WO2021200873A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石およびその製造方法、モータおよび自動車 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石およびその製造方法、モータおよび自動車 Download PDF

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WO2021200873A1
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佳則 藤川
怜志 山田
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Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based permanent magnet, a method for manufacturing the same, a motor, and an automobile.
  • Rare earth permanent magnets with RTB-based compositions are magnets with excellent magnetic properties, and many studies have been made with the aim of further improving their magnetic properties.
  • the residual magnetic flux density (residual magnetic flux) Br and the coercive force Hcj are used as indexes representing the magnetic characteristics. It can be said that a magnet having a high value has excellent magnetic characteristics.
  • Patent Document 1 describes a rare earth permanent magnet in which a magnet body is immersed in a slurry in which fine powder containing various rare earth elements is dispersed in water or an organic solvent and then heated to diffuse the grain boundaries.
  • Patent Document 2 describes an RTB-based permanent magnet whose coercive force is improved by using Ga.
  • Patent Document 3 discloses a technique for reducing the amount of carbon and obtaining a high coercive force by not performing dehydrogenation treatment at the time of coarse pulverization.
  • An object of the present invention is to provide an RTB-based permanent magnet having a high residual magnetic flux density Br and a coercive force Hcj.
  • the RTB-based permanent magnet according to the first aspect of the present invention is R is one or more rare earth elements that require Tb or Dy, T is one or more iron group elements that require Fe or Fe and Co, B is boron, and RT-containing Cu. It is a B-type permanent magnet
  • the total content of R is 28.35% by mass or more and 29.95% by mass or less
  • Cu content is 0.05% by mass or more and 0.40% by mass or less
  • the content of B is 0.93% by mass or more and 1.00% by mass or less.
  • the distribution of the concentration of Tb or Dy decreases from the outside to the inside of the RTB-based permanent magnet. It is an RTB-based permanent magnet having a residual magnetic flux density of 1485 mT or more and a coercive force of 1800 kA / m or more.
  • the RTB-based permanent magnet according to the first aspect of the present invention has the above configuration, so that the magnet has a high residual magnetic flux density and coercive force, specifically, the residual magnetic flux density is 1485 mT or more and is retained.
  • the magnet has a magnetic flux of 1800 kA / m or more.
  • R may be one or more rare earth elements that require Tb.
  • the C content may be less than 750 ppm.
  • the N content may be less than 500 ppm.
  • the O content may be less than 650 ppm.
  • R may contain a light rare earth element, and the distribution of the total concentration of the light rare earth element may be a distribution in which the distribution of the total concentration of the light rare earth element decreases from the outside to the inside of the RTB permanent magnet.
  • the Cu concentration distribution may be such that the distribution of the Cu concentration decreases from the outside to the inside of the RTB permanent magnet.
  • Al may be further contained, and the distribution of the concentration of Al may be a distribution in which the distribution of the concentration of Al decreases from the outside to the inside of the RTB permanent magnet.
  • Co may be further contained, and the distribution of the concentration of Co may be a distribution in which the distribution of the concentration of Co decreases from the outside to the inside of the RTB permanent magnet.
  • Ga may be further contained, and the distribution of the concentration of Ga may be a distribution in which the distribution of the concentration of Ga decreases from the outside to the inside of the RTB-based permanent magnet.
  • the motor of the present invention has the above-mentioned RTB system permanent magnet.
  • the automobile of the present invention has the above motor.
  • R is one or more rare earth elements that require a light rare earth element
  • T is one or more types that require Fe or Fe and Co.
  • the iron group element, B is boron, and is an RTB-based permanent magnet containing Cu.
  • the total content of light rare earth elements is 27.95% by mass or more and 29.55% by mass or less.
  • Cu content is 0.05% by mass or more and 0.40% by mass or less
  • B content is 0.93% by mass or more and 1.00% by mass or less
  • C content is less than 750ppm
  • N content is less than 500ppm
  • It is an RTB-based permanent magnet having an O content of less than 650 ppm.
  • the RTB-based permanent magnet according to the second aspect of the present invention has the above configuration, and thus becomes an RT-B-based permanent magnet whose magnetic characteristics are greatly improved by grain boundary diffusion.
  • the method for manufacturing the RTB-based permanent magnet of the present invention is as follows. Includes a step of storing hydrogen in the raw material alloy and a step of dehydrogenating the raw material alloy stored in hydrogen.
  • the dehydrogenation temperature is set to 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower
  • the dehydrogenation time is set to 5 minutes or longer and 600 minutes or lower.
  • the content of H in the coarsely pulverized powder obtained by dehydrogenating the hydrogen storage raw material alloy may be 2100 ppm or more and 3100 ppm or less.
  • the RTB-based permanent magnet 1 has main phase particles and grain boundaries composed of R 2 T 14 B crystals.
  • the grain boundary may include a subphase that is a portion other than the main phase particles.
  • the main phase volume fraction of the RTB magnet is preferably 95.0% or more.
  • the main phase volume fraction is the area fraction of the main phase particles and the main phase in the observation range obtained by cutting the RTB-based magnet after grain boundary diffusion and observing using SEM.
  • the main phase volume fraction can be measured assuming that the volume fraction is the same.
  • the observation range is set to the size at which at least 200 main phase particles can be observed at a magnification of 1000 to 3000 times. Then, by setting 10 observation ranges, measuring the principal phase volume fractions in each observation range, and averaging them, the principal phase volume fractions in the present embodiment can be measured.
  • the RTB-based permanent magnet 1 according to this embodiment can have any shape.
  • the RTB-based permanent magnet 1 can improve the residual magnetic flux density Br and the coercive force Hcj by containing a plurality of specific elements in a specific range. Specifically, Br is 1485 mT or more and Hcj is 1800 kA / m or more.
  • the RTB-based permanent magnet 1 has a distribution in which the concentration of Tb or Dy decreases from the outside to the inside of the RTB-based permanent magnet 1.
  • concentration of Tb decreases from the outside to the inside
  • Dy it is preferable to include Tb rather than Dy in that Hcj can be easily improved.
  • the content of Tb in the surface portion is the center. It can be 2% or more higher than the Tb content in the portion, 5% or more, or 10% or more.
  • the surface portion refers to the surface of the RTB-based permanent magnet 1.
  • POINT C, C'(centers of gravity of surfaces facing each other in FIG. 1) in FIG. 1 are surface portions.
  • the central portion refers to the center of the RTB-based permanent magnet 1. For example, it refers to a portion of half the thickness of the RTB-based permanent magnet 1.
  • POINT M the midpoint between POINT C and POINT C'
  • FIG. 1 is the central part.
  • the RTB-based permanent magnet 1 contains one or more kinds of light rare earth elements as R, and the concentration of one or more kinds of light rare earth elements is the RTB-based permanent magnet 1 It may have a distribution that decreases from the outside to the inside of. Further, the concentration of Cu may have a distribution in which the concentration of Cu decreases from the outside to the inside of the RTB-based permanent magnet 1.
  • the method for generating the above-mentioned distribution in the Tb concentration is not particularly limited, but the distribution of the Tb concentration can be generated in the magnet by the grain boundary diffusion of Tb described later.
  • the concentration of one or more light rare earth elements, Cu concentration, Al concentration, Co concentration, and Ga concentration can be determined by including Tb in the diffusing material for intergranular diffusion. A distribution can be generated. Details will be described later.
  • the type of light rare earth element For example, it may be Nd and / or Pr, or it may be Nd only.
  • R represents a rare earth element.
  • Rare earth elements include Sc, Y, and lanthanoid elements belonging to Group 3 of the long periodic table.
  • Lanthanoid elements include, for example, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu and the like.
  • the RTB-based permanent magnet (RTB-based permanent magnet after grain boundary diffusion described later) according to the present embodiment contains Tb as R. As described above, a part or all of this Tb may be replaced with Dy. Further, it is preferable that Nd is contained as R.
  • Rare earth elements are generally classified into light rare earth elements and heavy rare earth elements, but the light rare earth elements in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment are Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu.
  • the heavy rare earth elements are Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • T represents one or more iron group elements that require Fe or Fe and Co.
  • the iron group elements are Fe, Co, and Ni.
  • B is boron
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment may further contain Cu, Al, Ga, Zr, O, C, and N.
  • the composition of the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment will be described, but unless otherwise specified, the population parameter of the content of each element is the entire magnet.
  • the total content of R is 28.35% by mass or more and 29.95% by mass or less.
  • Hcj decreases.
  • Br decreases.
  • the total content of R may be 28.75% by mass or more and 29.95% by mass or less.
  • the TRL When the total content of light rare earth elements is TRL, the TRL may be 27.95% by mass or more and 29.55% by mass or less, and 28.35% by mass or more and 29.55% by mass or less. May be good. When TRL is within the range, Br and Hcj can be further improved.
  • At least Nd and / or Pr may be contained as the above-mentioned light rare earth element.
  • a total of 1.0% by mass or less of heavy rare earth elements may be contained.
  • the heavy rare earth element may be substantially only Tb.
  • the Tb content in this case may be 0.20% by mass or more and 1.0% by mass or less, and 0.40% by mass or more and 0.65% by mass or less.
  • Hcj tends to decrease.
  • Br tends to decrease.
  • Br is expected to increase because the total content of R is relatively small.
  • the sinterability may be lowered, and when it is not sufficiently sintered, Hcj is extremely lowered.
  • Co content There is no particular limitation on the Co content. It may be 0% by mass or more and 2.0% by mass or less. That is, it does not have to contain Co.
  • the content of Co may be 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less. Br tends to be high when the Co content is within the above range. In this embodiment, it is easy to secure sufficient corrosion resistance even when the Co content is low or when Co is not contained. This is because the total content of R is relatively small.
  • Ni there is no particular limitation on the content of Ni, and it is not necessary to contain Ni.
  • the Ni content may be, for example, 0.5% by mass or less.
  • the content of B is 0.93% by mass or more and 1.00% by mass or less. It may be 0.93% by mass or more and 0.99% by mass or less, and may be 0.95% by mass or more and 0.98% by mass or less. When the content of B is too low or too high, the subphase tends to increase and Br becomes difficult to increase. When the content of B is within the above range, Br and Hcj can be further improved.
  • the Cu content is 0.05% by mass or more and 0.40% by mass or less. If the Cu content is less than 0.05% by mass, Br and Hcj decrease. When the Cu content exceeds 0.40% by mass, Br decreases.
  • the Cu content may be 0.06% by mass or more and 0.30% by mass or less, or 0.06% by mass or more and 0.20% by mass or less. By containing 0.06% by mass or more of Cu, the variation in characteristics is reduced. That is, the manufacturing stability tends to improve.
  • the content of Ga may be 0% by mass or more and 0.05% by mass or less. That is, it does not have to contain Ga.
  • magnets having a low B content and a high Ga content have been known, but Br tends to decrease as compared with the RTB-based permanent magnets according to the present embodiment.
  • the Al content may be 0% by mass or more and 0.30% by mass or less. That is, it does not have to contain Al.
  • the Al content may be 0.06% by mass or more and 0.30% by mass or less.
  • the Zr content may be 0% by mass or more and 0.40% by mass or less. That is, it does not have to contain Zr.
  • the Zr content may be 0.05% by mass or more and 0.40% by mass or less, or 0.10% by mass or more and 0.25% by mass or less.
  • Br and Hcj tend to be high. The lower the Zr content, the easier it is for Hcj to decrease. The higher the Zr content, the easier it is for Br to decrease.
  • the content of C may be 1000 ppm or less, 790 ppm or less, or 750 ppm or less. By setting the C content within the above range, Br and Hcj can be easily improved. Although it is not necessary to contain C, manufacturing an RTB-based permanent magnet having a small C content imposes a heavy load on the process and causes a cost increase.
  • the content of C may be 250 ppm or more, or 450 ppm or more.
  • N there is no particular limitation on the content of N. It may be 900 ppm or less, 540 ppm or less, or 500 ppm or less. By setting the N content within the above range, Br and Hcj can be easily improved. Although N may not be contained, manufacturing an RTB-based permanent magnet having a small N content imposes a heavy load on the process and causes a cost increase.
  • the content of N may be 150 ppm or more, or 210 ppm or more.
  • O there is no particular limitation on the content of O. It may be 1000 ppm or less, 700 ppm or less, or 650 ppm or less. By setting the O content within the above range, Br and Hcj can be easily improved. Although it is not necessary to contain O, manufacturing an RTB-based permanent magnet having a small O content imposes a heavy load on the process and causes a cost increase.
  • the content of O may be 350 ppm or more, or 590 ppm or more.
  • Fe may be the substantial balance of the RTB-based permanent magnets.
  • the fact that Fe is a substantial residue in an RTB-based permanent magnet means that the content of Fe and elements other than the above-mentioned elements, that is, R, Fe, Co, Ni, Cu, Al, Ga, Zr, It means that the total content of elements other than O, C and N is 5% by mass or less.
  • the total content of Fe and elements other than the above elements may be 1% by mass or less, or 0.1% by mass or less.
  • a method for measuring various components contained in the RTB-based permanent magnet As a method for measuring various components contained in the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment, a method generally known in the past can be used.
  • the amounts of various elements are measured by, for example, fluorescent X-ray analysis, inductively coupled plasma emission spectroscopic analysis (ICP analysis), and the like.
  • the O content is measured, for example, by the Inert Gas Melting-Non-Dispersive Infrared Absorption Method.
  • the C content is measured, for example, by the combustion in oxygen stream-infrared absorption method.
  • the N content is measured, for example, by the Inert Gas Melting-Thermal Conductivity method.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment includes a plurality of main phase particles and grain boundaries.
  • the main phase particles may be core-shell particles composed of a core and a shell covering the core. Then, at least the shell may contain a heavy rare earth element, or Tb may be present.
  • the magnetic characteristics of the RTB permanent magnet can be efficiently improved.
  • the ratio of the heavy rare earth element to the light rare earth element is more than twice the ratio in the main phase particle center (core). Is defined as a shell.
  • the thickness of the shell is not particularly limited, but may be 100 nm or less, or 50 nm or less. Further, the particle size of the main phase particles is not particularly limited, but may be 2.5 ⁇ m or more and 6.0 ⁇ m or less.
  • the method of using the main phase particles as the core shell particles described above is arbitrary. For example, there is a method by grain boundary diffusion described later.
  • the heavy rare earth element diffuses the grain boundary, and the heavy rare earth element is replaced with the rare earth element R on the surface of the main phase particles to form a shell having a high proportion of the heavy rare earth element, which becomes the core shell particle.
  • the method for manufacturing the RTB-based permanent magnet will be described in detail, but the method for manufacturing the RTB-based permanent magnet is not limited to this, and other known methods may be used.
  • the raw material powder can be produced by a known method.
  • the case of the one-alloy method using a single alloy will be described, but a so-called two-alloy method may be used in which a first alloy and a second alloy having different compositions are mixed to prepare a raw material powder.
  • the raw material alloy for the RTB permanent magnet (alloy preparation process).
  • alloy preparation step a raw material alloy having a desired composition is produced by melting the raw material metal corresponding to the composition of the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment by a known method and then casting.
  • the raw material metal for example, rare earth metals or rare earth alloys, pure iron, ferrobolon, metals such as Co and Cu, and alloys and compounds thereof can be used.
  • the casting method for casting the raw material alloy from the raw material metal may be any method.
  • a strip cast method may be used to obtain an RTB-based permanent magnet having high magnetic properties.
  • the pulverization step a case where the pulverization step is carried out in two stages of a coarse pulverization step of pulverizing until the particle size becomes about several hundred ⁇ m to several mm and a fine pulverization step of pulverizing until the particle size becomes about several ⁇ m. Describe.
  • coarse crushing is performed until the particle size is about several hundred ⁇ m to several mm.
  • coarse pulverization is performed by hydrogen storage pulverization.
  • Hydrogen storage pulverization is a process of crushing a raw material alloy by dehydrogenating the raw material alloy after hydrogen storage.
  • the dehydrogenation conditions are set to a lower temperature and a shorter time than before.
  • dehydrogenation is not sufficiently performed, and hydrogen (H) is intentionally left in the coarsely pulverized powder.
  • the dehydrogenation temperature is 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower
  • the dehydrogenation time is 5 minutes or longer and 600 minutes or lower.
  • the dehydrogenation time is preferably 5 minutes or more and 120 minutes or less, and more preferably 5 minutes or more and 30 minutes or less.
  • the content of H contained in the coarsely pulverized powder is not particularly limited, but is preferably 2100 ppm or more and 3100 ppm or less.
  • the dehydrogenation treatment Although it is not necessary to perform the dehydrogenation treatment, it is easier to obtain a magnet having higher magnetic characteristics if the dehydrogenation treatment is performed at a low temperature and in a short time. Further, when the dehydrogenation treatment is not performed, the hydrogen content after coarse pulverization is too large, so that cracks are likely to occur at the time of sintering.
  • the nitrogen gas concentration in the atmosphere during the dehydrogenation treatment the content of N contained in the RTB permanent magnet can be further controlled.
  • the oxygen gas concentration in the atmosphere during the dehydrogenation treatment the content of O contained in the RTB permanent magnet can be further controlled.
  • the nitrogen gas concentration in the atmosphere is preferably 50 ppm or less, and the oxygen gas concentration is preferably 50 ppm or less.
  • the content of O contained in the RTB permanent magnet can be reduced.
  • the obtained coarsely pulverized powder is finely pulverized until the average particle size becomes about several ⁇ m (fine pulverization step).
  • fine pulverization step a finely pulverized powder (raw material powder) is obtained.
  • the average particle size of the finely pulverized powder may be 2 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less. Further, by controlling the nitrogen gas concentration in the atmosphere of the fine pulverization step, the amount of nitrogen contained in the RTB permanent magnet can be controlled.
  • Fine pulverization is carried out by any method. For example, it is carried out by a method using various pulverizers.
  • the coarsely pulverized powder is finely pulverized, by adding various pulverizing aids such as lauric acid amide and oleic acid amide, a finely pulverized powder having high orientation at the time of molding can be obtained. Further, the amount of carbon contained in the RTB permanent magnet can be controlled by changing the amount of the pulverizing aid added.
  • various pulverizing aids such as lauric acid amide and oleic acid amide
  • the finely pulverized powder is molded into a desired shape. Molding may be performed by any method. In the present embodiment, the finely pulverized powder is filled in a mold and pressurized in a magnetic field. In the molded body thus obtained, since the main phase particles are oriented in a specific direction, an RTB-based permanent magnet having a higher residual magnetic flux density Br can be obtained.
  • Pressurization during molding can be performed at 20 MPa to 300 MPa.
  • the applied magnetic field can be 950 kA / m or more, and can also be 950 kA / m to 1600 kA / m.
  • the applied magnetic field is not limited to the static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field. Moreover, the static magnetic field and the pulsed magnetic field can be used together.
  • the shape of the molded product obtained by molding the finely pulverized powder can be any shape. Further, the density of the molded product at this point can be 4.0 Mg / m 3 to 4.3 Mg / m 3 .
  • the sintering step is a step of sintering a molded body in a vacuum or an atmosphere of an inert gas 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, etc. It is fired by performing a treatment of heating at ° C. or lower for 1 hour or more and 20 hours or less. As a result, a high-density sintered body can be obtained.
  • a sintered body having a density of at least 7.45 Mg / m 3 or more is obtained.
  • the density of the sintered body may be 7.50 Mg / m 3 or more.
  • the aging treatment step is a step of heat-treating the sintered body at a temperature lower than the sintering temperature.
  • the number of aging treatments is not particularly limited, and the aging treatment is appropriately carried out according to the desired magnetic characteristics.
  • the grain boundary diffusion step described later may also serve as the aging treatment step.
  • the aging treatment is performed twice.
  • the first aging process is the first aging process
  • the second aging process is the second aging process
  • the aging temperature of the first temporary aging process is T1
  • the aging temperature of the second aging process is T2.
  • T1 and the aging time in the first temporary aging process can be 1 hour to 10 hours at 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • T2 and the aging time in the second aging process can be 1 hour to 10 hours at 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the RTB-based permanent magnets obtained at this point have lower magnetic characteristics than the conventional RTB-based permanent magnets that do not undergo the grain boundary diffusion step.
  • Hcj is remarkably increased.
  • the RTB-based permanent magnet after the grain boundary diffusion of Tb has higher magnetic characteristics than the conventional RTB-based permanent magnet after the grain boundary diffusion of Tb.
  • R is one or more rare earth elements that require a light rare earth element
  • T is one or more iron group elements that require Fe or Fe and Co
  • B is boron
  • RT-containing Cu It may be a B-type permanent magnet
  • the total content of light rare earth elements is 27.95% by mass or more and 29.55% by mass or less.
  • Cu content is 0.05% by mass or more and 0.40% by mass or less
  • B content is 0.93% by mass or more and 1.00% by mass or less
  • C content is less than 750ppm
  • N content is less than 500ppm
  • the O content may be less than 650 ppm.
  • the R content is relatively small in the magnet before grain boundary diffusion.
  • the composition of the entire magnet becomes close to the stoichiometric ratio of R 2 T 14 B.
  • R other than R 2 T 14 B main phase particles is small.
  • the contents of O, C and N are also relatively low. This makes it difficult for R and O, R and C, and R and N to be combined. That is, it becomes difficult to generate sub-phases other than the main phase particles.
  • the proportion of active rare earth elements increases, it has sufficient sinterability even if the R content is relatively small.
  • FIG. 2 is an SEM image of a magnet before grain boundary diffusion observed using an SEM.
  • the grain boundary triple point is smaller than that of the conventional RTB permanent magnet, and the two-particle boundary phase is particularly fine.
  • the average thickness of the two-particle grain boundary phase may be 5 nm or less, or 2 nm or less. At this point, Hcj is significantly lower than that of the conventional magnet before grain boundary diffusion.
  • the diffusing material is sufficiently diffused even if the two-particle boundary phase is thin.
  • the reason why the diffusing material is sufficiently diffused is that the segregation of the diffusing material into the subphase and the grain boundary triple point is reduced due to the small proportion of the subphase and the size of the grain boundary triple point, and the above. This is because the proportion of active rare earth elements is high.
  • the total content of R is relatively small, dissolution of the main phase particles due to intergranular diffusion is suppressed.
  • the thickness of the shell containing Tb becomes thin in the main phase particles having the core-shell structure after the grain boundary diffusion.
  • the concentration of Tb in the shell becomes high. Therefore, the improvement range of Hcj due to the diffusion of Tb becomes large, and Hcj is significantly improved.
  • processing process before grain boundary diffusion
  • processing method include shape processing such as cutting and grinding, and chamfering processing such as barrel polishing.
  • a metal of a heavy rare earth element, a diffusion material containing a compound or an alloy containing a heavy rare earth element, etc. is attached to the surface of an RTB permanent magnet by coating or vapor deposition, and then heat treatment is performed. By doing so, it can be carried out.
  • the heavy rare earth element is Tb.
  • Tb is preferable as the heavy rare earth element that diffuses the grain boundaries into the sintered body. Higher Hcj can be obtained by using Tb.
  • a paint containing Tb as a diffusing material is prepared, and the paint is applied to the surface of the RTB permanent magnet.
  • the form of paint is arbitrary. What is used as the compound containing Tb and what is used as the solvent or dispersion medium is also arbitrary. Further, the concentration of Tb in the paint is arbitrary.
  • an example of a method for producing a paint will be described.
  • Tb is prepared as a raw material metal for the diffusing material.
  • the raw material metal of the diffusing material may be only Tb, but a plurality of types of raw material metals of the diffusing material including Tb may be prepared.
  • As the raw material metal of the diffusing material other than Tb for example, light rare earth elements (for example, Nd, Pr), Cu, Co, Fe, Al, Ga, Dy may be prepared, and Nd, Cu, Co, Pr may be prepared. You may. In particular, Nd and Cu may be used together with Tb as a diffusing material.
  • the molten metal obtained by melting the raw material metal of the diffusing material by high-frequency induction heating is rapidly cooled by a roll to prepare a raw material alloy of the diffusing material which is a quenching thin band.
  • the obtained quenching thin band is coarsely pulverized using a stamp mill in an Ar-substituted glove box.
  • the coarsely pulverized raw material alloy of the diffusing material is sealed in a closed container substituted with an Ar atmosphere and pulverized to obtain a diffusing material powder having an average particle size of 5 to 20 ⁇ m.
  • a slow oxidation treatment is performed. Specifically, air is gradually introduced into the closed container having an Ar atmosphere. The slow oxidation treatment is performed because there is a risk of ignition if the powder is suddenly exposed to the air.
  • the diffusing material contains at least one selected from Nd, Cu, Co, Pr, Al, and Ga in addition to Tb, rather than the case where the diffusing material is only Tb.
  • at least one selected from Nd, Cu, Co, and Pr may be contained as the diffusing material.
  • the content ratio of Tb in the diffusing material There is no particular limitation on the content ratio of Tb in the diffusing material.
  • the total amount of the diffusing material may be 100 parts by mass and 50 parts by mass or more.
  • the melting point of Tb alone is 1356 ° C.
  • an alloy containing at least one selected from Nd, Cu, Co, Pr, Al, and Ga in addition to Tb has a low melting point.
  • the melting point of the Tb—Nd—Cu alloy varies depending on the content ratio of each element, but can be 890 ° C. or lower. That is, when the diffusing material contains at least one selected from Nd, Cu, Co, Pr, Al, and Ga in addition to Tb, the grain boundary diffusion can be performed at a low temperature. Further, Nd, Cu, Co, Pr, Al, and Ga are all components that form a two-particle grain boundary phase. Since the two-particle boundary phase before the grain boundary diffusion is very thin, the components forming the two-particle boundary phase can be efficiently diffused.
  • the diffusing material contains a component forming a two-particle grain boundary phase in addition to Tb, it is included in the concentration of the component forming the two-particle grain boundary phase and the two-particle grain boundary phase contained in the diffusing material.
  • the concentration gradient caused by the concentration difference from the concentration of the components forming the two-particle boundary phase becomes large.
  • the concentration gradient of the components forming the two-particle boundary phase serves as a driving force for the components forming the two-particle boundary phase to diffuse rapidly.
  • the components forming the two-particle boundary phase can be efficiently diffused because the two-particle grain boundary phase before the grain boundary diffusion is very thin.
  • the RTB-based permanent magnet of the present embodiment can have a higher main phase volume fraction after grain boundary diffusion as compared with the conventional RTB-based permanent magnet.
  • Hcj can be significantly improved while maintaining a high Br.
  • the grain boundary diffusion can be performed at a low temperature, the dissolution of the main phase particles generated during the heat treatment in the grain boundary diffusion step can be reduced. As a result, the thickness of the shell containing the diffusing material is reduced in the main phase particles having the core-shell structure after the intergranular diffusion. As a result, the concentration of Tb in the shell can be improved, and Hcj can be significantly improved.
  • a binder resin and alcohol are added to the obtained diffusing material powder, and the obtained mixture is made into a paint with a ball mill to prepare a coating paint.
  • the coating paint is applied to the sintered body before the grain boundary diffusion, but the sintered body before the grain boundary diffusion may be etched before the coating.
  • the coating paint is applied to the sintered body after the etching treatment.
  • the number of surfaces to be applied There is no particular limitation on the number of surfaces to be applied. For example, it may be applied to the entire surface of the sintered body, or may be applied only to the two opposing surfaces of the sintered body.
  • the diffusion treatment temperature in the grain boundary diffusion step according to the present embodiment can be 650 ° C to 930 ° C.
  • the diffusion treatment time can be 5 hours to 24 hours.
  • the grain boundary diffusion step may also serve as the aging treatment step described above.
  • the concentration distribution of the metal element is also suitable. It becomes easy to do.
  • the grain boundary diffusion step is performed on the magnet of FIG. 2, and the magnet shown in FIG. 3 can be obtained. It can be seen that the two-particle boundary phase, which was very fine in FIG. 2, is thickened in FIG.
  • heat treatment may be further performed after the grain boundary diffusion.
  • the heat treatment temperature can be 480 ° C to 680 ° C.
  • the heat treatment time can be 0.5 hours to 3 hours.
  • processing process After the grain boundary diffusion step, various processes of the RTB-based permanent magnet may be performed. There are no particular restrictions on the type of processing to be performed. For example, shape processing such as cutting and grinding, and surface processing such as chamfering such as barrel polishing may be performed.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment obtained by the above method becomes an RTB-based permanent magnet product by magnetizing.
  • the RTB-based permanent magnet according to the present embodiment thus obtained has desired characteristics. Specifically, the residual magnetic flux density Br and the coercive force Hcj are high, and the corrosion resistance and the manufacturing stability are also excellent.
  • the RTB-based permanent magnet according to this embodiment is suitably used for applications such as motors and generators. It is also suitably used for automobiles having the motor.
  • Example 1 Manufacture of RTB-based sintered magnet
  • Nd, Pr, electrolytic iron, and a low-carbon ferroborone alloy were prepared.
  • Al, Ga, Cu, Co and Zr were prepared in the form of a pure metal or an alloy with Fe.
  • a raw material alloy was prepared by a strip casting method so that the magnet composition finally obtained through grain boundary diffusion described later was the composition of each sample shown in Table 1.
  • the content of each component shown in Table 1 represents the content with respect to the total mass of the magnet.
  • the Fe content as the balance (bal.) Means the balance excluding impurities not listed in the table.
  • Each magnet may contain impurities not listed in the table within a range that does not affect the magnetic properties, specifically, 5% by mass or less in total.
  • the alloy thickness of the raw material alloy was 0.2 mm to 0.4 mm.
  • the content ratio of C in the finally obtained RTB-based permanent magnet with respect to the powder of the raw material alloy after hydrogen storage pulverization and sieving is set to the content ratio shown in Table 1.
  • Oleic acid amide was added as a grinding aid and mixed.
  • the average particle size is the average particle size D50 measured by a laser diffraction type particle size distribution meter.
  • 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 98 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 to 4.25 Mg / m 3.
  • the molded product was sintered to obtain a sintered body.
  • the sintering conditions were appropriately changed depending on the composition and the like, but were kept in the range of 1040 ° C to 1100 ° C for 5 hours.
  • the sintering atmosphere was in vacuum.
  • the sintering density was in the range of 7.45 Mg / m 3 to 7.55 Mg / m 3.
  • a first temporary aging treatment was performed at a first temporary aging temperature of 900 ° C. for 2 hours, and a second aging treatment was further performed at a second aging temperature of 550 ° C. for 2 hours.
  • the sintered body after the aging treatment was vertically processed to 12 mm ⁇ 12 mm ⁇ 4.5 mm (thickness in the axial direction for easy magnetization) to prepare a sintered body before grain boundary diffusion, which will be described later.
  • a coating paint containing Tb as a diffusing material was prepared separately from the sintered body before grain boundary diffusion.
  • Tb was prepared as a raw material metal for the diffusing material.
  • the molten metal having a temperature of 1370 ° C. obtained by melting the raw metal of the diffusing material by high-frequency induction heating is rapidly cooled by a roll to obtain a raw material alloy of the diffusing material (raw material alloy 1 of the diffusing material) which is a quenching thin band.
  • the obtained quenching thin band was coarsely pulverized in an Ar atmosphere using a stainless steel stamp mill.
  • the coarsely pulverized raw material alloy of the diffusing material was sealed in a closed container substituted with an Ar atmosphere together with a stainless steel medium and pulverized using a ball mill to obtain a diffusing material powder having an average particle size of 10 to 20 ⁇ m.
  • a slow oxidation treatment was performed. Specifically, air was gradually introduced into the closed container in a glove box having an Ar atmosphere. The slow oxidation treatment is performed because there is a risk of ignition if the powder is suddenly exposed to the air.
  • a binder resin (butyral fine powder) and alcohol were added to the prepared diffusing material powder to prepare a coating paint. Specifically, first, 2 parts by mass of the binder resin and 100 parts by mass of alcohol were added to 100 parts by mass of the diffusing material powder and mixed to obtain a mixture. Next, the obtained mixture was placed in a container with a cylindrical lid made of resin in an Ar atmosphere, the lid was closed, and the mixture was placed on a ball mill stand and rotated to form a paint to prepare a coating paint. The rotation time was 24 hours and the rotation speed was 120 rpm.
  • the coating paint was applied to the sintered body before the grain boundary diffusion.
  • the sintered body before grain boundary diffusion was subjected to an etching treatment.
  • the step of immersing the sintered body before grain boundary diffusion in a mixed solution of nitric acid and ethanol in which 100% by mass of ethanol is 3% by mass of nitric acid for 3 minutes and then immersing in ethanol for 1 minute is repeated twice. rice field.
  • the coating paint was uniformly applied to the two surfaces of the sintered body after the etching treatment of 12 mm ⁇ 12 mm. Further, the coating paint was applied so that the finally obtained magnet composition had the composition of each sample shown in Table 1.
  • TRL is the total content of light rare earth elements (Nd and Pr)
  • TRE is the total content of rare earth elements (Nd, Pr and Tb).
  • each RTB-based sintered magnet obtained was measured.
  • Each sample was pulverized by a stamp mill and subjected to analysis.
  • the amounts of various elements were measured by fluorescent X-ray analysis.
  • the content of boron (B) was measured by ICP analysis.
  • the oxygen content was measured by the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method, the carbon content was measured by the combustion in oxygen stream-infrared absorption method, and the nitrogen content was measured by the inert gas melting-thermal conductivity method. ..
  • the results are shown in Table 1.
  • the magnetic characteristics of the obtained sintered body before grain boundary diffusion and RTB-based sintered magnet after grain boundary diffusion were evaluated with a BH tracer. After magnetizing with a pulsed magnetic field of 4000 kA / m, the magnetic characteristics were evaluated. Since the thickness of the sintered magnet is thin, two sintered magnets were stacked and evaluated. The results are shown in Table 2.
  • the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet after grain boundary diffusion are good when Br ⁇ 1485 mT and Hcj ⁇ 1800 kA / m are satisfied, and when Br ⁇ 1500 mT and Hcj ⁇ 1850 kA / m are satisfied. It was even better. Table 2 also shows the difference in Hcj before and after grain boundary diffusion.
  • the main phase volume fraction of the RTB magnet after grain boundary diffusion was measured. Specifically, the RTB magnet after grain boundary diffusion was cut and observed using SEM. In the observation by SEM, the observation range was set to the size at which at least 200 main phase particles were observed at a magnification of 2500 times. Then, assuming that the area fraction of the main phase particles and the main phase volume fraction in the observation range are the same, the main phase volume fraction was measured. Further, a total of 10 observation ranges were set at different locations, and the principal phase volume fractions were measured and averaged in each observation range. The results are shown in Table 2.
  • each of the examples of Sample Nos. 1 to 3 in which the dehydrogenation temperature and the dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse pulverization was high had good magnetic characteristics.
  • the magnetic characteristics of each of the comparative examples of Sample Nos. 4 to 6 in which the dehydrogenation temperature and the dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse pulverization was low were inferior.
  • the Tb concentration distribution was analyzed using an electron probe microanalyzer (EPMA) for the RTB-based sintered magnets of all the examples and comparative examples, and the Tb concentration distribution was directed from the outside to the inside. It was confirmed that the concentration distribution decreased.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Example 2 In Experimental Example 2, the same procedure as in Experimental Example 1 was carried out except for the following points. The results are shown in Tables 3 and 4. In Experimental Example 1, the part described as Table 1 is read as Table 3, and the part described as Table 2 is read as Table 4.
  • the coating paint was changed from Experimental Example 1.
  • Tb, Nd, and Cu were individually prepared as raw material metals for the diffusing material.
  • the raw metal of each diffusing material weighed was melted in an arc melting furnace, and casting was repeated three times.
  • the obtained alloy was melted by high-frequency induction heating, and the obtained molten metal at a temperature of 1300 ° C. was rapidly cooled with a roll to prepare a raw material alloy for a diffusing material (raw material alloy 2 for a diffusing material) which is a quenching thin band.
  • the coating paint of Experimental Example 2 was prepared in the same manner as in Experimental Example 1.
  • the coating paint was applied, dried, and then diffused at 900 ° C. for 10 hours while flowing Ar at atmospheric pressure, followed by heat treatment at 550 ° C. for 2 hours.
  • each of the examples had good magnetic characteristics.
  • the total content of rare earth elements is too small, sample number 19, the total content of rare earth elements is too large, sample numbers 22 and 43, the content of Cu is too small, and the content of Cu is too small.
  • Sample Nos. 27 and B were too small, and Sample Nos. 28 and 29 and Sample Nos. 39 having a large Ga content and a large C content all had a reduced Br and / or Hcj.
  • the total content of rare earth elements is too large, the content of Cu is too large, the content of B is too small, and the content of Ga and C is large, the grain boundaries are all present.
  • the Tb concentration distribution, Nd concentration distribution, and Cu concentration distribution were analyzed using an electron probe microanalyzer (EPMA) for all the RTB-based sintered magnets of Examples and Comparative Examples. As a result, it was confirmed that the Tb concentration distribution, the Nd concentration distribution, and the Cu concentration distribution all decrease from the outside to the inside.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • Example 3 In Experimental Example 3, the same procedure as in Experimental Example 2 was carried out except for the following points. The results are shown in Tables 6-9. In addition, the part described as Table 3 in Experimental Example 2 is read as Table 6 and Table 8, and the part described as Table 4 is read as Table 7 and Table 9, respectively. In addition, TRE is the total content of rare earth elements (Nd, Pr, Tb and Dy).
  • Experimental Example 3 first, the heavy rare earth element, the light rare earth element, and the metal element shown in Table 5 were prepared individually as the raw material metal of the diffusing material. Next, the raw metal of each diffusing material was weighed so as to have the mass ratio shown in Table 5. Then, the raw metal of each diffusing material weighed was melted in an arc melting furnace, and casting was repeated three times. The obtained alloy was melted by high-frequency induction heating, and the obtained molten metal at a temperature of 1300 ° C. was rapidly cooled with a roll to prepare a raw material alloy for a diffusing material (raw material alloys 3 to 12 for a diffusing material) which is a quenching thin band. In the subsequent steps, the coating paint of Experimental Example 3 was prepared in the same manner as in Experimental Example 2.
  • the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet after the grain boundary diffusion of Tb is good when Br ⁇ 1485 mT and Hcj ⁇ 1800 kA / m are satisfied, and Br ⁇ 1500 mT and Hcj ⁇ 1850 kA / m are satisfied. The case was even better.
  • the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet after the grain boundary diffusion of Dy were good when Br ⁇ 1485 mT and Hcj ⁇ 1400 kA / m were satisfied.
  • Tables 6 and 7 show examples and comparative examples when Tb is diffused. Sample numbers 44 to 50, 52, and 53, in which the dehydrogenation temperature and the dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse pulverization was sufficiently high, all had good magnetic properties. On the other hand, Tb was diffused in the same manner as in sample numbers 44 to 50, 52 and 53, but sample numbers 54 to 60 in which the dehydrogenation temperature and dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse grinding was low. , 62, and 63 are all inferior in magnetic characteristics.
  • Tables 8 and 9 show examples and comparative examples when Dy is diffused.
  • Sample No. 51 in which the dehydrogenation temperature and the dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse pulverization was sufficiently high, had good magnetic properties.
  • sample No. 61 in which Dy was diffused in the same manner as in sample number 51, but the dehydrogenation temperature and dehydrogenation time were set so that the hydrogen content after coarse pulverization was low, resulted in inferior magnetic characteristics. became.
  • the concentration distribution of the elements contained in the raw material alloy of the diffusing material was analyzed using an electron probe microanalyzer (EPMA) for the RTB-based sintered magnets of all the examples and comparative examples. As a result, it was confirmed that the concentration distributions of the metal elements contained in the raw material alloy of the diffusing material all decreased from the outside to the inside.
  • EPMA electron probe microanalyzer

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Abstract

【課題】　残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊが高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を提供する。 【解決手段】　ＲはＴｂまたはＤｙを必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。Ｒの合計含有量が２８．３５質量％以上２９．９５質量％以下、Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下である。ＴｂまたはＤｙの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石およびその製造方法、モータおよび自動車
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石およびその製造方法、モータおよび自動車に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系の組成を有する希土類永久磁石は、優れた磁気特性を有する磁石であり、その磁気特性の更なる向上を目指して多くの検討がなされている。磁気特性を表す指標としては、一般的に、残留磁束密度（残留磁化）Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊが用いられる。これらの値が高い磁石は優れた磁気特性を有するといえる。
　特許文献１では、各種希土類元素を含有する微粉末を水あるいは有機溶媒に分散させたスラリーに磁石体を浸漬させた後に加熱して粒界拡散させた希土類永久磁石が記載されている。
　特許文献２では、Ｇａを用いることで保磁力を向上させたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が記載されている。
　特許文献３では、粗粉砕時の脱水素処理を行わないことで炭素量を低減させて高い保磁力を得る技術が開示されている。
国際公開第２００６／０４３３４８号 特開２０１８－９３２０２号公報 国際公開第２０１４／０１７２４９号
　本発明は、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊが高い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、本発明の第１の観点に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、
　ＲはＴｂまたはＤｙを必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
　Ｒの合計含有量が２８．３５質量％以上２９．９５質量％以下、
　Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
　Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下であり、
　ＴｂまたはＤｙの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であり、
　残留磁束密度が１４８５ｍＴ以上、かつ、保磁力が１８００ｋＡ／ｍ以上であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。
　本発明の第１の観点に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は上記の構成を有することにより、残留磁束密度および保磁力が高い磁石、具体的には残留磁束密度が１４８５ｍＴ以上、かつ、保磁力が１８００ｋＡ／ｍ以上である磁石となる。
　ＲはＴｂを必須とする１種以上の希土類元素であってもよい。
　Ｃの含有量が７５０ｐｐｍ未満であってもよい。
　Ｎの含有量が５００ｐｐｍ未満であってもよい。
　Ｏの含有量が６５０ｐｐｍ未満であってもよい。
　Ｒとして軽希土類元素を含み、軽希土類元素の合計濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であってもよい。
　Ｃｕの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であってもよい。
　Ａｌをさらに含んでもよく、Ａｌの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であってもよい。
　Ｃｏをさらに含んでもよく、Ｃｏの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であってもよい。
　Ｇａをさらに含んでもよく、Ｇａの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であってもよい。
　本発明のモータは上記のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を有する。
　本発明の自動車は上記のモータを有する。
　本発明の第２の観点に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、Ｒは軽希土類元素を必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
　軽希土類元素の合計含有量が２７．９５質量％以上２９．５５質量％以下、
　Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
　Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下、
　Ｃの含有量が７５０ｐｐｍ未満、
　Ｎの含有量が５００ｐｐｍ未満、
　Ｏの含有量が６５０ｐｐｍ未満であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である。
　本発明の第２の観点に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は上記の構成を有することにより、粒界拡散により磁気特性が大きく向上するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石となる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法は、
　原料合金に水素吸蔵させる工程と、水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理する工程を含み、
　前記水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理する際に、脱水素温度を５０℃以上２００℃以下とし、脱水素時間を５分以上６００分以下とする。
　前記水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理して得られる粗粉砕粉末におけるＨの含有量が２１００ｐｐｍ以上３１００ｐｐｍ以下であってもよい。
本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の模式図である。 粒界拡散前のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＳＥＭ画像である。 粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＳＥＭ画像である。
　以下、本発明を、図面に示す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１は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶から成る主相粒子および粒界を有する。粒界には主相粒子以外の部分である副相が含まれてもよい。
　また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系磁石の主相体積分率は９５．０％以上であることが好ましい。主相体積分率が上記の範囲内であることにより、磁気特性を向上させやすくなる。主相体積分率は、具体的には、粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を切断してＳＥＭを用いて観察を行い、当該観察範囲における主相粒子の面積分率と主相体積分率とが同一であるとして、主相体積分率を測定できる。ＳＥＭによる観察では、倍率１０００～３０００倍で少なくとも２００個の主相粒子が観察される大きさの観察範囲とする。そして、この観察範囲を１０か所設定し、各観察範囲における主相体積分率を測定し、平均することで、本実施形態における主相体積分率を測定できる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１は任意の形状とすることができる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１は、複数の特定の元素を特定の範囲の含有量で含有させることで、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊを向上させることができる。具体的には、Ｂｒが１４８５ｍＴ以上、かつ、Ｈｃｊが１８００ｋＡ／ｍ以上である。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１は、ＴｂまたはＤｙの濃度が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の外側から内側に向かって低下する分布を有する。以下の記載では、Ｔｂの濃度が外側から内側に向かって低下する場合について説明するが、Ｔｂの一部または全部をＤｙに置き換えても同様である。ただし、Ｄｙを含むよりもＴｂを含む方がＨｃｊを向上させやすい点で好ましい。
　具体的には、図１で示すように、本実施形態に係る直方体形状のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１が表面部および中心部を有する場合において、表面部におけるＴｂの含有量が、中心部におけるＴｂの含有量よりも２％以上高くすることができ、５％以上、または１０％以上とすることもできる。なお、前記表面部とは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の表面をいう。例えば、図１のＰＯＩＮＴ　Ｃ，Ｃ´（図１の互いに向かい合う表面の重心）は表面部である。前記中心部とは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の中心をいう。例えば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の厚みの半分の部分をいう。例えば、図１のＰＯＩＮＴ　Ｍ（ＰＯＩＮＴ　ＣとＰＯＩＮＴ　Ｃ´との中点）は中心部である。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１は、Ｒとして１種以上の軽希土類元素を含み、１種以上の軽希土類元素の濃度が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の外側から内側に向かって低下する分布を有してもよい。また、Ｃｕの濃度が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石１の外側から内側に向かって低下する分布を有してもよい。
　Ｔｂの濃度に前述の分布を発生させる方法に特に制限はないが、後述するＴｂの粒界拡散により磁石内にＴｂの濃度の分布を発生させることができる。また、１種以上の軽希土類元素の濃度、Ｃｕの濃度、Ａｌの濃度、Ｃｏの濃度、Ｇａの濃度については、Ｔｂを粒界拡散させる際の拡散材に含ませることで各元素の濃度の分布を発生させることができる。詳細は後述する。当該軽希土類元素の種類については特に制限はない。例えばＮｄおよび／またはＰｒであってもよく、Ｎｄのみであってもよい。
　Ｒは希土類元素を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素を含む。ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石（後述する粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石）では、Ｒとして、Ｔｂを含有する。上記の通り、このＴｂの一部または全部をＤｙに置換してもよい。また、ＲとしてＮｄを含むことが好ましい。
　一般に希土類元素は軽希土類元素と重希土類元素に分類されるが、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における軽希土類元素はＳｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕであり、重希土類元素はＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ,Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。
　ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種以上の鉄族元素を表す。鉄族元素は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉである。
　Ｂは、ホウ素である。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、さらにＣｕ，Ａｌ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｏ，Ｃ，Ｎを含んでもよい。
　以下、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成について説明するが、特に説明が無ければ各元素の含有量の母数は磁石全体である。
　Ｒの合計含有量は、２８．３５質量％以上２９．９５質量％以下である。Ｒの合計含有量が２８．３５質量％未満の場合にはＨｃｊが低下する。Ｒの合計含有量が２９．９５質量％超の場合には、Ｂｒが低下する。また、Ｒの合計含有量は２８．７５質量％以上２９．９５質量％以下としてもよい。
　軽希土類元素の含有量の合計をＴＲＬとした場合において、ＴＲＬが２７．９５質量％以上２９．５５質量％以下であってもよく、２８．３５質量％以上２９．５５質量％以下であってもよい。ＴＲＬが当該範囲内であることにより、ＢｒおよびＨｃｊをより向上させることができる。
　上記の軽希土類元素として少なくともＮｄおよび／またはＰｒを含有してもよい。
　また、重希土類元素を合計で１．０質量％以下、含んでもよい。重希土類元素の含有量が合計で１．０質量％以下であると、Ｂｒを良好に保ちやすい。重希土類元素としては、実質的にＴｂのみであってよい。この場合のＴｂの含有量は０．２０質量％以上１．０質量％以下、０．４０質量％以上０．６５質量％以下であってよい。Ｔｂの含有量が０．２０質量％未満であると、Ｈｃｊが低下しやすくなる。Ｔｂの含有量が１．０質量％を超えると、Ｂｒが低下しやすくなる。
　本実施形態では、Ｒの合計含有量が比較的少ないためにＢｒが高くなることが期待される。しかし、Ｒの合計含有量が少ない場合には焼結性が低下することがあり、十分に焼結されない場合にはＨｃｊが極端に低下する。
　Ｃｏの含有量には特に制限はない。０質量％以上２．０質量％以下であってもよい。すなわち、Ｃｏを含まなくてもよい。Ｃｏの含有量は０．５質量％以上１．５質量％以下であってもよい。Ｃｏの含有量が上記の範囲内である場合にＢｒが高くなりやすい。なお、本実施形態では、Ｃｏの含有量が少ない場合やＣｏを含まない場合でも十分な耐食性を確保しやすい。Ｒの合計含有量が比較的少ないためである。
　Ｎｉの含有量には特に制限はなく、Ｎｉを含まなくてもよい。Ｎｉの含有量は例えば０．５質量％以下であってもよい。
　Ｂの含有量は、０．９３％質量以上１．００質量％以下である。０．９３質量％以上０．９９質量％以下であってもよく、０．９５質量％以上０．９８質量％以下であってもよい。Ｂの含有量が少なすぎる場合にも多すぎる場合にも、副相が増加しやすくなり、Ｂｒを高くしにくくなる。Ｂの含有量が上記の範囲内であることにより、ＢｒおよびＨｃｊをより向上させることができる。
　Ｃｕの含有量は、０．０５質量％以上０．４０質量％以下である。Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満であると、ＢｒおよびＨｃｊが低下する。Ｃｕの含有量が０．４０質量％を超えると、Ｂｒが低下する。また、Ｃｕの含有量は、０．０６質量％以上０．３０質量％以下であってもよく、０．０６質量％以上０．２０質量％以下であってもよい。Ｃｕを０．０６質量％以上、含有することにより、特性のバラツキが小さくなる。すなわち、製造安定性が向上する傾向にある。
　Ｇａの含有量には特に制限はない。Ｇａの含有量は０質量％以上０．０５質量％以下であってもよい。すなわち、Ｇａを含まなくてもよい。Ｇａの含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。Ｇａの含有量が多いほど主相粒子の体積分率が小さくなりやすくなるためである。従来、Ｂの含有量が少なくＧａの含有量が多い磁石が知られているが、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較してＢｒが低下しやすくなる。
　Ａｌの含有量には特に制限はない。Ａｌの含有量が０質量％以上０．３０質量％以下であってもよい。すなわち、Ａｌを含まなくてもよい。Ａｌの含有量は０．０６質量％以上０．３０質量％以下であってもよい。
　Ｚｒの含有量には特に制限はない。０質量％以上０．４０質量％以下であってもよい。すなわち、Ｚｒを含有しなくてもよい。Ｚｒの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下であってもよく、０．１０質量％以上０．２５質量％以下であってもよい。Ｚｒの含有量が上記の範囲内であることにより、ＢｒおよびＨｃｊが高くなりやすくなる。Ｚｒの含有量が少ないほどＨｃｊが低下しやすくなる。Ｚｒの含有量が多いほどＢｒが低下しやすくなる。
　Ｃの含有量には特に制限はない。１０００ｐｐｍ以下であってもよく、７９０ｐｐｍ以下であってもよく、７５０ｐｐｍ以下であってもよい。Ｃの含有量を上記の範囲内とすることで、ＢｒおよびＨｃｊを向上させやすくなる。Ｃを含まなくてもよいが、Ｃの含有量が小さいＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造することはプロセスに対する負荷が大きく、コストアップ要因となる。Ｃの含有量は２５０ｐｐｍ以上であってもよく、４５０ｐｐｍ以上であってもよい。
　Ｎの含有量には特に制限はない。９００ｐｐｍ以下であってもよく、５４０ｐｐｍ以下であってもよく、５００ｐｐｍ以下であってもよい。Ｎの含有量を、上記の範囲内とすることで、ＢｒおよびＨｃｊを向上させやすくなる。Ｎを含まなくてもよいが、Ｎの含有量が小さいＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造することはプロセスに対する負荷が大きく、コストアップ要因となる。Ｎの含有量は１５０ｐｐｍ以上であってもよく、２１０ｐｐｍ以上であってもよい。
　Ｏの含有量には特に制限はない。１０００ｐｐｍ以下であってもよく、７００ｐｐｍ以下であってもよく、６５０ｐｐｍ以下であってもよい。Ｏの含有量を、上記の範囲内とすることで、ＢｒおよびＨｃｊを向上させやすくなる。Ｏを含まなくてもよいが、Ｏの含有量が小さいＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を製造することはプロセスに対する負荷が大きく、コストアップ要因となる。Ｏの含有量は３５０ｐｐｍ以上であってもよく、５９０ｐｐｍ以上であってもよい。
　Ｆｅの含有量には特に制限はない。ＦｅがＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における実質的な残部であってもよい。ＦｅがＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石における実質的な残部であるとは、Ｆｅおよび上記の元素以外の元素の含有量、すなわち、Ｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｏ，Ｃ，Ｎ以外の元素の含有量が合計で５質量％以下であるという意味である。Ｆｅおよび上記の元素以外の元素の含有量が合計で１質量％以下であってもよく、０．１質量％以下であってもよい。
　なお、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石中に含まれる各種成分の測定法は、従来から一般的に知られている方法を用いることができる。各種元素量については、例えば、蛍光Ｘ線分析および誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ分析）等により測定される。Ｏの含有量は、例えば、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法により測定される。Ｃの含有量は、例えば、酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により測定される。Ｎの含有量は、例えば、不活性ガス融解－熱伝導度法により測定される。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、複数の主相粒子と粒界とを含む。主相粒子は、コアと、コアを被覆するシェルとからなるコアシェル粒子であってもよい。そして、少なくともシェルには重希土類元素が存在してもよく、Ｔｂが存在してもよい。
　重希土類元素をシェル部に存在させることで、効率的にＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁気特性を向上させることができる。
　本実施形態においては、軽希土類元素に対する重希土類元素の割合（重希土類元素／軽希土類元素（モル比））が、主相粒子中心部（コア）における前記割合の２倍以上となっている部分をシェルと規定する。
　シェルの厚みには特に制限はないが、１００ｎｍ以下であってもよく、５０ｎｍ以下であってもよい。また、主相粒子の粒径にも特に制限はないが、２．５μｍ以上６．０μｍ以下であってもよい。
　主相粒子を上記のコアシェル粒子とする方法は任意である。例えば、後述する粒界拡散による方法がある。重希土類元素が粒界を拡散し、当該重希土類元素が主相粒子の表面の希土類元素Ｒと置換することで重希土類元素の割合が高いシェルが形成され、前記のコアシェル粒子となる。
　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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法はこれに制限されず、その他の公知の方法を用いてもよい。
［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、単独の合金を使用する１合金法の場合について説明するが、組成の異なる第１合金と第２合金を混合して原料粉末を作製するいわゆる２合金法でもよい。
　まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の原料合金を準備する（合金準備工程）。合金準備工程では、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成に対応する原料金属を公知の方法で溶解した後、鋳造することによって所望の組成を有する原料合金を作製する。
　原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、ＣｏやＣｕ等の金属、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属から原料合金を鋳造する鋳造方法は任意の方法としてもよい。磁気特性の高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を得るためにストリップキャスト法を用いてもよい。
　前記原料合金を作製した後、粉砕する（粉砕工程）。以下、前記粉砕工程として、粒径が数百μｍ～数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程の２段階で実施する場合を記載する。
　粗粉砕工程では、粒径が数百μｍ～数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する。これにより、粗粉砕粉末を得る。本実施形態では、粗粉砕を水素吸蔵粉砕で行う。水素吸蔵粉砕は、原料合金に対して、水素吸蔵させた後に脱水素処理することで原料合金を粉砕する処理のことである。
　そして、水素吸蔵させた後の脱水素処理時において、脱水素条件を従来よりも低温かつ短時間とする。このことにより、脱水素を十分に行わず、粗粉砕粉末に水素（Ｈ）を意図的に残す。具体的には、脱水素温度を５０℃以上２００℃以下とし、脱水素時間を５分以上６００分以下とする。脱水素時間は、好ましくは５分以上１２０分以下、さらに好ましくは５分以上３０分以下である。
　本実施形態のように比較的、Ｒの合計含有量が少ない場合には、最終的に磁石に含まれるＯ，ＣおよびＮの含有量が少なくなりやすい。Ｏ，ＣおよびＮは主相粒子以外のＲと結合して磁石の中に取り込まれることが多い。Ｒの合計含有量が少ない場合には、Ｏ，ＣおよびＮと結合するＲの量が低減されるため、Ｏ，ＣおよびＮの含有量も少なくなりやすい。
　ここで、さらに粗粉砕粉末にＨを意図的に残すことで、ＲとＨとが結合する。その結果、Ｏ，ＣおよびＮと結合するＲの量がさらに低減されるため、Ｏ，ＣおよびＮの含有量もさらに少なくなりやすい。粗粉砕粉末に含まれるＨの含有量には特に制限はないが、２１００ｐｐｍ以上３１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
　従来の圧縮成形を行って製造する焼結磁石では、この段階での脱水素処理を十分に行わない場合には粉砕後の粉末が酸化されやすくなり、最終的に得られる磁気特性が低下しやすい。しかし、Ｒの合計含有量を比較的低くすることにより、脱水素処理を十分に行わなくても粉砕後の粉末の酸化が抑制され、粒界拡散後に優れた磁気特性が得られる。
　なお、脱水素処理を行わなくてもよいが、脱水素処理を低温かつ短時間で行うほうが、さらに磁気特性の高い磁石が得られやすい。また、脱水素処理を行わない場合には、粗粉砕後の水素含有量が多すぎるために焼結時にクラックが発生しやすくなる。
　さらに、脱水素処理時の雰囲気中窒素ガス濃度の制御を行うことで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＮの含有量をさらに制御することができる。また、脱水素処理時の雰囲気中酸素ガス濃度の制御を行うことで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＯの含有量をさらに制御することができる。具体的には、雰囲気中の窒素ガス濃度を５０ｐｐｍ以下とすることが好ましく、酸素ガス濃度を５０ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
　また、粉砕工程から焼結工程までの雰囲気中の酸素ガス濃度を１００ｐｐｍ以下とすることでＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれるＯの含有量を低減することができる。
　次に、得られた粗粉砕粉末を平均粒子径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程）。これにより、微粉砕粉末（原料粉末）を得る。前記微粉砕粉末の平均粒径は、２μｍ以上５μｍ以下であってもよい。また、微粉砕工程の雰囲気中窒素ガス濃度の制御を行うことで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれる窒素量を制御することができる。
　微粉砕は任意の方法で実施される。例えば、各種微粉砕機を用いる方法で実施される。
　前記粗粉砕粉末を微粉砕する際、ラウリン酸アミド、オレイン酸アミド等の各種粉砕助剤を添加することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることができる。また、粉砕助剤の添加量を変化させることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石に含まれる炭素量を制御することができる。
　［成形工程］
　成形工程では、上記微粉砕粉末を目的の形状に成形する。成形は任意の方法で行ってよい。本実施形態では、上記微粉砕粉末を金型内に充填し、磁場中で加圧する。これにより得られた成形体は、主相粒子が特定方向に配向しているので、より残留磁束密度Ｂｒの高いＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が得られる。
　成形時の加圧は、２０ＭＰａ～３００ＭＰａで行うことができる。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ以上とすることができ、９５０ｋＡ／ｍ～１６００ｋＡ／ｍとすることもできる。印加する磁場は静磁場に制限されず、パルス状磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。
　なお、成形方法としては、上記のように微粉砕粉末をそのまま成形する乾式成形の他、微粉砕粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。
　微粉砕粉末を成形して得られる成形体の形状は任意の形状とすることができる。また、この時点での成形体の密度は４．０Ｍｇ／ｍ３～４．３Ｍｇ／ｍ３とすることができる。
　［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中で焼結し、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２０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼成する。これにより、高密度の焼結体が得られる。本実施形態では、最低７．４５Ｍｇ／ｍ３以上の密度の焼結体を得る。焼結体の密度は、７．５０Ｍｇ／ｍ３以上であってもよい。
　［時効処理工程］
　時効処理工程は、焼結体を焼結温度より低温で熱処理する工程である。時効処理を行うか否かには特に制限はなく、時効処理の回数にも特に制限はなく所望の磁気特性に応じて適宜実施する。また、後述する粒界拡散工程が時効処理工程を兼ねてもよい。本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石では、２回の時効処理を行う。
　１回目の時効工程を第一時効工程、２回目の時効工程を第二時効工程とし、第一時効工程の時効温度をＴ１、第二時効工程の時効温度をＴ２とする。
　第一時効工程における温度Ｔ１および時効時間には、特に制限はない。７００℃以上９００℃以下で１時間～１０時間とすることができる。
　第二時効工程における温度Ｔ２および時効時間には、特に制限はない。５００℃以上７００℃以下で１時間～１０時間とすることができる。
　このような時効処理によって、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁気特性、特にＨｃｊを向上させることができる。
　この時点で得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、従来の粒界拡散工程を行わないＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較して磁気特性が低い。しかし、後述する粒界拡散によりＴｂを粒界拡散させると、Ｈｃｊが著しく上昇する。そして、Ｔｂを粒界拡散させた後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は従来のＴｂを粒界拡散させた後のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較して高い磁気特性を有する。
　なお、この時点で得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の組成には特に制限はない。例えば、
　Ｒは軽希土類元素を必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であってもよく、
　軽希土類元素の合計含有量が２７．９５質量％以上２９．５５質量％以下、
　Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
　Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下、
　Ｃの含有量が７５０ｐｐｍ未満、
　Ｎの含有量が５００ｐｐｍ未満、
　Ｏの含有量が６５０ｐｐｍ未満であってもよい。
　本実施形態では、粒界拡散前の磁石において、Ｒの含有量が比較的少ない。このことにより、磁石全体の組成がＲ２Ｔ１４Ｂの化学量論比に近くなる。その結果Ｒ２Ｔ１４Ｂ主相粒子以外のＲが少ない。さらに、Ｏ、ＣおよびＮの含有量も比較的少ない。このことにより、ＲとＯ、ＲとＣ、ＲとＮがそれぞれ結合しにくくなる。すなわち、主相粒子以外の副相が生成しにくくなる。また、活性な希土類元素の割合は増加するため、Ｒの含有量が比較的少なくても十分な焼結性を有する。
　本実施形態では、粒界拡散前の磁石において、主相粒子の割合が大きくなり、主相粒子以外の副相の割合が小さくなる。さらに、粒界の割合が小さくなる。図２は粒界拡散前の磁石についてＳＥＭを用いて観察したＳＥＭ画像である。従来のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較して粒界三重点が小さく、また特に二粒子粒界相は著しく細い。さらに、二粒子粒界相を介さずに主相粒子同士が直接、つながっているように観察される箇所もある。具体的には、二粒子粒界相の平均厚みが５ｎｍ以下であってもよく、２ｎｍ以下であってもよい。そして、この時点ではＨｃｊが従来の粒界拡散前の磁石のＨｃｊと比較して著しく低い。
　しかし、上記の粒界拡散前の磁石に対してＴｂを含む拡散材を用いて後述する粒界拡散を行うと、Ｈｃｊが大幅に向上する。さらに、副相の割合が小さいため、Ｂｒも高い磁石が得られやすい。
　これは、二粒子粒界相が細くても拡散材の拡散は十分に行われるためである。拡散材の拡散が十分に行われるのは、副相の割合および粒界三重点の大きさが小さいことにより副相や粒界三重点への拡散材の偏析が低減されるため、および、上記の通り活性な希土類元素の割合が多いためである。また、Ｒの合計含有量が比較的少ないことにより、粒界拡散による主相粒子の溶解が抑制される。その結果、粒界拡散後のコアシェル構造を有する主相粒子において、Ｔｂを含むシェルの厚みが薄くなる。そして、シェルにおけるＴｂの濃度が高くなる。そのため、Ｔｂの拡散によるＨｃｊの向上幅が大きくなり、Ｈｃｊが大幅に向上する。
　以下、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石である焼結体にＴｂを粒界拡散させる方法について説明する。
　［加工工程（粒界拡散前）］
　粒界拡散前に、必要に応じて、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を所望の形状に加工する工程を有してもよい。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。
　［粒界拡散工程］
　粒界拡散は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の表面に、塗布または蒸着等によって重希土類元素の金属、重希土類元素を含む化合物や合金等を含む拡散材を付着させた後、熱処理を行うことにより、実施することができる。なお、本実施形態では重希土類元素はＴｂである。重希土類元素の粒界拡散により、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石のＨｃｊをさらに向上させることができる。焼結体に粒界拡散させる重希土類元素としてはＴｂが好ましい。Ｔｂを用いることにより、より高いＨｃｊを得ることができる。
　以下に説明する実施形態では、拡散材としてＴｂを含有する塗料を作製し、塗料をＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の表面に塗布する。
　塗料の態様は任意である。Ｔｂを含む化合物として何を用いるか、溶媒または分散媒として何を用いるかも任意である。また、塗料におけるＴｂの濃度は任意である。以下、塗料の作製方法の一例について説明する。
　まず、拡散材の原料金属を準備する。拡散材の原料金属としてはＴｂを準備する。拡散材の原料金属がＴｂのみであってもよいが、Ｔｂを含む複数種類の拡散材の原料金属を準備してもよい。Ｔｂ以外の拡散材の原料金属としては、例えば軽希土類元素（例えばＮｄ，Ｐｒ），Ｃｕ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｇａ，Ｄｙを準備してもよく、Ｎｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒを準備してもよい。特に、ＮｄおよびＣｕをＴｂと共に拡散材として用いてもよい。次に、前記拡散材の原料金属を高周波誘導加熱で溶解して得られた溶湯をロールで急冷して急冷薄帯である拡散材の原料合金を作製する。得られた急冷薄帯をＡｒ置換されたグローブボックス中でスタンプミルを用いて粗粉砕する。さらに、粗粉砕した拡散材の原料合金をＡｒ雰囲気で置換された密閉容器に封入して粉砕し、平均粒径５～２０μｍの拡散材粉末を得る。次に、徐酸化処理を行う。具体的には、Ａｒ雰囲気である前記密閉容器内に徐々に空気を導入する。徐酸化処理を行うのは、粉末を急に空気中に曝すと発火する危険性があるためである。
　ここで、拡散材がＴｂのみである場合よりも、拡散材としてＴｂに加えてＮｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒ，Ａｌ，Ｇａから選択される少なくとも１種を含む場合のほうが好ましい。拡散材としてＴｂに加えてＮｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒから選択される少なくとも１種を含んでもよい。拡散材におけるＴｂの含有割合については特に制限はない。例えば拡散材全体を１００質量部として５０質量部以上であってもよい。Ｔｂ単独での融点は１３５６℃である。これに対し、Ｔｂに加えてＮｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒ，Ａｌ，Ｇａから選択される少なくとも１種を含む合金は融点が低い。例えば、Ｔｂ－Ｎｄ－Ｃｕ合金の融点は各元素の含有比率により変化するが、８９０℃以下にすることができる。すなわち、拡散材としてＴｂに加えてＮｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒ，Ａｌ，Ｇａから選択される少なくとも１種を含む場合には、粒界拡散を低温で行うことが可能となる。さらに、Ｎｄ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｐｒ，Ａｌ，Ｇａはいずれも二粒子粒界相を形成する成分である。粒界拡散前の二粒子粒界相が非常に薄いことで、二粒子粒界相を形成する成分を効率的に拡散させることができる。本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の粒界拡散前の二粒子粒界相は非常に薄いために二粒子粒界相を形成する成分の含有量が少ない。このため、拡散材としてＴｂに加えて二粒子粒界相を形成する成分を含む場合には、拡散材に含まれる二粒子粒界相を形成する成分の濃度と二粒子粒界相に含まれる二粒子粒界相を形成する成分の濃度との濃度差によって生じる濃度勾配が大きくなる。そして、二粒子粒界相を形成する成分の濃度勾配は二粒子粒界相を形成する成分が速やかに拡散するための駆動力となる。その結果、粒界拡散前の二粒子粒界相が非常に薄いことで、二粒子粒界相を形成する成分を効率的に拡散させることができると考えられる。そして、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石と比較して粒界拡散後の主相体積分率を高くすることができる。その結果、高いＢｒを維持しつつ、Ｈｃｊを大幅に向上させることができる。
　さらに、低温で粒界拡散を行えれば、粒界拡散工程において熱処理中に生じる主相粒子の溶解を低減することができる。その結果、粒界拡散後のコアシェル構造を有する主相粒子において、拡散材を含むシェルの厚みが小さくなる。その結果、シェルにおけるＴｂの濃度を向上させることができ、Ｈｃｊを著しく向上させることができる。
　次に、得られた拡散材粉末にバインダー樹脂およびアルコールを添加し、得られた混合物をボールミルにて塗料化して塗布用塗料を作製する。
　次に、粒界拡散前の焼結体に塗布用塗料を塗布するが、塗布する前に粒界拡散前の焼結体に対してエッチング処理を行ってもよい。次いで、エッチング処理後の焼結体に塗布用塗料を塗布する。塗布する面の数には特に制限はない。例えば焼結体の全面に塗布してもよく、焼結体の対向する２面のみに塗布してもよい。
　本実施形態に係る粒界拡散工程における拡散処理温度は、６５０℃～９３０℃とすることができる。拡散処理時間は５時間～２４時間とすることができる。なお、粒界拡散工程が前述した時効処理工程を兼ねてもよい。
　上記の拡散処理温度および拡散処理時間とすることで、製造コストを低く抑えると共に、Ｔｂの濃度分布を好適なものとし易くなる。なお、拡散材としてＴｂ以外の金属元素（例えば軽希土類元素（例えばＮｄ，Ｐｒ），Ｃｕ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｇａ，Ｄｙ）を用いる場合には、その金属元素の濃度分布も好適なものとしやすくなる。そして、図２の磁石に対して粒界拡散工程を行い、図３に記載の磁石を得ることができる。図２では非常に細かった二粒子粒界相が図３では太くなっていることがわかる。
　また、粒界拡散後に、さらに熱処理を施してもよい。その場合の熱処理温度は４８０℃～６８０℃とすることができる。熱処理時間は０．５時間～３時間とすることができる。このような熱処理によって、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の磁気特性、特にＨｃｊを向上させることができる。
　［加工工程（粒界拡散後）］
　粒界拡散工程の後には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の各種加工を行ってもよい。実施する加工の種類に特に制限はない。例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などの表面加工を行ってもよい。
　以上の方法により得られた本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、着磁することにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石製品となる。
　このようにして得られる本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、所望の特性を有する。具体的には、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力Ｈｃｊが高く、耐食性と製造安定性も優れている。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、モータ、発電機等の用途に好適に用いられる。また、当該モータを有する自動車にも好適に用いられる。
　なお、本発明は、上述した実施形態に制限されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
　以下、本発明を、さらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。
　（実験例１）
　（Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の作製）
　原料として、Ｎｄ、Ｐｒ、電解鉄、低炭素フェロボロン合金を準備した。さらに、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｚｒを、純金属またはＦｅとの合金の形で準備した。
　前記原料を用い、ストリップキャスト法により、後述する粒界拡散を経て最終的に得られる磁石組成が表１に示す各試料の組成となるように原料合金を作製した。表１に示した各成分の含有量はそれぞれ磁石の総質量に対する含有量を表す。Ｆｅの含有量を残部（ｂａｌ．）としているのは、表に記載していない不純物を除いた残部という意味である。各磁石には表に記載していない不純物が磁気特性に影響しない範囲、具体的には、合計で５質量％以下、含まれ得る。前記原料合金の合金厚みは０．２ｍｍ～０．４ｍｍとした。
　次いで、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、表１、表２に記載の脱水素温度および脱水素時間で、脱水素処理を行い、原料合金を水素吸蔵粉砕（粗粉砕）し、粗粉砕粉末を得た。また、各試料については、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＯ、Ｎの含有割合が表１に記載の含有割合となるように、雰囲気中の窒素ガス濃度および酸素ガス濃度を制御した。各実施例および比較例については、概ね窒素ガス濃度５０ｐｐｍ以下、酸素ガス濃度５０ｐｐｍ以下となるようにした。さらに、冷却後にふるいを用いて４２５μｍ以下の粒度の粉末とした。なお、水素吸蔵粉砕から後述する焼結工程までは、常に酸素濃度１００ｐｐｍ未満の低酸素雰囲気とした。さらに、冷却後の粗粉砕粉末について不活性ガス－非分散型赤外線吸収法を用いて水素含有量を測定した。結果を表１、表２に示す。
　次いで、水素吸蔵粉砕およびふるいを用いた後の原料合金の粉末に対し、最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石におけるＣの含有割合が表１に記載の含有割合となるように、オレイン酸アミドを粉砕助剤として添加し、混合した。
　次いで、衝突板式のジェットミル装置を用いて微粉砕し、平均粒径が３．９μｍ～４．２μｍである微粉を得た。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平均粒径Ｄ５０である。
　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９８ＭＰａ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／ｍ３～４．２５Ｍｇ／ｍ３の範囲内であった。
　次に、前記成形体を焼結し、焼結体を得た。焼結条件は、組成等により適宜変化させているが、１０４０℃～１１００℃の範囲内で５時間保持とした。焼結雰囲気は真空中とした。このとき焼結密度は７．４５Ｍｇ／ｍ３～７．５５Ｍｇ／ｍ３の範囲にあった。その後、Ａｒ雰囲気、大気圧中で、第一時効温度９００℃で２時間の第一時効処理を行い、さらに、第二時効温度５５０℃で２時間の第二時効処理を行った。
　その後、時効処理後の焼結体をバーチカルにより１２ｍｍ×１２ｍｍ×４．５ｍｍ（磁化容易軸方向厚み４．５ｍｍ）に加工して後述する粒界拡散前の焼結体を作製した。
　粒界拡散前の焼結体とは別に拡散材としてＴｂを含有する塗布用塗料を作製した。実験例１ではまず拡散材の原料金属としてＴｂのみを準備した。次に、前記拡散材の原料金属を高周波誘導加熱で溶解して得られた温度１３７０℃の溶湯をロールで急冷して急冷薄帯である拡散材の原料合金（拡散材の原料合金１）を作製した。得られた急冷薄帯をＡｒ雰囲気でステンレス製のスタンプミルを用いて粗粉砕した。その後、粗粉砕した拡散材の原料合金をステンレス製のメディアとともにＡｒ雰囲気で置換された密閉容器に封入してボールミルを用いて粉砕し、平均粒径１０～２０μｍの拡散材粉末を得た。次に、徐酸化処理を行った。具体的には、Ａｒ雰囲気のグローブボックス内で前記密閉容器内に徐々に空気を導入した。徐酸化処理を行うのは、粉末を急に空気中に曝すと発火する危険性があるためである。
　作製した拡散材粉末にバインダー樹脂（ブチラール微粉末）およびアルコールを添加して塗布用塗料を作製した。具体的には、まず、拡散材粉末１００質量部に対してバインダー樹脂２質量部およびアルコール１００質量部を添加し、混合して混合物を得た。次に、得られた混合物をＡｒ雰囲気中で樹脂製の円筒形フタ付き容器に入れてフタを閉め、ボールミル架台に置き回転させて塗料化して塗布用塗料を作製した。回転時間は２４時間、回転速度は１２０ｒｐｍとした。
　次に、粒界拡散前の焼結体に塗布用塗料を塗布した。まず、粒界拡散前の焼結体に対してエッチング処理を行った。エッチング処理では、エタノール１００質量％に対し硝酸３質量％とした硝酸とエタノールとの混合溶液に粒界拡散前の焼結体を３分間浸漬させた後にエタノールに１分間浸漬させる工程を２回繰り返した。次いで、エッチング処理後の焼結体の１２ｍｍ×１２ｍｍの２面に対して均一に塗布用塗料を塗布した。また、最終的に得られる磁石組成が表１に示す各試料の組成となるように塗布用塗料を塗布した。
　前記塗布用塗料を塗布し、乾燥させた後に大気圧でＡｒをフローしながら９５０℃、１０時間の拡散処理を実施し、続いて５５０℃、２時間の熱処理を施した。次いで、試料の表面を各面あたり０．１ｍｍ削り落とし、表１および表２に示す各試料のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。なお、ＴＲＬは軽希土類元素（ＮｄおよびＰｒ）の合計含有量、ＴＲＥは希土類元素（Ｎｄ、ＰｒおよびＴｂ）の合計含有量である。
　得られた各Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の平均組成を測定した。各試料をスタンプミルにより粉砕し、分析に供した。各種元素量については、蛍光Ｘ線分析により測定した。ホウ素（Ｂ）の含有量はＩＣＰ分析により測定した。酸素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、炭素の含有量は酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により、窒素の含有量は不活性ガス融解－熱伝導度法により測定した。結果を表１に記す。
　得られた粒界拡散前の焼結体および粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、ＢＨトレーサーで磁気特性の評価を行った。４０００ｋＡ／ｍのパルス磁場により着磁を行ってから磁気特性を評価した。前記焼結磁石の厚みが薄いため、前記焼結磁石を２枚重ねて評価した。結果を表２に記す。なお、粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性は、Ｂｒ≧１４８５ｍＴかつＨｃｊ≧１８００ｋＡ／ｍを満たす場合を良好とし、Ｂｒ≧１５００ｍＴかつＨｃｊ≧１８５０ｋＡ／ｍを満たす場合をさらに良好とした。また、表２には粒界拡散前後におけるＨｃｊの差も記載した。
　また、粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石の主相体積分率を測定した。具体的には、粒界拡散後のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石を切断してＳＥＭを用いて観察を行った。ＳＥＭによる観察では、倍率２５００倍で少なくとも２００個の主相粒子が観察される大きさの観察範囲とした。そして、当該観察範囲における主相粒子の面積分率と主相体積分率とが同一であるとして、主相体積分率を測定した。さらに、上記の観察範囲をそれぞれ異なる箇所で合計１０個設定し、それぞれの観察範囲で主相体積分率を測定し、平均した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１より、粗粉砕後の水素含有量が高くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号１～３の各実施例はいずれも良好な磁気特性を有していた。特に、Ｎの含有量が小さい試料番号２およびＣの含有量が小さい試料番号３はいずれもさらに良好な磁気特性を有していた。これに対し、粗粉砕後の水素含有量が低くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号４～６の各比較例はいずれも磁気特性が劣る結果となった。
　なお、全ての実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いてＴｂの濃度分布を分析し、Ｔｂの濃度分布が、外側から内側に向かって低下する濃度分布であることを確認した。
　（実験例２）
　実験例２では、下記の点以外は実験例１と同様に実施した。結果を表３および表４に示す。なお、実験例１で表１と記載した部分を表３に、表２と記載した部分を表４に、それぞれ読み替える。
　実験例２では、塗布用塗料を実験例１から変更した。実験例２では、まず拡散材の原料金属としてＴｂ、ＮｄおよびＣｕをそれぞれ単体で準備した。次に、各拡散材の原料金属を質量比でＴｂ：Ｎｄ：Ｃｕ＝６８．８：１５．６：１５．６となるように秤量した。そして、秤量した各拡散材の原料金属をアーク溶解炉で溶解し、鋳造することを３回繰り返した。得られた合金を高周波誘導加熱で溶解して得られた温度１３００℃の溶湯をロールで急冷して急冷薄帯である拡散材の原料合金（拡散材の原料合金２）を作製した。以降の工程は実験例１と同様にして実験例２の塗布用塗料を作製した。
　粒界拡散では、前記塗布用塗料を塗布し、乾燥させた後に大気圧でＡｒをフローしながら９００℃、１０時間の拡散処理を実施し、続いて５５０℃、２時間の熱処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、表４より、各実施例はいずれも良好な磁気特性を有していた。これに対し、希土類元素の合計含有量が小さすぎる試料番号１９、希土類元素の合計含有量が多すぎる試料番号２２、４３、Ｃｕの含有量が小さすぎる試料番号２４、Ｃｕの含有量が多すぎる試料番号２７、Ｂの含有量が小さすぎる試料番号２８、２９、Ｇａの含有量およびＣの含有量が多めである試料番号３９は、はいずれもＢｒおよび／またはＨｃｊが低下した。また、希土類元素の合計含有量が多すぎる場合、Ｃｕの含有量が多すぎる場合、Ｂの含有量が少なすぎる場合、Ｇａの含有量およびＣの含有量が多めである場合はいずれも粒界拡散後の主相体積分率が小さく、粒界拡散前後におけるＨｃｊの差も小さかった。粗粉砕後の水素含有量が低くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号４０、４１の各比較例はいずれも磁気特性が劣る結果となった。また、脱水素処理を行わなかった試料番号４２、４３は焼結時にクラックが発生した。粗粉砕後の水素含有量が多すぎたためであると考えられる。
　なお、全ての実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いてＴｂの濃度分布、Ｎｄの濃度分布、Ｃｕの濃度分布を分析した。その結果、Ｔｂの濃度分布、Ｎｄの濃度分布、Ｃｕの濃度分布が、全て外側から内側に向かって低下する濃度分布であることを確認した。
　（実験例３）
　実験例３では、下記の点以外は実験例２と同様に実施した。結果を表６～表９に示す。なお、実験例２で表３と記載した部分を表６、表８に、表４と記載した部分を表７、表９に、それぞれ読み替える。また、ＴＲＥは希土類元素（Ｎｄ、Ｐｒ、ＴｂおよびＤｙ）の合計含有量である。
　実験例３では、まず拡散材の原料金属として表５に示す重希土類元素、軽希土類元素および金属元素をそれぞれ単体で準備した。次に、各拡散材の原料金属を表５に示す質量比となるように秤量した。そして、秤量した各拡散材の原料金属をアーク溶解炉で溶解し、鋳造することを３回繰り返した。得られた合金を高周波誘導加熱で溶解して得られた温度１３００℃の溶湯をロールで急冷して急冷薄帯である拡散材の原料合金（拡散材の原料合金３～１２）を作製した。以降の工程は実験例２と同様にして実験例３の塗布用塗料を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　実験例３において、塗布用塗料の塗布は、粒界拡散前の焼結体に付着する重希土類元素の合計量が、粒界拡散前の焼結体１００質量部に対して、０．６質量部となるように調整した。
　Ｔｂを粒界拡散させた後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性は、Ｂｒ≧１４８５ｍＴかつＨｃｊ≧１８００ｋＡ／ｍを満たす場合を良好とし、Ｂｒ≧１５００ｍＴかつＨｃｊ≧１８５０ｋＡ／ｍを満たす場合をさらに良好とした。Ｄｙを粒界拡散させた後のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性は、Ｂｒ≧１４８５ｍＴかつＨｃｊ≧１４００ｋＡ／ｍを満たす場合を良好とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表６、表７には、Ｔｂを拡散させた場合の実施例および比較例を記載する。粗粉砕後の水素含有量が十分に高くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号４４～５０、５２、５３はいずれも良好な磁気特性を有していた。これに対し、試料番号４４～５０、５２、５３と同様にＴｂを拡散させたが、粗粉砕後の水素含有量が低くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号５４～６０、６２、６３の各比較例は、いずれも磁気特性が劣る結果となった。
　表８、表９には、Ｄｙを拡散させた場合の実施例および比較例を記載する。粗粉砕後の水素含有量が十分に高くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号５１は、良好な磁気特性を有していた。これに対し、試料番号５１と同様にＤｙを拡散させたが、粗粉砕後の水素含有量が低くなるように脱水素温度および脱水素時間を設定した試料番号６１は、磁気特性が劣る結果となった。
　なお、全ての実施例および比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて拡散材の原料合金に含まれる元素の濃度分布を分析した。その結果、拡散材の原料合金に含まれる金属元素の濃度分布が、全て外側から内側に向かって低下する濃度分布であることを確認した。
１…Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石

Claims (15)

  1. 　ＲはＴｂまたはＤｙを必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
    　Ｒの合計含有量が２８．３５質量％以上２９．９５質量％以下、
    　Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
    　Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下であり、
    　ＴｂまたはＤｙの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布であり、
    　残留磁束密度が１４８５ｍＴ以上、かつ、保磁力が１８００ｋＡ／ｍ以上であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  2. 　ＲはＴｂを必須とする１種以上の希土類元素である請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  3. 　Ｃの含有量が７５０ｐｐｍ未満である請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  4. 　Ｎの含有量が５００ｐｐｍ未満である請求項１～３のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  5. 　Ｏの含有量が６５０ｐｐｍ未満である請求項１～４のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  6. 　Ｒとして１種以上の軽希土類元素を含み、１種以上の軽希土類元素の濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である請求項１～５のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  7. 　Ｃｕの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である請求項１～６のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  8. 　Ａｌをさらに含み、Ａｌの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である請求項１～６のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  9. 　Ｃｏをさらに含み、Ｃｏの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である請求項１～６のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  10. 　Ｇａをさらに含み、Ｇａの濃度の分布が、前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の外側から内側に向かって低下する分布である請求項１～６のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  11. 　請求項１～１０のいずれかに記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石を有するモータ。
  12. 　請求項１１に記載のモータを有する自動車。
  13. 　Ｒは軽希土類元素を必須とする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、さらにＣｕを含有するＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石であって、
    　軽希土類元素の合計含有量が２７．９５質量％以上２９．５５質量％以下、
    　Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
    　Ｂの含有量が０．９３質量％以上１．００質量％以下、
    　Ｃの含有量が７５０ｐｐｍ未満、
    　Ｎの含有量が５００ｐｐｍ未満、
    　Ｏの含有量が６５０ｐｐｍ未満であるＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石。
  14. 　Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法であって、
    　原料合金に水素吸蔵させる工程と、水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理する工程を含み、
    　前記水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理する際に、脱水素温度を５０℃以上２００℃以下とし、脱水素時間を５分以上６００分以下とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法。
  15. 　前記水素吸蔵させた原料合金を脱水素処理して得られる粗粉砕粉末におけるＨの含有量が２１００ｐｐｍ以上３１００ｐｐｍ以下である請求項１４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石の製造方法。
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