WO2021107011A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 Download PDF

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WO2021107011A1
WO2021107011A1 PCT/JP2020/044023 JP2020044023W WO2021107011A1 WO 2021107011 A1 WO2021107011 A1 WO 2021107011A1 JP 2020044023 W JP2020044023 W JP 2020044023W WO 2021107011 A1 WO2021107011 A1 WO 2021107011A1
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permanent magnet
rtb
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PCT/JP2020/044023
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佳則 藤川
貴志 渡邉
敦 古田
美香 神宮
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Tdk株式会社
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
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    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to RTB-based permanent magnets.
  • RTB permanent magnets are known to have excellent magnetic properties. Then, RTB-based permanent magnets having further improved magnetic characteristics are being developed.
  • Patent Document 1 describes a method for producing an RTB-based sintered magnet in which a heavy rare earth element RH is diffused.
  • Patent Document 2 describes a rare earth sintered magnet produced by forming a composite material of magnet particles and a binder into a sheet and then laminating and processing the sheets.
  • the RTB-based sintered magnet described in Patent Document 1 does not have a sufficiently high residual magnetic flux density.
  • the rare earth sintered magnet described in Patent Document 2 is actually manufactured, the temperature characteristics are not sufficient. In addition, the manufacturing process is complicated and the productivity is low.
  • RTB permanent magnets having high magnetic characteristics and excellent temperature characteristics at both room temperature and high temperature.
  • An object of the present invention is to provide an RTB-based permanent magnet having a high coercive force Hcj and residual magnetic flux density Br at room temperature and excellent coercive force Hcj and temperature characteristics at high temperature.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention is used.
  • R is one or more rare earth elements
  • T is one or more iron group elements that require Fe or Fe and Co
  • B is boron.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal grains in the the R-T-B-based permanent magnets is not less than 92.0%
  • the grain boundaries contain the R-OCN phase and
  • the volume ratio of the R-OCN phase at the grain boundary is 34.0% or less, and the volume ratio is 34.0% or less.
  • the RTB-based permanent magnet further contains O
  • the RTB-based permanent magnet further contains O.
  • the content of O in the RTB-based permanent magnet is less than 900 ppm.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present invention is an RTB-based permanent magnet having excellent magnetic characteristics in a wide temperature range due to the above-mentioned characteristics.
  • the RTB-based permanent magnet may further contain C.
  • the content of C in the RTB-based permanent magnet may be 500 ppm or less.
  • the degree of orientation obtained by dividing the residual magnetic flux density in the orientation direction of the RTB permanent magnet by the saturation magnetic flux density may be 94% or more.
  • the content of R in the RTB permanent magnet may be 27.5% by mass or more and 31.5% by mass or less.
  • Example 1 It is an FE-SEM image of Example 1. It is an image obtained by binarizing the FE-SEM image of FIG. 1 into R 2 T 14 B system main phase crystal particles and other parts. It is an image obtained by binarizing the FE-SEM image of FIG. 1 into the R 6 T 13 M phase and other parts. It is an image which binarized the FE-SEM image of FIG. 1 into the R-OCN phase and the other part. This is an image obtained by binarizing the FE-SEM image of FIG. 1 into an R-rich phase and other portions. It is an FE-SEM image of Example 1.
  • FIG. 6 is a binarized image of FIG.
  • FIG. 7 is an image obtained by extracting a portion where the main phase crystal particles are in contact with the different phase. It is an image which added the particle boundary to FIG. It is a schematic diagram which shows the sampling part.
  • the R-T-B-based permanent magnet according to the present embodiment includes a R 2 T 14 B main phase crystal grains and grain boundaries.
  • the R 2 T 14 B main phase crystal particles are main phase particles composed of R 2 T 14 B crystals. Then, in a section parallel to the orientation direction of the R-T-B-based permanent magnet, the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal grains in the the R-T-B-based permanent magnet is 92.0% or more .. Details of the method for calculating the area ratio will be described later.
  • R is one or more rare earth elements
  • T is one or more iron group elements that require Fe or Fe and Co
  • B is boron.
  • the rare earth element contained as R means Sc, Y, and a lanthanoid element belonging to Group 3 of the long periodic table.
  • the rare earth element R is classified into a heavy rare earth element RH and a light rare earth element RL.
  • RH refers to Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu.
  • RL refers to rare earth elements other than RH.
  • the iron group elements refer to Fe, Co, and Ni.
  • the R-T-B-based permanent magnet of the present embodiment in some cases the grain boundary other than R 2 T 14 B main phase crystal grains containing R-OCN phase.
  • the R-OCN phase is a phase in which the R content, the O content, the C content, and the N content are all higher than the content of each element in the R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment has a volume ratio of the R—OCN phase to the grain boundaries of 34.0% or less. It may be 31.5% or less, or 29.9% or less. Further, the RTB-based permanent magnet does not have to contain the R—OCN phase, but the volume ratio of the R—OCN phase may be 18.4% or more.
  • the R-OCN phase has a high melting point and is difficult to melt even during sintering. Therefore, especially when the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is large, the presence of the R—OCN phase suppresses the grain growth of the R 2 T 14 B main phase crystal particles during sintering, and R 2 T 14 B The shape of the main phase crystal particles becomes distorted. As a result, the two-particle boundary tends to be out of smooth shape. However, by reducing the volume ratio of the R—OCN phase, it becomes difficult to suppress the grain growth of the R 2 T 14 B main phase crystal particles at the time of sintering, and the two-particle grain boundary tends to have a smooth shape. As a result, the generation of reverse magnetic domains can be suppressed, and it becomes easy to suitably maintain the temperature characteristics even if the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is large.
  • the content of C in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment may be 500 ppm or less.
  • the C content is 500 ppm or less, the formation of the R-OCN phase is suppressed. As a result, the temperature characteristics of the RTB permanent magnets are likely to be improved.
  • the C content in the RTB-based permanent magnets according to this embodiment may be 50 ppm or more, or 80 ppm or more.
  • the R-T-B-based permanent magnet of the present embodiment in some cases the grain boundary other than R 2 T 14 B main phase crystal grains containing R 2 O 3 phase.
  • the higher the O content in the RTB-based permanent magnet the easier it is for R other than the R 2 T 14 B main phase crystal particles to bond with O, and the easier it is for the R 2 O 3 phase to be included, and the R-OCN.
  • the phase is less likely to be included.
  • the number of R-OCN phases is reduced, the two-particle boundary tends to have a smooth shape, and the reverse magnetic domain is less likely to occur.
  • the content of O of the R-T-B permanent magnets is less than 900ppm is hardly contains R 2 O 3 phase, it R-OCN phase is likely to increase, second grain boundaries Is likely to lose its smooth shape. As a result, it becomes easy to raise the Curie point of the RTB permanent magnet, and it becomes easy to improve the temperature characteristic of Hcj.
  • the O content may be 200 ppm or more.
  • the R-rich phase in the present embodiment has an R content higher than that of the R 2 T 14 B main phase crystal particles and an O content of the R 2 T 14 B main phase crystal particles. It is a phase less than the content of O in.
  • the above area ratio and volume ratio are calculated from a reflected electron image obtained by using, for example, FE-SEM (field emission scanning electron microscope).
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the RTB-based permanent magnet is embedded in the epoxy resin and polished so that a cross section parallel to the orientation direction of the RTB-based permanent magnet can be observed.
  • finish polishing is performed. Finish polishing is performed so that the cross section is glossy.
  • the finish polishing method is not particularly limited. It is preferable to perform finish polishing by dry polishing that does not use a polishing liquid such as water.
  • the cross section of the RTB-based permanent magnet obtained by polishing is subjected to ion milling treatment to remove the oxide film, the nitride film and the like.
  • the cross section of the obtained RTB-based permanent magnet is observed by FE-SEM, and a backscattered electron image is obtained at a magnification of 1000 times or more and 3000 times or less and a size of 50 ⁇ m square or more and 100 ⁇ m square or less. From the contrast of the reflected electron image, it can be confirmed that the RTB permanent magnet is composed of a plurality of types of phases.
  • R 2 T 14 B main phase crystal grains By collating the result of point analysis by EDS (Energy Dispersive X-ray Spectrometer) attached to FE-SEM with the contrast of the reflected electron image, R 2 T 14 B main phase crystal grains (main phase), It can be classified into phases (grain boundary phases) such as R-rich phase, R-OCN phase, R 2 O 3 phase, and R 6 T 13 M phase.
  • M is one or more elements selected from Ga, Sn, Si, Cu and the like. From the measurement result by EDS, the R 2 T 14 B main phase crystal particles and other phases can be discriminated, and the area ratio of each phase can be calculated from the difference in contrast of each phase.
  • the backscattered electron image is binarized.
  • Phases (grain boundary phases) such as R-rich phase, R-OCN phase, R 2 O 3 phase, and R 6 T 13 M phase generally contain more rare earth element R than R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • the rare earth element R is an element having a particularly large atomic number among the elements usually contained in RTB-based permanent magnets.
  • the signal intensity of the backscattered electron image becomes stronger and looks brighter as the content of the element having a larger atomic number increases.
  • the portion where the signal strength is below the predetermined level is the main phase of R 2 T 14 B.
  • Crystall particles are used, and the portion where the signal intensity is equal to or higher than a predetermined level is binarized as a phase (grain boundary phase) such as R-rich phase, R-OCN phase, R 2 O 3 phase, and R 6 T 13 M phase. be able to.
  • FIG. 2 which is a binarized FE-SEM image of the reflected electron image of the RTB-based permanent magnet shown in FIG. 1 is used. Calculate the area ratio of the grain boundary phase. Next, the type of each grain boundary phase is identified by collating the result of the point analysis of EDS and the contrast of the reflected electron image. 3 to 5 are FE-SEM images binarized so that the white portions are the R 6 T 13 M phase, the R-OCN phase, and the R-rich phase, respectively.
  • the area ratio of the R-OCN phase at the grain boundary can be calculated by dividing the area ratio of the R-OCN phase by the area ratio of the grain boundary phase.
  • the volume ratio of the R-OCN phase at the grain boundary is calculated assuming that the area ratio and the volume ratio of the R-OCN phase at the grain boundary are equal to each other.
  • the grain boundaries of the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment are present between the two-particle grain boundaries existing between the two main-phase crystal grains and the three or more main-phase crystal grains. It can be distinguished from the grain boundary triple point.
  • the R-T-B-based permanent magnet of the present embodiment in a cross section parallel to the orientation direction of the R-T-B-based permanent magnet, the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal grains 92.0% or more And the coverage of the R 2 T 14 B main phase crystal particles may be 50.0% or more.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is 92.0% or more, and the coverage of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is 92.0% or more.
  • the absolute value of the temperature coefficient ⁇ of the coercive force of the RTB permanent magnet tends to be small, the temperature characteristic of the coercive force is excellent, and the residual magnetic flux density is high. Is easy to obtain.
  • the reference temperature is T1
  • the measurement temperature is T2
  • T2-T1 is ⁇ T
  • Hcj at temperature T1 is Hcj (T1)
  • Hcj at temperature T2 is Hcj (T2)
  • the coefficient of thermal expansion in the easy axial direction is smaller than the coefficient of thermal expansion in the difficult axial direction. Therefore, at high temperatures, the R 2 T 14 B main phase crystal particles tend to thermally expand in the direction of the difficult magnetization axis. Then, the strain of the crystal lattice of the R 2 T 14 B main phase crystal particles tends to increase. As a result, the anisotropic magnetic field is lowered at high temperature as compared with that at low temperature, and the coercive force is lowered. When the coverage is high and the two-particle boundary is thick, the strain of the crystal lattice is easily relaxed. As a result, the decrease in the anisotropic magnetic field is suppressed, and the temperature characteristics of the coercive force can be easily improved.
  • the average thickness of the two-particle boundary is not particularly limited, but may be 5 nm or more and 50 nm or less, or 6 nm or more and 21 nm or less.
  • the above area ratio is calculated from a reflected electron image obtained by using an FE-SEM (field emission scanning electron microscope). Therefore, first, a sample for FE-SEM is prepared, and the sample preparation method is the same as the sample preparation method in the above-mentioned method for calculating the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • the cross section of the obtained RTB permanent magnet is observed by FE-SEM to obtain a backscattered electron image having a resolution of 1280 pixel ⁇ 960 pixel at a magnification of 5000 times or more and 10,000 times or less and a size of 10 ⁇ m square or more and 20 ⁇ m square or less.
  • the white part of the backscattered electron image is binarized so as to be R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • the image shown in FIG. 7 is obtained.
  • the contours of the R 2 T 14 B main phase crystal particles are extracted from FIG. 7.
  • a white portion (R 2 T 14 B main phase crystal grains) of FIG. 7 extracts a portion contacting the black part of FIG. 7 (heterogeneous phase).
  • the result of the actual extraction is shown in FIG.
  • a particle boundary which is a portion where the R 2 T 14 B main phase crystal particles are in contact with each other, is manually added.
  • the added result is shown in FIG.
  • the coverage is calculated by A total / (A total + B total).
  • the R 2 T 14 B main phase crystal particles that are cut off from the backscattered electron image are excluded from the calculation for calculating the coverage.
  • the length at which the exchange bond between the R 2 T 14 B main phase crystal particles is broken is about 3 nm.
  • the region having a width of about 20 nm or more can be recognized as a portion having a contrast different from that of the R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • the contours of the R 2 T 14 B main phase crystal particles in contact with the grain boundaries having a width of about 20 nm or more are extracted.
  • HR-TEM high A resolution transmission electron microscope
  • the magnification of the HR-TEM image is not particularly limited, and may be appropriately set according to the thickness of the two-particle boundary. For example, the magnification is set to 500,000 times or more and 2 million times or less.
  • at least 20 two-particle grain boundaries whose thickness is to be measured are determined from the HR-TEM image. Then, the boundary between the two-particle boundary and the triple point of the grain boundary connected to the two-particle boundary is determined.
  • the boundary does not need to be determined accurately, and may be determined visually from the HR-TEM image. This is because the difference in the position of the boundary has a small effect on the average thickness of the two-particle boundary finally obtained and is within the error range. It should be noted that the difference in the position of the boundary has a small effect on the average thickness of the finally obtained two-particle boundary at the triple point of the grain boundary where the two-particle boundary becomes thick even if the position of the boundary is slightly different. This is because the vicinity does not serve as a point for measuring the thickness of the two-particle boundary.
  • the space between adjacent boundaries into four equal parts and draw three equal division lines.
  • the positions of these three equal division lines are used as measurement points for the thickness of the two-particle boundary. That is, the thickness of one two-particle boundary is measured at three points. This measurement is performed for at least 20 two-particle boundaries, and the average thickness of the obtained two-particle boundaries is averaged to obtain the average thickness of the two-particle boundaries. Then, the average thickness can be regarded as the average thickness of the two-particle boundary in the entire RTB-based permanent magnet.
  • the content of R is not particularly limited, but may be 25.0% by mass or more and 35.0% by mass or less, 27.5% by mass or more and 32.0% by mass or less, and 27. It may be 5% by mass or more and 31.5% by mass or less, and may be 28.0% by mass or more and 31.5% by mass or less. If the content of R is larger than the predetermined amount, the generation of R 2 T 14 B main phase crystal grains contained in the R-T-B-based permanent magnet is liable sufficiently performed, with soft alpha-Fe, etc.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles and the volume of the R-OCN phase at the grain boundary tends to be within a predetermined range, and Br of RTB-based permanent magnets tends to improve.
  • the type of R is not particularly limited, but preferably includes at least RL.
  • the type of RL is not particularly limited, but at least Nd or Pr may be contained as RL, and Nd may be contained as RL.
  • RH is included, the type of RH is not particularly limited.
  • At least Dy or Tb may be included as RH.
  • Tb may be included as RH.
  • Hcj tends to improve, but Br and temperature characteristics ( ⁇ Hcj / ⁇ T) tend to decrease.
  • the content of B in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.50% by mass or more and 1.50% by mass or less, and 0.90% by mass or more. It may be 1.05% by mass or less, and may be 0.92% by mass or more and 0.98% by mass or less.
  • B content is within a predetermined range, it becomes easy to increase the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles, and Hcj and Br tend to be improved.
  • T may be Fe alone, or a part of Fe may be replaced with Co.
  • the Fe content in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment is not particularly limited, but it is a substantial balance when the following unavoidable impurities are removed in the RTB-based permanent magnet. There may be.
  • the Co content is preferably 0% by mass or more and 4.00% by mass or less, and preferably 0.50% by mass or more and 3.00% by mass or less.
  • the content of N in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the N content is small, specifically when it is 300 ppm or less, the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles and the volume ratio of the R-OCN phase are determined even if the C content is large. It becomes easier to keep it within the range of.
  • the H content in the RTB permanent magnet may be 100 ppm or less, or 50 ppm or less. When the H content is high, cracks are likely to occur in the RTB permanent magnets.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment is an RTB-based sintered magnet
  • the H content is 50 ppm or less
  • sintering can be sufficiently easily performed, and Br can be increased. It will be easier to improve.
  • an attempt is made to manufacture an RTB-based sintered magnet having an H content of more than 100 ppm the cost will increase.
  • the RTB-based sintered magnet is less likely to be sufficiently densified, and the residual magnetic flux density is likely to decrease.
  • the RTB-based permanent magnet contains H
  • H may be contained between the crystal lattices.
  • the more H contained between the crystal lattices the more the crystal lattice is distorted.
  • the absolute value of the temperature coefficient ⁇ of the coercive force of the RTB permanent magnet tends to increase, and the temperature characteristics tend to decrease.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment has no particular lower limit on the H content, and may be below the detection limit. The detection limit is approximately 5 ppm.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment may contain Ga, Cu, Al and / or Zr as metal elements other than R, T and B.
  • the content of each element is not particularly limited.
  • the content of Ga may be 0% by mass or more and 1.00% by mass or less, or 0% by mass or more and 0.20% by mass or less.
  • the Cu content may be 0.01% by mass or more and 1.00% by mass or less, or 0.10% by mass or more and 0.20% by mass or less.
  • the Al content may be 0.03% by mass or more and 0.60% by mass or less.
  • the Zr content may be 0.05% by mass or more and 0.60% by mass or less.
  • the RTB-based permanent magnet contains unavoidable impurities such as Mn, Ca, Cl, S, and F as elements other than the above in a total amount of 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less. You may.
  • the particle size of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is not particularly limited. Usually, it is 10 ⁇ m or less. The smaller the particle size of the R 2 T 14 B main phase crystal particles, the easier it is for the Hcj of the RTB-based permanent magnet to improve. However, as the particle size of the R 2 T 14 B main phase crystal grains is small, R 2 T 14 becomes B main phase crystal grains are likely to combine with oxygen in the atmosphere, containing O of the R-T-B permanent magnets The amount tends to increase.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment may have a C content of 300 ppm or less in the R 2 T 14 B main phase crystal particles.
  • RTB-based permanent magnets contain at least trace amounts of C.
  • a part of C contained in the RTB-based permanent magnet replaces a part of B in the R 2 T 14 B main phase crystal particles. That is, in the R 2 T 14 B main phase crystal particles contained in the RTB system permanent magnet, a part of B is replaced with C.
  • the present inventors have found that the Curie point of the RTB-based permanent magnet is lowered by substituting a part of B of the R 2 T 14 B main phase crystal particles with C. Then, the present inventors can easily raise the Curie point of the RTB-based permanent magnet by reducing the amount in which a part of B of the R 2 T 14 B main phase crystal particles is replaced with C. I found that. Specifically, the present inventors can easily raise the Curie point of the RTB-based permanent magnet by reducing the C content in the R 2 T 14 B main phase crystal particles to 300 ppm or less. I found that. There is no particular lower limit to the C content in the R 2 T 14 B main phase crystal particles. For example, it may be 10 ppm or more, or 20 ppm or more.
  • the present inventors have found that the absolute value of the temperature coefficient ( ⁇ ) of Hcj of the RTB-based permanent magnet tends to be reduced by increasing the Curie point of the RTB-based permanent magnet. I found it. That is, it has been found that the temperature characteristics of the RTB permanent magnets are likely to be improved. Furthermore, it was found that Hcj is likely to be improved.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment has an orientation degree (Br / Js) of 94% or more obtained by dividing the residual magnetic flux density (Br) in the orientation direction by the saturation magnetic flux density (Js). It may be.
  • the high degree of orientation makes it easier to improve the temperature characteristics and further makes it easier to obtain a sufficient residual magnetic flux density.
  • the degree of crystal orientation measured by the lot gering method may be 66% or more.
  • the magnetic pole surface of the RTB permanent magnet is mirror-polished. Then, X-ray diffraction measurement is performed on the mirror-polished surface. Then, the degree of orientation is calculated based on the diffraction peak obtained by the X-ray diffraction measurement.
  • the crystal orientation degree fc is calculated by the following formula based on the X-ray diffraction intensity I (00l) of the (00l) reflection component and the X-ray diffraction intensity I (hkl) of the (hkl) reflection component. Can be calculated.
  • the crystal orientation is calculated by the lot-gering method, only the reflection component in the orientation direction, that is, the (00l) reflection component of the diffraction peaks is integrated on the molecular side of the formula shown below. In addition, all diffraction peaks are integrated on the denominator side of the equation shown below. Therefore, the calculated crystal orientation is considerably smaller than the actual crystal orientation. In order to calculate the degree of crystal orientation that actually matches, it is preferable to perform vector correction on the diffraction peak. However, in this embodiment, vector correction is not performed.
  • the method for producing an RTB-based permanent magnet includes a molding step of molding a raw material powder to obtain a molded body, and reducing the content of C contained in the molded body to reduce the content of C contained in the molded body to form an R—OCN phase.
  • the raw material powder can be produced by a known method.
  • the RTB-based permanent magnet is manufactured by the one-alloy method using one kind of raw material alloy mainly composed of R 2 T 14 B phase, but by the two-alloy method using two kinds of raw material alloys. It may be manufactured.
  • a raw material metal corresponding to the composition of the raw material alloy according to the present embodiment is prepared, and a raw material alloy corresponding to the present embodiment is produced from the raw material metal.
  • a raw material alloy can be produced by a strip casting method.
  • the crushing step may be carried out in two steps or in one step.
  • the crushing method is not particularly limited. For example, it is carried out by a method using various crushers.
  • the pulverization step can be carried out in two stages, a coarse pulverization step and a fine pulverization step, and the coarse pulverization step can be, for example, a hydrogen pulverization treatment.
  • dehydrogenation can be performed in an Ar gas atmosphere at 400 ° C. or higher and 650 ° C. or lower, and 0.5 hours or longer and 2 hours or shorter.
  • the fine pulverization step is performed by adding a lubricant such as isobutyramide or methyl carbamate as a pulverizing aid to the powder after coarse pulverization, and then using, for example, a jet mill or a wet attritor. Can be done.
  • the particle size of the obtained finely pulverized powder (raw material powder) is not particularly limited.
  • fine pulverization can be performed so that the pulverized powder (raw material powder) having a particle size (D50) of 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less is obtained. From the hydrogen storage crushing to the sintering step, the process was always carried out in a low oxygen atmosphere with an oxygen content of less than 230 ppm.
  • the amount of carbon contained in the raw material alloy and the amount of the lubricant used as a pulverizing aid may be reduced.
  • the carbon content in the raw material powder is not reduced, and it is preferable to add a certain amount. This is because adding a certain amount of the lubricant makes it easier to improve Br / Js and the degree of crystal orientation in the molding step described later. Further, this is to make it easier to reduce the O content of the finally obtained RTB-based permanent magnet.
  • the finely crushed powder (raw material powder) obtained in the crushing step is molded into a predetermined shape.
  • the molding method is not particularly limited, but in the present embodiment, the finely pulverized powder (raw material powder) is filled in the mold and pressurized in a magnetic field. By pressurizing in a magnetic field, the R 2 T 14 B main phase crystal particles are oriented in the magnetic field direction.
  • the pressurization during molding is preferably performed at 30 MPa or more and 300 MPa or less.
  • the applied magnetic field is preferably 950 kA / m or more and 1600 kA / m or less.
  • the applied magnetic field is not limited to the static magnetic field, and may be a pulse magnetic field. Moreover, the static magnetic field and the pulse magnetic field can be used together.
  • the shape of the molded product obtained by molding the finely pulverized powder (raw material powder) is not particularly limited, and depends on the desired shape of the RTB-based permanent magnet such as a rectangular parallelepiped, a flat plate, or a columnar shape. Can have any shape.
  • a hydrogen decarbonization treatment may be performed to reduce the C content of the obtained molded product and reduce the volume ratio of the R—OCN phase.
  • C contained in the molded product at a stage after the molding step is mainly derived from the lubricant.
  • the lubricant can be decomposed by hydrogen, and the lubricant can be desorbed from the molded body.
  • C can be removed even if a certain amount of lubricant is added.
  • hydrogen has a high penetrating power into substances.
  • the amount of carbon contained in the R 2 T 14 B main phase crystal particles is particularly reduced.
  • it becomes easy to control the volume ratio of the R—OCN phase at the grain boundaries of the finally obtained RTB-based permanent magnet to 34.0% or less.
  • the hydrogen decarbonization treatment is performed by heat-treating the molded product in a hydrogen atmosphere or a hydrogen-inert gas (for example, Ar gas) mixed atmosphere.
  • the content ratio of hydrogen gas in the atmosphere may be 5 at% or more and 100 at% or less in terms of the molecular number ratio.
  • the atmospheric pressure may be atmospheric pressure (101 kPa) or lower than atmospheric pressure. Specifically, the atmospheric pressure may be 5 kPa or more and 101 kPa or less.
  • the heat treatment time is not particularly limited. It may be 1 hour or more and 30 hours or less.
  • the heat treatment temperature is not particularly limited. It may be 150 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the hydrogen decarbonization treatment it is important to perform the hydrogen decarbonization treatment after the molding step and before the sintering step described later.
  • the hydrogen decarbonization treatment is carried out before the molding step, Br / Js and the degree of crystal orientation are lowered, and the residual magnetic flux density is lowered.
  • the sintered body may expand and crack due to hydrogen storage.
  • the carbon contained in the molded product is further incorporated into the R 2 T 14 B main phase crystal particles and grain boundaries by sintering. The carbon incorporated into the R 2 T 14 B main phase crystal particles and grain boundaries by sintering cannot be sufficiently removed even by performing hydrogen decarbonization treatment.
  • the hydrogen deoxidation treatment and the sintering described later may be continuously carried out. Specifically, sintering may be carried out by changing the atmospheric gas, temperature, etc. while the molded product is placed in the furnace subjected to the hydrogen decarbonization treatment.
  • the sintering step is a step of sintering a molded product in a vacuum or an inert gas atmosphere to obtain a sintered body.
  • the sintering temperature needs to be adjusted according to various conditions such as composition, pulverization method, difference in particle size and particle size distribution, and is 1000 ° C. or higher and 1200 for the molded product, for example, in vacuum or in the presence of an inert gas.
  • Sintering is performed by heating at a temperature of 1 ° C. or higher and 1 hour or longer and 10 hours or lower. As a result, a high-density sintered body (permanent magnet) can be obtained.
  • the aging treatment step is performed by heating the sintered body (permanent magnet) after the sintering step at a temperature lower than the sintering temperature in a vacuum or an inert gas atmosphere.
  • the temperature and time of the aging treatment are not particularly limited, but can be carried out, for example, at 450 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 0.2 hours or longer and 3 hours or shorter.
  • the aging treatment step may be omitted.
  • the aging treatment step may be performed in one step or in two steps.
  • the first step is set to 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 0.2 hours or more and 3 hours or less
  • the second step is set to 450 ° C. or higher and 700 ° C. or lower for 0.2 hours or more and 3 hours or less. May be good.
  • the first step and the second step may be continuously performed, or after the first step, the first step may be cooled to near room temperature and then reheated to perform the second step.
  • the obtained permanent magnet may be subjected to a diffusion treatment in which a heavy rare earth element is diffused from the outside of the permanent magnet to the inside of the permanent magnet.
  • a diffusion processing method there is no particular limitation on the diffusion processing method.
  • it may be a coating diffusion method in which a powder or foil containing a heavy rare earth element is brought into close contact with a permanent magnet to perform heat treatment, or a vapor phase diffusion method in which a permanent magnet is heat treated in an atmosphere in which a heavy rare earth element is evaporated.
  • the material may not come into contact with nitrogen in all steps from coarse pulverization to sintering.
  • a high-purity Ar gas may be used in all steps from coarse pulverization to sintering to create an atmosphere in which the nitrogen concentration is 200 ppm or less.
  • the nitrogen content in the finally obtained RTB-based permanent magnet can be reduced.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles and the volume ratio of the R-OCN phase can be kept within a predetermined range without performing the above hydrogen decarbonization treatment.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the RTB-based permanent magnet of the present invention can be variously deformed and variously combined within a range that does not deviate from the gist thereof.
  • RTB-based permanent magnets according to the present embodiment may be cut and divided to obtain two or more RTB-based permanent magnets.
  • the RTB-based permanent magnets There are no particular restrictions on the use of the RTB-based permanent magnets according to this embodiment. Specifically, the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment is suitably used for applications such as motors, compressors, magnetic sensors, and speakers.
  • two or more RTB-based permanent magnets may be combined and used as necessary.
  • the joining method there are a method of mechanically bonding and a method of bonding with a resin mold.
  • a large RTB-based permanent magnet By combining two or more RTB-based permanent magnets, a large RTB-based permanent magnet can be easily manufactured.
  • a magnet in which two or more RTB permanent magnets are combined is preferably used in applications where a particularly large RTB permanent magnet is required, for example, an IPM motor, a wind power generator, a large motor, or the like. ..
  • Example 1 As a raw material metal, Nd, Pr, electrolytic iron, and a low-carbon ferroborone alloy were prepared. Further, Ga, Al, Cu, Co and Zr were prepared in the form of a pure metal or an alloy with Fe.
  • a raw material alloy was produced from the raw material metal by the strip casting method. Specifically, alloys A to H having the compositions shown in Table 1 were produced as raw material alloys. The alloy thickness of the raw material alloy was set to 0.2 mm to 0.6 mm.
  • the amount of the lubricant shown in Table 2 in terms of mass ratio was added to the powder of the raw material alloy after hydrogen pulverization as a pulverization aid and mixed. Isobutyramide was used as the lubricant. By controlling the amount of the lubricant added, the content of C in the magnet composition was controlled.
  • fine pulverization was performed in a nitrogen stream using a collision plate type jet mill device to obtain fine powder (raw material powder) having an average particle size of about 4 ⁇ m.
  • the average particle size is D50 measured by a laser diffraction type particle size distribution meter.
  • the content of O in the magnet composition was controlled by changing the oxygen concentration in the atmosphere at the time of crushing.
  • Example 4 which has the highest O content among the examples, the oxygen concentration in the atmosphere at the time of pulverization was set to 200 ppm.
  • Comparative Example 2 having the highest O content among the Comparative Examples, the oxygen concentration in the atmosphere at the time of pulverization was set to 900 ppm.
  • Si, Ca, La, Ce, Cr, etc. may be detected as unavoidable impurities.
  • Si may be mixed mainly from the ferrobolon raw material and the crucible when the alloy is melted.
  • Ca, La and Ce may be mixed from rare earth raw materials.
  • Cr may be mixed from electrolytic iron.
  • the obtained fine powder was molded in a magnetic field to prepare a molded product.
  • the applied magnetic field at this time is a static magnetic field of 1200 kA / m.
  • the pressing force during molding was 120 MPa.
  • the magnetic field application direction and the pressurization direction were made orthogonal to each other. When the densities of the molded products were measured at this point, the densities of all the molded products were in the range of 4.10 Mg / m 3 or more and 4.25 Mg / m 3 or less.
  • the molded product was subjected to hydrogen decarbonization treatment.
  • the atmosphere during the hydrogen decarbonization treatment is a hydrogen atmosphere (at atmospheric pressure, hydrogen partial pressure 101 kPa) except for Example 6, and Example 6 is a hydrogen-Ar mixed atmosphere (atmospheric pressure, hydrogen partial pressure 50 kPa, Ar partial pressure). 51 kPa).
  • the heat treatment temperature (hydrogen treatment temperature) is shown in Table 2. The heat treatment time was 1 to 48 hours.
  • the molded product was sintered to obtain a permanent magnet.
  • the sintering conditions were 1060 ° C. for 4 hours.
  • the sintering atmosphere was vacuum.
  • the sintering density was in the range of 7.50 Mg / m 3 or more and 7.55 Mg / m 3 or less.
  • compositions of Nd, Pr, Al, Cu, Zr, Ga, Co and Fe of the RTB-based permanent magnets of the Examples and Comparative Examples obtained by the above steps is analyzed by fluorescent X-ray analysis. It was measured. The B content was measured by radio frequency inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopy. As a result, it was confirmed that the composition of the RTB-based permanent magnet, for example, the content of R was substantially the same as the composition of the raw material alloy, and the composition was shown in Table 1.
  • the C content, O content, and H content were measured for the RTB-based permanent magnets of each Example and Comparative Example.
  • the surface layer of the RTB permanent magnet was ground with a grinder.
  • the obtained RTB-based permanent magnet was pulverized with a stamp mill to a size of about 1 mm.
  • a sample for measurement was randomly collected from the crushed RTB-based permanent magnets.
  • the content of O and the content of H were measured by the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the C content was measured by the combustion in oxygen stream-infrared absorption method.
  • the above measurements were carried out 5 times, and the averaged results were taken as the C content, O content and H content in the RTB permanent magnets.
  • the results are shown in Tables 2 and 3.
  • the H content is N.I. D.
  • the sample described as is a sample in which the H content is equal to or less than the measurement limit, and is a sample in which the H content is approximately 5
  • the content of C in the R 2 T 14 B main phase crystal grains was measured by a three-dimensional atom probe microscope (3DAP).
  • the polished cross section was a cross section parallel to the orientation direction of the RTB permanent magnets.
  • R 2 T 14 B main phase crystal particles from which a needle-shaped sample was cut out were selected.
  • FIG. 10 is a schematic view of an electron microscope image containing the selected R 2 T 14 B main phase crystal particles 1. Then, an example of the sampling point 3 is shown in FIG.
  • Sampling points 3 comprises near the center of the R 2 T 14 B main phase crystal grains 1 selected, and is set to a position not contain the ends 1a of the selected R 2 T 14 B main phase crystal grains 1.
  • the sampling point 3 has a length of 500 nm or more in the longitudinal direction.
  • the size of the angle formed by the longitudinal direction of the sampling point 3 and the orientation axis of the selected R 2 T 14 B main phase crystal particles 1 is not particularly limited.
  • the longitudinal direction of the sampling point 3 may be parallel to the orientation axis or orthogonal to the orientation axis.
  • a needle-shaped sample was sampled from the sampling point 3. Specifically, a needle-shaped sample was cut out from the sampling point 3. Further, the needle-shaped sample was cut out so that the length of the needle-shaped sample in the longitudinal direction was 500 nm or more. The above needle-shaped sample was cut out for five different R 2 T 14 B main phase crystal particles 1. Then, three-dimensional atom probe measurements were continuously performed on five needle-shaped samples for at least 500 nm, and the C content of each needle-shaped sample was measured. Then, the average value thereof was taken as the C content of the R 2 T 14 B main phase crystal particles contained in the RTB system permanent magnet. The needle-shaped sample was cut out so as not to include the different phase portion in the R 2 T 14 B main phase crystal particles. The results are shown in Tables 2 and 3.
  • the Curie points were measured for the RTB-based permanent magnets of each example and comparative example.
  • the Curie point was measured with a vibrating sample magnetometer (VSM). The results are shown in Tables 2 and 3.
  • the magnetic characteristics and the degree of orientation (Br / Js) obtained by dividing the residual magnetic flux density in the orientation direction by the saturation magnetic flux density were measured.
  • the surface of the RTB permanent magnet was ground so as to have a cubic shape of 10.0 mm ⁇ 10.0 mm ⁇ 10.0 mm.
  • the coercive force Hcj, the residual magnetic flux density Br, and the saturation magnetic flux density Js are measured at room temperature (23 ° C.) using a BH tracer, and Br / Js is calculated. did.
  • the coercive force Hcj was measured using a BH tracer, and the temperature coefficient ⁇ of the coercive force was calculated.
  • the results are shown in Tables 2 and 3.
  • Hcj at room temperature was considered to be good when it was 15.0 kOe or more.
  • the case where Br at room temperature was 14.0 kG or more was considered good.
  • the Hcj at 160 ° C. was good when it was 4.0 kOe or more, and further good when it was 5.0 kOe or more.
  • the temperature coefficient ⁇ of the coercive force was considered to be good when the absolute value was 0.52% / ° C. or less, and even better when it was less than 0.50% / ° C.
  • the magnetic pole surfaces of the permanent magnets of each example and comparative example were mirror-polished. Then, X-ray diffraction measurement of the mirror-polished surface was performed, and the degree of crystal orientation was calculated by the lot-gering method based on the obtained diffraction peak. No vector correction was performed. The results are shown in Tables 2 and 3.
  • the content of R in Example 9 is 31.4% by mass, which is higher than that in Examples 1 to 8.
  • the content of R in Example 10 is 27.5% by mass, which is less than that in Examples 1 to 8.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles, the volume ratio of the R-OCN phase, and the O content were within the predetermined ranges, and good characteristics were obtained. Even when the R content is low and it is difficult to sinter, the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal grains, the volume ratio of the R-OCN phase, and the O content are within the predetermined range. It was confirmed that R is less likely to be present at the grain boundaries such as the triple point of the grain boundary, and the density of the RTB-based sintered magnet is maintained sufficiently high.
  • Comparative Example 1 which was carried out in the same manner as in each Example except that the hydrogen decarbonization treatment was not carried out, the volume ratio of the R-OCN phase at the grain boundary was too high. As a result, the temperature characteristics deteriorated. Further, in Comparative Example 4 in which the B content was decreased and the Ga content was increased from Comparative Example 1, the volume ratio of the R—OCN phase at the grain boundary became too high, and the R 2 T 14 B main phase crystal. The area ratio of the particles became too small. As a result, Br at room temperature decreased.
  • Example 2 In Experimental Example 2, unlike Experimental Example 1, the material was prevented from coming into contact with nitrogen in all steps from coarse pulverization to sintering. Specifically, nitrogen gas was not used in all the above steps, and high-purity argon gas was used instead. Further, in Experimental Example 2, unlike Experimental Example 1, the hydrogen decarbonization treatment was not performed. Except for the above points, the same procedure as in Example 1 of Experimental Example 1 was carried out. The results are shown in Tables 4 and 5. The N content was different from the O content and the H content, and was measured by the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • Example 11 had a higher C content and a lower N content than each of Experimental Examples 1.
  • the area ratio of the R 2 T 14 B main phase crystal particles, the volume ratio of the R-OCN phase, and the O content were within the predetermined ranges, and good characteristics were obtained. Therefore, even when the C content is high without hydrogen decarbonization treatment, it is good if an RTB-based permanent magnet having a fine structure and an O content within a predetermined range can be obtained. It was confirmed that various characteristics can be obtained.

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Abstract

【課題】　室温での保磁力Ｈｃｊおよび残留磁束密度Ｂｒが高く、高温での保磁力Ｈｃｊおよび温度特性も優れたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供する 【解決手段】　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の鉄族元素、Ｂはホウ素である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上である。粒界はＲ－ＯＣＮ相を含む。粒界における前記Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合が３４．０％以下である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はさらにＯを含む。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＯの含有量が９００ｐｐｍ未満である。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有することが知られている。そして、さらに磁気特性を向上させたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の開発が行われている。
　特許文献１には、重希土類元素ＲＨを拡散させたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法が記載されている。
　特許文献２には、磁石粒子とバインダーとの複合材料をシート化し、その後、シートの積層、加工などの工程を経て作製される希土類焼結磁石が記載されている。
国際公開第２０１６／１２１７９０号 国際公開第２０１７／０２２６８４号
　しかし、特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は残留磁束密度が十分に高くない。特許文献２に記載の希土類焼結磁石を実際に作製した場合、温度特性が十分ではない。さらに、製造工程が複雑であり、生産性が低い。
　現在では、さらに室温でも高温でも磁気特性が高く、温度特性も優れたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供することが求められている。
　本発明は、室温での保磁力Ｈｃｊおよび残留磁束密度Ｂｒが高く、高温での保磁力Ｈｃｊおよび温度特性も優れたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。
　上記の目的を達成するために、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
　Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の鉄族元素、Ｂはホウ素であり、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面において、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上であり、
　前記粒界はＲ－ＯＣＮ相を含み、
　前記粒界における前記Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合が３４．０％以下であり、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はさらにＯを含み、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＯの含有量が９００ｐｐｍ未満であることを特徴とする。
　本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、上記の特徴を有することにより、幅広い温度範囲で磁気特性が優れたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石となる。
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はさらにＣを含んでもよく、
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有量が５００ｐｐｍ以下であってもよい。
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向の残留磁束密度を飽和磁束密度で割ることで得られる配向度が９４％以上であってもよい。
　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの含有量が２７．５質量％以上３１．５質量％以下であってもよい。
実施例１のＦＥ－ＳＥＭ画像である。 図１のＦＥ－ＳＥＭ画像をＲ２Ｔ１４Ｂ系主相結晶粒子とそれ以外の部分とに二値化した画像である。 図１のＦＥ－ＳＥＭ画像をＲ６Ｔ１３Ｍ相とそれ以外の部分とに二値化した画像である。 図１のＦＥ－ＳＥＭ画像をＲ－ＯＣＮ相とそれ以外の部分とに二値化した画像である。 図１のＦＥ－ＳＥＭ画像をＲ－ｒｉｃｈ相とそれ以外の部分とに二値化した画像である。 実施例１のＦＥ－ＳＥＭ画像である。 図６を二値化した画像である。 図７で主相結晶粒子が異相と接触している部分を抽出した画像である。 図８に粒子境界を追加した画像である。 サンプリング箇所を示す模式図である。
　以下、本発明を、具体的な実施形態に基づき説明する。
　＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石＞
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界を含む。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子とは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶からなる主相粒子のことである。そして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面において、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上である。前記面積割合の算出方法についての詳細は後述する。
　Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の鉄族元素、Ｂはホウ素である。なお、Ｒとして含まれる希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。また、希土類元素Ｒは重希土類元素ＲＨと軽希土類元素ＲＬとに分類される。ＲＨとは、Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのことをいう。ＲＬとは、ＲＨ以外の希土類元素のことをいう。鉄族元素とは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのことをいう。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子以外の粒界にＲ－ＯＣＮ相を含む場合がある。Ｒ－ＯＣＮ相は、Ｒの含有量，Ｏの含有量，Ｃの含有量およびＮの含有量が全てＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子における各元素の含有量よりも多い相である。そして、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、粒界に対するＲ－ＯＣＮ相の体積割合が３４．０％以下である。３１．５％以下であってもよく、２９．９％以下であってもよい。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石にはＲ－ＯＣＮ相が含まれなくてもよいが、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合が１８．４％以上であってもよい。
　Ｒ－ＯＣＮ相は融点が高く、焼結時においても融解しにくい。そのため、特にＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が大きい場合には、Ｒ－ＯＣＮ相が存在することで焼結時にＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の粒成長が抑制され、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の形状が歪になる。その結果、二粒子粒界が滑らかな形状ではなくなりやすい。しかし、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合を小さくすることで、焼結時にＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の粒成長が抑制されにくくなり、二粒子粒界が滑らかな形状になりやすくなる。その結果、逆磁区の発生が抑制でき、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が大きくても温度特性を好適に維持しやすくなる。
　さらに、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有量は５００ｐｐｍ以下であってもよい。Ｃの含有量が５００ｐｐｍ以下であることにより、Ｒ－ＯＣＮ相の生成が抑制される。その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の温度特性が向上しやすくなる。なお、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有量には特に下限はない。例えば５０ｐｐｍ以上であってもよく、８０ｐｐｍ以上であってもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子以外の粒界にＲ２Ｏ３相を含む場合がある。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＯの含有量が多いほどＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子以外のＲがＯと結合しやすくなり、Ｒ２Ｏ３相が含まれやすくなり、Ｒ－ＯＣＮ相が含まれにくくなる。Ｒ－ＯＣＮ相が少なくなると、二粒子粒界が滑らかな形状になりやすくなり、逆磁区が発生しにくくなる。しかし、Ｒ－ＯＣＮ相が少なく、かつ、Ｒ２Ｏ３相が多くなると、Ｒ－ＯＣＮ相が少なくなったために余ったＣによってＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子のＢの一部がＣに置換されてしまう。その結果、温度特性が低下しやすくなる。また、Ｒ２Ｏ３相が多くなると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子を形成するＲが減少し、Ｂｒが低下しやすくなる。さらに、Ｒ２Ｏ３相はＨｃｊの向上に何ら寄与しない。したがって、Ｏの含有量が多くなるほどＨｃｊが低下しやすくなる。
　ここで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＯの含有量が９００ｐｐｍ未満である場合には、Ｒ２Ｏ３相が含まれにくくなり、Ｒ－ＯＣＮ相が増加しやすくなり、二粒子粒界が滑らかな形状ではなくなりやすくなる。その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のキュリー点を上昇させやすくなり、Ｈｃｊの温度特性を向上させやすくなる。なお、Ｏの含有量には特に下限はない。例えば２００ｐｐｍ以上であってもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子以外の粒界に、上記のＲ－ＯＣＮ相、Ｒ２Ｏ３相以外にＲ－ｒｉｃｈ相を含む場合がある。なお、本実施形態でのＲ－ｒｉｃｈ相は、Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＲの含有量よりも多く、Ｏの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＯの含有量よりも少ない相である。
　以下、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合の算出方法およびＲ－ＯＣＮ相の体積割合の算出方法について説明する。
　上記の面積割合および体積割合は、例えばＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて得られる反射電子像から算出する。ＦＥ－ＳＥＭを用いる場合には、まず、ＦＥ－ＳＥＭ用の試料を作製する。具体的には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石をエポキシ系樹脂に埋め込み、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面が観察できるように研磨する。研磨は、具体的には、通常の方法で粗研磨したのちに、仕上げ研磨を行う。仕上げ研磨は、前記断面に光沢が出るように行う。なお、仕上げ研磨の方法には特に制限はない。水等の研磨液を用いない乾式研磨で仕上げ研磨を行うことが好ましい。水等の研磨液を用いる場合には、粒界相の腐食により適切な解析が行えなくなる場合がある。次に、研磨して得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面にイオンミリング処理を行い、酸化膜や窒化膜等を除去する。
　次に、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面をＦＥ－ＳＥＭで観察し、倍率１０００倍以上３０００倍以下で５０μｍ角以上１００μｍ角以下の大きさで反射電子像を得る。反射電子像のコントラストから、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が複数種類の相からなることが確認できる。ＦＥ－ＳＥＭに付帯するＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）による点分析の結果と、反射電子像のコントラストと、を照合することで、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子（主相）、Rーｒｉｃｈ相、Ｒ－ＯＣＮ相、Ｒ２Ｏ３相、Ｒ６Ｔ１３Ｍ相などの相（粒界相）に分類することができる。なお、ＭはＧａ，Ｓｎ，Ｓｉ，Ｃｕなどから選択される１種以上の元素である。ＥＤＳによる測定結果から、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子およびその他の相を判別し、各相のコントラストの違いから各相の面積割合を算出することができる。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合を算出するためには、まず、反射電子像を二値化する。例えば、図１に示すＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の反射電子像について、白色部分がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子となるように二値化すると図２に示す画像となる。Rーｒｉｃｈ相、Ｒ－ＯＣＮ相、Ｒ２Ｏ３相、Ｒ６Ｔ１３Ｍ相などの相（粒界相）は総じてＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子よりも希土類元素Ｒの含有量が多い。ここで、希土類元素ＲはＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に通常含まれる元素のなかで、原子番号が特に大きな元素である。反射電子像の信号強度は原子番号の大きな元素の含有量が多いほど強くなり、明るく見えることが知られている。ＥＤＳの点分析の結果および反射電子像のコントラストを照合し、所定の水準以上の信号強度を有する領域を抽出することで、信号強度が所定の水準未満である部分をＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子とし、信号強度が所定の水準以上である部分をRーｒｉｃｈ相、Ｒ－ＯＣＮ相、Ｒ２Ｏ３相、Ｒ６Ｔ１３Ｍ相などの相（粒界相）として二値化することができる。なお、２つのＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の間に形成される二粒子粒界は細いため、図２ではほとんど観察されない。しかし、二粒子粒界の面積は粒界相全体の面積からみて誤差範囲といえるほど小さい。したがって、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合を算出するにあたって、図２に二粒子粒界が観察されないことは問題にならない。
　粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合を算出する際には、まず、図１に示すＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の反射電子像を二値化したＦＥ－ＳＥＭ画像である図２を用いて粒界相の面積割合を算出する。次に、ＥＤＳの点分析の結果および反射電子像のコントラストを照合して各粒界相の種類を同定する。図３～図５は白い部分がそれぞれＲ６Ｔ１３Ｍ相、Ｒ－ＯＣＮ相、Ｒ－ｒｉｃｈ相であるように二値化したＦＥ－ＳＥＭ画像である。ここで、Ｒ－ＯＣＮ相の面積割合を粒界相の面積割合で割ることにより、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の面積割合を算出できる。本実施形態では、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の面積割合と体積割合とは等しいとして粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合を算出する。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の粒界は、２つの主相結晶粒子の間に存在する二粒子粒界と、３つ以上の主相結晶粒子の間に存在する粒界三重点とに区別することができる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面において、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上であり、かつ、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の被覆率が５０．０％以上であってもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上であり、かつ、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の被覆率が５０．０％以上であることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の体積割合が大きく、かつ、二粒子粒界が厚いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石となりやすくなる。その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の保磁力の温度係数βの絶対値が小さくなりやすくなり、保磁力の温度特性に優れ、かつ、残留磁束密度が高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られやすくなる。
　なお、βは、基準温度をＴ１、測定温度をＴ２、Ｔ２－Ｔ１をΔＴ、温度Ｔ１でのＨｃｊをＨｃｊ（Ｔ１）、温度Ｔ２でのＨｃｊをＨｃｊ（Ｔ２）、Ｈｃｊ（Ｔ２）－Ｈｃｊ（Ｔ１）＝ΔＨｃｊとして、β＝（ΔＨｃｊ／Ｈｃｊ（Ｔ１））／ΔＴで算出される。
　特に、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が大きいことで残留磁束密度が高くなりやすくなり、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の被覆率が高く二粒子粒界が厚いことで保磁力の温度特性が向上しやすくなる。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子は、磁化容易軸方向の熱膨張係数が磁化困難軸方向の熱膨張係数よりも小さい。したがって、高温時には、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子は磁化困難軸方向に熱膨張しやすい。そして、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の結晶格子のひずみが大きくなりやすい。その結果、低温時と比較して高温時には異方性磁界が低下し、保磁力が低下する。上記の被覆率が高く二粒子粒界が厚い場合には、上記の結晶格子のひずみが緩和されやすくなる。その結果、異方性磁界の低下が抑制され、保磁力の温度特性が向上しやすくなる。
　二粒子粒界の平均厚みには特に制限はないが、５ｎｍ以上５０ｎｍ以下であってもよく、６ｎｍ以上２１ｎｍ以下であってもよい。
　以下、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の被覆率の算出方法について説明する。
　上記の面積割合はＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡）を用いて得られる反射電子像から算出する。したがって、まず、ＦＥ－ＳＥＭ用の試料を作製するが、試料の作製方法は上記のＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合の算出方法における試料の作製方法と同一である。
　得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の断面をＦＥ－ＳＥＭで観察し、倍率５０００倍以上１００００倍以下で１０μｍ角以上２０μｍ角以下の大きさで解像度１２８０ｐｉｘｅｌ×９６０ｐｉｘｅｌの反射電子像を得る。次に、反射電子像の白色部分がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子となるように二値化する。例えば、図６に示す反射電子像の白色部分がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子となるように二値化すると図７に示す画像となる。次に、図７からＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の輪郭を抽出する。具体的には、図７の白い部分（Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子）が図７の黒い部分（異相）と接触している部分を抽出する。実際に抽出した結果が図８である。図８の白い部分（異相と接触するＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の輪郭）の合計長さをＡｔｏｔａｌとする。
　次に、図８について、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子同士が接触している部分である粒子境界を手動で追加する。追加した結果が図９である。追加した粒子境界の長さをＢｔｏｔａｌとする。被覆率はＡｔｏｔａｌ／（Ａｔｏｔａｌ＋Ｂｔｏｔａｌ）で算出される。なお、反射電子像から見切れているＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子は被覆率を算出するための計算から除外する。
　一般的に、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子間の交換結合が切れる長さは３ｎｍ程度である。一方、ＦＥ－ＳＥＭで得られる反射電子像では、幅が概ね２０ｎｍ以上である領域がＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子とは異なるコントラストを有する部分として認識できる。そして、図８では、幅が概ね２０ｎｍ以上である粒界と接触するＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の輪郭が抽出される。
　以下、二粒子粒界の平均厚みの算出方法について説明する。
　二粒子粒界の平均厚みを算出する際には、上記のＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合やＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の被覆率とは異なり、ＨＲ－ＴＥＭ（高分解能透過型電子顕微鏡）を用いる。ＨＲ－ＴＥＭ像の倍率には特に制限はなく、二粒子粒界の厚みに応じて適宜設定すればよい。例えば、倍率５０万倍以上２００万倍以下とする。次に、ＨＲ－ＴＥＭ画像から厚みを測定する二粒子粒界を少なくとも２０個、決定する。そして、二粒子粒界と当該二粒子粒界につながっている粒界三重点との境界を決定する。
　当該境界は正確に決定する必要はなく、ＨＲ－ＴＥＭ像から目視にて決定してよい。当該境界の位置の違いが最終的に得られる二粒子粒界の平均厚みに与える影響は小さく、誤差範囲であるためである。なお、当該境界の位置の違いが最終的に得られる二粒子粒界の平均厚みに与える影響が小さいのは、境界の位置が多少異なっても、二粒子粒界が厚くなる粒界三重点の近傍が二粒子粒界の厚みを測定する箇所にはならないためである。
　次に、隣接する境界の間を４等分し、３つの等分線を引く。この３つの等分線の位置を二粒子粒界の厚みの測定箇所とする。すなわち、一つの二粒子粒界について、３か所で厚みを測定することになる。この測定を少なくとも２０個の二粒子粒界について行い、得られた二粒子粒界の厚みを平均することで二粒子粒界の平均厚みが得られる。そして、当該平均厚みをＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石全体での二粒子粒界の平均厚みとみなせる。
　以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁石組成について説明する。Ｒの含有量には特に制限はないが、２５．０質量％以上３５．０質量％以下であってもよく、２７．５質量％以上３２．０質量％以下であってもよく、２７．５質量％以上３１．５質量％以下であってもよく、２８．０質量％以上３１．５質量％以下であってもよい。Ｒの含有量が所定量より多い場合には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の生成が十分に行われやすく、軟磁性を持つα－Ｆｅなどの析出を抑制し、磁気特性の低下を抑制しやすくなる Ｒの含有量が所定量より少ない場合には、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合および粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合を所定の範囲内としやすくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＢｒが向上する傾向にある。
　Ｒの種類には特に制限はないが、好ましくは少なくともＲＬを含む。ＲＬの種類には特に制限はないが、ＲＬとして少なくともＮｄまたはＰｒを含んでもよく、ＲＬとしてＮｄを含んでもよい。ＲＨを含む場合において、ＲＨの種類には特に制限はない。ＲＨとして少なくともＤｙまたはＴｂを含んでもよい。ＲＨとしてＴｂを含んでもよい。ＲＨを含む場合にはＨｃｊが向上しやすいがＢｒや温度特性（ΔＨｃｊ／ΔＴ）が低下しやすい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＢの含有量には特に制限はないが、０．５０質量％以上１．５０質量％以下であってもよく、０．９０質量％以上１．０５質量％以下であってもよく、０．９２質量％以上０．９８質量％以下であってもよい。Ｂの含有量が所定の範囲内であることによりＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合を大きくしやすくなり、ＨｃｊおよびＢｒが向上する傾向にある。
　Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＦｅの含有量には特に制限はないが、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石において下記の不可避的不純物を除いた場合の実質的な残部であってもよい。Ｃｏの含有量は０質量％以上４．００質量％以下であることが好ましく、０．５０質量％以上３．００質量％以下であることが好ましい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＮの含有量には特に制限はない。Ｎの含有量が少ない場合、具体的には３００ｐｐｍ以下である場合には、Ｃの含有量が多くてもＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合およびＲ－ＯＣＮ相の体積割合を所定の範囲内としやすくなる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＨの含有量には特に制限はない。１００ｐｐｍ以下であってもよく、５０ｐｐｍ以下であってもよい。なお、Ｈの含有量が多い場合には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に割れが発生しやすくなる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石である場合、Ｈの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで焼結が十分に行われやすくなり、Ｂｒが向上しやすくなる。また、Ｈの含有量が１００ｐｐｍを上回るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造しようとするとコストが高くなってしまう。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が十分に緻密化しにくくなり、残留磁束密度が低下しやすくなる。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石がＨを含む場合には、結晶格子間にＨが含まれることがある。結晶格子間に含まれるＨが多いほど結晶格子が歪む。結晶格子が歪むことにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の保磁力の温度係数βの絶対値が大きくなりやすくなり、温度特性が低下しやすくなる。Ｈの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで結晶格子の歪みを抑制しやすくなり、温度特性を向上させやすくなる。なお、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＨの含有量には特に下限はなく、検出限界以下であってもよい。なお、検出限界は概ね５ｐｐｍである。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ，ＴおよびＢ以外の金属元素として、Ｇａ，Ｃｕ，Ａｌおよび／またはＺｒを含んでもよい。各元素の含有量には特に制限はない。
　Ｇａの含有量は０質量％以上１．００質量％以下であってもよく、０質量％以上０．２０質量％以下であってもよい。Ｃｕの含有量は０．０１質量％以上１．００質量％以下であってもよく、０．１０質量％以上０．２０質量％以下であってもよい。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．６０質量％以下であってもよい。Ｚｒの含有量は０．０５質量％以上０．６０質量％以下であってもよい。特にＧａの含有量が所定量以下であることにより、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合および粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合を所定の範囲内としやすくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＢｒが向上する傾向にある。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、上記以外の元素としてＭｎ，Ｃａ，Ｃｌ，Ｓ，Ｆ等の不可避的不純物を、合計で０．００１質量％以上１．０質量％以下、含んでいてもよい。
　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の粒径には特に制限はない。通常は、１０μｍ以下である。Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の粒径が小さいほどＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＨｃｊが向上しやすくなる。しかし、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の粒径が小さいほど、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子が雰囲気中の酸素と結合しやすくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＯの含有量が多くなりやすくなる。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＣの含有量が３００ｐｐｍ以下であってもよい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は少なくとも微量のＣを含む。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＣの一部はＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＢの一部を置換する。すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子は、Ｂの一部がＣに置換されている。
　本発明者らは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子のＢの一部がＣに置換されることでＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のキュリー点が低下することを見出した。そして、本発明者らは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子のＢの一部がＣに置換される量を低減することでＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のキュリー点を上昇させやすくなることを見出した。具体的には、本発明者らは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＣの含有量を３００ｐｐｍ以下に低減することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のキュリー点を上昇させやすくなることを見出した。なお、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＣの含有量には特に下限はない。例えば１０ｐｐｍ以上であってもよく、２０ｐｐｍ以上であってもよい。
　そして、本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のキュリー点を上昇させることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＨｃｊの温度係数（β）の絶対値が小さくなりやすいことを見出した。すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の温度特性が向上しやすいことを見出した。さらに、Ｈｃｊが向上しやすいことを見出した。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、配向方向の残留磁束密度（Ｂｒ）を飽和磁束密度（Ｊｓ）で割ることで得られる配向度（Ｂｒ／Ｊｓ）が９４％以上であってもよい。配向度が高いことにより、温度特性が向上しやすくなり、さらに、十分な残留磁束密度が得やすくなる。
　また、ロットゲーリング法により測定される結晶配向度が６６％以上であってもよい。
　以下、本実施形態におけるロットゲーリング法による結晶配向度の測定方法について説明する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の結晶配向度を測定するには、まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁極面を鏡面研磨する。その後、鏡面研磨した面に対してＸ線回折測定を行う。そして、Ｘ線回折測定によって得られた回折ピークを基に配向度を算出する。ロットゲーリング法では、（００ｌ）反射の成分のＸ線回折強度Ｉ（００ｌ）と（ｈｋｌ）反射の成分のＸ線回折強度Ｉ（ｈｋｌ）に基づいて、以下に示す式により結晶配向度ｆｃを算出することができる。
　なお、ロットゲーリング法により結晶配向度を算出する場合、回折ピークのうち配向方向の反射の成分、すなわち（００ｌ）反射の成分のみが以下に示す式の分子側に積算される。また、全ての回折ピークが以下に示す式の分母側に積算される。したがって、実際の結晶配向度に比べて算出される結晶配向度はかなり小さな値となる。実際に即した結晶配向度を算出するためには、回折ピークに対してベクトル補正を行うことが好ましい。しかし、本実施形態ではベクトル補正を行わない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法＞
　次に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法を説明する。以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法の一例として、粉末冶金法で作製されるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法を説明する。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法は、原料粉末を成形して成形体を得る成形工程と、前記成形体に含まれるＣの含有量を低減しＲ－ＯＣＮ相の体積割合を低減する水素脱炭素工程と、脱炭素後の前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、前記焼結体を焼結温度よりも低い温度で一定時間保持する時効処理工程と、を有する。
　以下、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法について詳しく説明していくが、特記しない事項については、公知の方法を用いればよい。
　［原料粉末の準備工程］
　原料粉末は、公知の方法により作製することができる。本実施形態では、主にＲ２Ｔ１４Ｂ相からなる一種類の原料合金を用いる一合金法でＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造するが、二種類の原料合金を用いる二合金法により製造してもよい。
　まず、本実施形態に係る原料合金の組成に対応する原料金属を準備し、当該原料金属から本実施形態に対応する原料合金を作製する。原料合金の作製方法に特に制限はない。例えば、ストリップキャスト法にて原料合金を作製することができる。
　原料合金を作製した後に、作製した原料合金を粉砕する（粉砕工程）。粉砕工程は、２段階で実施してもよく、１段階で実施してもよい。粉砕の方法には特に限定はない。例えば、各種粉砕機を用いる方法で実施される。例えば、粉砕工程を粗粉砕工程および微粉砕工程の２段階で実施し、粗粉砕工程は例えば水素粉砕処理を行うことが可能である。具体的には、原料合金に対して室温で水素を吸蔵させた後に、Ａｒガス雰囲気下で４００℃以上６５０℃以下、０．５時間以上２時間以下で脱水素を行うことが可能である。また、微粉砕工程は、粗粉砕後の粉末に対して、例えば粉砕助剤としてイソブチルアミド、カルバミン酸メチルなどの潤滑剤を添加したのちに、例えばジェットミル、湿式アトライター等を用いて行うことができる。得られる微粉砕粉末（原料粉末）の粒径には特に制限はない。例えば、粒径（Ｄ５０）が１μｍ以上１０μｍ以下の微粉砕粉末（原料粉末）となるように微粉砕を行うことができる。なお、水素吸蔵粉砕から焼結工程までは、常に酸素の含有量２３０ｐｐｍ未満の低酸素雰囲気下で実施した。
　なお、原料粉末中の炭素含有割合を低減するために原料合金に含まれる炭素量や粉砕助剤として用いられる潤滑剤の添加量を低減してもよい。しかし、原料粉末中の炭素含有割合は低減せず、ある程度の量、添加することが好ましい。潤滑剤をある程度の量、添加することで、後述する成形工程において、Ｂｒ／Ｊｓや結晶配向度を向上させやすくなるためである。さらに、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＯの含有量を低下させやすくするためである。潤滑剤を具体的には０．０５質量％以上０．２０質量％以下、添加することが好ましい。
　［成形工程］
　成形工程では、粉砕工程により得られた微粉砕粉末（原料粉末）を所定の形状に成形する。成形方法には特に限定はないが、本実施形態では、微粉砕粉末（原料粉末）を金型内に充填し、磁場中で加圧する。磁場中で加圧することにより、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子が磁場方向に配向する。
　成形時の加圧は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下で行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ以上１６００ｋＡ／ｍ以下であることが好ましい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス磁場を併用することもできる。微粉砕粉末（原料粉末）を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、例えば直方体、平板状、柱状等、所望とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。
　［水素脱炭素工程］
　本実施形態では、上記の成形工程の後に、得られた成形体のＣの含有量を低下させ、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合を低下させる水素脱炭素処理を行ってもよい。なお、成形工程の後の段階で成形体に含まれるＣは主に潤滑剤由来である。水素脱炭素処理を行うことで、水素により潤滑剤を分解することができ、潤滑剤を成形体から脱離させることができる。その結果、潤滑剤をある程度の量、添加してもCを除去することができる。さらに、水素は物質中への透過力が高い。この結果、特にＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子に含まれる炭素量が低下する。その結果、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合を３４．０％以下に制御しやすくなる。
　水素脱炭素処理は、水素雰囲気下または水素－不活性ガス（例えばＡｒガス）混合雰囲気下で成形体を熱処理することにより行う。雰囲気中の水素ガスの含有割合が分子数比で５ａｔ％以上１００ａｔ％以下であってもよい。雰囲気圧力は大気圧（１０１ｋＰａ）でもよく、大気圧より低い圧力でもよい。具体的には雰囲気圧力は５ｋＰａ以上１０１ｋＰａ以下であってもよい。熱処理時間には特に制限はない。１時間以上３０時間以下であってもよい。熱処理温度には特に制限はない。１５０℃以上６００℃以下であってもよい。
　水素脱炭素処理を行う場合には、成形工程の後、後述する焼結工程の前に水素脱炭素処理を行うことが重要である。成形工程の前に水素脱炭素処理を実施する場合には、Ｂｒ／Ｊｓおよび結晶配向度が低下し、残留磁束密度が低下してしまう。焼結工程の後に水素脱炭素処理を実施する場合には、水素吸蔵により焼結体が膨張し、割れてしまう場合がある。また、成形体に含まれる炭素は、焼結によりＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界にさらに取り込まれる。焼結によりＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界に取り込まれた炭素は、水素脱炭素処理を実施しても十分に除去できない。
　また、水素脱酸素処理と後述する焼結とは連続的に実施してもよい。具体的には、水素脱炭素処理を実施した炉に成形体を入れたまま雰囲気ガスや温度等を変化させて焼結を実施してもよい。
　［焼結工程］
　焼結工程は、成形体を真空または不活性ガス雰囲気下で焼結し、焼結体を得る工程である。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、１０００℃以上１２００℃以下、１時間以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、高密度の焼結体（永久磁石）が得られる。
　［時効処理工程］
　時効処理工程は、焼結工程後の焼結体（永久磁石）に対して、焼結温度よりも低い温度で真空または不活性ガス雰囲気中で加熱することにより行う。時効処理の温度および時間には特に制限はないが、例えば４５０℃以上９００℃以下で０．２時間以上３時間以下、行うことができる。なお、この時効処理工程は省略してもよい。
　また、時効処理工程は１段階で行ってもよく、２段階で行ってもよい。２段階で行う場合には、例えば１段階目を７００℃以上９００℃以下で０．２時間以上３時間以下とし、２段階目を４５０℃以上７００℃以下で０．２時間以上３時間以下としてもよい。また、１段階目と２段階目とを連続して行ってもよく、１段階目の後に一度室温近傍まで冷却してから再加熱して２段階目を行ってもよい。
　［拡散処理工程］
　得られた永久磁石に対して、重希土類元素を永久磁石の外側から永久磁石の内部へ拡散させる拡散処理を行ってもよい。拡散処理の方法には特に制限はない。例えば、重希土類元素を含む粉末や箔などを永久磁石に密着させて熱処理を行う塗布拡散法でもよく、重希土類元素を蒸発させた雰囲気中で永久磁石に熱処理を行う気相拡散法でもよい。
　なお、粗粉砕から焼結までの全ての工程で材料が窒素に触れないようにしてもよい。粗粉砕から焼結までの全ての工程で高純度Ａｒガスを用いて窒素濃度が２００ｐｐｍ以下である雰囲気としてもよい。この場合には、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における窒素の含有量を低下させることができる。その結果、上記の水素脱炭素処理を行わなくてもＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合およびＲ－ＯＣＮ相の体積割合を所定の範囲内にできる。
　以上、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の好適な実施形態について説明したが、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は上記の実施形態に制限されるものではない。本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形、種々の組み合わせが可能である。
　さらに、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を切断、分割して２個以上のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得てもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の用途には特に制限はない。具体的には、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、モータ、コンプレッサー、磁気センサー、スピーカ等の用途に好適に用いられる。
　また、２個以上のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を必要に応じて結合させて用いてもよい。結合方法に特に制限はない。例えば、機械的に結合させる方法や樹脂モールドで結合させる方法がある。
　２個以上のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を結合させることで、大きなＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を容易に製造することができる。２個以上のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を結合させた磁石は、特に大きなＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が求められる用途、例えば、ＩＰＭモータ、風力発電機、大型モータ等に好ましく用いられる。
　次に、本発明を具体的な実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されない。
　（実験例１）
　原料金属として、Ｎｄ、Ｐｒ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を準備した。さらに、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒを、純金属またはＦｅとの合金の形で準備した。
　前記原料金属に対し、ストリップキャスト法により、原料合金を作製した。具体的には、原料合金として表１に示す組成である合金Ａ～合金Ｈを作製した。また、前記原料合金の合金厚みは０．２ｍｍ～０．６ｍｍとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次いで、前記原料合金に対して室温で１時間、水素ガスをフローさせて水素を吸蔵させた。次いで雰囲気をＡｒガスに切り替え、４５０℃で１時間、脱水素処理を行い、原料合金を水素粉砕した。さらに、冷却後にふるいを用いて４００μｍ以下の粒度の粉末とした。
　次いで、水素粉砕後の原料合金の粉末に対し、粉砕助剤として質量割合で表２に示す量の潤滑剤を添加し、混合した。潤滑剤としてはイソブチルアミドを用いた。なお、潤滑剤の添加量を制御することで、磁石組成中のＣの含有量を制御した。
　次いで、衝突板式のジェットミル装置を用いて窒素気流中で微粉砕し、それぞれ平均粒径が４μｍ程度の微粉（原料粉末）を得た。なお、前記平均粒径は、レーザ回折式の粒度分布計で測定したＤ５０である。
　なお、粉砕時の雰囲気中の酸素濃度を変化させることで、磁石組成中のＯの含有量を制御した。実施例の中で最もＯの含有量が多い実施例４は粉砕時の雰囲気中の酸素濃度を２００ｐｐｍとしていた。また、比較例の中で最もＯの含有量が多い比較例２は粉砕時の雰囲気中の酸素濃度を９００ｐｐｍとしていた。
　なお、不可避的不純物等として、Ｓｉ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｃｒ等が検出される場合がある。Ｓｉは主にフェロボロン原料および合金溶解時のるつぼから混入する可能性がある。Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅは希土類の原料から混入する可能性がある。また、Ｃｒは電解鉄から混入する可能性がある。
　得られた微粉を磁界中で成形して成形体を作製した。このときの印加磁場は１２００ｋＡ／ｍの静磁界である。また、成形時の加圧力は１２０ＭＰａとした。なお、磁界印加方向と加圧方向とを直交させるようにした。この時点での成形体の密度を測定したところ、全ての成形体の密度が４．１０Ｍｇ／ｍ３以上４．２５Ｍｇ／ｍ３以下の範囲内であった。
　次に、比較例１、４、５以外の実験例では、前記成形体に対して水素脱炭素処理を行った。水素脱炭素処理時の雰囲気は、実施例６以外は水素雰囲気（大気圧中、水素分圧１０１ｋＰａ）とし、実施例６は水素－Ａｒ混合雰囲気（大気圧中、水素分圧５０ｋＰａ、Ａｒ分圧５１ｋＰａ）とした。熱処理温度（水素処理温度）を表２に示す。熱処理時間は１～４８時間とした。なお、水素脱炭素処理の条件を制御することで、磁石組成中のＣの含有量およびＨの含有量を制御した。
　次に、前記成形体を焼結し、永久磁石を得た。焼結条件は、１０６０℃で４時間保持とした。焼結雰囲気は真空とした。このとき焼結密度は７．５０Ｍｇ／ｍ３以上７．５５Ｍｇ／ｍ３以下の範囲にあった。その後、大気圧中、Ａｒ雰囲気下で、第一時効温度Ｔ１＝９００℃で１時間の第一時効処理を行い、さらに、第二時効温度Ｔ２＝５００℃で１時間の第二時効処理を行った。
　上記の工程により得られた各実施例及び比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成（Ｎｄ、Ｐｒ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｇａ、ＣｏおよびＦｅの含有量）を蛍光Ｘ線分析で測定した。Ｂの含有量は高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法で測定した。その結果、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成、例えばＲの含有量は原料合金の組成と実質的に同一であり、表１に示す組成となっていることを確認した。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、Ｃの含有量、Ｏの含有量およびＨの含有量を測定した。まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の表層部をグラインダーで削った。次に、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石をスタンプミルで１ｍｍ程度の大きさに粉砕した。次に、粉砕したＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石から無作為に測定用試料を採取した。Ｏの含有量およびＨの含有量は、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法により測定した。Ｃの含有量は、酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により測定した。以上の測定を５回行い、平均した結果をＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有量、Ｏの含有量およびＨの含有量とした。結果を表２、３に示す。なお、Ｈの含有量がＮ．Ｄ．と記載されている試料は、Ｈの含有量が測定限界以下であった試料であり、Ｈの含有量が概ね５ｐｐｍ以下であった試料である。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子におけるＣの含有量を三次元アトムプローブ顕微鏡（３ＤＡＰ）により測定した。
　まず、各試料の研磨断面の電子顕微鏡像を取得した。なお、研磨断面はＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面とした。次に、取得した電子顕微鏡像において針状試料を切り出すＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子を選択した。選択するＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子は、粒子径が平均粒子径と同程度であるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子とした。
　次に、針状試料を切り出す箇所であるサンプリング箇所を設定した。以下、サンプリング箇所の設定方法について説明する。図１０は選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１を含む電子顕微鏡像の模式図である。そして、サンプリング箇所３の一例を図１０に示す。サンプリング箇所３は、選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１の中心付近を含み、かつ、選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１の端部１ａが含まれない箇所に設定する。選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１の中心付近とは、具体的には、選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１の内心からの距離が１００ｎｍ以下である部分を指す。また、サンプリング箇所３は、長手方向の長さが５００ｎｍ以上となるようにする。なお、サンプリング箇所３の長手方向と、選択したＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１の配向軸と、のなす角の大きさには特に制限はない。例えば、サンプリング箇所３の長手方向が、配向軸に平行であってもよく、配向軸に直交していてもよい。
　次に、サンプリング箇所３から針状試料をサンプリングした。具体的には、サンプリング箇所３から針状試料を切り出した。また、針状試料の長手方向の長さが５００ｎｍ以上となるように針状試料を切り出した。上記の針状試料の切り出しを、互いに異なる５個のＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子１について行った。そして、５個の針状試料について三次元アトムプローブ測定を少なくとも５００ｎｍ連続して行い、各針状試料のＣの含有量を測定した。そして、それらの平均値をＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子のＣの含有量とした。なお、針状試料の切り出しは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子内の異相部分が含まれないようにして行った。結果を表２、３に示す。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、キュリー点を測定した。キュリー点は、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）にて測定した。結果を表２、３に示す。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、磁気特性、および、配向方向の残留磁束密度を飽和磁束密度で割ることで得られる配向度（Ｂｒ／Ｊｓ）を測定した。まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を１０．０ｍｍ×１０．０ｍｍ×１０．０ｍｍの立方体形状になるように表面を研削した。次に、研削後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、室温（２３℃）で、ＢＨトレーサーを用いて保磁力Ｈｃｊ、残留磁束密度Ｂｒ、飽和磁束密度Ｊｓを測定し、Ｂｒ／Ｊｓを算出した。さらに、１６０℃で、ＢＨトレーサーを用いて保磁力Ｈｃｊを測定し、保磁力の温度係数βを算出した。結果を表２、３に示す。なお、Ｂｒ／Ｊｓは９４％以上である場合を良好とした。室温でのＨｃｊは１５．０ｋＯｅ以上である場合を良好とした。室温でのＢｒは１４．０ｋＧ以上である場合を良好とした。１６０℃でのＨｃｊは４．０ｋＯｅ以上である場合を良好とし、５．０ｋＯｅ以上である場合をさらに良好とした。保磁力の温度係数βは絶対値が０．５２％／℃以下である場合を良好とし、０．５０％／℃未満である場合にさらに良好であるとした。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合、被覆率、および二粒子粒界の平均厚みを算出した。結果を表２、３に示す。なお、図１～図９は実施例１についてのＦＥ－ＳＥＭの測定結果である。
　各実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石について、ロットゲーリング法で結晶配向度を測定した。
　各実施例および比較例の永久磁石について、磁極面を鏡面研磨した。その後、鏡面研磨した面のＸ線回折測定を行い、得られた回折ピークを基にロットゲーリング法により結晶配向度を算出した。ベクトル補正は実施しなかった。結果を表２、３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　粉砕助剤として潤滑剤を０．１２質量％添加し、水素脱炭素処理を行った実施例１～８はいずれも主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合が３４．０％以下、Ｏの含有量が９００ｐｐｍ未満であった。その結果、室温での磁気特性、１６０℃での磁気特性がいずれも優れており、温度特性も良好であった。
　実施例９はＲの含有量が３１．４質量％であり実施例１～８と比較して多い。実施例１０はＲの含有量が２７．５質量％であり実施例１～８と比較して少ない。しかし、いずれもＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合、および、Ｏの含有量が所定の範囲内となり、良好な特性が得られた。特にＲの含有量が少なく焼結しにくい場合であっても、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合、および、Ｏの含有量が所定の範囲内となるようにすれば、Ｒが粒界三重点等の粒界に存在しにくくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の密度が十分に高く維持されることが確認できた。
　これに対し、水素脱炭素処理を行わなかった点以外は各実施例と同様に実施した比較例１は、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合が高くなりすぎた。その結果、温度特性が低下した。また、比較例１からＢの含有量を低下させ、Ｇａの含有量を増加させた比較例４は、粒界におけるＲ－ＯＣＮ相の体積割合が高くなりすぎ、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が小さくなりすぎた。その結果、室温でのＢｒが低下した。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＯの含有量を多くした比較例２は、室温でのＨｃｊが低下し、温度特性も低下した。
　合金組成を比較的、Ｒの含有量が多いものとした比較例３は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積比率が低下し、室温でのＢｒが低下した。
　潤滑剤の添加量を少なくした上で水素脱炭素処理を行わなかった比較例５は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＯの含有量が多くなりすぎた。その結果、室温でのＢｒが低下した。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＯの含有量を多くし、Ｒの含有量を少なくした比較例６はＲ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が小さくなりすぎた。その結果、焼結体が低密度となり、Ｂｒ、Ｈｃｊおよび温度特性が特に大きく低下した。
　（実験例２）
　実験例２では、実験例１とは異なり、粗粉砕から焼結までの全ての工程で材料が窒素に触れないようにした。具体的には、上記の全ての工程で窒素ガスを用いず、その代わりに高純度アルゴンガスを用いた。さらに、実験例２では、実験例１とは異なり、水素脱炭素処理を行わないようにした。上記の点以外は、実験例１の実施例１と同様にした。結果を表４、５に示す。なお、Ｎの含有量は、Ｏの含有量およびＨの含有量とは異なり、不活性ガス融解－熱伝導度法により測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　実施例１１は実験例１の各実施例と比較してＣの含有量が多くなり、Ｎの含有量が少なくなった。実施例１１は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合、Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合、および、Ｏの含有量が所定の範囲内であり、良好な特性が得られた。したがって、水素脱炭素処理を行わずＣの含有量が多い場合であっても、微細構造およびＯの含有量が所定の範囲内であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得ることができれば、良好な特性が得られることが確認できた。
　なお、実施例２～１０のＮの含有量は実施例１のＮの含有量と同様に４５０～６５０ｐｐｍであることを確認した。

Claims (4)

  1. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子および粒界を含むＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
    　Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の鉄族元素、Ｂはホウ素であり、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向に平行な断面において、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相結晶粒子の面積割合が９２．０％以上であり、
    　前記粒界はＲ－ＯＣＮ相を含み、
    　前記粒界における前記Ｒ－ＯＣＮ相の体積割合が３４．０％以下であり、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はさらにＯを含み、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＯの含有量が９００ｐｐｍ未満であることを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  2. 　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石はさらにＣを含み、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有量が５００ｐｐｍ以下である請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  3. 　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の配向方向の残留磁束密度を飽和磁束密度で割ることで得られる配向度が９４％以上である請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  4. 　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＲの含有量が２７．５質量％以上３１．５質量％以下である請求項１～３のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
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