃に近づくにしたがって３５℃／分や３０℃／分などの冷却速度に変化してもよい。
　なお、７３０℃以上１０２０℃以下の加熱温度に加熱後３００℃までの冷却速度を評価する方法として、当該加熱温度から３００℃までの平均冷却速度（すなわち、加熱温度と３００℃との間の温度差を加熱温度から降温して３００℃に達するまでの時間で除した値）で評価してよい。
　また、上述のように本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、上述のようにＲ－Ｔ－Ｇａ相の形成を抑制することで、十分な量のＲ－Ｇａ－Ｃｕ相を得ている。高いＨｃＪを得るためには、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相を生成することは必要であるものの、その生成を極力抑えて、Ｒ－Ｇａ－Ｃｕ相を生成させることが重要と考えられる。従って、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、十分なＲ－Ｇａ－Ｃｕ相が得られる程度にＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成を抑制すればよく、ある程度の量のＲ－Ｔ－Ｇａ相が存在していてもよい。
[低温熱処理工程]
　高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する。本発明においては、この熱処理を低温熱処理工程という。これにより、Ｒ－Ｔ－Ｇａ相が生成される。低温熱処理工程の温度が、４４０℃未満の場合はＲ－Ｔ－Ｇａ相が生成されない恐れがあり、５５０℃を超える場合はＲ－Ｔ－Ｇａ相の生成量が過剰となる恐れがあるため、二粒子粒界においてＲ－Ｇａ相およびＲ－Ｇａ－Ｃｕ相の生成量が不充分となる恐れがある。低温熱処理工程の温度は、好ましくは４８０℃以上５５０℃以下である。加熱時間は、５分以上５００分以下が好ましい。また、４４０℃以上５５０℃以下に加熱後の冷却速度は特に問わない。
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に磁石寸法の調整のため、研削などの機械加工を施してもよい。その場合、高温熱処理工程および低温熱処理工程は機械加工前でも機械加工後でもよい。さらに、得られた焼結磁石に、表面処理を施してもよい。表面処理は、既知の表面処理で良く、例えばＡｌ蒸着や電気Ｎｉめっきや樹脂塗装などの表面処理を行うことができる。
　本発明を実験例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
＜実験例１＞
　Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、Ｄｙメタル、Ｔｂメタル、フェロボロン合金、電解Ｃｏ、Ａｌメタル、Ｃｕメタル、Ｇａメタル、フェロニオブ合金、フェロジルコニウム合金および電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、所定の組成となるように配合し、それらの原料を溶解してストリップキャスト法により鋳造し、厚み０．２～０．４ｍｍのフレーク状の原料合金を得た。得られたフレーク状の原料合金を水素加圧雰囲気で水素脆化させた後、５５０℃まで真空中で加熱、冷却する脱水素処理を施し、粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０４質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粉砕時に窒素ガスに大気を混合することにより粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度を調節した。大気を混合しない場合の粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度は５０ｐｐｍ以下であり、大気を混合することで窒素ガス中の酸素濃度を最大５０００ｐｐｍまで増加させ、様々な酸素量の微粉砕粉を作製した。なお、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積基準メジアン径である。また、表１におけるＯ（酸素量）はガス融解－赤外線吸収法、Ｎ（窒素量）はガス融解－熱伝導法、Ｃ（炭素量）は燃焼－赤外線吸収法、によるガス分析装置を使用して測定した。
　前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、磁界中で成形し、成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交する、いわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。
　得られた成形体を、真空中、１０２０℃で４時間焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を得た。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の成分を求めるために、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＮｂおよびＺｒの含有量をＩＣＰ発光分光分析法により測定した結果を表１に示す。そして、残部（１００質量％から測定により得たＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｂ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、ＮｂおよびＺｒの含有量を引いて得た残り）をＦｅの含有量とした。さらにガス分析結果（Ｏ、ＮおよびＣ）を表１に示す。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対して高温熱処理工程を行った。高温熱処理工程は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を９００℃に加熱し３時間保持した後Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を室温まで冷却した。当該冷却は、炉内にアルゴンガスを導入することにより、保持した温度（９００℃）から３００℃までの平均冷却速度を２５℃／分の冷却速度で行い、３００℃から室温までの平均冷却速度を３℃／分の冷却速度で行った。なお、平均冷却速度（２５℃／分、および、３℃／分）における冷却速度ばらつき（冷却速度の最高値と最低値の差）は、いずれの試料も３℃／分以内であった。次いで高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、低温熱処理工程を行った。低温熱処理工程は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を５００℃に加熱し２時間保持した後室温まで２０℃／分の冷却速度で冷却した。なお、高温熱処理工程および低温熱処理工程の加熱温度並びに冷却速度は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に熱電対を取り付けて測定した。低温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表２に示す。なお、Ｂｒ及びＨｃＪを測定したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の成分、ガス分析を行った所、表１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の成分、ガス分析結果と同等であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２におけるｕは、表１におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂの量（質量％）を合計した値であり、ｖは、表１における酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき６α＋１０β＋８γをｕから差し引いた値である。ｗは、表１のＢ量（質量％）をそのまま転記した。また、表２における領域は、ｖとｗの割合が図１中のどの位置にあるか示したものであり、図１中の１の領域にある場合は１と、図１中の２の領域にある場合は２と記載した。さらに、図１中の１、２の領域以外にある場合はその位置に応じて１０、２０、３０、４０のいずれかを記載した。例えばＮｏ．１は、ｖが２８．２０質量％であり、ｗが０．９１０質量％であるため図１中の２の領域である。そのため２と記載した。また、Ｎｏ．２１は、ｖが２９．１６質量％であり、ｗが０．８９４質量％であるため図１中の１の領域である。そのため１と記載した。さらに、Ｎｏ．４７は、ｖが２８．４０質量％であり、ｗが０．９４０質量％であるため図１中の２０の領域である。よって２０と記載した。
　図４は、図１に「＜実施例１＞」に係る実施例試料と比較例試料（すなわち、表２に記載の試料）それぞれのｖ、ｗの値をプロットした説明図である。図４から実施例試料が領域１または２の範囲内にあり、比較例試料が領域１および２の範囲外にあることが容易に理解できる。
　上述したように、本発明は、ｘが０．４０質量％以上０．７０質量％以下の場合、ｖとｗを以下の割合で含有させる。
　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４　（６）
　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
　好ましくは、
　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５　（１１）
　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）
　当該割合で含有させた場合の前記ｖとｗの範囲が図１中の１と２または２の領域に相当する。
　表２に示すように、原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有していない場合、ｖとｗの関係が本発明の領域（図１中の１と２の領域）に位置し、かつ、０．４≦Ｇａ（ｘ）≦０．７、０．０７≦Ｃｕ（ｙ）≦０．２、０．０５≦Ａｌ（ｚ）≦０．５、０≦Ｍ（Ｎｂおよび／またはＺｒ（ｑ））≦０．１である実施例試料（試料Ｎｏ．４８、４９、５３、５４、５７以外の実施例試料）は、いずれもＢｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３６０ｋＡ／ｍの高い磁気特性を有している。これに対し、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｌの量が本発明の範囲内であっても、ｖとｗが本発明の範囲外（図１中の１または２以外の領域）となっている比較例（例えば、試料Ｎｏ．１２、１６、２２、３５）および、ｖとｗが本発明の範囲内（図１中の１または２の領域）であってもＧａ、Ｃｕの量が本発明の範囲外である比較例（例えば、試料Ｎｏ．８、３０、３６、４０、４２）は、Ｂｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３６０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られていない。特に、実施例である試料Ｎｏ．７とＧａの含有量が試料Ｎｏ．７と比べて０．１質量％低い以外は同じ組成の比較例である試料Ｎｏ．８から明らかなように、ｖとｗが本発明の範囲内であっても、Ｇａが本発明の範囲外であるとＨｃＪが大きく低下している。なお、試料Ｎｏ．０８は、Ｇａが０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合における本発明のＧａの範囲（－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ（Ｇａ）≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８）から外れるため、高い磁気特性を得るために最低限必要なＲ－Ｔ－Ｇａ相を生成させることができず、そのため、ＨｃＪが大きく低下していると考えられる。
　原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有する場合はＤｙ、Ｔｂの含有量に応じてＢｒが低下して、ＨｃＪが向上する。この場合、ＢｒはＤｙやＴｂを１質量％含有すると０．０２４Ｔ程度減少する。ＨｃＪはＤｙが１質量％含有されると１６０ｋＡ／ｍ程度、Ｔｂが１質量％含有されると２４０ｋＡ／ｍ程度上昇する。
　そのため、本発明は、上述したように原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有しない場合はＢｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３６０ｋＡ／ｍの磁気特性を有しているので、Ｄｙ、Ｔｂの含有量に応じてＢｒ（Ｔ）≧１．３４０－０．０２４Ｄｙ（質量％）－０．０２４Ｔｂ（質量％）、かつ、ＨｃＪ（ｋＡ／ｍ）≧１３６０＋１６０Ｄｙ（質量％）＋２４０Ｔｂ（質量％）の磁気特性を有することになる。
　表２に示すように、原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有する実施例（試料Ｎｏ．４８、４９、５３、５４、５７）は、いずれもＢｒ（Ｔ）≧１．３４０－０．０２４Ｄｙ（質量％）－０．０２４Ｔｂ（質量％）、かつ、ＨｃＪ（ｋＡ／ｍ）≧１３６０＋１６０Ｄｙ（質量％）＋２４０Ｔｂ（質量％）の高い磁気特性を有している。これに対し、Ｄｙ、Ｔｂを含有する比較例（試料Ｎｏ．４７、５０、５１、５２、５５）は、いずれもＢｒ（Ｔ）≧１．３４０－０．０２４Ｄｙ（質量％）－０．０２４Ｔｂ（質量％）、かつ、ＨｃＪ（ｋＡ／ｍ）≧１３６０＋１６０Ｄｙ（質量％）＋２４０Ｔｂ（質量％）の高い磁気特性を有していない。特に、実施例である試料Ｎｏ．５４と、Ｇａの含有量が試料Ｎｏ．５４に比べて０．１質量％低い以外は同じ組成の比較例である試料Ｎｏ．５５とから明らかなように、ｖとｗが本発明の範囲内であっても、Ｇａが本発明の範囲外であるとＨｃＪが大きく低下している。なお、試料Ｎｏ．５５は、Ｇａが０．２０質量％以上０．４０質量％未満の場合における本発明のＧａの範囲（－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ（Ｇａ）≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８）から外れるため、高い磁気特性を得るために最低限必要なＲ－Ｔ－Ｇａ相を生成させることができず、そのため、ＨｃＪが大きく低下していると考えられる。
　さらに、表２に示すように、本発明において領域の１（図１中の１の領域）よりも領域の２（図１中の２の領域）の方が更に高いＢｒ（原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有しない場合Ｂｒ≧１．３５４Ｔ、Ｄｙ、Ｔｂを含有する場合、Ｂｒ≧１．３５４Ｔ－０．０２４［Ｄｙ］－０．０２４［Ｔｂ］）を得ることができる。なお、［Ｄｙ］［Ｔｂ］は、それぞれＤｙ、Ｔｂの含有量（質量％）を示す。
＜実験例２＞
　Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、フェロボロン合金、電解Ｃｏ、Ａｌメタル、Ｃｕメタル、Ｇａメタルおよび電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、実験例１の試料Ｎｏ．３４と同じ組成となるように配合し、それらの原料を溶解し実験例１と同じ方法で鋳造して原料合金を得た。得られた原料合金を実験例１と同じ方法で水素処理、乾式粉砕を行い、微粉砕粉を得た。さらに、実験例１と同じ方法で、成形、焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を得た。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。また、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の成分、ガス分析結果は、実験例１の試料Ｎｏ．３４と同等であった。
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、表３に示す条件で高温熱処理工程を行い、さらに高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、表３に示す条件で低温熱処理工程を行った。表３における高温熱処理工程および低温熱処理工程の温度（℃）は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の加熱温度であり、保持時間（Ｈｒ）は、前記加熱温度の保持時間である。冷却速度（℃／分）は、前記保持時間経過後にＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を保持した温度から３００℃までの平均冷却速度を示している。３００℃から室温までの高温熱処理工程および低温熱処理工程の冷却速度は、いずれの試料も３℃／分で冷却している。なお、平均冷却速度（保持した温度から３００℃まで、および、３００℃から室温まで）における冷却速度ばらつき（冷却速度の最高値と最低値の差）は、いずれの試料も３℃／分以内であった。また、高温熱処理工程および低温熱処理工程の加熱温度および冷却速度は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に熱電対を取り付けて測定した。さらに、表３の試料Ｎｏ．９６、９７の「－」は、高温熱処理工程を行わなかったことを示している。低温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表３に示す。なお、Ｂｒ及びＨｃＪを測定したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の成分、ガス分析を行った所、表１の試料Ｎｏ．３４と同等であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上で３００℃まで冷却する高温熱処理工程を行い、高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する低温熱処理工程を行った実施例（表３中の「本発明」）は、いずれもＢｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３９５Ａ／ｍの高い磁気特性を有している。これに対し、高温熱処理工程が本発明の範囲内であっても、低温熱処理工程の温度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．６０、６１、６６、６７、７１、７２、７６、７７、８２、および低温熱処理工程が本発明の範囲内であっても、高温熱処理工程の温度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．８３、８４、さらに、高温熱処理工程の冷却速度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．８７～９５、および高温熱処理工程を行わない試料Ｎｏ．９６、９７は、いずれもＢｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３９５Ａ／ｍの高い磁気特性を有していない。
＜実験例３＞
　高温熱処理工程において、加熱後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の冷却速度を３００℃まで２６℃／分で行い、３００℃から室温まで３℃／分で冷却することから、４００℃まで２６℃／分で行い、４００℃から室温まで３℃／分で冷却することに変更した以外は、実験例２の試料Ｎｏ．７３と同じ方法でＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製した。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表４の試料Ｎｏ．９８に示す。同様に、高温熱処理工程において、加熱後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の冷却速度を３００℃まで２６℃／分で行い、３００℃から３℃／分で冷却することから、４００℃まで２６℃／分で行い、４００℃から３℃／分で冷却することに変更した以外は、実験例２の試料Ｎｏ．７４と同じ方法でＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製した。得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表４の試料Ｎｏ．９９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、試料Ｎｏ．９８、９９は、高温熱処理工程において、加熱後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の冷却速度が３００℃まで２０℃／分以上で冷却していないため、試料Ｎｏ．７３、７４と異なりＢｒ≧１．３４０Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３９５ｋＡ／ｍの高い磁気特性を有していない。
　＜実験例４＞
　Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、Ｄｙメタル、Ｔｂメタル、フェロボロン合金、電解Ｃｏ、Ａｌメタル、Ｃｕメタル、Ｇａメタル、フェロニオブ合金、フェロジルコニウム合金および電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、所定の組成となるように配合し、実験例１と同様の方法により粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（合金粉末）を得た。なお、粉砕時に窒素ガスに大気を混合することにより粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度を調節した。大気を混合しない場合の粉砕時の窒素ガス中の酸素濃度は５０ｐｐｍ以下であり、大気を混合することで窒素ガス中の酸素濃度を最大１５００ｐｐｍまで増加させ、様々な酸素量の微粉砕粉を作製した。なお、粒径Ｄ５０は、気流分散法によるレーザー回折法で得られた体積基準メジアン径である。また、表５におけるＯ（酸素量）、Ｎ（窒素量）、Ｃ（炭素量）は実施例１と同様の方法で測定した。
　前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後、実験例１と同様の方法で、成形体を作製し、さらに実験例１と同様の方法で焼結、熱処理を行った。熱処理後の焼結磁石に機械加工を施し、実験例１と同様の方法で各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６におけるｕは、表５におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂの量（質量％）を合計した値であり、ｖは、表５における酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき６α＋１０β＋８γをｕから差し引いた値である。ｗは、表５のＢ量をそのまま転記した。表６における領域は、ｖとｗが図２中のどの位置にあるか示したものであり、図２中の３の領域にある場合は３と、図３中の４の領域にある場合は４と記載した。さらに、図２中の３、４の領域以外にある場合は×と記載した。
　表６に示す様に、原料合金にＤｙ、Ｔｂを含有していない場合、０．２０≦ｘ（Ｇａ）＜０．４０のとき、ｖとｗが本発明の領域（図２中の３と４の領域）に位置し、かつ、－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８、０．０７≦ｙ（Ｃｕ）≦０．２、０．０５≦ｚ（Ａｌ）≦０．５、０≦ｑ（Ｎｂおよび／またはＺｒ）≦０．１である実施例試料（試料Ｎｏ１１３以外の実施例試料）は、いずれもＢｒ≧１．３６６Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１４３３ｋＡ／ｍであり、実験例１の実施例試料（ｘ（Ｇａ）０．４０質量％以上）よりも少ないＧａの量に係らず、実験例１の実施例試料と比較して同等以上の高い磁気特性を有している。これに対し、Ｇａ、Ｃｕ、Ａｌの量が本発明の範囲内であっても、ｖとｗが本発明の範囲外（図２中の３または４以外の領域）である比較例試料Ｎｏ．１２０や、ｖとｗが本発明の範囲内（図２中の３または４の領域）であってもＧａが本発明の範囲外である比較例試料Ｎｏ．１１９は、Ｂｒ≧１．３６６Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１４３３ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られていない。
＜実験例５＞
　Ｎｄメタル、Ｐｒメタル、フェロボロン合金、電解Ｃｏ、Ａｌメタル、Ｃｕメタル、Ｇａメタルおよび電解鉄を用いて（メタルはいずれも純度９９％以上）、実験例４の試料Ｎｏ．１０５と同じ組成となるように配合し、それらの原料を溶解し実験例１と同じ方法で鋳造して原料合金を得た。得られた原料合金を実験例１と同じ方法で水素処理、乾式粉砕を行い微粉砕粉を得た。さらに、実験例１と同じ方法で、成形、焼結し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を得た。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ３以上であった。また、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の成分、ガス分析結果は、実験例４の試料Ｎｏ．１０５と同等であった。
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、表７に示す条件で高温熱処理工程を行い、さらに高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に対し、表７に示す条件で低温熱処理工程を行った。表７における高温熱処理工程および低温熱処理工程の温度（℃）は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材の加熱温度であり、保持時間（Ｈｒ）は、前記加熱温度の保持時間である。冷却速度（℃／分）は、前記保持時間経過後にＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を保持した温度から３００℃までの平均冷却速度を示している。３００℃から室温までの高温熱処理工程および低温熱処理工程の冷却速度は、いずれの試料も３℃／分で冷却している。なお、平均冷却速度（保持した温度から３００℃まで、および、３００℃から室温まで）における冷却速度ばらつき（冷却速度の最高値と最低値の差）は、いずれの試料も３℃／分以内であった。また、高温熱処理工程および低温熱処理工程の加熱温度および冷却速度は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材に熱電対を取り付けて測定した。さらに、表７の試料Ｎｏ．１６５、１６６の「－」は、高温熱処理工程を行わなかったことを示している。低温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に機械加工を施し、縦７ｍｍ、横７ｍｍ、厚み７ｍｍの試料を作製し、Ｂ－Ｈトレーサによって各試料のＢｒ及びＨｃＪを測定した。測定結果を表７に示す。なお、Ｂｒ及びＨｃＪを測定したＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の成分、ガス分析を行ったところ、表５の試料Ｎｏ．１０５と同等であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上で３００℃まで冷却する高温熱処理工程を行い、高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する低温熱処理工程を行った実施例（表７中の本発明）は、いずれもＢｒ≧１．４１４Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３７３ｋＡ／ｍの高い磁気特性を有している。これに対し、高温熱処理工程が本発明の範囲内であっても、低温熱処理工程の温度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．１３０、１３１、１３５、１３６、１４０、１４１、１４５、１４６、１５１、および低温熱処理工程が本発明の範囲内であっても、高温熱処理工程の温度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．１５２、１５３、さらに、高温熱処理工程の冷却速度が本発明の範囲外である試料Ｎｏ．１５６～１６４、および高温熱処理工程を行わない試料Ｎｏ．１６５、１６６は、いずれもＢｒ≧１．４１４Ｔ、かつ、ＨｃＪ≧１３７３ｋＡ／ｍの高い磁気特性を有していない。
　本出願は、出願日が２０１３年９月２日である日本国特許出願、特願第２０１３-１８０９５１号および出願日が２０１４年３月２５日である日本国特許出願、特願第２０１４-０６１６２３号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１３-１８０９５１号および特願第２０１４-０６１６２３号は参照することにより、その全てが本明細書に取り込まれる。
　　本発明によるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、ハイブリッド自動車用および電気自動車用モータ等の多くの用途に好適に利用することができる。

Claims (6)

  1. 　下記式（１）によって表わされ、
    　　ｕＲｗＢｘＧａｙＣｕｚＡｌｑＭ（１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑ）Ｔ（１）
    （Ｒは軽希土類元素ＲＬと重希土類元素ＲＨからなり、ＲＬはＮｄおよび／またはＰｒ、ＲＨはＤｙ、Ｔｂ、ＧｄおよびＨｏのうち少なくとも一種であり、Ｔは遷移金属元素でありＦｅを必ず含み、ＭはＮｂおよび／またはＺｒであり、ｕ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚ、ｑ及び１００－ｕ－ｗ－ｘ－ｙ－ｚ－ｑは質量％を示す。）
    　前記ＲＨはＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の５質量％以下であり、下記式（２）～（５）を満足し、
    　　０．２０≦ｘ≦０．７０　（２）
    　　０．０７≦ｙ≦０．２　（３）
    　　０．０５≦ｚ≦０．５　（４）
    　　０≦ｑ≦０．１　（５）

    　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量（質量％）をα、窒素量（質量％）をβ、炭素量（質量％）をγとしたとき、v＝ｕ－（６α＋１０β＋８γ）であって、
    　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、下記式（６）および（７）を満足し、
    　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１４　（６）
    　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）

    　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、下記式（８）および（９）を満足し、ｘが、下記式（１０）を満足するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程と、
    　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１５．５　（８）
    　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
    　　－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を７３０℃以上１０２０℃以下の温度に加熱後、２０℃／分以上で３００℃まで冷却する高温熱処理工程と、
    　前記高温熱処理工程後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石素材を４４０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する低温熱処理工程と、
    　を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  2. 　前記低温熱処理工程は、４８０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  3. 　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量が０．１５質量％以下である、請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  4. 　０．４０≦ｘ≦０．７０のとき、ｖ、ｗが、下記式（１１）および（７）を満足し、
    　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１６．２５　（１１）
    　　－１２．５ｗ＋３８．７５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（７）

    　０．２０≦ｘ＜０．４０のとき、ｖ、ｗが、下記式（１２）および（９）を満足し、ｘが下記式（１０）を満足することを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
    　　５０ｗ－１８．５≦ｖ≦５０ｗ－１７．０　（１２）
    　　－１２．５ｗ＋３９．1２５≦ｖ≦－６２．５ｗ＋８６．１２５　（９）
    　　－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．５≦ｘ≦－（６２．５ｗ＋ｖ－８１．６２５）／１５＋０．８　（１０）
  5. 　前記低温熱処理工程は、４８０℃以上５５０℃以下の温度に加熱する請求項４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
  6. 　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の酸素量が０．１５質量％以下である、請求項４または５に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
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