WO2023012929A1 - 希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機 - Google Patents

希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機 Download PDF

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subphase
concentration
earth sintered
sintered magnet
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泰貴 中村
達也 北野
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三菱電機株式会社
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    • B22F2301/45—Rare earth metals, i.e. Sc, Y, Lanthanides (57-71)

Definitions

  • the present disclosure relates to a rare earth sintered magnet, which is a permanent magnet obtained by sintering a material containing a rare earth element, a method for producing the rare earth sintered magnet, a rotor, and a rotating machine.
  • RTB system permanent magnets having a tetragonal R 2 T 14 B intermetallic compound as a main phase are known.
  • the element R is a rare earth element
  • the element T is a transition metal element such as Fe (iron) or Fe partially substituted with Co (cobalt)
  • B is boron.
  • RTB permanent magnets are used in various high-value-added parts, including industrial motors.
  • Nd--Fe--B based sintered magnets in which the element R is Nd (neodymium) are used in various parts due to their excellent magnetic properties.
  • industrial motors are often used in high-temperature environments exceeding 100°C. Attempts have been made to improve the magnetic force.
  • the production of Nd--Fe--B based sintered magnets has increased, and the consumption of heavy rare earth elements such as Nd, Dy and Tb (terbium) is increasing.
  • Nd and heavy rare earth elements are expensive and highly unevenly distributed, which poses a procurement risk. Therefore, as a measure to reduce the consumption of Nd and heavy rare earth elements, the element R includes Ce (cerium), La (lanthanum), Sm (samarium), Sc (scandium), Gd (gadolinium), Y (yttrium) and It is conceivable to use other rare earth elements such as Lu (lutetium).
  • Patent Document 1 a main phase having a tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure and having Fe and B as main constituent elements and at least one element selected from the group of Nd, La and Sm and a crystalline subphase containing at least one element selected from the group of Nd, La and Sm and O (oxygen) as a main constituent element.
  • La is segregated in the crystalline subphase
  • Sm is dispersed in the main phase and the crystalline subphase without segregation.
  • the above-described structural morphology suppresses deterioration of magnetic properties due to temperature rise.
  • Patent Document 2 a first phase containing a compound represented by RaTbX , and a grain boundary phase present at the grain boundary of the first phase and having a higher concentration of the element R than RaTbX , and a second phase consisting of a single crystal of a compound denoted by S c M d .
  • the element R is one or more rare earth elements including Nd
  • the element T is one or more transition metal elements including Fe
  • the element X is selected from B and C (carbon).
  • the element S is one or more rare earth elements including Sm
  • the element M is one or more transition metal elements including Co. According to the technique described in Patent Document 2, a rare earth magnet having sufficient magnetic properties even at high temperatures can be obtained.
  • Patent Document 3 discloses a first main phase composed of grains of an RTB alloy containing a light rare earth element as the element R and grains of an RTB alloy containing a heavy rare earth element as the element R.
  • RTB having a second main phase consisting of, a surface phase surrounding the surfaces of crystal grains constituting the first main phase and the second main phase, and a grain boundary alloy phase existing at the grain boundary triple point
  • the element T is Fe or part of Fe substituted with Co.
  • the heavy rare earth element concentration is lower in the first main phase and grain boundary alloy phase than in the second main phase and surface phase. According to the technique described in Patent Document 3, the coercive force can be effectively improved by using a rare earth element that provides a high coercive force.
  • the rare earth magnet alloy described in Patent Document 1 Sm is uniformly dispersed in the main phase and the sub phase in the rare earth magnet alloy, so it is possible to suppress the deterioration of the magnetic properties due to the temperature rise.
  • the second phase is composed of a single crystal, and there is no concentration difference in the elements present in the second phase. That is, although the second phase is distributed in the rare earth magnet, it has the same composition at any position and is formed by one type of compound having a uniform concentration distribution. Therefore, even the rare earth magnet described in Patent Document 2 does not have an optimum structure for improving magnetic properties at room temperature.
  • the RTB-based sintered magnet described in Patent Document 3 necessarily contains a heavy rare-earth element, so that a high coercive force can be obtained, but the residual magnetism required for industrial motors and the like can be obtained. There was a problem that a magnetic flux density could not be obtained and the magnetic properties were degraded. As described above, there has been a demand for a rare earth sintered magnet that achieves both improved magnetic properties at room temperature and suppression of deterioration in magnetic properties due to temperature rise.
  • the present disclosure has been made in view of the above, and it is possible to improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements.
  • An object is to obtain a rare earth sintered magnet.
  • the element M is one or more elements selected from the group of Cu, Al and Ga, and the general formula (Nd, La, Sm)-Fe -A rare earth sintered magnet satisfying BM, comprising a main phase containing crystal grains based on the R 2 Fe 14 B crystal structure and an oxide phase represented by (Nd, La, Sm)-O It has a crystalline first subphase containing a main component and a crystalline second subphase containing an oxide phase represented by (Nd, La)--O as a main component.
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase than in the second subphase, and the concentration of the element M is higher in the second subphase than in the first subphase.
  • the present disclosure it is possible to improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise while suppressing the use of Nd and heavy rare earth elements.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of a sintered structure of a rare earth sintered magnet according to Embodiment 1.
  • Flowchart showing an example of the procedure of a method for manufacturing a rare earth magnet alloy according to Embodiment 2 FIG.
  • FIG. 11 is a diagram schematically showing the state of the method for producing a rare earth magnet alloy according to Embodiment 2; Flowchart showing an example of procedure of a method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to Embodiment 2 Sectional view schematically showing an example of a configuration of a rotor equipped with rare earth sintered magnets according to Embodiment 3 Sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotating machine according to Embodiment 4 Composition images obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with FE-EPMA Elemental mapping of Nd obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with FE-EPMA Elemental mapping of O obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with FE-EPMA Elemental mapping of La obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with FE-EPMA Elemental mapping of Sm obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets
  • a rare earth sintered magnet, a method for manufacturing a rare earth sintered magnet, a rotor, and a rotating machine according to embodiments of the present disclosure will be described in detail below with reference to the drawings.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of the sintered structure of a rare earth sintered magnet according to Embodiment 1.
  • the permanent magnet according to Embodiment 1 is a rare earth sintered magnet 1 that satisfies the general formula (Nd, La, Sm)-Fe-BM and contains crystal grains based on the R 2 Fe 14 B crystal structure.
  • a rare earth sintered magnet 1 having a main phase 10 and a subphase 20 .
  • the subphase 20 consists of a crystalline first subphase 21 mainly composed of an oxide phase represented by (Nd, La, Sm)—O and an oxide phase represented by (Nd, La)—O. and a crystalline second subphase 22 containing as a main component.
  • Element M represents one or more elements selected from the group of Cu (copper), Al (aluminum) and Ga (gallium).
  • the main phase 10 has a tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure in which the elements R are Nd, La and Sm. That is, the main phase 10 has a composition formula of (Nd, La, Sm)2Fe14B .
  • the reason why the element R of the rare earth sintered magnet 1 having a tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure is a rare earth element consisting of Nd, La and Sm is that from the calculation results of the magnetic interaction energy using the molecular orbital method, This is because a practical rare earth sintered magnet 1 capable of suppressing deterioration in magnetic properties due to temperature rise can be obtained by using a composition in which La and Sm are added to Nd.
  • Nd is relatively diffused into the main phase 10 and the magnetocrystalline anisotropy of the main phase 10 is increased. can be done.
  • a pseudo-core-shell structure is formed in which the main phase 10 has portions with high magnetic anisotropy and portions with low magnetic anisotropy.
  • the effect of suppressing deterioration of magnetic properties due to temperature rise is further enhanced.
  • the amount of La and Sm added are too large, the amount of Nd, which is an element with a high magnetic anisotropy constant and saturation magnetic polarization, will decrease, resulting in a decrease in magnetic properties.
  • the composition ratios of are a, b, and c, respectively, it is preferable that a>(b+c).
  • the average grain size of the crystal grains of the main phase 10 is preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 0.1 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less in order to improve magnetic properties.
  • the crystalline subphase 20 is a generic term for the crystalline first subphase 21 and the crystalline second subphase 22 and exists between the main phases 10 .
  • the crystalline first subphase 21 is represented by (Nd, La, Sm)—O as described above
  • the crystalline second subphase 22 is represented by (Nd, La)—O as described above. be done.
  • (Nd, La, Sm) represented here means that part of Nd is replaced with La and Sm.
  • the first subphase 21 and the second subphase 22 may contain trace amounts of other components.
  • the second subphase 22 represented by (Nd, La)-O contains a very small amount of Sm.
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22, and the concentration of element M is higher than that in the first subphase 21. , the second subphase 22 is higher.
  • Sm and element M are segregated in different subphases 20 . Since Sm exists in the first subphase 21 at a high concentration, it relatively diffuses Nd in the Nd-rich phase into the main phase 10 and improves the magnetocrystalline anisotropy of the main phase 10 . Furthermore, since Sm is also present in the crystal grains of the main phase 10, it is coupled in the same magnetization direction as Fe, which is a ferromagnetic material, thereby contributing to the improvement of residual magnetic flux density.
  • the element M Since the element M is present in the second subphase 22 at a high concentration, it forms a non-magnetic phase that magnetically separates the main phases 10 from each other and contributes to the improvement of the magnetic properties. Since Sm and the element M are present in each of the different subphases 20 at a high concentration, both the residual magnetic flux density and the coercive force can be improved.
  • the rare earth sintered magnet 1 there is a difference in concentration of La and Sm between the main phase 10 and the subphase 20, and the sum of the concentrations of La in the first subphase 21 and the second subphase 22 is , the La concentration in the main phase 10 or higher, and the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is higher than the Sm concentration in the main phase 10 .
  • the concentrations of La and Sm in the secondary phase 20 are greater than or equal to the concentrations of La and Sm in the main phase 10 .
  • La has a concentration difference between the first subphase 21 and the second subphase 22 , and the La concentration in the first subphase 21 is greater than or equal to the La concentration in the second subphase 22 .
  • the La concentration contained in the main phase 10 is X
  • the La concentration contained in the first subphase 21 is X1
  • the La concentration contained in the second subphase 22 is X2
  • the La concentration contained in the main phase 10 is X2.
  • the Sm concentration contained in the first subphase 21 is Y
  • the Sm concentration contained in the second subphase 22 is Y2
  • the Sm concentration contained in the second subphase 22 is Y2
  • the relationship of the following formula (1) is satisfied. .
  • La exists in a high concentration at the grain boundary during the manufacturing process, especially the heat treatment process, thereby relatively diffusing Nd into the main phase 10 .
  • the Nd of the main phase 10 is not consumed at the grain boundaries and the magnetocrystalline anisotropy is improved.
  • Sm is also present in the subphase 20, particularly in the first subphase 21, at a high concentration as compared to the main phase 10, Nd is relatively diffused into the main phase 10 similarly to La, thereby increasing magnetocrystalline anisotropy. improve.
  • the rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1 may contain an additive element N for improving magnetic properties.
  • the additive element N is one selected from the group consisting of Co, Zr (zirconium), Ti (titanium), Pr (praseodymium), Nb (niobium), Dy, Tb, Mn (manganese), Gd and Ho (holmium). These are the above elements.
  • FIG. 2 is a diagram showing atomic sites in the tetragonal Nd 2 Fe 14 B crystal structure. It should be noted that the crystal structure shown in FIG. 2 is, for example, FIG. 1.
  • the site to be substituted is judged by the numerical value of the energy obtained by obtaining the stabilization energy due to substitution by band calculation and molecular field approximation of the Heisenberg model. (Reference 1) JFHerbst et al. “Relationships between crystal structure and magnetic properties in Nd2Fe14B ”. PHYSICAL REVIEW B. 1984, Vol.29, No.7 , p.4176-4178.
  • the stabilization energy in La is obtained from the energy difference between (Nd7La1)Fe56B4 + Nd and Nd8 ( Fe55La1 ) B4 +Fe using a Nd8Fe56B4 crystal cell . be able to.
  • This calculation assumes that the lattice constant in the tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure does not change with the difference in atomic radius when La replaces the original atom.
  • Table 1 shows the stabilization energy of La at each substitution site when the environmental temperature is changed.
  • the stable substitution site of La is the Nd(f) site at temperatures of 1000K or higher, and the Fe(c) site at temperatures of 293K and 500K.
  • the rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1 is melted by heating the raw material of the rare earth sintered magnet 1 to a temperature of 1000K or higher, and then rapidly cooled. For this reason, it is considered that the raw material of the rare earth sintered magnet 1 is maintained at a temperature of 1000K or higher, that is, 727°C or higher, preferably about 1300K, that is, 1027°C.
  • La is considered to be substituted with Nd(f) site or Nd(g) site.
  • the Nd(g) site is also cited as a candidate for the La substitution site.
  • the temperature was 1000K or more at the time of sintering, the temperature was reduced to that shown in Table 1 by going through the primary aging process, the secondary aging process, and the cooling process.
  • the described Fe(c) sites are retained in the energetically stable temperature range. In other words, La substitution at the Nd site of the main phase 10 is kept in an unstable energy state.
  • the stabilization energy of Sm can be obtained from the energy difference between (Nd7Sm1)Fe56B4+Nd and Nd8 ( Fe55Sm1 ) B4 + Fe . It is the same as in the case of La that the lattice constant in the tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure does not change due to atom substitution.
  • Table 2 is a table showing the stabilization energy of Sm at each substitution site when the environmental temperature is changed.
  • the stable substitution site of Sm is the Nd(g) site at any temperature.
  • Sm is also considered to be preferentially substituted with the energetically stable Nd(g) site, but substitution with the Nd(f) site, which has a small energy difference among the substitution sites of Sm, is also possible.
  • the replacement of the main phase 10 with the Nd(g) site is the most stable in terms of energy.
  • some Sm is also released from the Nd site of the main phase 10 together with La. , segregates into the subphase 20 .
  • the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is equal to or higher than the Sm concentration in the main phase 10 .
  • La and Sm can be said to segregate in the subphase 20 .
  • the La concentration is the same as the Sm concentration, and the La concentration in the first subphase 21 is equal to or higher than the La concentration in the second subphase 22. You can say that.
  • La and Sm are compared, it can be seen that La, which is held in a temperature range in an unstable energy state, is overwhelmingly more likely to segregate into the subphase 20 from an energetic point of view.
  • La has a higher segregation ratio to the subphase 20 than La and Sm present in the rare earth sintered magnet 1. That is, it means that the relationship of the above formula (1) is satisfied.
  • the element M that is, elements such as Cu, Al and Ga, which form non-magnetic phases at grain boundaries and contribute to increasing the coercive force, originally exist in the subphase 20 .
  • the element M is mainly present in the subphase 20 different from La and Sm. . That is, each element does not exist uniformly, but the concentration of the element M including Cu, Al, and Ga is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • the first subphase 21 has a higher Sm concentration than the second subphase 22, and the second subphase 22 has a higher element M concentration than the first subphase 21.
  • a rare earth sintered magnet 1 having a feature that Sm and the element M are different from each other in subphases 20 with high concentrations is obtained.
  • the element M is one or more elements selected from the group of Cu, Al and Ga, and the general formula (Nd, La, Sm)-Fe- A rare earth sintered magnet 1 satisfying BM, comprising a main phase 10 containing crystal grains based on an R 2 Fe 14 B crystal structure, and an oxide phase represented by (Nd, La, Sm)—O and a crystalline second subphase 22 mainly composed of an oxide phase represented by (Nd, La)--O.
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22, and the concentration of the element M is higher in the first subphase 22.
  • the height of the second subphase 22 was set higher than that of the phase 21 . That is, the concentration of Sm and the concentration of the element M in the subphase 20 are made different. As a result, since Sm exists in the first subphase 21 at a high concentration, it relatively diffuses Nd into the main phase 10 and improves the magnetocrystalline anisotropy of the main phase 10 . Furthermore, since Sm is also present in the crystal grains of the main phase 10, it is coupled in the same magnetization direction as Fe, which is a ferromagnetic material, thereby contributing to the improvement of residual magnetic flux density.
  • the element M Since the element M is present in the second subphase 22 at a high concentration, it forms a non-magnetic phase that magnetically separates the main phases 10 from each other and contributes to the improvement of the magnetic properties. Since Sm and the element M are present in different subphases 20 at high concentrations, both the residual magnetic flux density and the coercive force can be improved.
  • the main phase 10 has a tetragonal R 2 Fe 14 B crystal structure in which the elements R are Nd, La and Sm, the rare earth sintered magnet 1 can suppress a decrease in magnetic properties due to temperature rise. becomes.
  • the rare earth sintered magnets that satisfy Nd--Fe--B the use of Nd and heavy rare earth elements is suppressed, the magnetic properties are improved at room temperature, the deterioration of magnetic properties due to temperature rise is suppressed, can be obtained.
  • Embodiment 2 the method of manufacturing the rare earth sintered magnet 1 described in Embodiment 1 will be described. A method of manufacturing the magnet 1 and a method of manufacturing the magnet 1 will be separately described.
  • FIG. 3 is a flow chart showing an example of the procedure of a method for manufacturing a rare earth magnet alloy according to Embodiment 2.
  • FIG. 4A and 4B are diagrams schematically showing a method for manufacturing a rare earth magnet alloy according to Embodiment 2.
  • FIG. 4A and 4B are diagrams schematically showing a method for manufacturing a rare earth magnet alloy according to Embodiment 2.
  • the method of manufacturing a rare earth magnet alloy includes a melting step (step S1) of heating and melting a raw material of a rare earth magnet alloy containing elements constituting the rare earth sintered magnet 1 to a temperature of 1000K or higher. ), a primary cooling step (step S2) of cooling the raw material in a molten state on a rotating rotating body to obtain a solidified alloy, and a secondary cooling step (step S3) of further cooling the solidified alloy in a container. ) and including.
  • a melting step S1 of heating and melting a raw material of a rare earth magnet alloy containing elements constituting the rare earth sintered magnet 1 to a temperature of 1000K or higher.
  • a primary cooling step step S2 of cooling the raw material in a molten state on a rotating rotating body to obtain a solidified alloy
  • a secondary cooling step step S3 of further cooling the solidified alloy in a container.
  • step S1 the raw material of the rare earth magnet alloy is heated to a temperature of 1000 K or higher in the crucible 31 in an atmosphere containing an inert gas such as Ar (argon) or in a vacuum. to melt.
  • an inert gas such as Ar (argon) or in a vacuum.
  • a molten alloy 32 in which rare earth magnet alloy is melted is prepared.
  • a combination of Nd, La, Sm, Fe, B, and one or more elements M selected from the group of Al, Cu and Ga can be used.
  • one or more elements selected from the group consisting of Co, Zr, Ti, Pr, Nb, Dy, Tb, Mn, Gd and Ho as the additional element N may be included in the raw material.
  • the molten alloy 32 prepared in the melting step is poured into a tundish 33, followed by a rotating body that rotates in the direction of the arrow. Cast over single roll 34 .
  • the molten alloy 32 is rapidly cooled on the single roll 34 and a solidified alloy 35 thinner than the ingot alloy is prepared on the single roll 34 from the molten alloy 32 .
  • the single roll 34 is used as the rotating rotating body, but it is not limited to this, and it may be brought into contact with a twin roll, a rotating disk, a rotating cylindrical mold, or the like, and rapidly cooled.
  • the cooling rate in the primary cooling step is preferably 10°C/second or more and 10 7 °C/second or less, and 10 3 °C/second or more and 10 4 °C. / second or less is more preferable.
  • the thickness of the solidified alloy 35 is in the range of 0.03 mm or more and 10 mm or less.
  • the molten alloy 32 begins to solidify from the portion in contact with the single roll 34, and crystals grow in the thickness direction from the contact surface with the single roll 34 in the form of columns or needles.
  • the thin solidified alloy 35 prepared in the primary cooling step is placed in a tray container 36 and cooled.
  • the solidified alloy 35 having a small thickness is crushed when it enters the tray container 36 and becomes a scaly rare earth magnet alloy 37 and is cooled.
  • the ribbon-shaped rare earth magnet alloy 37 may be obtained, and is not limited to the scale-shaped.
  • the cooling rate in the secondary cooling step is preferably 10 -2 ° C./sec or more and 10 5 ° C./sec or less. More preferably, the temperature is 10 -1 °C/sec or more and 10 2 °C/sec or less.
  • the rare earth magnet alloy 37 obtained through these steps has a minor axis size of 3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less and a major axis size of 10 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less (Nd, La, Sm)—Fe—B crystal phase. and a crystalline subphase 20 of an oxide represented by (Nd, La, Sm)-O.
  • the oxide crystalline subphase 20 denoted (Nd,La,Sm)--O will be referred to as the (Nd,La,Sm)--O phase.
  • the (Nd, La, Sm)--O phase is a non-magnetic phase composed of an oxide with a relatively high concentration of rare earth elements.
  • the thickness of the (Nd, La, Sm)—O phase corresponds to the width of the grain boundary and is 10 ⁇ m or less. Since the rare earth magnet alloy 37 manufactured by the above manufacturing method has undergone a rapid cooling process, it has a finer structure and a grain size than the rare earth magnet alloy obtained by the mold casting method. is small.
  • FIG. 5 is a flow chart showing an example of the procedure of a method for manufacturing a rare earth sintered magnet according to Embodiment 2.
  • the method of manufacturing the rare earth sintered magnet 1 includes a pulverizing step (step S21) of pulverizing the rare earth magnet alloy 37 satisfying (Nd, La, Sm)-Fe-BM, and A forming step (step S22) of preparing a compact by compacting the powder of the rare earth magnet alloy 37, a sintering step (step S23) of obtaining a sintered body by sintering the compact, and a sintered compact and an aging step (step S24) of aging and a cooling step (step S25) of cooling the aged sintered body.
  • the rare earth magnet alloy 37 manufactured according to the method for manufacturing the rare earth magnet alloy 37 of FIG. A rare earth magnet alloy 37 having a phase and is pulverized to obtain a rare earth magnet alloy powder having a particle size of 200 ⁇ m or less, preferably 0.5 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less.
  • the rare earth magnet alloy 37 pulverized here contains one or more elements M selected from the group of Al, Cu and Ga, as described above. Pulverization of the rare earth magnet alloy 37 is performed using, for example, an agate mortar, stamp mill, jaw crusher, or jet mill.
  • the rare earth magnet alloy 37 when reducing the particle size of the powder, it is preferable to pulverize the rare earth magnet alloy 37 in an atmosphere containing an inert gas.
  • By pulverizing the rare earth magnet alloy 37 in an atmosphere containing an inert gas it is possible to suppress oxygen from being mixed into the powder.
  • pulverization of the rare earth magnet alloy 37 may be performed in the air.
  • the powder of the rare earth magnet alloy 37 is compression-molded in a mold to which a magnetic field is applied to prepare a compact.
  • the applied magnetic field can be 2T, for example. It should be noted that the molding may be performed without applying a magnetic field instead of in a magnetic field.
  • the compression-molded body is held at a sintering temperature in the range of 900° C. to 1300° C. for a time in the range of 0.1 hour to 10 hours, thereby sintering prepare the body; Sintering is preferably carried out in an atmosphere containing an inert gas or in a vacuum in order to suppress oxidation. Sintering may be performed while applying a magnetic field.
  • the sintering step may be added with a step of hot working or aging treatment to improve magnetic properties, that is, to make magnetic field anisotropic or to improve coercive force.
  • a step of infiltrating a compound containing Cu, Al, a heavy rare earth element, or the like into the grain boundaries, which are the boundaries between the main phases 10, may be added.
  • the aging process of step S24 includes a first aging process of step S24-1 and a second aging process of step S24-2.
  • the conditions for the primary aging step in step S24-1 are that the sintered body is subjected to the primary aging temperature which is lower than the sintering temperature, specifically at a temperature within the range of 700° C. or higher and lower than 900° C.
  • the sintered body is held within the range of 0.1 hour or more and 10 hours or less.
  • the condition of the second aging step in step S24-2 is the second aging temperature which is lower than the first aging temperature after the first aging step, specifically in the range of 450°C or more and less than 700°C.
  • the sintered body is held at a temperature within the range of 0.1 hour or more and 10 hours or less.
  • the sintered body is cooled at a temperature lower than the secondary aging temperature, specifically at a temperature within the range of 200° C. or more and less than 450° C. for 0.1 hour or more and 5 hours or less. Hold. Thereafter, the rare earth sintered magnet 1 is completed by cooling to room temperature.
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 by controlling the temperature and time as described above.
  • a rare earth sintered magnet 1 is manufactured in which the concentration of one or more elements M selected from the group of Cu, Al and Ga is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21. be able to. That is, in the aging step and the cooling step, the oxide phase represented by (Nd, La, Sm)—O is the main component from the (Nd, La, Sm)—O phase, depending on the concentration of the element M, for example. and a crystalline second subphase 22 mainly composed of an oxide phase represented by (Nd, La)-O.
  • the second subphase 22 may contain a small amount of Sm.
  • the rare earth magnet alloy powder 37 having the (Nd, La, Sm)--Fe--B crystal phase and the (Nd, La, Sm)--O phase is pulverized to form a rare earth magnet alloy powder.
  • the sintered body is aged and cooled to produce the rare earth sintered magnet 1 .
  • rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1 can be manufactured.
  • the sintered body is heated at a temperature lower than the sintering temperature, specifically at a first aging temperature in the range of 700° C. or more and less than 900° C. for 0.1 hour or more and 10 hours or less.
  • the sintered body is held within the range of , and in the second aging step, after the first aging step, at a second aging temperature lower than the first aging temperature, specifically 450 ° C. or higher and lower than 700 ° C.
  • the sintered body is held at a temperature within the range of 0.1 hour or more and 10 hours or less, and in the cooling step, at a temperature lower than the secondary aging temperature, specifically 200 ° C. or higher and 450 ° C.
  • the sintered body is held at a temperature within the range of less than 0.1 hour or more and 5 hours or less, and cooled to room temperature.
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22, and the concentration of one or more elements M selected from the group of Cu, Al and Ga is A rare earth sintered magnet 1 in which the second subphase 22 is higher than the first subphase 21 can be produced.
  • the sum of the La concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 becomes equal to or higher than the La concentration in the main phase 10, and the Sm concentration in the first subphase 21 and the second subphase 22 is equal to or higher than the concentration of Sm in the main phase 10, and the concentration of La in the first subphase 21 is equal to or higher than the concentration of La in the second subphase 22.
  • the La concentration and Sm concentration contained in the main phase 10 the La concentration and Sm concentration contained in the first subphase 21, and the La concentration and Sm concentration contained in the second subphase 22 satisfy the above formula (1).
  • a rare earth sintered magnet 1 can be produced.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotor equipped with rare earth sintered magnets according to Embodiment 3.
  • FIG. 6 shows a cross section of the rotor 100 in a direction perpendicular to the rotation axis RA.
  • the rotor 100 is rotatable around the rotation axis RA.
  • the rotor 100 includes a rotor core 101 and rare earth sintered magnets 1 inserted into magnet insertion holes 102 provided in the rotor core 101 along the circumferential direction of the rotor 100 .
  • rare earth sintered magnets 1 are used in FIG. 6 , the number of rare earth sintered magnets 1 is not limited to this, and may be changed according to the design of rotor 100 .
  • the rotor core 101 is formed by laminating a plurality of disk-shaped electromagnetic steel sheets in the axial direction of the rotation shaft RA.
  • the rare earth sintered magnet 1 has the structure described in the first embodiment and is manufactured according to the manufacturing method described in the second embodiment.
  • Four rare earth sintered magnets 1 are inserted into corresponding magnet insertion holes 102 .
  • the four rare earth sintered magnets 1 are each magnetized such that the magnetic poles of the rare earth sintered magnets 1 on the radially outer side of the rotor 100 are different from adjacent rare earth sintered magnets 1 .
  • the rotor 100 according to Embodiment 3 includes the rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1, which can improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise. .
  • the rare earth sintered magnet 1 is capable of suppressing deterioration in magnetic properties due to temperature rise while maintaining high residual magnetic flux density and coercive force. Also, the deterioration of the magnetic properties is suppressed. As a result, the operation of the rotor 100 can be stabilized even in a high temperature environment exceeding 100.degree.
  • FIG. 7 is a cross-sectional view schematically showing an example of the configuration of a rotating machine according to Embodiment 4.
  • FIG. 7 shows a cross section of the rotor 100 in a direction perpendicular to the rotation axis RA.
  • Rotating machine 120 includes rotor 100 described in Embodiment 3, which is rotatable about rotation axis RA, and annular stator 130 provided coaxially with rotor 100 and arranged to face rotor 100. , provided.
  • the stator 130 is formed by laminating a plurality of electromagnetic steel plates in the axial direction of the rotation shaft RA.
  • the configuration of the stator 130 is not limited to this, and an existing configuration can be adopted.
  • Stator 130 is provided with teeth 131 protruding toward rotor 100 along the inner surface of stator 130 .
  • Windings 132 are provided on the teeth 131 .
  • the winding method of the winding 132 is not limited to concentrated winding, and may be distributed winding.
  • the rotor 100 in the rotating machine 120 may have two or more magnetic poles, that is, two or more rare earth sintered magnets 1 .
  • the magnet-embedded rotor 100 is used, but a surface magnet type in which the rare-earth sintered magnets 1 are fixed to the outer periphery with an adhesive may be used.
  • the rotating machine 120 according to Embodiment 4 includes the rare earth sintered magnet 1 according to Embodiment 1, which can improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise. .
  • the rare earth sintered magnet 1 is capable of suppressing deterioration in magnetic properties due to temperature rise while maintaining high residual magnetic flux density and coercive force. Also, the deterioration of the magnetic properties is suppressed. As a result, it is possible to stably drive the rotor 100 and stabilize the operation of the rotating machine 120 even in a high temperature environment exceeding 100°C.
  • the details of the rare earth sintered magnet 1 of the present disclosure will be described below with reference to examples and comparative examples.
  • Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 6 samples represented by R—Fe—BMN of a plurality of rare earth magnet alloys 37 having different compositions of the main phase 10 were used, and the samples shown in Embodiment 2 were used.
  • a rare earth sintered magnet 1 is manufactured by the method described.
  • the portion of element R is changed.
  • the rare earth sintered magnet 1 is manufactured using the rare earth magnet alloy 37 in which the contents of Nd, La and Sm in the element R are changed.
  • the rare earth magnet alloy 37 that does not contain the additive element N and that contains one or more elements M selected from the group of Cu, Al and Ga is used.
  • the rare earth magnet added with the element M and one or more additional elements N selected from the group consisting of Co, Zr, Ti, Pr, Nb, Dy, Tb, Mn, Gd and Ho Alloy 37 is used.
  • Comparative Examples 1 and 3 use the rare earth magnet alloy 37 in which the element R is Nd. However, in Comparative Example 1, the element M and the additive element N are not included, and in Comparative Example 3, the additive element N is not included.
  • Comparative Examples 2 and 4 the rare earth magnet alloy 37 containing Nd as the element R and Dy, which is a heavy rare earth element, is used. However, Comparative Example 2 does not contain the element M and the additive element N, and Comparative Example 4 does not contain the additive element N.
  • Table 3 is a table showing the general formula of rare earth sintered magnets according to Examples and Comparative Examples, the content of elements constituting the element R, the analysis results of the morphology of the structure, and the determination results of the magnetic properties.
  • Table 3 shows the general formula of the main phase 10 of each sample, which is the rare earth sintered magnet 1 of Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 6. Moreover, Table 3 shows only the presence or absence of the addition of the element M and the additional element N. In Examples 1 to 8 and Comparative Examples 3 and 4, the case where the element M includes Cu, Al and Ga is taken as an example.
  • the morphology of the rare earth sintered magnet 1 is determined by elemental analysis using a scanning electron microscope (SEM) and an electron probe micro analyzer (EPMA).
  • SEM scanning electron microscope
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • a field emission electron probe microanalyzer manufactured by JEOL Ltd., product name: JXA-8530F is used as the SEM and EPMA.
  • the conditions for elemental analysis were an acceleration voltage of 15.0 kV, an irradiation current of 22.71 nA, an irradiation time of 130 ms, a pixel count of 512 pixels ⁇ 512 pixels, a magnification of 5000 times, and an integration The number of times is 1.
  • Magnetic properties are evaluated by measuring the coercive force of a plurality of samples using a pulse excitation BH tracer.
  • the maximum magnetic field applied by the BH tracer is 6 T or more at which the rare earth sintered magnet 1 is completely magnetized.
  • a DC type BH tracer In addition to the pulse excitation type BH tracer, if it is possible to generate a maximum applied magnetic field of 6 T or more, it is also called a DC type BH tracer, a DC self-recording magnetometer, a vibrating sample magnetometer (VSM), a magnetic property A measuring device (Magnetic Property Measurement System: MPMS), a physical property measuring device (Physical Property Measurement System: PPMS), etc. may be used. Measurement is performed in an atmosphere containing an inert gas such as nitrogen. The magnetic properties of each sample are measured at a first measurement temperature T1 and a second measurement temperature T2, which are different from each other.
  • VSM vibrating sample magnetometer
  • MPMS Magnetic Property Measurement System
  • PPMS Physical Property Measurement System
  • the temperature coefficient ⁇ [%/°C] of the residual magnetic flux density is the difference between the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1 and the residual magnetic flux density at the second measurement temperature T2, and the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1 is divided by the temperature difference (T2-T1).
  • the coercive force temperature coefficient ⁇ [%/°C] is the difference between the coercive force at the first measured temperature T1 and the coercive force at the second measured temperature T2, and the coercive force at the first measured temperature T1. It is a value obtained by dividing the ratio by the temperature difference (T2-T1). Therefore, the smaller the absolute values
  • FIG. 8 is a composition image obtained by analyzing the cross section of the rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with a Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer (FE-EPMA).
  • 9 to 15 are elemental mappings obtained by analyzing cross sections of rare earth sintered magnets according to Examples 1 to 8 with FE-EPMA.
  • 9 is the elemental mapping of Nd
  • FIG. 10 is the elemental mapping of O
  • FIG. 11 is the elemental mapping of La
  • FIG. 12 is the elemental mapping of Sm
  • FIG. 14 is an elemental mapping of Al
  • FIG. 15 is an elemental mapping of Ga.
  • FIGS. 8 to 15 show representative examples among Examples 1 to 8. Further, the same reference numerals are assigned to the same components as in FIG.
  • the main phase 10 which is a crystal grain based on the R 2 Fe 14 B crystal structure, (Nd, La, Sm)—O
  • a crystalline first subphase 21 whose main component is an oxide phase represented by and a crystalline second subphase 22 whose main component is an oxide phase represented by (Nd, La)-O
  • the first subphase 21 has a higher Sm concentration than the second subphase 22 .
  • the concentration of one or more elements M selected from the group of Cu, Al and Ga is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21. can be confirmed.
  • the sum of the La concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is equal to or higher than the La concentration in the main phase 10, and the second It can be confirmed that the sum of the Sm concentrations in the first subphase 21 and the second subphase 22 is greater than or equal to the Sm concentration in the main phase 10 . Furthermore, it can be confirmed that the concentration of La in the first subphase 21 is equal to or higher than the concentration of La in the second subphase 22 .
  • the La concentration contained in the main phase 10, the first subphase 21 and the second subphase 22 and the Sm concentration contained in the main phase 10, the first subphase 21 and the second subphase 22 are defined by FE- From the intensity ratio of elemental mapping obtained by EPMA analysis, the La concentration contained in the main phase 10, the first subphase 21 and the second subphase 22, the main phase 10, the first subphase 21 and the second subphase It can be confirmed that the relationship between the Sm concentration contained in the phase 22 and the above formula (1) is satisfied.
  • the shape of each sample for magnetic measurement is a block shape with length, width and height of 7 mm.
  • the first measured temperature T1 is 23°C and the second measured temperature T2 is 200°C.
  • 23°C is room temperature.
  • 200° C. is a temperature that can occur as an environment during operation of motors for automobiles and industrial motors.
  • the residual magnetic flux density and coercive force of each sample according to Examples 1 to 8 and Comparative Examples 2 to 6 are compared with Comparative Example 1. If the residual magnetic flux density and coercive force values of each sample at 23 ° C. show values within 1%, which is considered to be a measurement error compared to the values in Comparative Example 1, it is judged to be "equivalent”, If the value is 1% or higher, it is determined as “good”, and if the value is 1% or less, it is determined as "poor".
  • the temperature coefficient ⁇ of the residual magnetic flux density is calculated using the residual magnetic flux density at the first measurement temperature T1 of 23°C and the residual magnetic flux density at the second measurement temperature T2 of 200°C.
  • the coercive force temperature coefficient ⁇ is calculated using the coercive force at the first measurement temperature T1 of 23°C and the coercive force at the second measurement temperature T2 of 200°C.
  • the temperature coefficient of residual magnetic flux density and the temperature coefficient of coercive force in each sample according to Examples 1-8 and Comparative Examples 2-6 are determined in comparison with Comparative Example 1.
  • Table 3 shows the determination results of the residual magnetic flux density, the coercive force, the temperature coefficient of the residual magnetic flux density, and the temperature coefficient of the coercive force.
  • Comparative Example 1 is a sample of rare earth sintered magnet 1 produced according to the production method of Embodiment 2 using Nd, Fe and FeB as raw materials so as to form Nd--Fe--B. Observing the morphology of the structure of this sample according to the method described above, it cannot be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 because Sm is not added. Furthermore, since the element M is not added either, it cannot be confirmed that the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 . Further, when the magnetic properties of this sample were evaluated according to the method described above, the residual magnetic flux density was 1.3 T and the coercive force was 1000 kA/m. The temperature coefficients of remanence and coercivity are
  • 0.191%/°C and
  • 0.460%/°C, respectively. These values of Comparative Example 1 are used as a reference.
  • Comparative Example 2 is a sample of rare earth sintered magnet 1 produced according to the production method of Embodiment 2 using Nd, Dy, Fe and FeB as raw materials so as to form (Nd, Dy)--Fe--B. . Observing the morphology of the structure of this sample according to the method described above, it cannot be confirmed that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 because Sm is not added. Furthermore, since the element M is not added either, it cannot be confirmed that the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • Comparative Example 3 is a sample of rare earth sintered magnet 1 produced according to the production method of Embodiment 2 using Nd, Fe and FeB, and element M as raw materials so as to form Nd--Fe--BM. .
  • Observation of the morphology of the structure of this sample according to the method described above reveals that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 because Sm is not added.
  • the element M is added, the first subphase 21 and the second subphase 22 are not formed due to the absence of Sm, and the concentration of the element M is lower than the first subphase 21. It cannot be confirmed that the two-subphase 22 is higher.
  • Comparative Example 4 is a sintered rare earth element produced according to the production method of Embodiment 2 using Nd, Dy, Fe and FeB as raw materials to form (Nd, Dy)-Fe-BM, and further using element M as raw materials. It is a sample of Magnet 1. Observation of the morphology of the structure of this sample according to the method described above reveals that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 because Sm is not added. In addition, although the element M is added, the first subphase 21 and the second subphase 22 are not formed due to the absence of Sm, and the concentration of the element M is lower than the first subphase 21. It cannot be confirmed that the two-subphase 22 is higher.
  • Comparative Example 5 is a rare earth sintered magnet 1 produced according to the production method of Embodiment 2 using Nd, La, Sm, Fe and FeB as raw materials so as to form (Nd, La, Sm)-Fe-B. is a sample. Observing the structure of this sample according to the method described above, Sm was added but M was not added, so two types of subphases 20, a first subphase 21 and a second subphase 22, were confirmed. Moreover, the Sm concentration is uniformly distributed in the main phase 10 and the subphase 20 . Furthermore, since the two types of subphases 20 do not exist, it cannot be confirmed that the first subphase 21 is higher than the second subphase 22 .
  • the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • the residual magnetic flux density was "bad”
  • the coercive force was "bad”
  • the temperature coefficient of the residual magnetic flux density was "good”
  • the coercive force temperature coefficient was "Good”. This is because the presence of La and Sm in the main phase 10 or the subphase 20 results in good temperature coefficients of the magnetic properties, but the two types of subphases 20 do not exist and these subphases 20 do not exist.
  • the result reflects that the concentration of Sm and the concentration of the element M in the phase 20 are not suitable structure morphology.
  • Comparative Example 6 contains Nd, La, Sm, Fe and FeB, and further Co, Zr, Ti, Pr, Nb, Dy, Tb, Mn so as to become (Nd, La, Sm)-Fe-B-N , Gd, and Ho, and is a sample of a rare earth sintered magnet 1 manufactured according to the manufacturing method of Embodiment 2 using as a raw material one or more additive elements N selected from the group of Gd and Ho. Observation of the morphology of the structure of this sample according to the method described above reveals that although Sm is added, the element M is not added. Moreover, the Sm concentration is uniformly distributed in the main phase 10 and the subphase 20, which cannot be confirmed.
  • the two types of subphases 20 do not exist, it cannot be confirmed that the first subphase 21 is higher than the second subphase 22 . Furthermore, since the element M is not added either, it cannot be confirmed that the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • the residual magnetic flux density was "good”
  • the coercive force was "bad”
  • the temperature coefficient of the residual magnetic flux density was "good”
  • the coercive force temperature coefficient was "Good”. Due to the presence of La and Sm in the main phase 10 or the subphase 20, good temperature coefficients of magnetic properties are obtained.
  • the magnetic flux density is improved due to the effect of the additive element N such as Co, which is a magnetic material.
  • the results reflect the absence of the two types of subphases 20 and the fact that the concentrations of Sm and the element M in these subphases 20 are not appropriate structural forms.
  • Nd, La, Sm, Fe and FeB are used as raw materials so as to form (Nd, La, Sm)-Fe-B-M, and the element M is used as the raw material for the manufacturing method of the second embodiment.
  • It is a sample of the rare earth sintered magnet 1 produced according to. Observation of the structural morphology of these samples according to the method described above confirms that the Sm concentration is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 . Furthermore, it can be confirmed that the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • the residual magnetic flux density is “good”
  • the coercive force is “good”
  • the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “good”
  • the temperature coefficient of the coercive force is “good”.
  • Example 8 is an embodiment using Nd, La, Sm, Fe and FeB, an element M, and an additive element N as raw materials so as to form (Nd, La, Sm)-Fe-BMN.
  • 2 is a sample of a rare earth sintered magnet 1 produced according to the production method of No. 2. Observation of the morphology of the structure of this sample according to the method described above confirms that the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22 . Furthermore, it can be confirmed that the concentration of the element M is higher in the second subphase 22 than in the first subphase 21 .
  • the residual magnetic flux density is "good”
  • the coercive force is “good”
  • the temperature coefficient of the residual magnetic flux density is “good”
  • the coercive force temperature characteristics The evaluation is "good”. This indicates that the addition of the additive element N does not change the effect obtained as long as an appropriate structural morphology is formed.
  • the samples of Examples 1 to 8 are rare earth sintered magnets 1 satisfying the general formula (Nd, La, Sm)-Fe-BM and containing crystal grains based on the R 2 Fe 14 B crystal structure.
  • a main phase 10 a crystalline first subphase 21 mainly composed of an oxide phase represented by (Nd, La, Sm)-O, and an oxide phase represented by (Nd, La)-O
  • the concentration of Sm is higher in the first subphase 21 than in the second subphase 22, and the concentration of the element M is higher than that in the first subphase 22.
  • these rare earth sintered magnets 1 suppress the use of Nd and heavy rare earth elements, which are expensive, highly unevenly distributed, and have procurement risks, compared to rare earth sintered magnets that satisfy Nd--Fe--B. It is possible to improve the magnetic properties at room temperature and suppress the deterioration of the magnetic properties due to temperature rise.
  • 1 rare earth sintered magnet 10 main phase, 20 subphase, 21 first subphase, 22 second subphase, 31 crucible, 32 molten alloy, 33 tundish, 34 single roll, 35 solidified alloy, 36 tray container, 37 Rare earth magnet alloy, 100 rotor, 101 rotor core, 102 magnet insertion hole, 120 rotating machine, 130 stator, 131 teeth, 132 winding.

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Abstract

本開示は、元素ＭはＣｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石（１）であって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相（１０）と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相（２１）と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相（２２）と、を有する。Ｓｍの濃度は、第２副相（２２）に比して第１副相（２１）の方が高く、元素Ｍの濃度は、第１副相（２１）に比して第２副相（２２）の方が高い。

Description

希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機
　本開示は、希土類元素を含む材料を焼結した永久磁石である希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機に関する。
　正方晶Ｒ2Ｔ14Ｂ金属間化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が知られている。ここで、元素Ｒが希土類元素であり、元素ＴがＦｅ（鉄）またはその一部がＣｏ（コバルト）によって置換されたＦｅなどの遷移金属元素であり、Ｂがホウ素である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、産業用モータを始めとして、種々の高付加価値な部品に用いられている。特に、元素ＲがＮｄ（ネオジウム）であるＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石は、優れた磁気特性を有するために、種々の部品に用いられている。また、産業用モータは、１００℃を超えるような高温環境で使用されることが多いため、Ｎｄ－Ｔ－Ｂ系永久磁石にＤｙ（ディスプロシウム）等の重希土類元素を添加して、保磁力を向上させる試みが行われている。
　近年、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の生産量は拡大しており、Ｎｄ並びにＤｙおよびＴｂ（テルビウム）等の重希土類元素の消費量が増加している。しかし、Ｎｄおよび重希土類元素は、高価であるとともに、地域偏在性が高く調達リスクがある。このため、Ｎｄおよび重希土類元素の消費量を減らす方策として、元素Ｒに、Ｃｅ（セリウム），Ｌａ（ランタン），Ｓｍ（サマリウム），Ｓｃ（スカンジウム），Ｇｄ（ガドリニウム），Ｙ（イットリウム）およびＬｕ（ルテチウム）等の他の希土類元素を使用することが考えられる。ところが、Ｎｄの全部または一部をこれらの元素に代替した場合、磁気特性が著しく低下してしまうことが知られている。そこで、従来では、これらの元素をＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の製造に使用した場合に、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができる技術の開発が試みられている。
　例えば、特許文献１には、正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を有し、Ｎｄ，ＬａおよびＳｍの群から選択される１種以上の元素とＦｅとＢとを主たる構成元素とする主相と、Ｎｄ，ＬａおよびＳｍの群から選択される１種以上の元素とＯ（酸素）とを主たる構成元素とする結晶性の副相と、を有する希土類磁石合金が開示されている。特許文献１に記載の希土類磁石合金では、Ｌａは、結晶性の副相に偏析しており、Ｓｍは、主相および結晶性の副相に偏析なく分散している。特許文献１に記載の希土類磁石合金では、上記の組織形態にすることによって、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制している。
　特許文献２には、ＲａＴｂＸで示される化合物を含む第１相と、第１相の結晶粒界に存在してＲａＴｂＸよりも元素Ｒの濃度が高い粒界相と、ＳcＭdで示される化合物の単結晶からなる第２相と、を備える希土類磁石が開示されている。ここで、元素Ｒは、Ｎｄを含む１種以上の希土類元素であり、元素Ｔは、Ｆｅを含む１種以上の遷移金属元素であり、元素Ｘは、ＢおよびＣ（炭素）から選択される１種以上の元素である。元素Ｓは、Ｓｍを含む１種以上の希土類元素であり、元素Ｍは、Ｃｏを含む１種以上の遷移金属元素である。特許文献２に記載の技術によれば、高温下であっても十分な磁気特性を有する希土類磁石が得られる。
　特許文献３には、元素Ｒとして軽希土類元素を含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金の結晶粒よりなる第１主相と、元素Ｒとして重希土類元素を含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金の結晶粒よりなる第２主相と、第１主相および第２主相を構成する結晶粒の表面を囲む表面相と、粒界三重点に存在する粒界合金相と、を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が開示されている。ここで、元素ＴはＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したものである。特許文献３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、重希土類元素の濃度は、第１主相および粒界合金相において、第２主相および表面相よりも低くしている。特許文献３に記載の技術によれば、高い保磁力を与える希土類元素を用いて、保磁力を効果的に向上させることができる。
国際公開第２０２１／０４８９１６号 特開２０２１－９８６２号公報 特開２０１８－１７４２０５号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の希土類磁石合金は、Ｓｍが、希土類磁石合金内の主相および副相に均一に分散されていることから、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができても、室温における磁気特性の向上には寄与しない可能性があった。また、特許文献２に記載の希土類磁石は、第２相は単結晶で構成されており、第２相に存在する元素に濃度差はない。つまり、第２相は、希土類磁石に分布しているが、どの位置においても同じ組成を有し、均一な濃度分布を有する１種類の化合物によって形成されている。このため、特許文献２に記載の希土類磁石においても、室温における磁気特性の向上に関して最適な組織となっていない。すなわち、磁気特性のさらなる改善の余地があるという問題があった。また、特許文献３に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、重希土類元素を必ず含む構成とされていることから、高い保磁力は得られるが、産業用モータ等に要求される残留磁束密度は得られず、磁気特性が低下してしまうという問題があった。以上のように、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを両立させた希土類焼結磁石が望まれていた。
　本開示は、上記に鑑みてなされたものであって、Ｎｄおよび重希土類元素の使用を抑えながら、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる希土類焼結磁石を得ることを目的とする。
　上述した課題を解決し、目的を達成するために、本開示は、元素ＭはＣｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石であって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相と、を有する。Ｓｍの濃度は、第２副相に比して第１副相の方が高く、元素Ｍの濃度は、第１副相に比して第２副相の方が高い。
　本開示によれば、Ｎｄおよび重希土類元素の使用を抑えながら、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができるという効果を奏する。
実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図 正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図 実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の手順の一例を示すフローチャート 実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の様子を模式的に示す図 実施の形態２による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャート 実施の形態３による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図 実施の形態４による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた組成像 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＮｄの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＯの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＬａの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＳｍの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＣｕの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＡｌの元素マッピング 実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られたＧａの元素マッピング
　以下に、本開示の実施の形態にかかる希土類焼結磁石および希土類焼結磁石の製造方法、回転子並びに回転機を図面に基づいて詳細に説明する。
実施の形態１．
　図１は、実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態１による永久磁石は、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石１であって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０と、副相２０と、を有する希土類焼結磁石１である。副相２０は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相２１と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相２２と、を有する。なお、元素Ｍは、Ｃｕ（銅），Ａｌ（アルミニウム）およびＧａ（ガリウム）の群から選択される１種以上の元素を示している。
　主相１０は、元素ＲがＮｄ，ＬａおよびＳｍである正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を有する。すなわち、主相１０は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）2Ｆｅ14Ｂの組成式を有する。正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を有する希土類焼結磁石１の元素ＲをＮｄ，ＬａおよびＳｍからなる希土類元素とする理由は、分子軌道法を用いた磁気的相互作用エネルギの計算結果から、ＮｄにＬａとＳｍとを添加した組成とすることで、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる実用的な希土類焼結磁石１が得られるためである。また、ＬａとＳｍとを意図的に副相２０の一例である粒界にも偏析させることにより、相対的にＮｄを主相１０に拡散させ、主相１０の結晶磁気異方性を高めることができる。これによって、主相１０内において磁気異方性の高い部分と低い部分とが存在する疑似的なコアシェル構造が形成される。この結果、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制する効果がさらに高められる。
　なお、ＬａとＳｍとの添加量が多過ぎると、磁気異方性定数および飽和磁気分極の高い元素であるＮｄの量が減少し、磁気特性の低下を招いてしまうので、Ｎｄ，ＬａおよびＳｍの組成比率をそれぞれａ，ｂおよびｃとしたとき、ａ＞（ｂ＋ｃ）とすることが好ましい。
　主相１０の結晶粒の平均粒径は、１００μｍ以下にすることが好ましく、磁気特性向上のために、０．１μｍ以上５０μｍ以下にすることがより好ましい。
　結晶性の副相２０は、結晶性の第１副相２１および第２副相２２の総称であり、主相１０の間に存在する。結晶性の第１副相２１は、上記したように（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表され、結晶性の第２副相２２は、上記したように（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される。ここで表される（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）は、Ｎｄの一部がＬａおよびＳｍによって置換されていることを意味している。なお、ここでは主成分の元素を括弧内に記載しているので、第１副相２１および第２副相２２は、他の成分を微量含んでいてもよい。一例では、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される第２副相２２は、極微量のＳｍを含んでいる。
　実施の形態１による希土類焼結磁石１において、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高く、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高い。言い換えれば、Ｓｍと元素Ｍとでは互いに異なる副相２０に偏析していることを意味している。Ｓｍは、第１副相２１に高濃度に存在するため、Ｎｄリッチ相のＮｄを相対的に主相１０に拡散させ、主相１０の結晶磁気異方性を向上させる。さらに、Ｓｍは、主相１０の結晶粒内にも存在するため、強磁性体であるＦｅと同じ磁化方向に結合することで残留磁束密度の向上に貢献する。元素Ｍは、第２副相２２に高濃度に存在することから、主相１０同士を磁気的に分断する非磁性相を形成し、磁気特性の向上に貢献する。Ｓｍと元素Ｍとが異なる副相２０の各々に高濃度に存在することで、残留磁束密度と保磁力とを両立させて向上させることが可能となる。
　実施の形態１による希土類焼結磁石１において、主相１０と副相２０とでは、ＬａおよびＳｍの濃度差が存在し、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上である。具体的には、副相２０のＬａおよびＳｍの濃度は、主相１０のＬａおよびＳｍの濃度以上である。さらに、Ｌａは第１副相２１および第２副相２２でも濃度差が存在し、第１副相２１におけるＬａの濃度は、第２副相２２におけるＬａの濃度以上である。
　ここで、主相１０に含まれるＬａ濃度をＸとし、第１副相２１に含まれるＬａ濃度をＸ1とし、第２副相２２に含まれるＬａ濃度をＸ2とし、主相１０に含まれるＳｍ濃度をＹとし、第１副相２１に含まれるＳｍ濃度をＹ1とし、第２副相２２に含まれるＳｍ濃度をＹ2としたときに、次式（１）の関係が満たされる。
１＜（Ｙ1＋Ｙ2）／Ｙ＜（Ｘ1＋Ｘ2）／Ｘ　・・・（１）
　Ｌａは、製造工程、特に熱処理過程で粒界に高濃度に存在することによって、相対的にＮｄを主相１０に拡散させる。この結果、実施の形態１における希土類焼結磁石１は、主相１０のＮｄが粒界で消費されずに結晶磁気異方性が向上する。Ｓｍにおいても、主相１０に比して副相２０、特に第１副相２１に高濃度に存在するため、Ｌａと同様に相対的にＮｄを主相１０に拡散させ、結晶磁気異方性を向上させる。
　実施の形態１による希土類焼結磁石１は、磁気特性を向上させる添加元素Ｎを含有していてもよい。添加元素Ｎは、Ｃｏ，Ｚｒ（ジルコニウム），Ｔｉ（チタン），Ｐｒ（プラセオジウム），Ｎｂ（ニオブ），Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ（マンガン），ＧｄおよびＨｏ（ホルミウム）の群から選択される１種以上の元素である。
　したがって、実施の形態１による希土類焼結磁石１は、一般式が（ＮｄａＬａｂＳｍｃ）ＦｅｄＢｅＭｆＮｇで表現され、添加元素ＮはＣｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の元素である。ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，およびｇは、以下の関係式を満足することが望ましい。
５≦ａ≦２０
０＜ｂ＋ｃ＜ａ
７０≦ｄ≦９０
０．５≦ｅ≦１０
０≦ｆ≦５
０≦ｇ≦５
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＋ｇ＝１００原子％
　次に、ＬａおよびＳｍが正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造の、どの原子サイトにおいて置換されているかについて説明する。図２は、正方晶Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図である。なお、図２に示される結晶構造は、例えば、下記に示す参考文献１のＦＩＧ．１に記載されている。置換されるサイトは、バンド計算およびハイゼンベルグモデルの分子場近似によって、置換による安定化エネルギを求め、そのエネルギの数値によって判断される。
（参考文献１）J.F.Herbst　et　al.　“Relationships　between　crystal　structure　and　magnetic　properties　in　Nd2Fe14B”.　PHYSICAL　REVIEW　B.　1984,　Vol.29,　No.7,　p.　4176-4178.
　まず、Ｌａにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｌａにおける安定化エネルギは、Ｎｄ8Ｆｅ56Ｂ4結晶セルを用いて、（Ｎｄ7Ｌａ1）Ｆｅ56Ｂ4＋Ｎｄと、Ｎｄ8（Ｆｅ55Ｌａ1）Ｂ4＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。エネルギの値が小さいほど、そのサイトに原子が置換された場合に、より安定である。すなわち、Ｌａは、原子サイトの中で、エネルギが最も小さくなる原子サイトに置換されやすい。この計算では、Ｌａが元の原子と置換された場合に、正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造における格子定数は、原子半径の違いによって変わらないとしている。表１は、環境温度を変えた場合の各置換サイトにおけるＬａの安定化エネルギを示す表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１によると、Ｌａの安定な置換サイトは、１０００Ｋ以上の温度では、Ｎｄ（ｆ）サイトであり、温度２９３Ｋおよび５００Ｋでは、Ｆｅ（ｃ）サイトである。実施の形態１による希土類焼結磁石１は、後述するように、希土類焼結磁石１の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融した後、急冷される。このため、希土類焼結磁石１の原料は、１０００Ｋ以上、すなわち７２７℃以上、好ましくは１３００Ｋ程度、すなわち１０２７℃の状態が維持さていると考えられる。その際、ＬａはＮｄ（ｆ）サイトまたはＮｄ（ｇ）サイトに置換されていると考えられる。ここで、エネルギ的に安定なＮｄ（ｆ）サイトに優先的にＬａが置換されると考えられるが、Ｌａの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｇ）サイトへの置換もあり得る。このため、Ｎｄ（ｇ）サイトもＬａの置換サイトの候補として挙げられている。
　さらに、後述する製造方法によって希土類焼結磁石１を製造した場合には、焼結時には１０００Ｋ以上であるものの、第１次時効工程、第２次時効工程および冷却工程を経ることで、表１に記載のＦｅ（ｃ）サイトがエネルギ的に安定な温度帯で保持される。言い換えれば、主相１０のＮｄサイトにおけるＬａの置換は不安定なエネルギ状態で保たれていることになる。つまり、希土類焼結磁石１の原料段階においては、Ｌａは主相１０のＮｄサイトに主に置換されていたが、後述する製造方法で作製された希土類焼結磁石１では、主相１０のＮｄサイトに対して、敢えて不安定なエネルギ状態の温度域で保持することにより、主相１０のＮｄサイトからある程度のＬａが放出された結果、Ｌａは副相２０に偏析しているといえる。
　次に、Ｓｍにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｓｍの安定化エネルギについては、（Ｎｄ7Ｓｍ1）Ｆｅ56Ｂ4＋Ｎｄと、Ｎｄ8（Ｆｅ55Ｓｍ1）Ｂ4＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。原子が置換されることによって、正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造における格子定数が変化しないとした点については、Ｌａの場合と同様である。表２は、環境温度を変えた場合の、各置換サイトにおけるＳｍの安定化エネルギを示す表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２によると、Ｓｍの安定な置換サイトは、Ｌａとは異なり、いずれの温度においても、Ｎｄ（ｇ）サイトである。Ｓｍにおいても、エネルギ的に安定なＮｄ（ｇ）サイトに優先的に置換されると考えられるが、Ｓｍの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｆ）サイトへの置換もあり得る。
　後述する製造方法によって希土類焼結磁石１を製造した場合には、エネルギ的には主相１０のＮｄ（ｇ）サイトへの置換が最も安定である。しかし、前述で述べた通り、Ｌａにおいて主相１０のＮｄサイトへの置換が不安定になる温度域で保持することで、一部のＳｍもＬａと一緒に主相１０のＮｄサイトから放出され、副相２０に偏析する。この結果、ＬａおよびＳｍの濃度は主相１０と副相２０とで濃度差が存在し、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上である。つまり、ＬａおよびＳｍは、副相２０に偏析するといえる。さらに、ＬａはＳｍと一緒に副相２０に偏析するということから、Ｌａの濃度はＳｍの濃度と同様に、第１副相２１におけるＬａの濃度は、第２副相２２におけるＬａの濃度以上であるといえる。
　また、ＬａおよびＳｍで比較すると、エネルギ的な観点から、不安定なエネルギ状態の温度域で保持されるＬａの方が、圧倒的に副相２０に偏析しやすいことがわかる。これにより、ＬａおよびＳｍの濃度を同程度で調製された希土類焼結磁石１の場合、希土類焼結磁石１に存在するＬａとＳｍとでは、Ｌａの方が副相２０への偏析割合が大きいこと、つまり上記（１）式の関係が満たされることを意味している。
　さらに、元素Ｍ、すなわちＣｕ，ＡｌおよびＧａのような、粒界で非磁性相を形成して高保磁力化に寄与する元素も元々副相２０に存在する。しかし、上記した通り、時効工程および冷却工程を経ることで、ＬａおよびＳｍが同様の副相２０に偏析した結果、元素ＭはＬａおよびＳｍとは異なる副相２０に主に存在することになる。つまり、各々の元素が均一に存在するのではなく、Ｃｕ，Ａｌ，Ｇａを含む元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高くなる。この結果、第１副相２１では、第２副相２２に比してＳｍの濃度が高くなり、第２副相２２では、第１副相２１に比して元素Ｍの濃度が高くなり、Ｓｍと元素Ｍとでは、互いに異なる種類の副相２０で濃度が高くなるという特徴を有する希土類焼結磁石１が得られる。
　以上のように、実施の形態１の希土類焼結磁石１では、元素ＭをＣｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石１であって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相２１と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相２２と、を有する。また、実施の形態１の希土類焼結磁石１では、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高くなるようにし、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高くなるようにした。つまり、副相２０におけるＳｍの濃度および元素Ｍの濃度に違いを持たせるようにした。これによって、Ｓｍは、第１副相２１に高濃度に存在するため、相対的にＮｄを主相１０に拡散させ、主相１０の結晶磁気異方性を向上させる。さらに、Ｓｍは、主相１０の結晶粒内にも存在するため、強磁性体であるＦｅと同じ磁化方向に結合することで残留磁束密度の向上に貢献する。元素Ｍは、第２副相２２に高濃度に存在することから、主相１０同士を磁気的に分断する非磁性相を形成し、磁気特性の向上に貢献する。Ｓｍと元素Ｍとが、各々異なる副相２０に高濃度に存在することで、残留磁束密度と保磁力とを両立させて向上させることが可能となる。
　さらに、主相１０は、元素ＲがＮｄ，ＬａおよびＳｍである正方晶Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を有することから、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができる希土類焼結磁石１となる。この結果、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂを満たす希土類焼結磁石と比較して、Ｎｄおよび重希土類元素の使用を抑えながら、室温における磁気特性の向上と、温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制と、を実現する希土類焼結磁石１を得ることができる。
実施の形態２．
　実施の形態２では、実施の形態１で説明した希土類焼結磁石１を製造する方法について、希土類焼結磁石１の原料となる希土類磁石合金の製造方法と、希土類磁石合金を用いた希土類焼結磁石１の製造方法と、に分けて説明する。
　図３は、実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図４は、実施の形態２による希土類磁石合金の製造方法の様子を模式的に示す図である。
　まず、図３に示されるように、希土類磁石合金の製造方法は、希土類焼結磁石１を構成する元素を含む希土類磁石合金の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する溶融工程（ステップＳ１）と、溶融状態の原料を回転する回転体上で冷却して凝固合金を得る第１次冷却工程（ステップＳ２）と、凝固合金を容器の中でさらに冷却する第２次冷却工程（ステップＳ３）と、を含む。以下、各工程について説明する。
　ステップＳ１の溶融工程では、図４に示されるように、Ａｒ（アルゴン）などの不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で、希土類磁石合金の原料を坩堝３１の中で１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する。これによって、希土類磁石合金が溶融した合金溶湯３２が調製される。原料としては、Ｎｄと、Ｌａと、Ｓｍと、Ｆｅと、Ｂと、Ａｌ，ＣｕおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍと、を組み合わせたものを用いることができる。このとき、添加元素ＮとしてＣｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の元素を、原料に含めてもよい。
　次いで、ステップＳ２の第１次冷却工程では、図４に示されるように、溶融工程で調製された合金溶湯３２を、タンディッシュ３３に流し、続けて、矢印の方向に回転する回転体である単ロール３４の上に流す。これによって、合金溶湯３２は単ロール３４上で急速に冷却され、合金溶湯３２からインゴット合金よりも厚さの薄い凝固合金３５が単ロール３４上で調製される。ここでは、回転する回転体として、単ロール３４を用いたが、これに限定されるものではなく、双ロール、回転ディスク、回転円筒鋳型等に接触させて急速に冷却させてもよい。厚さの薄い凝固合金３５を効率良く得る観点から、第１次冷却工程における冷却速度は、１０℃／秒以上１０7℃／秒以下とすることが好ましく、１０3℃／秒以上１０4℃／秒以下とすることがより好ましい。凝固合金３５の厚さは、０．０３ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲にある。合金溶湯３２は、単ロール３４と接触した部分から凝固が始まり、単ロール３４との接触面から厚さ方向に結晶が柱状または針状に成長する。
　その後、ステップＳ３の第２次冷却工程では、図４に示されるように、第１次冷却工程で調製された厚さの薄い凝固合金３５をトレイ容器３６の中に入れて冷却する。厚さの薄い凝固合金３５は、トレイ容器３６に入る際に砕けて鱗片状の希土類磁石合金３７となって冷却される。冷却速度によっては、リボン状の希土類磁石合金３７が得られることもあり、鱗片状に限定されるものではない。磁気特性の温度特性が良好な組織構造を有する希土類磁石合金３７を得る観点から、第２次冷却工程における冷却速度は、１０-2℃／秒以上１０5℃／秒以下とすることが好ましく、１０-1℃／秒以上１０2℃／秒以下とすることがより好ましい。
　これらの工程を経て得られる希土類磁石合金３７は、短軸方向サイズが３μｍ以上１０μｍ以下であり、かつ長軸方向サイズが１０μｍ以上３００μｍ以下である（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相２０と、を含有する微細結晶組織を有する。以下では、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相２０は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と称される。（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相は、希土類元素の濃度が比較的高い酸化物からなる非磁性相である。（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相の厚さは、粒界の幅に相当し、１０μｍ以下である。以上の製造方法によって製造された希土類磁石合金３７は、急速に冷却される工程を経ているため、鋳型鋳造法によって得られる希土類磁石合金と比較して、組織が微細化されており、結晶粒径が小さい。
　図５は、実施の形態２による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図５に示されるように、希土類焼結磁石１の製造方法は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類磁石合金３７を粉砕する粉砕工程（ステップＳ２１）と、粉砕された希土類磁石合金３７の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程（ステップＳ２２）と、成形体を焼結することによって焼結体を得る焼結工程（ステップＳ２３）と、焼結体を時効する時効工程（ステップＳ２４）と、時効した焼結体を冷却する冷却工程（ステップＳ２５）と、を含む。
　ステップＳ２１の粉砕工程では、図３の希土類磁石合金３７の製造方法に従って製造された希土類磁石合金３７、すなわち（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と、を有する希土類磁石合金３７を粉砕し、粒径が２００μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以上１００μｍ以下である希土類磁石合金粉末を得る。なお、ここで粉砕される希土類磁石合金３７には、上記したように、Ａｌ，ＣｕおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍが含まれている。希土類磁石合金３７の粉砕は、例えば、めのう乳鉢、スタンプミル、ジョークラッシャまたはジェットミルを用いて行われる。特に、粉末の粒径を小さくする場合には、希土類磁石合金３７の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことが好ましい。希土類磁石合金３７の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことによって、粉末中への酸素の混入を抑制することができる。ただし、粉砕を行う際の雰囲気が磁石の磁気特性に影響を与えない場合には、希土類磁石合金３７の粉砕を大気中で行ってもよい。
　ステップＳ２２の成形工程では、希土類磁石合金３７の粉末を、磁場をかけた金型の中で圧縮成形し、成形体を調製する。ここで、印加する磁場は、一例では２Ｔとすることができる。なお、成形は、磁場中ではなく、磁場を印加せずに行ってもよい。
　ステップＳ２３の焼結工程では、圧縮成形された成形体を９００℃以上１３００℃以下の範囲内の焼結温度で０．１時間以上１０時間以下の範囲内の時間、保持することで、焼結体を調製する。焼結は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。焼結は、磁場を印加しながら行ってもよい。また、焼結工程には、磁気特性改善、すなわち磁場の異方性化または保磁力改善のために、熱間加工または時効処理の工程を追加してもよい。さらに、Ｃｕ，Ａｌ、重希土類元素などを含む化合物を主相１０間の境界である結晶粒界に浸透させる工程を追加してもよい。
　ステップＳ２４の時効工程は、ステップＳ２４－１の第１次時効工程とステップＳ２４－２の第２次時効工程とを含む。ステップＳ２４－１の第１次時効工程の条件は、焼結体を焼結温度未満の温度である第１次時効温度で、具体的には７００℃以上９００℃未満の範囲内の温度で、０．１時間以上１０時間以下の範囲内で焼結体を保持する。
　ステップＳ２４－２の第２次時効工程の条件は、第１次時効工程後、第１次時効温度未満の温度である第２次時効温度で、具体的には４５０℃以上７００℃未満の範囲内の温度で、０．１時間以上１０時間以下の範囲内で焼結体を保持する。
　ステップＳ２５の冷却工程では、第２次時効温度未満の温度で、具体的には２００℃以上４５０℃未満の範囲内の温度で、０．１時間以上５時間以下の範囲内で焼結体を保持する。その後、室温まで冷却することにより、希土類焼結磁石１が完成する。
　以上の焼結工程、時効工程および冷却工程において、温度と時間とを上記したように制御することにより、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高くなり、Ｃｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高くなる希土類焼結磁石１を製造することができる。つまり、時効工程および冷却工程で、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相から、一例では元素Ｍの濃度に応じて、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相２１と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相２２と、が生成される。なお、第２副相２２には、微量のＳｍが含まれていてもよい。
　実施の形態２では、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相とを有する希土類磁石合金３７を粉砕した希土類磁石合金粉末を成形し、成形した成形体を焼結して焼結体を形成した後に、焼結体を時効および冷却して、希土類焼結磁石１を製造する。これによって、実施の形態１による希土類焼結磁石１を製造することができる。また、第１次時効工程にて、焼結体を焼結温度未満の温度で、具体的には７００℃以上９００℃未満の範囲内の第１次時効温度で０．１時間以上１０時間以下の範囲内で焼結体を保持し、第２次時効工程にて、第１次時効工程後、第１次時効温度未満の第２次時効温度で、具体的には４５０℃以上７００℃未満の範囲内の温度で０．１時間以上１０時間以下の範囲内の温度で焼結体を保持し、冷却工程では、第２次時効温度未満の温度で、具体的には２００℃以上４５０℃未満の範囲内の温度で０．１時間以上５時間以下の範囲内で焼結体を保持して、室温まで冷却する。これによって、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高くなり、Ｃｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高くなる希土類焼結磁石１を製造することができる。
　さらに、上記の製造工程によって、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上となり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上となり、第１副相２１におけるＬａの濃度は、第２副相２２におけるＬａの濃度以上となる希土類焼結磁石１を製造することができる。また、主相１０に含まれるＬａ濃度およびＳｍ濃度、第１副相２１に含まれるＬａ濃度およびＳｍ濃度、並びに第２副相２２に含まれるＬａ濃度およびＳｍ濃度が上記（１）式を満たす希土類焼結磁石１を製造することができる。
実施の形態３．
　次に、実施の形態１による希土類焼結磁石１を搭載した回転子について説明する。図６は、実施の形態３による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図である。図６では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。
　回転子１００は、回転軸ＲＡを中心に回転可能である。回転子１００は、回転子鉄心１０１と、回転子１００の周方向に沿って回転子鉄心１０１に設けられる磁石挿入穴１０２に挿入される希土類焼結磁石１と、を備える。図６では、４つの希土類焼結磁石１が用いられているが、希土類焼結磁石１の数はこれに限定されず、回転子１００の設計に応じて変更してもよい。また、図６では、４つの磁石挿入穴１０２を回転子鉄心１０１に設け、４つの希土類焼結磁石１を磁石挿入穴１０２に挿入する例を示したが、磁石挿入穴１０２および希土類焼結磁石１の数は回転子１００の設計に応じて変更してもよい。回転子鉄心１０１は、円盤形状の電磁鋼板が、回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層して形成されている。
　希土類焼結磁石１は、実施の形態１で説明した構造を有し、実施の形態２で説明した製造方法に従って製造されたものである。４つの希土類焼結磁石１は、それぞれ対応する磁石挿入穴１０２に挿入されている。４つの希土類焼結磁石１は、回転子１００の径方向の外側における希土類焼結磁石１の磁極が、隣り合う希土類焼結磁石１との間で異なるように、それぞれ着磁されている。
　このように、実施の形態３による回転子１００は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態１による希土類焼結磁石１を備える。このように、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができる希土類焼結磁石１であるため、１００℃を超えるような高温環境下においても、磁気特性の低下が抑制される。この結果、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００の動作を安定化することができる。
実施の形態４．
　次に、実施の形態４による回転子１００を搭載した回転機について説明する。図７は、実施の形態４による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図である。図７では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。
　回転機１２０は、回転軸ＲＡを中心に回転可能な、実施の形態３で説明した回転子１００と、回転子１００と同軸に設けられ、回転子１００に対向配置される環状の固定子１３０と、を備える。固定子１３０は、電磁鋼板が回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層して形成されている。固定子１３０の構成はこれに限定されるものではなく、既存の構成を採用することができる。固定子１３０は、回転子１００側に突出したティース１３１が、固定子１３０の内面に沿って設けられる。ティース１３１には巻線１３２が備え付けられている。巻線１３２の巻き方は、集中巻きに限られるものではなく、分布巻きでもよい。回転機１２０の中にある回転子１００の磁極数は２極以上、すなわち、希土類焼結磁石１は、２つ以上であればよい。また、図７では、磁石埋込型の回転子１００を採用しているが、希土類焼結磁石１を外周部に接着剤で固定した表面磁石型を採用してもよい。
　このように、実施の形態４による回転機１２０は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態１による希土類焼結磁石１を備える。このように、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することができる希土類焼結磁石１であるため、１００℃を超えるような高温環境下においても、磁気特性の低下が抑制される。この結果、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００を安定的に駆動させ、回転機１２０の動作を安定化することができる。
　以下に、実施例および比較例によって本開示の希土類焼結磁石１の詳細を説明する。
　実施例１から８および比較例１から６では、主相１０の組成が異なる複数の希土類磁石合金３７のＲ－Ｆｅ－Ｂ－Ｍ－Ｎで示される試料を用いて、実施の形態２に示される方法によって希土類焼結磁石１を製造する。実施例１から８および比較例１から６による試料では、元素Ｒの部分を変更している。
　実施例１から８および比較例５，６では、元素ＲにおけるＮｄ，ＬａおよびＳｍの含有量を変更した希土類磁石合金３７を用いて、希土類焼結磁石１を製造する。ただし、実施例１から７では、添加元素Ｎは含まず、Ｃｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍを添加した希土類磁石合金３７を用いている。また、実施例８では、元素Ｍと、Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種類以上の添加元素Ｎと、を添加した希土類磁石合金３７を用いている。
　比較例１，３では、元素ＲがＮｄである希土類磁石合金３７を用いている。ただし、比較例１では、元素Ｍおよび添加元素Ｎを含まず、比較例３では、添加元素Ｎを含まない。
　比較例２，４では、元素ＲがＮｄと重希土類元素であるＤｙとを含む希土類磁石合金３７を用いている。ただし、比較例２では、元素Ｍおよび添加元素Ｎを含まず、比較例４では、添加元素Ｎを含まない。
　表３は、実施例および比較例による希土類焼結磁石の一般式、元素Ｒを構成する元素の含有量、組織形態の分析結果および磁気特性の判定結果を示す表である。表３には、実施例１から８および比較例１から６の希土類焼結磁石１である各試料の主相１０の一般式が示されている。また、表３では、元素Ｍおよび添加元素Ｎについては、添加の有無のみを示している。なお、実施例１から８および比較例３，４では、元素Ｍとして、Ｃｕ，ＡｌおよびＧａをすべて含む場合を例に挙げる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次に、実施例１から８および比較例１から６の希土類焼結磁石１の組織を分析する方法について説明する。希土類焼結磁石１の組織形態は、走査型電子顕微鏡（Scanning　Electron　Microscope：ＳＥＭ）および電子プローブマイクロアナライザ（Electron　Probe　Micro　Analyzer：ＥＰＭＡ）を用いた元素分析により決定される。ここでは、ＳＥＭおよびＥＰＭＡとして、電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（日本電子株式会社製、製品名：ＪＸＡ－８５３０Ｆ）を用いる。元素分析の条件は、加速電圧が１５．０ｋＶであり、照射電流が２２.７１ｎＡであり、照射時間が１３０ｍｓであり、画素数が５１２ピクセル×５１２ピクセルであり、倍率が５０００倍であり、積算回数が１回である。
　次に、実施例１から８および比較例１から６による希土類焼結磁石１の磁気特性の評価方法について説明する。磁気特性の評価は、パルス励磁式のＢＨトレーサを用いて、複数の試料の保磁力を測定することによって行われる。ＢＨトレーサによる最大印加磁場は、希土類焼結磁石１が完全に着磁された状態となる６Ｔ以上である。パルス励磁式のＢＨトレーサの他に、６Ｔ以上の最大印加磁場を発生させることができれば、直流式のＢＨトレーサとも呼ばれる直流自記磁束計、振動試料型磁力計（Vibrating　Sample　Magnetometer：ＶＳＭ）、磁気特性測定装置（Magnetic　Property　Measurement　System：ＭＰＭＳ）、物理特性測定装置（Physical　Property　Measurement　System：ＰＰＭＳ）等を用いてもよい。測定は、窒素等の不活性ガスを含む雰囲気中で行われる。各試料の磁気特性は、互いに異なる第１測定温度Ｔ１および第２測定温度Ｔ２のそれぞれの温度で測定される。残留磁束密度の温度係数α［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度と第２測定温度Ｔ２での残留磁束密度との差と、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。また、保磁力の温度係数β［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での保磁力と第２測定温度Ｔ２での保磁力との差と、第１測定温度Ｔ１での保磁力との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。したがって、磁気特性の温度係数の絶対値｜α｜および｜β｜が小さくなるほど、温度上昇に対する磁石の磁気特性の低下が抑制されることになる。
　まず、実施例１から８および比較例１から６による各試料における分析結果について説明する。図８は、実施例１から８による希土類焼結磁石の断面を電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（Field　Emission-Electron　Probe　Micro　Analyzer：ＦＥ－ＥＰＭＡ）で分析して得られた組成像である。図９から図１５は、実施例１から８による希土類焼結磁石の断面をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングである。図９は、Ｎｄの元素マッピングであり、図１０は、Ｏの元素マッピングであり、図１１は、Ｌａの元素マッピングであり、図１２は、Ｓｍの元素マッピングであり、図１３は、Ｃｕの元素マッピングであり、図１４は、Ａｌの元素マッピングであり、図１５は、Ｇａの元素マッピングである。なお、図９から図１５は、図８に示される領域を元素マッピングしたものである。また、実施例１から８による希土類焼結磁石１は、すべて同様の結果を示しているので、図８から図１５では、実施例１から８のうちの代表の実施例について示している。さらに、図１と同一の構成要素には同一の符号を付している。
　図８から図１２に示されるように、実施例１から８の各試料において、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒である主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相２１と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相２２と、が存在することが確認できる。また、実施例１から８の各試料において、図１２に示されるように、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できる。図１３から図１５に示されるように、Ｃｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことが確認できる。
　表３には、Ｓｍの濃度が、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことについては、組織形態の「Ｓｍ濃度　第１副相＞第２副相」の項目で示し、元素Ｍの濃度が、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことについては、組織形態の「元素Ｍ濃度　第１副相＜第２副相」の項目で示している。実施例１から８および比較例１から６については、これらの状態が確認できた試料については、「〇」で示し、確認できなかった試料については、「×」で示している。
　また、ＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングの強度比から、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上であることが確認できる。さらに、第１副相２１におけるＬａの濃度は、第２副相２２におけるＬａの濃度以上であることも確認できる。
　ここで、主相１０、第１副相２１および第２副相２２に含まれるＬａ濃度と、主相１０、第１副相２１および第２副相２２に含まれるＳｍ濃度と、をＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングの強度比から、主相１０、第１副相２１および第２副相２２に含まれるＬａ濃度と、主相１０、第１副相２１および第２副相２２に含まれるＳｍ濃度と、の関係は、上記（１）式を満たすものであることが確認できる。
　次に、実施例１から８および比較例１から６による各試料における磁気特性の測定結果について説明する。磁気測定を行う各試料の形状は、縦、横および高さがすべて７ｍｍのブロック形状である。第１測定温度Ｔ１は２３℃であり、第２測定温度Ｔ２は２００℃である。２３℃は、室温である。２００℃は、自動車用モータおよび産業用モータの動作時の環境として、起こり得る温度である。
　まず、実施例１から８および比較例２から６による各試料における残留磁束密度および保磁力の判定は、比較例１と比較して行う。各試料の２３℃における残留磁束密度および保磁力の値が、比較例１での値と比較して測定誤差と考えられる１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、１％以上高い値を示した場合には、「良」と判定し、１％以下の低い値を示した場合には、「不良」と判定する。
　次に、残留磁束密度の温度係数αは、第１測定温度Ｔ１の２３℃における残留磁束密度および第２測定温度Ｔ２の２００℃における残留磁束密度を用いて算出される。また、保磁力の温度係数βは、第１測定温度Ｔ１の２３℃における保磁力および第２測定温度Ｔ２の２００℃における保磁力を用いて算出される。実施例１から８および比較例２から６による各試料における残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数は、比較例１と比較して判定される。各試料について、比較例１による試料における残留磁束密度の温度係数の絶対値｜α｜および保磁力の温度係数の絶対値｜β｜と比較して、測定誤差と考えられる±１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、－１％より低い値を示した場合には、「良」と判定し、＋１％より高い値を示した場合には、「不良」と判定する。「良」と判定された試料については、温度係数がより小さいことから、温度上昇に伴う磁気特性の低下が抑制され、高温環境下においても、安定的な磁気特性を有する希土類焼結磁石１を提供することができる。
　以上の残留磁束密度、保磁力、残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数の判定結果は、表３に示されている。
　比較例１は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍは添加されていないことから、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できない。さらに、元素Ｍも添加されていないことから、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は１．３Ｔであり、保磁力は１０００ｋＡ／ｍである。残留磁束密度および保磁力の温度係数は、それぞれ｜α｜＝０．１９１％／℃、｜β｜＝０．４６０％／℃である。比較例１のこれらの値がリファレンスとして用いられる。
　比較例２は、（Ｎｄ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍは添加されていないことから、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できない。さらに、元素Ｍも添加されていないことから、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。これは、結晶磁気異方性が高いＤｙがＮｄの一部と置換されたことにより、保磁力が向上したことを反映した結果となっている。
　比較例３は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ－Ｍとなるように、Ｎｄ，ＦｅおよびＦｅＢ、さらに元素Ｍを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍが添加されていないことから、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できない。また、元素Ｍは添加されているものの、Ｓｍが存在しないことにより、第１副相２１および第２副相２２が形成されず、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「同等」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。これは、元素Ｍにより結晶粒界が非磁性化され、保磁力は向上するものの、ＬａおよびＳｍが存在しないことにより、副相２０におけるＳｍの濃度および元素Ｍの濃度が適切な組織形態でないことを反映した結果となっている。
　比較例４は、（Ｎｄ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍとなるように、Ｎｄ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢ、さらに元素Ｍを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍが添加されていないことから、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できない。また、元素Ｍは添加されているものの、Ｓｍが存在しないことにより、第１副相２１および第２副相２２が形成されず、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。これは、結晶磁気異方性が高いＤｙがＮｄの一部と置換され、Ｍにより結晶粒界が非磁性化されたことにより、保磁力は向上するものの、ＬａおよびＳｍが存在しないことにより、副相２０におけるＳｍの濃度および元素Ｍの濃度が適切な組織形態でないことを反映した結果となっている。
　比較例５は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍは添加されているものの、Ｍは添加されていないことから、第１副相２１および第２副相２２の２種類の副相２０が確認できない上、Ｓｍ濃度は主相１０および副相２０に均一に分散している。さらに、２種類の副相２０が存在しないことから、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。さらに、元素Ｍも添加されていないことから、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「不良」となり、保磁力は「不良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となる。これは、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているが、２種類の副相２０が存在しないこと、並びにこれらの副相２０におけるＳｍの濃度および元素Ｍの濃度が適切な組織形態でないことを反映した結果となっている。
　比較例６は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｎとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢ、さらに、Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の添加元素Ｎを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍは添加されているものの、元素Ｍは添加されていないことから、第１副相２１および第２副相２２の２種類の副相２０が確認できない上、Ｓｍ濃度は主相１０および副相２０に均一に分散している。さらに、２種類の副相２０が存在しないことから、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。さらに、元素Ｍも添加されていないことから、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となる。Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示している。また、磁性体であるＣｏなどの添加元素Ｎの効果により、磁束密度は向上している。しかし、２種類の副相２０が存在しないこと、並びにこれらの副相２０におけるＳｍの濃度および元素Ｍの濃度が適切な組織形態でないことを反映した結果となっている。
　実施例１から７は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢ、さらに元素Ｍを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。これらの試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できる。さらに、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことが確認できる。また、これらの試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となる。
　実施例８は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍ－Ｎとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢ、元素Ｍ、さらに添加元素Ｎを原料として用いて実施の形態２の製造方法に従って作製した希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できる。さらに、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことが確認できる。また、これらの試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度特性評価は「良」となる。これは、適当な組織形態が形成できていれば、添加元素Ｎを添加していても得られる効果は変わらないことを示している。
　実施例１から８の試料は、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石１であって、Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０と、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相２１と、（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相２２と、を有する希土類焼結磁石１である。上記したように、実施例１から８の希土類焼結磁石１では、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高く、元素Ｍの濃度は、第１副相２１に比して第２副相２２の方が高いことを特徴とする。この結果、これらの希土類焼結磁石１は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂを満たす希土類焼結磁石と比較して、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるＮｄおよび重希土類元素の使用を抑えながら、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制と、を実現することができる。
　以上の実施の形態に示した構成は、一例を示すものであり、別の公知の技術と組み合わせることも可能であるし、実施の形態同士を組み合わせることも可能であるし、要旨を逸脱しない範囲で、構成の一部を省略、変更することも可能である。
　１　希土類焼結磁石、１０　主相、２０　副相、２１　第１副相、２２　第２副相、３１　坩堝、３２　合金溶湯、３３　タンディッシュ、３４　単ロール、３５　凝固合金、３６　トレイ容器、３７　希土類磁石合金、１００　回転子、１０１　回転子鉄心、１０２　磁石挿入穴、１２０　回転機、１３０　固定子、１３１　ティース、１３２　巻線。

Claims (12)

  1. 　元素ＭはＣｕ，ＡｌおよびＧａの群から選択される１種以上の元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす希土類焼結磁石であって、
    　Ｒ2Ｆｅ14Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、
    　（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第１副相と、
    　（Ｎｄ，Ｌａ）－Ｏで表される酸化物相を主成分とする結晶性の第２副相と、
    　を有し、
    　Ｓｍの濃度は、前記第２副相に比して前記第１副相の方が高く、
    　前記元素Ｍの濃度は、前記第１副相に比して前記第２副相の方が高いことを特徴とする希土類焼結磁石。
  2. 　前記第１副相および前記第２副相におけるＬａの濃度の和は、前記主相におけるＬａの濃度以上であり、
    　前記第１副相および前記第２副相におけるＳｍの濃度の和は、前記主相におけるＳｍの濃度以上であることを特徴とする請求項１に記載の希土類焼結磁石。
  3. 　前記第１副相におけるＬａの濃度は、前記第２副相におけるＬａの濃度以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
  4. 　Ｎｄ，ＬａおよびＳｍの組成比率をそれぞれａ，ｂおよびｃとしたとき、ａ＞（ｂ＋ｃ）であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石。
  5. 　前記主相に含まれるＬａ濃度をＸとし、前記第１副相に含まれるＬａ濃度をＸ1とし、前記第２副相に含まれるＬａ濃度をＸ2とし、前記主相に含まれるＳｍ濃度をＹとし、前記第１副相に含まれるＳｍ濃度をＹ1とし、前記第２副相に含まれるＳｍ濃度をＹ2としたとき、１＜（Ｙ1＋Ｙ2）／Ｙ＜（Ｘ1＋Ｘ2）／Ｘであることを特徴とする請求項１から４のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石。
  6. 　Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｐｒ，Ｎｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｍｎ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種以上の添加元素Ｎをさらに含むことを特徴とする請求項１から５のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石。
  7. 　請求項１から６のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石の製造方法であって、
    　前記希土類焼結磁石を構成する元素を含む希土類磁石合金の原料を溶有する溶融工程と、
    　（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ－Ｍを満たす前記希土類磁石合金を粉砕する粉砕工程と、
    　前記希土類磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程と、
    　前記成形体を９００℃以上１３００℃以下の範囲内の焼結温度で、０．１時間以上１０時間以下の範囲内の時間、保持することによって焼結体を調製する焼結工程と、
    　前記焼結体を前記焼結温度未満の温度である第１次時効温度で保持する第１次時効工程と、
    　前記焼結体を前記第１次時効温度未満の温度である第２次時効温度で保持する第２次時効工程と、
    　前記第２次時効温度未満の温度で冷却する冷却工程と、
    　を含むことを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
  8. 　前記第１次時効工程は、７００℃以上９００℃未満の範囲内で０．１時間以上１０時間以下の範囲内で前記焼結体を保持することを特徴とする請求項７に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
  9. 　前記第２次時効工程は、４５０℃以上７００℃未満の範囲内で０．１時間以上１０時間以下の範囲内で前記焼結体を保持することを特徴とする請求項７または８に記載の希土類焼結磁石の製造方法。
  10. 　前記冷却工程は、２００℃以上４５０℃未満の範囲内で０．１時間以上５時間以下の範囲内で前記焼結体を保持することを特徴とする請求項７から９のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石の製造方法。
  11. 　回転子鉄心と、
    　前記回転子鉄心に設けられる請求項１から６のいずれか１つに記載の希土類焼結磁石と、
    　を備えることを特徴とする回転子。
  12. 　請求項１１に記載の回転子と、
    　前記回転子が配置される側の内面に、前記回転子に向かって突出したティースに備え付けられる巻線を有し、前記回転子に対向配置される環状の固定子と、
    　を備えることを特徴とする回転機。
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