WO2026014115A1 - Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents

Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石およびその製造方法

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WO2026014115A1
WO2026014115A1 PCT/JP2025/020114 JP2025020114W WO2026014115A1 WO 2026014115 A1 WO2026014115 A1 WO 2026014115A1 JP 2025020114 W JP2025020114 W JP 2025020114W WO 2026014115 A1 WO2026014115 A1 WO 2026014115A1
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sintered magnet
mass
alloy powder
powder
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正敏 假谷
諒成 徳光
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Murata Manufacturing Co Ltd
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Murata Manufacturing Co Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to Sm-Fe-N sintered magnets and methods for producing them.
  • Sm-Fe-N magnets are representative of rare earth-transition metal-nitrogen magnets, and have a high anisotropy magnetic field and remanent magnetization. Furthermore, Sm-Fe-N magnets have a relatively higher Curie temperature than other rare earth-transition metal-nitrogen magnets, giving them excellent heat resistance. For this reason, Sm-Fe-N magnetic powder has been used as one of the excellent materials for magnet powder.
  • Patent Document 1 discloses an Sm-Fe-N magnet made from magnetic powder and a zinc-aluminum alloy containing 5 atomic percent aluminum.
  • Patent Document 2 discloses an Sm-Fe-N magnet made from magnetic powder and metallic zinc.
  • Patent Documents 1 and 2 show a large decrease in coercive force in high-temperature, high-humidity environments. This is thought to be due to the magnets' high open porosity.
  • the present invention was made in consideration of this problem, and aims to provide a sintered Sm-Fe-N magnet that suppresses the decrease in coercive force even in high-temperature, high-humidity environments.
  • a sintered magnet including a sintered body of a magnetic material including Sm—Fe—N based magnetic powder and Zn—Al alloy powder,
  • the Al content of the Zn-Al alloy powder is 6 atomic % or more and 84 atomic % or less
  • the present invention provides an Sm-Fe-N sintered magnet having an open porosity of 15% or less.
  • an Sm—Fe—N magnetic powder with a Zn—Al alloy powder having an Al content of 6 atomic % or more and 84 atomic % or less to obtain a magnetic material; and pressure-sintering the magnetic material at a temperature of 300° C. to 600° C. and a pressure of 0.5 GPa to 2.0 GPa.
  • the present invention provides an Sm-Fe-N sintered magnet that suppresses the decrease in coercive force even in high-temperature, high-humidity environments.
  • 1 is a flowchart illustrating an example of a method for producing a sintered magnet according to the present disclosure. 1 is a graph showing the relationship between open porosity and coercive force reduction rate for sintered magnets produced in Examples and Comparative Examples.
  • Sm-Fe-N sintered magnets tend to be porous, allowing air and moisture to easily penetrate from the outside into the magnet. Additionally, because their surface area tends to be large, sintered magnets can easily be oxidized and hydroxylated. The oxides and hydroxides decompose the main phase, producing ⁇ -Fe. Therefore, their coercive force is particularly likely to decrease in high-temperature, high-humidity environments.
  • the Sm-Fe-N sintered magnets (hereinafter sometimes simply referred to as magnets) disclosed herein have an open porosity of 15% or less. This makes it difficult for air and moisture to penetrate from the outside, and the small surface area suppresses oxidation and hydroxylation. The coercive force of magnets with low open porosity is less likely to decrease even in high-temperature, high-humidity environments.
  • the Zn-Al alloy (zinc-aluminum alloy; hereafter sometimes referred to as a high-Al zinc alloy) powder used as a raw material, which has an Al content of 6 atomic % or more and 84 atomic % or less, increases the initial coercive force and effectively prevents the coercive force from decreasing during use (especially in high-temperature, high-humidity environments). The reason for this is unclear, but is thought to be as follows.
  • High-Al zinc alloys also oxidize preferentially over Sm-Fe-N magnetic powders, forming an oxide film in addition. It is believed that the sacrificial effect of such high-Al zinc alloys suppresses the oxidation of Sm-Fe-N magnetic powders during the firing process and suppresses the oxidation and hydroxylation of magnets in high-temperature, high-humidity environments. Furthermore, because the sacrificial effect of high-Al zinc alloys is exerted in small amounts, it is possible to maintain a high proportion of the main phase in the magnet and suppress a decrease in saturation magnetization.
  • High-Al zinc alloys also have the function of reducing the open porosity of the resulting magnet. Because high-Al zinc alloys have a lower melting point than zinc metal, they tend to spread between the main phase grains during the sintering process. In addition, the spread high-Al zinc alloy tends to remain between the main phase grains. As a result, it is believed that a magnet with low open porosity can be obtained, with at least some of the open pores filled with the high-Al zinc alloy.
  • high-Al zinc alloys tend to remain between main phase grains.
  • the solid and liquid phases of high-Al zinc alloys enter the gaps between main phase grains (which can form open and closed pores) during the sintering process.
  • the shape of these gaps is made complex by the solid phase. Once the liquid phase has entered, it is difficult for it to escape from the gaps due to the anchor effect caused by the shape formed by the solid phase. In other words, it tends to remain in the gaps. As a result, the open pores are blocked, reducing the open porosity.
  • Zinc metal and zinc alloys with an Al content of less than 6 atomic percent are thought to both be in a liquid phase during the firing process. As a result, they tend to flow down through the gaps in the mold, and are less effective at filling the gaps (open pores). If zinc metal or low-Al zinc alloys are added in an amount that allows them to remain in the gaps, the open porosity will be reduced, but the magnetic properties (particularly the initial saturation magnetization) will also be reduced.
  • Open porosity Open pores are defined in JIS Z 8837:2018 as "pores that are not completely closed by walls, that are open on the particle surface directly or connected to other pores, and that allow fluid to penetrate.” In this specification, open pores have the same meaning as in JIS Z 8837:2018, except that "particle” is read as "sintered magnet.”
  • the open porosity (%) is the percentage of the volume of open pores in a sample, assuming that the external volume of the sample is 1.
  • the open pore volume (cm 3 ) is the total volume of the open pores of the sample, and the apparent volume (cm 3 ) is the external volume including all the internal pores, which can be calculated from the external diameter dimensions of the sample.
  • open porosity can be measured in accordance with JIS Z 8837:2018, Appendix A.1. Specifically, open porosity can be determined by placing a calibrated steel ball or similar object in a container together with the sample, and then subtracting the volume of the steel ball from the measurement result.
  • Sm—Fe—N sintered magnets are obtained by sintering (firing) a magnetic material containing Sm—Fe—N magnetic powder and a high-Al zinc alloy powder at a high temperature.
  • a sintered magnet refers to a magnet obtained by sintering a magnetic material at a high temperature.
  • the Sm-Fe-N magnetic powder forms the main phase grains of the magnet.
  • the high-Al zinc alloy powder is arranged around the main phase grains through the sintering process, filling at least some of the gaps (open pores) between the main phase grains.
  • the magnets disclosed herein have a low open porosity.
  • the open porosity (%) of the magnet is 15.0% or less.
  • the open porosity (%) may be 12.0% or less, or 11.6% or less.
  • the magnet may contain no oxygen or may contain 1.5% or less by mass of oxygen.
  • a magnet with an oxygen content of 1.5% or less by mass indicates that oxidation of the main phase grains is suppressed during the sintering process. Therefore, a higher coercive force can be expected.
  • the oxygen content of the magnet may be 1.0% or less by mass, or 0.8% or less by mass.
  • Oxygen content can be measured using inert gas fusion-non-dispersive infrared (NDIR) analysis.
  • NDIR inert gas fusion-non-dispersive infrared
  • the initial saturation magnetization Js of the magnet may be 0.90 T or more.
  • the saturation magnetization Js of the magnet may be 0.95 T or more, and may be 1.00 T or more.
  • the initial coercive force Hcj of the magnet may be 800 kA/m or more, 850 kA/m or more, or 900 kA/m or more.
  • the rate of decrease in coercivity of a magnet after high-temperature, high-humidity testing may be 20% or less, 18% or less, 15% or less, or 13% or less.
  • the decrease rate (%) is calculated by 100 x (initial coercivity Hcj - coercivity after test Hcj) / (initial coercivity Hcj).
  • the high-temperature, high-humidity testing is performed using Air-HAST (High Accelerated Stress Test) at 125°C and 85% RH for 24 hours.
  • Air-HAST High Accelerated Stress Test
  • An example of the equipment used is the EHS-411MD manufactured by Espec Corporation.
  • the saturation magnetization Js and coercive force Hcj can be measured using a vibrating sample magnetometer (VSM) (e.g., VSM-5HSC1, manufactured by Toei Kogyo Co., Ltd.) under an externally applied magnetic field of 7 T.
  • VSM vibrating sample magnetometer
  • the magnet may contain other components (e.g., ⁇ -Fe) and unavoidably mixed trace elements.
  • unavoidably mixed trace elements include carbon (C) and silicon (Si).
  • the magnet may contain a sintered body of another magnetic powder.
  • other magnetic powders include magnetic powders composed of a rare earth element other than Sm, Fe, and N, and magnetic powders composed of a rare earth element including Sm, Fe, a transition metal element other than Fe, and N.
  • rare earth elements other than Sm include lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), gadolinium (Gd), terbium (Tb), dysprosium (Dy), holmium (Ho), erbium (Er), thulium (Tm), and ytterbium (Yb).
  • transition metal elements other than Fe include cobalt (Co), nickel (Ni), manganese (Mn), chromium (Cr), titanium (Ti), Zr (zirconia), niobium (Nb), tungsten (W), and vanadium (V).
  • the main phase grains are crystal grains derived from the Sm—Fe—N magnetic powder (Sm—Fe—N crystal grains) and contain Sm, Fe, and N.
  • the main phase grains at least partially have a crystal structure of Th2Zn17 type , Th2Ni17 type, or TbCu7 type .
  • Specific examples of the main phase include an SmFe9N1.5 phase and an Sm2Fe17N3 phase .
  • the crystal structure of the main phase grains is not limited thereto, and may be any crystal structure consisting of Sm, Fe, and N.
  • a typical main phase is an Sm2Fe17N3 phase .
  • the crystal structure can be determined by X-ray diffraction.
  • the average particle size of the main phase grains is not particularly limited. It may be, for example, 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less. Having an average particle size of the main phase grains of 0.5 ⁇ m or more effectively suppresses the superparamagnetism of Sm-Fe-N crystal grains. Having an average particle size of the main phase grains of 3.0 ⁇ m or less can improve coercivity.
  • the average particle size of the main phase grains may be 0.8 ⁇ m or more, or 1.0 ⁇ m or more.
  • the average particle size of the main phase grains may be 2.5 ⁇ m or less, 2.0 ⁇ m or less, or 1.5 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the main phase grains is calculated as follows. First, a cross-section of the magnet is photographed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) so that it contains a total of at least 50 particles. The main phase grains in the photographed image are identified using energy dispersive X-ray (EDX) analysis. Next, the total area A1 of the cross-sections of the main phase grains in the photographed image and the number N1 of main phase grains are determined. If A1/N1 is the average cross-sectional area per main phase grain, the diameter of a circle (equivalent circle) having the same area as the average cross-sectional area is the average grain size of the main phase grains.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray
  • Sm—Fe—N based magnetic powder contains samarium (Sm), iron (Fe), and nitrogen (N).
  • the magnetic powder may have any composition consisting of Sm, Fe, and N.
  • the magnetic powder may typically have a composition of Sm 2 Fe 17 N 3 , but is not limited to this.
  • the average particle size of the magnetic powder is, for example, 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the magnetic powder may be 0.8 ⁇ m or more, or 1.0 ⁇ m or more, in order to suppress superparamagnetism.
  • the average particle size of the magnetic powder may be 2.5 ⁇ m or less, or 2.0 ⁇ m or less, or 1.5 ⁇ m or less, in order to further increase the coercive force of the resulting magnet.
  • the "average particle size" of a powder refers to the particle size (D50) at the point where the cumulative value reaches 50% on a cumulative curve obtained by calculating the particle size distribution on a volume basis, with the total volume being 100%.
  • This average particle size can be measured using a laser diffraction/scattering particle size/particle size distribution measuring device or an electron scanning microscope.
  • the Al content of the high-Al zinc alloy powder is 6 atomic % or more and 84 atomic % or less. From the viewpoint of coercivity, the Al content may be 11 atomic % or more, 15 atomic % or more, or 20 atomic % or more. The Al content may be 67 atomic % or less, or 50 atomic % or less. In one embodiment, the Al content of the high-Al zinc alloy powder is 15 atomic % or more and 50 atomic % or less.
  • the Al content can be measured, for example, using an inductively coupled plasma (ICP) optical emission spectrometer.
  • the Al content may also be calculated from the ratio of raw materials used when preparing the alloy.
  • the average particle size of the high-Al zinc alloy powder is not particularly limited.
  • the average particle size of the high-Al zinc alloy powder is, for example, 0.01 ⁇ m or more and 60 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the high-Al zinc alloy powder may be 50 ⁇ m or less, or may be 40 ⁇ m or less.
  • the Sm-Fe-N sintered magnet is produced by a method comprising: mixing an Sm-Fe-N magnetic powder with a high-Al zinc alloy powder to obtain a magnetic material; and pressure-sintering the magnetic material at a temperature of 300°C to 600°C and a pressure of 0.5 GPa to 2.0 GPa.
  • Figure 1 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a sintered magnet according to the present disclosure.
  • the Sm—Fe—N magnetic powder may be a commercially available product, or may be prepared by nitriding an alloy powder containing Sm and Fe (Sm—Fe alloy).
  • the Sm—Fe—N magnetic powder may be pulverized (or crushed) and classified.
  • the pulverization (crushing) and classification are carried out under conditions such that the average particle size of the Sm—Fe—N magnetic powder is 0.5 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less. Fine powder is removed by classification.
  • Crushing or grinding can be carried out using, but is not limited to, an agate mortar, a jet mill (airflow grinding type, etc.), a ball mill, etc.
  • airflow grinding jet mills include, but are not limited to, the MC44 manufactured by Micromachinacade.
  • Classification can be carried out using, but is not limited to, an airflow classifier, etc.
  • a magnetic material is prepared by mixing an Sm-Fe-N magnetic powder and a high-Al zinc alloy powder.
  • the open porosity decreases. If the proportion of high-Al zinc alloy powder is high and the main phase ratio decreases excessively, the saturation magnetization decreases.
  • the mass of the high-Al zinc alloy powder in the magnetic material is, for example, 1.0 mass% or more and 30 mass% or less.
  • the mass of the high-Al zinc alloy powder is 1.0 mass% or more, the sacrificial effect is fully exerted.
  • the mass of the Al zinc alloy powder is 30 mass% or less, the initial saturation magnetization is sufficiently large (for example, 0.90 T or more), resulting in a magnet with excellent magnetic properties.
  • the open porosity can be adjusted to 15% or less using only the high-Al zinc alloy.
  • the above mass of the high-Al zinc alloy powder may be 3.0 mass% or more, or 5.0 mass% or more.
  • the above mass of the high-Al zinc alloy powder may be 10.0 mass% or less, or 8.0 mass% or less.
  • the mass of the high-Al zinc alloy powder in the magnetic material is 1.0% by mass or more and 10% by mass or less.
  • the open porosity can be adjusted to 15% or less and the saturation magnetization can be 0.95 T or more using only the high-Al zinc alloy.
  • the magnetic material Before pressure sintering, the magnetic material may be compacted in a magnetic field.
  • Compaction in a magnetic field is a process of compacting a magnetic material while applying a magnetic field.
  • a powder press equipped with a magnetic field generator is used for compaction in a magnetic field.
  • Compaction in a magnetic field aligns the easy magnetization axis of the Sm—Fe—N magnetic powder, thereby achieving higher magnetic properties.
  • the applied magnetic field may be, for example, a static magnetic field of 1 T or more, or a pulsed magnetic field.
  • Magnetic field compaction may also be performed on magnetic material filled into a mold used for pressure sintering.
  • All of the above steps may be carried out in an atmosphere with a low oxygen concentration, where the volumetric oxygen concentration is 10 ppm or less (particularly 2 ppm or less).
  • the above steps are carried out, for example, in a glove box purged with an inert gas (one or a mixture of two or more gases, such as nitrogen, argon, and helium), preferably in a glove box connected to a gas circulation type oxygen and moisture purifier.
  • an inert gas one or a mixture of two or more gases, such as nitrogen, argon, and helium
  • the magnetic material filled in the mold is then pressure-sintered to obtain a Sm—Fe—N sintered magnet.
  • the mold used may have any shape, including, but not limited to, a cylindrical mold.
  • Pressure firing may be carried out under normal pressure in an inert gas atmosphere. Pressure firing may be carried out by any pressure firing method, including electric pressure firing. Pressure firing may be carried out, for example, by hot pressing or electric sintering. Hot pressing is a common sintering method in which heating is performed while applying pressure in an inert atmosphere such as Ar. Electric sintering is a method in which a certain pressure is applied to a mold and an electric current is applied while maintaining this pressure.
  • the interior of the pulse electric sintering machine is maintained at a vacuum of, for example, 5 Pa or less.
  • the pressure applied to the mold is, for example, 0.5 GPa or more and 2.0 GPa or less.
  • the applied pressure may be 0.8 GPa or more, or 1.0 GPa or more.
  • the applied pressure may be 1.8 GPa or less, or 1.6 GPa or less.
  • Pressure firing is carried out at a temperature of 300°C or higher and 600°C or lower.
  • the pressure firing temperature may be 350°C or higher, or 400°C or higher.
  • the pressure firing temperature may be 580°C or lower, or 550°C or lower.
  • the open porosity can easily be adjusted to 15% or less.
  • the pressure firing time is, for example, 30 seconds to 10 minutes.
  • a Sm--Fe--N sintered magnet was produced by the following procedure. (i) Preparation of Sm-Fe-N based magnetic powder Sm-Fe-N based magnetic powder having a composition of Sm 2 Fe 17 N 3 and an average particle size of about 25 ⁇ m was prepared.
  • the average particle size (D50) of the Sm-Fe-N magnetic powder was measured using a laser diffraction particle size distribution analyzer (Sympatec, product name "HELOS").
  • Example 1 the above processes (ii) to (iv) were each carried out in a glove box (nitrogen purifier) connected to a gas circulation type oxygen and moisture purifier.
  • the oxygen concentration in the glove box was kept below 1 ppm. The sample was moved between each device to avoid exposure to the atmosphere.
  • Example 2 to 5 Sintered magnets were obtained in the same manner as in Example 1, except that the amount of high Al-Zn alloy powder added was changed as shown in Tables 1 and 2.
  • Example 1 A sintered magnet was obtained in the same manner as in Example 1, except that no high Al-Zn alloy powder was added.
  • volume density (density) The volume density (g/cm 3 ) was calculated by dividing the mass of the magnet by the apparent volume.
  • oxygen content The oxygen content of the magnet was measured by inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method (NDIR method).
  • Figure 2 is a graph showing the relationship between open porosity and coercive force reduction rate for the sintered magnets produced in Examples 1 to 3 and 5 and Comparative Examples 1 to 4. The graph shows that there is a correlation between open porosity and coercive force reduction rate, and there is also a correlation between the amount of high Al-Zn alloy powder added and open porosity.
  • the sintered body contains main phase grains which are crystals containing Sm, Fe, and N derived from the Sm—Fe—N based magnetic powder,
  • ⁇ 6> Mixing an Sm—Fe—N magnetic powder with a Zn—Al alloy powder having an Al content of 6 atomic % or more and 84 atomic % or less to obtain a magnetic material; and pressurizing and sintering the magnetic material at a temperature of 300°C to 600°C and a pressure of 0.5 GPa to 2.0 GPa.
  • ⁇ 7> The method for producing a Sm—Fe—N sintered magnet according to ⁇ 6>, wherein the Zn—Al alloy powder accounts for 1% by mass or more and 30% by mass or less of the magnetic material.
  • ⁇ 8> The method for producing a Sm—Fe—N sintered magnet according to ⁇ 6> or ⁇ 7>, wherein the Zn—Al alloy powder accounts for 1% by mass or more and 10% by mass or less of the magnetic material.
  • ⁇ 9> ⁇ 8>
  • the sintered magnets and magnet powder of the present invention can be used in a wide range of applications in the field of various motors. For example, they can be used in automotive accessory motors, main motors for EVs and HEVs, and more specifically, in oil pump motors, electric power steering motors, and EV/HEV drive motors.

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Abstract

Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末およびＺｎ－Ａｌ合金粉末を含む磁性材料の焼結体を含む焼結磁石であって、前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末のＡｌ含有量は、６原子％以上８４原子％以下であり、前記焼結磁石の開気孔率が１５％以下である、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。

Description

Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石およびその製造方法
　本発明は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石およびその製造方法に関する。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は希土類－遷移金属－窒素系磁石の代表であり、高い異方性磁界と残留磁化とを有する。また、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石は、キュリー温度が他の希土類－遷移金属－窒素系磁石よりも比較的高いことから、耐熱性に優れる。このため、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末は、磁石粉末のための優れた材料の一つとして用いられてきた。
　特許文献１には、磁性粉末と５原子％のアルミニウムを含有する亜鉛－アルミニウム合金とを用いたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石が開示されている。特許文献２には、磁性粉末と金属亜鉛とを用いたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁石が開示されている。
特開２０２１－１３６３４７号公報 特開２０２２－０９６３８２号公報
　特許文献１および２の磁石は、高温高湿環境下における保磁力の低下が大きい。これは、磁石の開気孔率が高いためと考えられる。
　本発明は、当該課題に鑑みてなされたものであり、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の磁石であって、高温高湿環境下においても保磁力の低下が抑制された焼結磁石を提供することを目的とする。
　本発明の１つの要旨によれば、
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末およびＺｎ－Ａｌ合金粉末を含む磁性材料の焼結体を含む焼結磁石であって、
　前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末のＡｌ含有量は、６原子％以上８４原子％以下であり、
　前記焼結磁石の開気孔率が１５％以下である、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石が提供される。
　本発明の他の要旨によれば、
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と、Ａｌ含有量が６原子％以上８４原子％以下のＺｎ－Ａｌ合金粉末とを混合して、磁性材料を得ることと、
　前記磁性材料を、３００℃以上６００℃以下の温度および０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下の圧力で加圧焼成することと、を備える、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法が提供される。
　本発明によれば、高温高湿環境下においても保磁力の低下が抑制されたＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石が提供される。
本開示の焼結磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。 実施例および比較例で作製された焼結磁石の開気孔率と保磁力低下率との関係を示すグラフである。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石はその製法上、多孔質になり易く、大気および水分が外部から内部に侵入し易い。加えて、表面積が大きくなり易いため、焼結磁石は、容易に酸化および水酸化され得る。酸化物および水酸化物は主相を分解し、α―Ｆｅを生成する。そのため、高温高湿環境下では、特に保磁力が低下し易い。
　本開示のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石（以下、単に磁石と称する場合がある。）は、開気孔率が１５％以下である。そのため、外部から大気および水分が侵入し難くなるとともに、表面積が小さくなるため酸化および水酸化が抑制される。低い開気孔率の磁石の保磁力は、高温高湿環境下においても低下し難い。
　加えて、原料として使用されるＡｌ含有量が６原子％以上８４原子％以下のＺｎ－Ａｌ合金（亜鉛－アルミニウム合金。以下、高Ａｌ亜鉛合金と称する場合がある。）粉末が、初期の保磁力を高め、また使用中（特に、高温高湿環境下）における保磁力の低下を効果的に抑制する。この理由は定かではないが、以下のように考えられる。
　Ａｌは酸化され易く、不動態の酸化被膜を形成することが知られている。高Ａｌ亜鉛合金もまた、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末よりも優先的に酸化され、加えて酸化被膜を形成する。このような高Ａｌ亜鉛合金の犠牲効果が、焼成プロセスにおけるＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の酸化を抑制し、高温高湿環境下での磁石の酸化および水酸化を抑制すると考えられる。また、高Ａｌ亜鉛合金の犠牲効果は少量で発揮されるため、磁石における主相の割合を高く維持でき、飽和磁化の低下を抑制できる。
　高Ａｌ亜鉛合金は、得られる磁石の開気孔率を低減させる機能も有する。高Ａｌ亜鉛合金は、亜鉛金属よりも低融点であるため、焼成プロセスにおいて主相粒同士の間に塗れ広がり易い。加えて、濡れ広がった高Ａｌ亜鉛合金は、主相粒同士の間に留まり易い。その結果、開気孔の少なくとも一部が高Ａｌ亜鉛合金に充填された、低い開気孔率の磁石が得られるものと考えられる。
　高Ａｌ亜鉛合金が主相粒同士の間に留まり易い理由は明確ではないが、高Ａｌ亜鉛合金が、焼成プロセスにおいて、固相および液相として共存できるためと考えられる。固相および液相の高Ａｌ亜鉛合金は、焼成プロセスにおいて主相粒の隙間（開気孔および閉気孔を形成し得る）に入り込む。当該隙間は、固相によって形状が複雑化される。一旦入り込んだ液相は、固相が形成した形状によって生じるアンカー効果により、隙間から抜け出し難くなる。言い換えれば、隙間に留まり易くなる。その結果、開気孔が塞がれて、開気孔率が低減する。
　亜鉛金属およびＡｌ含有量が６原子％未満の亜鉛合金（低Ａｌ亜鉛合金）は、焼成プロセスにおいて、いずれも液相をとると考えられる。そのため、これらは金型の隙間から流れ落ちてしまって、隙間（開気孔）を埋める効果が小さい。亜鉛金属および低Ａｌ亜鉛合金を、隙間に留まる程度の量で添加すると、開気孔率は低減するものの、磁石としての特性（特に、初期の飽和磁化）も低下してしまう。
　高温高湿環境下における保磁力の低下を抑制する効果を一層高め、初期の飽和磁化の低下を抑制するには、高Ａｌ亜鉛合金を用いて、開気孔率を１５％以下に調整することが望ましい。
・開気孔率
　開気孔（open pore）は、ＪＩＳ　Ｚ　８８３７：２０１８において、「壁によって完全に閉ざされることなく，直接的に又は他の細孔と連結して粒子表面に開かれ，流体が侵入できる細孔」と定義されている。本明細書において、開気孔は、「粒子」を「焼結磁石」と読み替えること以外、ＪＩＳ　Ｚ　８８３７：２０１８と同様の意味である。
　開気孔率（％）は、試料の外形体積を１とした場合、これに占める開気孔部分の体積の百分比である。開気孔率（％）は、以下の式で表される。
　　開気孔率（％）＝１００×開気孔体積（ｃｍ３）／見かけ体積（ｃｍ３）
　式中、開気孔体積（ｃｍ３）は、試料の開気孔部分の総体積であり、見かけ体積（ｃｍ３）は、試料の外径寸法から計算できる、内部のすべての気孔も含んだ外形体積である。
　開気孔率（％）は、具体的には、ガスピクノメータ（例えば、島津製作所製、製品名「アキュピックＩＩ１３４０」）で測定される開気孔体積が除かれた試料の体積と、見かけ体積とから計算できる。
　　開気孔率（％）＝１００×（見かけ体積－ガスピクノメータ測定体積）／見かけ体積
　試料が少ない場合、開気孔率は、ＪＩＳ　Ｚ　８８３７：２０１８附属書Ａ．１に準じて測定できる。具体的には、開気孔率は、試料と一緒に校正済の鋼球などを容器に入れて測定を行い、測定結果から鋼球の体積を差し引くことにより求めることができる。
（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末、および、高Ａｌ亜鉛合金粉末を含む磁性材料を、高温で焼き固める（焼成する）ことにより得られる。本開示において、焼結磁石とは、磁性材料を高温で焼き固めた磁石を意味する。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末は、磁石の主相粒を形成する。高Ａｌ亜鉛合金粉末は、焼成プロセスにより主相粒の周囲に配置され、主相粒同士の隙間（開気孔）の少なくとも一部を埋める。本開示の磁石は、低い開気孔率を有する。
　磁石の開気孔率（％）は、１５．０％以下である。開気孔率（％）は、１２．０％以下であってよく、１１．６％以下であってよい。
　磁石は、酸素を含まないか、あるいは、酸素を１．５質量％以下で含み得る。磁石の酸素含有量が１．５質量％以下であるということは、焼成プロセスにおいて、主相粒の酸化が抑制されていることを示している。そのため、より高い保磁力が期待できる。磁石の酸素含有量は、１．０質量％以下であってよく、０．８質量％以下であってよい。
　酸素含有量は、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ）により測定できる。
　磁石の初期の飽和磁化Ｊｓは、０．９０Ｔ以上であり得る。磁石の飽和磁化Ｊｓは、０．９５Ｔ以上であり得、１．００Ｔ以上であり得る。
　磁石の初期の保磁力Ｈｃｊは、８００ｋＡ／ｍ以上であり得、８５０ｋＡ／ｍ以上であり得、９００ｋＡ／ｍ以上であり得る。
　磁石の高温高湿試験後の保磁力の低下率は、２０％以下であり得、１８％以下であり得、１５％以下であり得、１３％以下であり得る。上記低下率（％）は、１００×（初期の保磁力Ｈｃｊ－試験後の保磁力Ｈｃｊ）／（初期の保磁力Ｈｃｊ）で求められる。高温高湿試験は、Ａｉｒ－ＨＡＳＴ（High Accelerated Stress Test）により、１２５℃、８５％ＲＨで２４時間行われる。装置としては、例えば、エスペック社製、製品名「ＥＨＳ－４１１ＭＤ」が用いられる。
　飽和磁化Ｊｓおよび保磁力Ｈｃｊは、外部印加磁場７Ｔの条件で、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）（例えば、東英工業（株）製、ＶＳＭ-５ＨＳＣ１）により取得できる。
　磁石は、他の成分（例えば、α－Ｆｅ）、および不可避的に混入する微量元素を含んでいてもよい。不可避的に混入する微量元素としては、例えば、炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）が挙げられる。
　磁石は、他の磁性粉末の焼結体を含んでよい。他の磁性粉末としては、例えば、Ｓｍ以外の希土類元素とＦｅとＮとからなる磁性粉末、Ｓｍを含む希土類元素とＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素とＮとからなる磁性粉末が挙げられる。Ｓｍ以外の希土類元素としては、例えば、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジウム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）が挙げられる。Ｆｅ以外の遷移金属元素としては、例えば、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、Ｚｒ（ジルコニア）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）が挙げられる。
・主相粒
　主相粒は、磁石の主相を形成する。主相粒は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末由来の結晶粒（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系結晶粒）であり、Ｓｍ、ＦｅおよびＮを含む。
　主相粒は、少なくとも一部に、Ｔｈ２Ｚｎ１７型、Ｔｈ２Ｎｉ１７型またはＴｂＣｕ７型の結晶構造を有する。主相として、具体的には、ＳｍＦｅ９Ｎ１．５相、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３相が挙げられる。主相粒の結晶構造はこれに限定されず、Ｓｍ、ＦｅおよびＮから成る任意の結晶構造であってよい。典型的な主相は、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３相である。結晶構造は、Ｘ線回折法により決定できる。
　主相粒の平均粒径は特に限定されない。主相粒の平均粒径は、例えば、０．５μｍ以上３．０μｍ以下であってよい。主相粒の平均粒径が０．５μｍ以上であることにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系結晶粒の超常磁性化を効果的に抑制することができる。主相粒の平均粒径が３．０μｍ以下であることにより、保磁力が向上し得る。主相粒の平均粒径は、０．８μｍ以上であってよく、１．０μｍ以上であってよい。主相粒の平均粒径は、２．５μｍ以下であってよく、２．０μｍ以下であってよく、１．５μｍ以下であってよい。
　主相粒の平均粒径の算出方法は次の通りである。初めに、磁石の断面を、少なくとも合計５０個以上の粒子が含まれるように、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いて撮影する。撮影画像内の主相粒を、エネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析法により特定する。次いで、撮影画像内の主相粒断面の総面積Ａ１と主相粒の数Ｎ１とを求める。Ａ１／Ｎ１を主相粒の１つ当たりの平均断面積として、平均断面積と同じ面積を有する円（相当円）の直径が主相粒の平均粒径である。
・Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末（以下、単に磁性粉末と称する場合がある。）は、サマリウム（Ｓｍ）、鉄（Ｆｅ）および窒素（Ｎ）を含む。磁性粉末は、Ｓｍ、ＦｅおよびＮから成る任意の組成を有し得る。磁性粉末は、代表的にはＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ３の組成を有し得るが、これに限定されない。
　磁性粉末の平均粒径は、例えば、０．５μｍ以上３．０μｍ以下である。磁性粉末の平均粒径は、超常磁性化を抑制できる点で、０．８μｍ以上であってよく、１．０μｍ以上であってよい。磁性粉末の平均粒径は、得られる磁石の保磁力がより高まる点で、２．５μｍ以下であってよく、２．０μｍ以下であってよく、１．５μｍ以下であってよい。
　粉末（磁性粉末等）の「平均粒径」は、体積基準で粒度分布を求め、全体積を１００％とした累積曲線において、累積値が５０％となる点の粒径（Ｄ５０）を意味する。かかる平均粒径は、レーザー回折・散乱式の粒子径・粒度分布測定装置または電子走査顕微鏡を用いて測定することができる。
・高Ａｌ亜鉛合金粉末
　高Ａｌ亜鉛合金粉末のＡｌ含有量は、６原子％以上８４原子％以下である。保磁力の観点から、上記Ａｌ含有量は、１１原子％以上であってよく、１５原子％以上であってよく、２０原子％以上であってよい。上記Ａｌ含有量は、６７原子％以下であってよく、５０原子％以下であってよい。一態様において、高Ａｌ亜鉛合金粉末のＡｌ含有量は、１５原子％以上５０原子％以下である。
　上記Ａｌ含有量は、例えば、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析装置により測定できる。上記Ａｌ含有量は、合金調製の際の原料の仕込み比から算出してもよい。
　高Ａｌ亜鉛合金粉末の平均粒径は特に限定されない。高Ａｌ亜鉛合金粉末の平均粒径は、例えば、０．０１μｍ以上６０μｍ以下である。高Ａｌ亜鉛合金粉末の平均粒径は、５０μｍ以下であってよく、４０μｍ以下であってよい。
（Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と、高Ａｌ亜鉛合金粉末とを混合して、磁性材料を得ることと、磁性材料を、３００℃以上６００℃以下の温度および０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下の圧力で加圧焼成することと、を備える方法により製造される。
　以下、焼結磁石の製造方法の一例を示す。図１は、本開示の焼結磁石の製造方法の一例を示すフローチャートである。
（１）Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の準備（Ｓ１１）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末は市販品であってよい。Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末は、ＳｍおよびＦｅを含む合金（Ｓｍ－Ｆｅ合金）粉末に窒化処理を行って、調製されてもよい。
（２）粉砕および分級（Ｓ１２）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末に対して、粉砕（あるいは解砕）および分級が行われてよい。粉砕（解砕）および分級は、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の平均粒径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下になるような条件で行われる。分級によって微粉が除去される。
　解砕あるいは粉砕は、メノウ乳鉢、ジェットミル（気流粉砕型等）、ボールミル等を使用して実施できるが、これらに限定されない。気流粉砕型ジェットミルの例としては、Ｍｉｃｒｏｍａｃｉｎａｚｉｏｎｅ社製ＭＣ４４等が挙げられるが、これに限定されない。分級は、気流分級機等を使用して実施できるが、これに限定されない。
（３）高Ａｌ亜鉛合金粉末の混合（Ｓ１３）
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と高Ａｌ亜鉛合金粉末とを混合し、磁性材料を調製する。
　高Ａｌ亜鉛合金粉末の割合が増えると、開気孔率は低減する。高Ａｌ亜鉛合金粉末の割合が多く、主相比率が過度に低下すると、飽和磁化が低下する。
　磁性材料に占める高Ａｌ亜鉛合金粉末の質量は、例えば、１．０質量％以上３０質量％以下である。高Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量が１．０質量％以上であると、上記の犠牲効果が十分に発揮される。Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量が３０質量％以下であると、初期の飽和磁化が十分に大きく（例えば、０．９０Ｔ以上に）なって、磁気特性に優れた磁石が得られる。
　高Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量が１．０質量％以上３０質量％以下であると、高Ａｌ亜鉛合金のみで、開気孔率を１５％以下に調整できる。
　高Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量は、３．０質量％以上であってよく、５．０質量％以上であってよい。高Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量は、１０．０質量％以下であってよく、８．０質量％以下であってよい。
　一態様において、磁性材料に占める高Ａｌ亜鉛合金粉末の質量は、１．０質量％以上１０質量％以下である。高Ａｌ亜鉛合金粉末の上記質量が１．０質量％以上１０質量％以下であると、高Ａｌ亜鉛合金のみで、開気孔率を１５％以下に調整でき、かつ飽和磁化を０．９５Ｔ以上にすることができる。
（４）磁場中成形（Ｓ１４）
　加圧焼成の前に、磁性材料を磁場中成形してよい。磁場中成形は、磁性材料に磁場を印加しながら成形する処理である。磁場中成形には、例えば、磁場発生装置を備えた粉末プレス機が用いられる。磁場中成形により、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の容易磁化軸の向きが揃い、より高い磁気特性を得ることができる。
　磁場中成形の条件は特に限定されない。印加する磁場は、例えば、１Ｔ以上の静磁場であってよく、パルス磁場であってよい。磁場中成形は、加圧焼成に使用される金型に充填された磁性材料に対して行ってもよい。
　上記の工程は全て、体積基準の酸素濃度が１０ｐｐｍ以下（特には、２ｐｐｍ以下）である低酸素濃度の雰囲気下で行われてよい。上記の工程は、例えば、不活性ガス（窒素、アルゴン、ヘリウム等の１種または２種以上の混合ガス）で置換したグローブボックス内、好ましくはガス循環型酸素水分精製器を接続したグローブボックス内で実施される。
　磁性材料の調製後から加圧焼成（あるいは磁場中成形）までの間、マテリアルハンドリングのために、磁性材料を、酸化防止可能な有機溶媒に浸漬させた状態で、大気雰囲気に置くことは許容される。
（５）加圧焼成（Ｓ１５）
　金型に充填された磁性材料を、加圧焼成する。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石が得られる。使用される金型は、任意の形状を有するものであってよく、例えば、円筒形のものを用いることができるが、これに限定されない。
　加圧焼成は、不活性ガス雰囲気の常圧下で行ってよい。加圧焼成は、通電加圧焼成をはじめとする任意の加圧焼成方法で行われてよい。加圧焼成は、例えば、ホットプレス法で実施されてよく、通電焼結によるものであってよい。ホットプレス法は、一般的な焼結方法であり、Ａｒなどの不活性雰囲気下で加圧しながら加熱する方法である。通電焼結は、金型に一定の圧力を印加し、この圧力を保持したまま通電する方法である。
　通電焼結の場合、パルス通電焼結機内は、例えば、５Ｐａ以下の真空に保持される。金型に印加する圧力は、例えば、０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下である。印加圧力は、０．８ＧＰａ以上であってよく、１．０ＧＰａ以上であってよい。印加圧力は、１．８ＧＰａ以下であってよく、１．６ＧＰａ以下であってよい。
　加圧焼成は、３００℃以上６００℃以下の温度で行われる。加圧焼成温度は、３５０℃以上であってよく、４００℃以上であってよい。加圧焼成温度は、５８０℃以下であってよく、５５０℃以下であってよい。
　３００℃以上６００℃以下の温度で、金型に０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下の圧力を印加する条件で加圧焼成すると、開気孔率が１５％以下に調整され易い。加圧焼成時間は、例えば、３０秒以上１０分以内である。
　本開示は上述の実施形態に限定されず、本開示の要旨を逸脱しない範囲で設計変更可能である。
　以下、実施例を挙げて本開示をより具体的に説明するが、本開示はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適用し得る範囲で適当に変更を加えて実施する事ももちろん可能であり、それらはいずれも本開示の技術的な範囲に包含される。
［実施例１］
　以下の手順により、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系の焼結磁石を作製した。
（ｉ）Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の準備
　組成がＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ３であり、平均粒径が約２５μｍのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末を準備した。
（ｉｉ）粉砕および分級
　気流粉砕型ジェットミルを使用し、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末を、粉砕圧０．７ＭＰａで粉砕した。粉砕は、２ｐｐｍ以下の低酸素雰囲気下のグローブボックス内で行った。粉砕後、気流分級機を使用して微粉（粒径が０．０４μｍ未満の粒子）を取り除いた。これにより、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の平均粒径を１．６μｍに調整した。
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末の平均粒径（Ｄ５０）は、レーザー回折式粒度分布測定装置（Ｓｙｍｐａｔｅｃ社製、製品名「ＨＥＬＯＳ」）により測定した。
（ｉｉｉ）高Ａｌ亜鉛合金粉末の混合
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末（Ａｌ：２１．２２原子％、平均粒径：３３μｍ）とを混合し、磁性材料を調製した。高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末の添加量は、磁性材料の３．３ｗｔ％とした。
（ｉｖ）磁場中成形
　得られた磁性材料０．２ｇを、２ｐｐｍ以下の低酸素雰囲気下のグローブボックス内でヘプタンに浸漬させて、スラリーを作製した。得られたスラリーを超硬合金金型に充填した。上記金型を、グローブボックスから取り出して磁場発生装置を備えた粉末プレス機に設置した。粉末プレス機に１．５Ｔの静磁場を印加しながら、磁場と垂直方向に１２５０ＭＰの圧力でプレス成型をおこなった。
（ｖ）加圧焼成
　この金型を、サーボ制御型プレス装置による加圧機構を備えたパルス通電焼結機内に設置した。次に、Ａｒ雰囲気下で圧力が２０Ｐａに保たれたパルス通電焼結機内で、加圧機構によって金型に１．５ＧＰａの圧力を印加し、この圧力を保持したまま４００℃の温度にて１分間の通電焼結を行うことにより、焼結磁石を得た。
　実施例１において、上記（ｉｉ）から（ｉｖ）までの処理は、それぞれガス循環型酸素水分精製器を接続したグローブボックス（窒素置換）内で実施した。グローブボックス内の酸素濃度は、１ｐｐｍ以下とした。試料は、大気暴露しないように、各装置間で移動させた。
［実施例２～５］
　高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末の添加量を表１および２に示すように変更したこと以外は、実施例１と同様にして、焼結磁石を得た。
［比較例１］
　高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末を添加しなかったこと以外は、実施例１と同様にして、焼結磁石を得た。
［比較例２，３］
　高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末に替えて、Ｚｎ粉末（平均粒径：４μｍ）を表２に示すように添加したこと以外は、実施例１と同様にして、焼結磁石を得た。
［比較例４］
　高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末に替えて、低Ａｌ－Ｚｎ合金粉末（Ａｌ：５原子％、平均粒径：２５μｍ）を表２に示すように添加したこと以外は、実施例１と同様にして、焼結磁石を得た。
［評価］
（主相粒の平均粒径）
　磁石の断面をＦＥ－ＳＥＭで観察し、上記の通りにして、主相粒の平均粒径を算出した。
（開気孔率）
　磁石の開気孔率を、ガスピクノメータ（島津製作所社製、製品名「アキュピックＩＩ　１３４０」）により測定した。
（初期の磁気特性）
　磁石の飽和磁化Ｊｓおよび保磁力を、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により測定した。飽和磁化Ｊｓの測定結果を表１に、保磁力の測定結果を表２に示した。
（高温高湿試験後の磁気特性）
　エスペック社製、製品名「ＥＨＳ－４１１ＭＤ」を用いて、１２５℃、８５％ＲＨで２４時間、Ａｉｒ－ＨＡＳＴ試験を行った。その後、磁石の保磁力を振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により測定した。
（密度）
　磁石の質量を見かけ体積で除して、体積密度（ｇ／ｃｍ３）を求めた。
（酸素含有量）
　磁石の酸素含有量を、不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法（ＮＤＩＲ法）で測定した。
　図２は、実施例１～３，５および比較例１～４で作製された焼結磁石の開気孔率と保磁力低下率との関係を示すグラフである。グラフから、開気孔率と保磁力低下率とは相関があり、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末の添加量と開気孔率とは相関していることがわかる。
　比較例１および実施例１～３，５の近似曲線から、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末の添加量が５０％未満の場合、添加量が多いほど開気孔率は低下し、保磁力低下率が減少することが理解できる。実施例５に関して、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末の添加量が５０％と多いため、焼結時に実施例１～３とは異なる現象が起きていると考えられるものの、開気孔率は１５％以下であり、保磁力低下率を抑制する効果は得られた。
　比較例１～４の近似曲線から、開気孔率と保磁力低下率とは相関しているものの、その保磁力低下率が全体的に高い値を示すことが理解できる。例えば、同じ添加量である実施例２と比較例４とでは、開気孔率および保磁力低下率は大きく異なっていた。このことから、同じ開気孔率であっても、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末を使用すると、低Ａｌ－Ｚｎ合金粉末またはＺｎ粉末を使用するよりも、保磁力低下を抑制する効果がより高いことがわかる。これは、高Ａｌ－Ｚｎ合金粉末が、Ａｌを多く含有しているためと考えられる。
＜１＞
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末およびＺｎ－Ａｌ合金粉末を含む磁性材料の焼結体を含む焼結磁石であって、
　前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末のＡｌ含有量は、６原子％以上８４原子％以下であり、
　前記焼結磁石の開気孔率が１５％以下である、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
＜２＞
　前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の前記Ａｌ含有量は、１５原子％以上５０原子％以下である、＜１＞のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
＜３＞
　酸素を含まないか、あるいは、酸素を１．５質量％以下で含む、＜１＞または＜２＞のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
＜４＞
　前記焼結体は、前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末由来のＳｍ、ＦｅおよびＮを含む結晶である主相粒を含み、
　前記主相粒の平均粒径が、０．５μｍ以上３μｍ以下である、＜１＞～＜３＞いずれかのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
＜５＞
　飽和磁化が、０．９Ｔ以上である、＜１＞～＜４＞いずれかのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
＜６＞
　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と、Ａｌ含有量が６原子％以上８４原子％以下のＺｎ－Ａｌ合金粉末とを混合して、磁性材料を得ることと、
　前記磁性材料を、３００℃以上６００℃以下の温度および０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下の圧力で加圧焼成することと、を備える、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
＜７＞
　前記磁性材料に占める前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の質量は、１質量％以上３０質量％以下である、＜６＞のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
＜８＞
　前記磁性材料に占める前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の質量は、１質量％以上１０質量％以下である、＜６＞または＜７＞のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
＜９＞
　前記加圧焼成が、体積基準の酸素濃度が２ｐｐｍ以下である低酸素濃度の雰囲気下で行われる、＜６＞～＜８＞いずれかのＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
　本発明の焼結磁石および磁石粉末は、各種モーターの分野において、広範な用途に使用できる。例えば、車載用補機モーター、ＥＶ／ＨＥＶ用主機モーター等に使用することができ、より具体的には、オイルポンプ用モーター、電動パワーステアリング用モーター、ＥＶ／ＨＥＶ駆動用モーター等に使用することができる。
　本願は、２０２４年７月１１日付けで日本国にて出願された特願２０２４－１１１６４４に基づく優先権を主張し、その記載内容の全てが、参照することにより本明細書に援用される。

Claims (9)

  1. 　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末およびＺｎ－Ａｌ合金粉末を含む磁性材料の焼結体を含む焼結磁石であって、
    　前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末のＡｌ含有量は、６原子％以上８４原子％以下であり、
    　前記焼結磁石の開気孔率が１５％以下である、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
  2. 　前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の前記Ａｌ含有量は、１５原子％以上５０原子％以下である、請求項１に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
  3. 　酸素を含まないか、あるいは、酸素を１．５質量％以下で含む、請求項１または２に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
  4. 　前記焼結体は、前記Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末由来のＳｍ、ＦｅおよびＮを含む結晶である主相粒を含み、
    　前記主相粒の平均粒径が、０．５μｍ以上３μｍ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
  5. 　飽和磁化が、０．９Ｔ以上である、請求項１～４のいずれか一項に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石。
  6. 　Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系磁性粉末と、Ａｌ含有量が６原子％以上８４原子％以下のＺｎ－Ａｌ合金粉末とを混合して、磁性材料を得ることと、
    　前記磁性材料を、３００℃以上６００℃以下の温度および０．５ＧＰａ以上２．０ＧＰａ以下の圧力で加圧焼成することと、を備える、Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
  7. 　前記磁性材料に占める前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の質量は、１質量％以上３０質量％以下である、請求項６に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
  8. 　前記磁性材料に占める前記Ｚｎ－Ａｌ合金粉末の質量は、１質量％以上１０質量％以下である、請求項６または７に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
  9. 　前記加圧焼成が、体積基準の酸素濃度が２ｐｐｍ以下である低酸素濃度の雰囲気下で行われる、請求項６～８のいずれか一項に記載のＳｍ－Ｆｅ－Ｎ系焼結磁石の製造方法。
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