(57)【要約】【課題】優れた耐食性と高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の提供。【解決手段】永久磁石２はＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有し、永久磁石２は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界を含み、主相粒子は、Ｎｄ、Ｆｅ及びＢを含有し、少なくとも一部の粒界はＲ’‐Ｏ‐Ｃ相を含み、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相は、希土類元素Ｒ’、Ｏ及びＣを含有し、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相におけるＲ’、Ｏ及びＣ其々の濃度は、主相粒子に比べて高く、永久磁石２は、表層部２１及び中央部２２を備え、表層部２１は永久磁石２の表面側に位置し、中央部２２は永久磁石２の内側に位置し、表層部２１の断面に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ１％であり、中央部２２の断面に占める前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ２％であり、Ｓ１はＳ２よりも高い。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びＢを含有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石であって、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｒとして、少なくともＮｄを含有し、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｔとして、少なくともＦｅを含有し、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、複数の主相粒子と、前記主相粒子の間に位置する粒界と、を含み、
前記主相粒子は、Ｎｄ、Ｔ及びＢを含有し、
少なくとも一部の前記粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含み、
前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相は、希土類元素Ｒ’、Ｏ及びＣを含有し、
Ｒ’は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙからなる群より選ばれる少なくとも一種であり、
Ｒ’、Ｏ及びＣ其々の濃度の単位は、原子％であり、
前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相におけるＲ’、Ｏ及びＣ其々の濃度は、前記主相粒子に比べて高く、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、表層部及び中央部を備え、
前記表層部は、前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の表面側に位置し、
前記中央部は、前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の内側に位置し、
前記表層部の断面に占める前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ１％であり、
前記中央部の断面に占める前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ２％であり、
Ｓ１はＳ２よりも高い、
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項２】
Ｓ１−Ｓ２は、１．０以上８０以下である、
請求項１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項３】
Ｓ１は、４．３以上８０以下である、
請求項１又は２に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項４】
少なくとも一部の前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相は、Ｎを更に含有する、
請求項１〜３のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、少なくとも希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素Ｂを含むＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有している。しかし、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の主成分である希土類元素は酸化され易いため、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は腐食され易い傾向にある。したがって、従来のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造では、磁石素体の表面処理によってＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の耐食性を向上させる。例えば、磁石素体の表面が樹脂膜又はめっき膜で覆われる。一方で、磁石素体自体の耐食性を向上する取り組みも行われている。例えば、添加元素の使用又は磁石素体の内部構造の変更により、磁石素体自体の耐食性が向上する。磁石素体自体の耐食性は、表面処理後の製品の信頼性を高めるために極めて重要である。また磁石素体自体の耐食性が向上することにより、上記の表面処理がより簡易になり、製造コストが低減される。
【０００３】
下記特許文献１は、磁石素体がＲ‐Ｏ‐Ｃ濃縮部を含むことにより、磁石素体自体の耐食性が向上することを開示している。Ｒ‐Ｏ‐Ｃ濃縮部とは、希土類元素Ｒ、Ｏ及びＣ其々の濃度が主相粒子に比べて高い粒界相である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】国際公開２０１３／１２２２５６号パンフレット
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石が優れた耐食性を有するためには、一定量のＲ‐Ｏ‐Ｃ濃縮部を磁石全体にわたって形成する必要がある。しかし、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ濃縮部の形成に伴って粒界中のＲリッチ相が減少する傾向があるため、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の保磁力が低下し易い。
【０００６】
本発明は、優れた耐食性と高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一側面に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びＢを含有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石であって、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｒとして、少なくともＮｄを含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｔとして、少なくともＦｅを含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含み、主相粒子は、Ｎｄ、Ｔ及びＢを含有し、少なくとも一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含み、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相は、希土類元素Ｒ’、Ｏ及びＣを含有し、Ｒ’は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙからなる群より選ばれる少なくとも一種であり、Ｒ’、Ｏ及びＣ其々の濃度の単位は、原子％であり、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相におけるＲ’、Ｏ及びＣ其々の濃度は、主相粒子に比べて高く、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、表層部及び中央部を備え、表層部は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の表面側に位置し、中央部は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の内側に位置し、表層部の断面に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ１％であり、中央部の断面に占める前記Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率は、Ｓ２％であり、Ｓ１はＳ２よりも高い。
【０００８】
Ｓ１−Ｓ２は、１．０以上８０以下であってよい。
【０００９】
Ｓ１は、４．３以上８０以下であってよい。
【００１０】
少なくとも一部のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相は、Ｎを更に含有してよい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、優れた耐食性と高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１中の（ａ）は、本発明の一実施形態に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の斜視図であり、図１中の（ｂ）は、図１中の（ａ）に示されるＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面図（ｂ‐ｂ線方向の矢視図）である。
【図２】図２は、図１中の（ｂ）に示されるＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の表層部の断面（領域ＩＩ）の模式図である。
【図３】図３は、実施例１のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の表層部近傍における各元素の分布図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態が説明される。図面において、同等の構成要素には同等の符号が付される。本発明は下記実施形態に限定されるものではない。以下に記載の「永久磁石」はいずれも、「Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石」を意味する。永久磁石における各元素の「濃度」の単位は、原子％である。
【００１４】
（永久磁石）
本実施形態に係る永久磁石は、少なくとも希土類元素（Ｒ）、遷移金属元素（Ｔ）及びホウ素（Ｂ）を含有する。
【００１５】
永久磁石は、希土類元素Ｒとして、少なくともネオジム（Ｎｄ）を含有する。永久磁石は、Ｎｄに加えて、さらに他の希土類元素Ｒを含有してもよい。他の希土類元素Ｒは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）、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）、及びルテチウム（Ｌｕ）からなる群より選ばれる少なくとも一種であってよい。
【００１６】
永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、少なくとも鉄（Ｆｅ）を含有する。永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、Ｆｅのみを含有してよい。永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、Ｆｅ及びコバルト（Ｃｏ）の両方を含有してもよい。
【００１７】
図１中の（ａ）は、本実施形態に係る直方体状の永久磁石２の斜視図である。図１中の（ｂ）は、永久磁石２の断面２ｃｓの模式図である。永久磁石２の形状は、直方体に限定されない。例えば、永久磁石２の形状は、例えば、立方体、矩形（板）、多角柱、アークセグメント、扇、環状扇形（ａｎｎｕｌａｒ  ｓｅｃｔｏｒ）状、球、円板、円柱、筒、リング、又はカプセルであってよい。永久磁石２の断面２ｃｓの形状は、例えば、多角形、円弧（円弦）、弓形、アーチ形、Ｃ字形、又は円であってよい。
【００１８】
図１中の（ｂ）に示されるように、永久磁石２は、表層部２１及び中央部２２を備える。表層部２１は、永久磁石２の表面側に位置する。中央部２２は、永久磁石２の内側に位置する。表層部２１は、永久磁石２の表面からの深さが０μｍ以上４０μｍ以下であり、且つ主相粒子及びＲ’‐Ｏ‐Ｃ相を含む領域であってよい。永久磁石２の表面の一部分のみが、表層部２１であってよい。例えば、永久磁石２の表面の一部分のみに耐食性が要求される場合、耐食性が要求される一部分のみが表層部２１であってよい。永久磁石２の全ての表面が、表層部２１であってもよい。中央部２２は、永久磁石２の厚み方向における永久磁石２の中心に位置してよい。永久磁石２の厚みは、例えば、０．５ｍｍ以上５０ｍｍ以下であってよい。
【００１９】
図１中の（ｂ）及び図２に示される領域ＩＩ１は、表層部２１の断面の一部である。図１中の（ｂ）に示される中央部２２の断面（領域ＩＩ２）の構造は、断面に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の比率を除いて、図２に示される表層部２１の断面の構造と同じであってよい。図２に示されるように、永久磁石２は、複数（多数）の主相粒子４を備える。主相粒子４は、少なくともＮｄ、Ｔ及びＢを含む。主相粒子４は、Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶を含んでよい。Ｒ２Ｔ１４Ｂは、例えば、（Ｎｄ１−ｘＰｒｘ）２（Ｆｅ１−ｙＣｏｙ）１４Ｂと表されてよい。ｘは０以上１未満であってよい。ｙは０以上１未満であってよい。主相粒子４は、Ｒとして、軽希土類元素に加えて、Ｔｂ及びＤｙ等の重希土類元素を含んでもよい。Ｒ２Ｔ１４ＢにおけるＢの一部が、炭素（Ｃ）で置換されていてもよい。主相粒子４は、Ｎｄ、Ｔ及びＢに加えて他の元素を含有してもよい。主相粒子４内の組成は均一であってよい。主相粒子４内の組成は不均一であってもよい。例えば、主相粒子４におけるＲ、Ｔ及びＢ其々の濃度分布が勾配を有していてもよい。
【００２０】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、主相粒子４の間に位置する粒界を含む。永久磁石２は、粒界として、粒界多重点６を含んでよい。粒界多重点６は、三つ以上の主相粒子４に囲まれた粒界である。永久磁石２は、複数（多数）の粒界多重点６を含んでよい。永久磁石２は、粒界として、二粒子粒界１０を含んでよい。二粒子粒界１０は、隣り合う二つの主相粒子４の間に位置する粒界である。永久磁石２は、複数（多数）の二粒子粒界１０を含んでよい。
【００２１】
少なくとも一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３を含む。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、希土類元素Ｒ’、Ｏ（酸素）及びＣを含有する。Ｒ’は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙからなる群より選ばれる少なくとも一種である。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＲ’、Ｏ及びＣ其々の濃度は、主相粒子４に比べて高い。つまり、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＲ’の濃度は、主相粒子４におけるＲ’の濃度よりも高く、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＯの濃度は、主相粒子４におけるＯの濃度よりも高く、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＣの濃度は、主相粒子４におけるＣの濃度よりも高い。Ｒ’の濃度とは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙの濃度の合計である。
【００２２】
粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３以外の粒界相を含んでよい。例えば、粒界はＲ’リッチ相を含んでよい。Ｒ’リッチ相は、他の粒界相に比べてＲ’の濃度が高い相である。粒界は酸化物相を含んでよい。酸化物相は、主成分としてＲ’の酸化物を含み、組成においてＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３と異なる相である。永久磁石２が、Ｇａ（ガリウム）を含有する場合、粒界は遷移金属リッチ相を含んでよい。遷移金属リッチ相は、Ｔ、Ｒ’及びＧａを含み、他の粒界相に比べてＴ及びＧａ其々の濃度が高い相である。
【００２３】
従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、以下のメカニズムにより、腐食される。ただし、腐食のメカニズムは以下のメカニズムに限定されない。
【００２４】
大気中の水（例えば水蒸気）は、永久磁石の表面において、粒界中のＲ’リッチ相を酸化する。水によるＲ’リッチ相の酸化は、下記反応式１によって表される。下記反応式１が示すように、水によるＲ’の酸化により、Ｒ’の水酸化物と水素が生成する。この水素は、酸化されていないＲ’リッチ相中に吸蔵される。換言すれば、Ｒ’リッチ相中のＲ’が水素化され、Ｒ’の水素化物が生成する。Ｒ’リッチ相中のＲ’の水素化は、下記反応式２によって表される。反応式２中のｘは、水素吸蔵量によって変動する正の実数である。Ｒ’の水素化物は水によって酸化され易い。水による水素化物の酸化は、下記反応式３によって表される。下記反応式３が示すように、Ｒ’の水素化物の酸化により、Ｒ’リッチ相（水素化物）に吸蔵されていた水素に加えて、更に水素が生成する。これらの腐食反応が連鎖的に進行することにより、永久磁石が膨張する。永久磁石の膨張に伴い、水が粒界を介して永久磁石内へ侵入し易くなる。また、永久磁石の膨張に伴って主相粒子が永久磁石の表面から脱落する。主相粒子の脱落により、腐食されていないＲ’リッチ相が永久磁石の表面に露出する。その結果、更に腐食が永久磁石の内部へ進行する。
２Ｒ’  ＋  ６Ｈ２Ｏ  →  ２Ｒ’（ＯＨ）３  ＋  ３Ｈ２  （１）
２Ｒ’  ＋  ｘＨ２  →  ２Ｒ’Ｈｘ  （２）
２Ｒ’Ｈｘ  ＋  ６Ｈ２Ｏ  →  ２Ｒ’（ＯＨ）３  ＋  （３＋ｘ）Ｈ２  （３）
【００２５】
Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、Ｒ’リッチ相に比べて、水によって酸化され難い。またＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、Ｒ’リッチ相に比べて、水素を吸蔵し難い。したがって、表層部２１の粒界がＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３を含むことにより、粒界における水素の生成及び吸蔵が抑制される。換言すれば、表層部２１の粒界がＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３を含むことにより、Ｒ’リッチ相の酸化及び水素化が抑制される。その結果、上記の腐食反応の連鎖が抑制され、永久磁石２の内部（中央部２２）への腐食の進行が抑制される。
【００２６】
表層部２１の断面に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の面積の比率は、Ｓ１％である。中央部２２の断面に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の面積の比率は、Ｓ２％である。Ｓ１はＳ２よりも高い。換言すれば、表層部２１に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の割合は、中央部２２におけるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の割合よりも高く、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３は永久磁石２の表層部２１に偏在している。永久磁石２の腐食は、永久磁石２の表面から内部へ徐々に進行する。したがって、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３が永久磁石２の表層部２１に偏在することにより、永久磁石２の腐食が効果的に抑制される。ただし、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３が多いほど粒界中のＲ’リッチ相の量が減少するため、永久磁石２の保磁力は低下し易い傾向がある。しかし、Ｓ２はＳ１よりも低い。換言すれば、中央部２２に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の割合は、表層部２１に占めるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３の割合よりも低い。その結果、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３の含有に伴う永久磁石２の保磁力の低下が抑制される。したがって、本実施形態に係る永久磁石２の保磁力は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３が均一に分布している永久磁石に比べて高い。
【００２７】
Ｓ１−Ｓ２が大きいほど、永久磁石２の腐食が表層部２１において抑制され易く、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３の含有に伴う永久磁石２の保磁力の低下が抑制され易い。このような理由から、Ｓ１−Ｓ２は１．０以上８０以下、又は２．６以上３８．２以下であってよい。
【００２８】
Ｓ１は、４．３以上８０以下、又は５．９以上４１．５以下であってよい。Ｓ１が上記の下限値以上である場合、永久磁石２の腐食が抑制され易い。Ｓ１が上記の上限値以下である場合、表層部２１が十分なＲ’リッチ相を含むこと可能であり、永久磁石２の保磁力の低下が抑制され易い。ただし、Ｓ１は上記の範囲に限定されない。Ｓ２は、例えば、０以上４．３未満、又は０以上３．３以下であってよい。Ｓ２が小さいほど、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３の含有に伴う永久磁石２の保磁力の低下が抑制され易い。ただし、Ｓ２は、Ｓ１より小さい限り、上記の範囲に限定されない。
【００２９】
図２中の（ｂ）に示されるように、Ｓ１が測定される表層部２１の断面と、Ｓ２が測定される中央部２２の断面は、永久磁石２の同一の断面２ｃｓ内に含まれてよい。Ｓ１が測定される表層部２１の断面と、Ｓ２が測定される中央部２２の断面は、永久磁石２の同一の断面２ｃｓ内に含まれていなくてもよい。Ｓ１及びＳ２の測定方法の詳細は、後述される。
【００３０】
Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、Ｒ’、Ｏ及びＣに加えて他の元素を更に含有してよい。例えば、少なくとも一部のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、Ｎ（窒素）を更に含有してよい。永久磁石２がＮを含有する場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３がＮを含有し易い。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３がＮを含有することにより、粒界における水素の生成及び吸蔵が抑制され易い。永久磁石２に含まれる一部のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３のみがＮを含有してよい。永久磁石２に含まれる全てのＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３がＮを含有してもよい。永久磁石２に含まれる全てのＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３がＮを含有しなくてもよい。以下に記載のＲ’‐Ｏ‐Ｃ‐Ｎ相とは、Ｎを含有するＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３を意味する。
【００３１】
Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＲ’の濃度は、例えば、３０原子％以上５５原子％以下であってよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＯの濃度は、例えば、１０原子％以上５０原子％以下であってよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＣの濃度は、例えば、５原子％以上３０原子％以下であってよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＮの濃度は、例えば、０原子％以上３０原子％以下であってよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＲ’の濃度は、［Ｒ’］原子％と表されてよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＯの濃度は、［Ｏ］原子％と表されてよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３におけるＮの濃度は、［Ｎ］原子％と表されてよい。［Ｏ］／［Ｒ’］は、０より大きく１．０未満、０．４より多く０．７未満、又は０．５より大きく０．７未満、であってよい。［Ｏ］／［Ｒ’］が上記の範囲内である場合、Ｒ’リッチ相の酸化及び水素化が抑制され易く、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３の含有に伴う永久磁石２の保磁力の低下が抑制され易い。同様の理由から、［Ｎ］／［Ｒ’］は、０より大きく１．０未満であってよい。少なくとも一部のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３は、立方晶であってよい。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相３が立方晶であることにより、粒界における水素の生成及び吸蔵が抑制され易い。
【００３２】
主相粒子４の平均粒子径又はＤ５０は、特に限定されないが、例えば、１．０μｍ以上１０．０μｍ以下又は１．５μｍ以上６．０μｍ以下であってよい。永久磁石２における主相粒子４の体積の割合の合計は、特に限定されないが、例えば、８０体積％以上１００体積％未満であってよい。
【００３３】
主相粒子４、及び粒界相其々の組成は、永久磁石２の断面２ｃｓに露出する主相粒子４及び粒界相其々の分析によって特定されてよい。永久磁石２の断面２ｃｓに露出する主相粒子４及び粒界相は、電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって撮影される反射電子像の信号強度に基づき容易に識別される。主相粒子４及び粒界相其々の組成は、電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）又はエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）によって分析されてよい。
【００３４】
永久磁石２の全体の具体的な組成は、以下に説明される。ただし、永久磁石２の組成は下記の組成に限定されない。上述したＲ’‐Ｏ‐Ｃ相３に起因する本発明の効果が得られる限りにおいて、永久磁石２中の各元素の含有量は、下記の範囲を外れてもよい。
【００３５】
永久磁石におけるＯの含有量は、０．０３質量％以上０．４質量％以下、又は０．０５質量％以上０．２質量％以下であってよい。Ｏの含有量が少なすぎる場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。Ｏの含有量が多すぎる場合、永久磁石の保磁力が低下し易い。
【００３６】
永久磁石におけるＣの含有量は、０．０３質量％以上０．３質量％以下、又は０．０５質量％以上０．１５質量％以下であってよい。Ｃの含有量が少なすぎる場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。Ｃの含有量が多すぎる場合、永久磁石の保磁力が低下し易い。
【００３７】
永久磁石におけるＮの含有量は、０質量％以上０．１５質量％以下、又は０．０３質量％以上０．１０質量％以下であってよい。Ｎの含有量が少なすぎる場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い傾向がある。Ｎの含有量が多すぎる場合、永久磁石の保磁力が低下し易い。永久磁石はＮを含有しなくてもよい。
【００３８】
永久磁石におけるＲの含有量は、２５〜３５質量％又は２９〜３４質量％であってよい。永久磁石がＲとして重希土類元素を含む場合、重希土類元素を含む全ての希土類元素の合計の含有量が２５〜３５質量％又は２９〜３４質量％であってよい。Ｒの含有量がこの範囲であることにより、残留磁束密度及び保磁力が増加する傾向がある。Ｒの含有量が少なすぎる場合、主相粒子（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）が形成され難く、軟磁性を有するα‐Ｆｅ相が形成され易い。その結果、保磁力が低下する傾向がある。一方、Ｒの含有量が多すぎる場合、主相粒子の体積比率が低くなり、残留磁束密度が低下する傾向がある。残留磁束密度及び保磁力が増加し易いことから、全希土類元素Ｒに占めるＮｄ及びＰｒの割合の合計は、８０〜１００原子％又は９５〜１００原子％であってよい。
【００３９】
永久磁石におけるＢの含有量は、０．５〜１．５質量％、又は０．７５〜０．９８質量％であってよい。Ｂの含有量が少なすぎる場合、Ｒ２Ｔ１７相が析出し易く、保磁力が低下する傾向がある。一方、Ｂの含有量が多すぎる場合、永久磁石の残留磁束密度が低下し易い。
【００４０】
永久磁石は、Ｃｏを含有してよい。永久磁石におけるＣｏの含有量は、０．１〜４．０質量％、又は０．３〜２．５質量％であってよい。永久磁石がＣｏを含有することにより、永久磁石のキュリー温度が増加し易い。また永久磁石がＣｏを含むことにより、粒界相の耐食性が向上し易く、永久磁石全体の耐食性が向上し易い。
【００４１】
永久磁石は、アルミニウム（Ａｌ）を含有してよい。永久磁石におけるＡｌの含有量は、０．０３〜０．６質量％、又は０．１〜０．４質量％であってよい。Ａｌの含有量が上記範囲であることにより、永久磁石の保磁力及び耐食性が向上し易い。
【００４２】
永久磁石は、銅（Ｃｕ）を含有してよい。永久磁石におけるＣｕの含有量は０．０３〜１．５質量％、又は０．０５〜０．６質量％であってよい。Ｃｕの含有量が上記範囲であることにより、永久磁石の保磁力、耐食性及び温度特性が向上し易い。
【００４３】
永久磁石から上述の元素を除いた残部は、Ｆｅのみ、又はＦｅ及びその他の元素であってよい。永久磁石が十分な磁気特性を有するためには、残部のうち、Ｆｅ以外の元素の含有量の合計は、永久磁石の全質量に対して０〜５質量％であってよい。
【００４４】
永久磁石は、その他の元素として、ジルコニウム（Ｚｒ）、珪素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ビスマス（Ｂｉ）、錫（Ｓｎ）、カルシウム（Ｃａ）、塩素（Ｃｌ）、硫黄（Ｓ）及びフッ素（Ｆ）からなる群より選ばれる少なくとも一種を含有してよい。
【００４５】
永久磁石全体の組成は、例えば、蛍光Ｘ線（ＸＲＦ）分析法、高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析法、不活性ガス融解‐非分散型赤外線吸収（ＮＤＩＲ）法、酸素気流中燃焼‐赤外吸収法及び不活性ガス融解‐熱伝導度法等によって分析されてよい。
【００４６】
本実施形態に係る永久磁石は、モータ、発電機又はアクチュエーター等に適用されてよい。例えば、永久磁石は、ハイブリッド自動車、電気自動車、ハードディスクドライブ、磁気共鳴画像装置（ＭＲＩ）、スマートフォン、デジタルカメラ、薄型ＴＶ、スキャナー、エアコン、ヒートポンプ、冷蔵庫、掃除機、洗濯乾燥機、エレベーター及び風力発電機等の様々な分野で利用される。
【００４７】
（永久磁石の製造方法）
以下では、上述の永久磁石の製造方法が説明される。
【００４８】
上述の永久磁石を構成する各元素を含む金属（原料金属）から、原料合金が作製される。原料合金は、ストリップキャスティング法、ブックモールド法、又は遠心鋳造法によって作製されてよい。原料金属は、例えば、希土類元素の単体（金属単体）、純鉄、フェロボロン、又はこれらを含む合金であってよい。これらの原料金属は、所望の永久磁石の組成に略一致するように秤量される。一種類の原料合金が用いられてよく、複数種の原料合金が用いられてよい。原料合金は、酸化物と混合されないことが好ましい。原料合金及び酸化物の混合物が永久磁石の原料に用いられた場合、永久磁石の中央部において過剰なＲ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され易く、Ｓ２が増加し易く、Ｓ１がＳ２よりも高い永久磁石を製造し難い。同様の理由から、原料合金は炭素又は炭化物と混合されないことが好ましく、原料合金は窒化物と混合されないことが好ましい。
【００４９】
上記の各原料合金の粉砕により、合金粉末が得られる。原料合金は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の二段階で粉砕されてよい。以下の各工程は、酸素濃度が１００ｐｐｍ未満である非酸化的雰囲気下で実施されてよい。
【００５０】
粗粉砕工程では、原料合金の粒径が数百μｍ又は数ｍｍ程度となるまで、原料合金が粉砕される。粗粉砕工程として、水素吸蔵粉砕が行われてよい。水素吸蔵粉砕では、水素が原料合金へ吸蔵される。水素の吸蔵後、原料合金の加熱により水素が原料合金から脱離する。原料合金からの水素の脱離により、原料合金が粉砕される。粗粉砕工程では、水素が吸蔵された原料合金が、窒素を含む雰囲気中で加熱されてよい。水素が吸蔵された原料合金を、窒素を含む雰囲気中で加熱することにより、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ‐Ｎ相が永久磁石中に形成され易い。雰囲気中の窒素の濃度は、例えば、２００体積ｐｐｍ以上１０００体積ｐｐｍ以下であってよい。窒素の含有量が上記の範囲内である場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ‐Ｎ相が形成され易い。粗粉砕工程では、機械的方法によって原料合金が粉砕されてもよい。機械的方法は、例えば、ディスクミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル又はスタンプミルであってよい。
【００５１】
粗粉砕工程に続く微粉砕工程では、原料合金の平均粒径が０．１〜１０．０μｍとなるまで、原料合金が更に粉砕する。微粉砕工程では、例えば、ジェットミル、又はビーズミル等の粉砕装置を用いられてよい。微粉砕工程では、粉砕助剤（潤滑剤）が原料合金へ添加されてよい。粉砕助剤の添加により、原料合金の凝集、及び粉砕装置への原料合金の付着が抑制される。粉砕助剤は、例えば、脂肪酸エステル、アミンカルボン酸塩、脂肪族アミン、脂肪酸及び脂肪酸アミドからなる群より選ばれる少なくとも一種の有機化合物であってよい。窒素ガスを含む雰囲気中でジェットミルが実施されてよい。ジェットミルの雰囲気が窒素ガスを含む場合、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ‐Ｎ相が永久磁石中に形成され易い。
【００５２】
成形工程では、合金粉末を磁場中で成形することにより、成形体が得られる。例えば、金型内の原料合金粉末に磁場を印加しながら、合金粉末を金型で加圧することにより、成形体が得られる。金型が合金粉末に及ぼす圧力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であってよい。合金粉末に印加される磁場の強さは、９５０ｋＡ／ｍ以上１６００ｋＡ／ｍ以下であってよい。合金粉末及び有機溶媒の混合物（スラリー）が成形されてよい。つまり、湿式成形によって、成形体が形成されてよい。
【００５３】
焼結工程では、焼結炉中で成形体を焼結させることにより、焼結体が得られる。焼結炉内の雰囲気は、真空又は不活性ガスであってよい。焼結工程の諸条件は、目的とする永久磁石の組成、原料合金の粉砕方法及び粒度等に応じて、適宜設定されてよい。
【００５４】
焼結工程は、昇温過程と、焼結過程とを有している。昇温過程では、焼結炉内の温度が室温から焼結温度Ｔｓまで上昇する。焼結過程では、成形体がＴｓで加熱され続ける。焼結温度Ｔｓは、９００℃より高く１２００℃以下であってよい。焼結過程の継続時間は、例えば、１時間以上３０時間以下であってよい。昇温過程では、焼結炉内の温度が８００℃以上９００℃以下である時点において、一酸化炭素（ＣＯ）ガスが焼結炉内へ導入される。ＣＯ及びアルゴン（Ａｒ）の混合ガスが焼結炉内へ導入されてもよい。８００℃以上９００℃以下である温度領域では、成形体の緻密化が未だ進行していないため、多くの空隙が成形体中に形成されている。したがって、ＣＯガスは、成形体の表面から一定の深さまで、空隙を介して成形体内へ入り込むことができる。そして、ＣＯが成形体内の希土類元素Ｒ’と反応することにより、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が成形体の表面から一定の深さまで生成する。成形体の表面に近い領域では、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され易く、成形体の表面から離れた領域では、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。つまり成形体の表層部ではＲ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され易く、成形体の中央部ではＲ’‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。成形体が不純物として酸素、炭素、又は窒素を含んでいる場合、これらの元素もＲ’‐Ｏ‐Ｃ相に取り込まれる。焼結炉内の温度が焼結温度Ｔｓまで上昇することにより、成形体の緻密化が進行し、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含む粒界が形成される。以上のプロセスを経て、多量のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相を含む表層部が永久磁石（焼結体）の表面の一部又は全域に形成される。合金粉末同士が焼結して成形体が緻密化された後では、ＣＯガスは成形体の内部に侵入し難く、多量のＲ‘‐Ｏ‐Ｃ相を含む表層部が形成され難い。成形体が緻密化された後では、ＣＯガスが焼結体の内部から染み出した液相（例えば、Ｒ’の液相）と反応して、被膜が成形体の表面に形成される。
【００５５】
焼結工程の昇温過程では、焼結炉内の温度が室温から焼結温度Ｔｓまで連続的に上昇してよい。焼結炉内へのＣＯガスの導入に伴い、焼結炉内の温度が８００℃以上９００℃以下である特定の温度に一定の時間維持されてもよい。昇温過程では、ＣＯガスと共に窒素ガスが焼結炉内へ導入されてもよい。この窒素ガスがＲ’‐Ｏ‐Ｃ相に取り込まれてよい。
【００５６】
時効処理工程において、焼結体が更に加熱されてよい。時効処理工程により、焼結体の磁気特性が向上する。時効処理工程の雰囲気は、真空又は不活性ガスであってよい。時効処理工程では、焼結体が約６００℃で１〜３時間加熱されてよい。多段階の時効処理工程が実施されてもよい。例えば、第一時効処理では、焼結体が７００〜９５０℃で１〜３時間加熱されてよく、第一時効処理に続く第二時効処理では、焼結体が４５０〜７００℃で１〜３時間加熱されてよい。焼結工程に続いて時効処理工程が実施されてよい。
【００５７】
時効処理工程に続く冷却工程により、焼結体が急冷されてよい。焼結体は、Ａｒガス等の不活性ガス中で急冷されてよい。焼結体の冷却速度は、例えば５℃／分以上１００℃／分以下であってよい。
【００５８】
加工工程では、切削及び研磨等により、焼結体の寸法及び形状が調整されてよい。以上方法によって得られた焼結体（基材）は、重希土類元素を含んでいなくてよい。つまり、拡散工程前の焼結体は、重希土類元素を含んでいなくてよい。拡散工程前の焼結体が、既に重希土類元素を含んでいてもよい。焼結体中の重希土類元素の有無に関わらず、以下の拡散工程が実施されてよい。ただし拡散工程は必須ではない。
【００５９】
重希土類元素を含む永久磁石を製造する場合、拡散工程が実施されてよい。拡散工程では、重希土類元素又はその化合物を上記の焼結体の表面に付着させた後、焼結体が加熱されてもよい。例えば、重希土類元素のフッ化物、酸化物、又は水素化物等の化合物を焼結体の表面に付着させてよい。重希土類元素を含む蒸気中において、焼結体が加熱されてもよい。拡散工程により、重希土類元素が焼結体の表面から内部へ拡散し、さらに重希土類元素が粒界を介して主相粒子の表面へ拡散する。
【００６０】
重希土類元素を含有する塗料が焼結体に表面に塗布されてよい。塗料が重希土類元素を含む限り、塗料の組成は限定されない。塗料は、例えば、重希土類元素の単体、重希土類元素を含む合金、フッ化物、酸化物、又は水素化物等の化合物を含んでよい。塗料に含まれる溶媒（分散媒）は、水以外の溶媒であってよい。例えば、溶媒は、アルコール、アルデヒド、又はケトン等の有機溶媒であってよい。塗料における重希土類元素の濃度は限定されない。
【００６１】
拡散工程における拡散処理温度は、８００℃以上９５０℃以下であってよい。拡散処理時間は、１時間以上５０時間以下であってよい。拡散処理温度及び拡散処理時間が上記の範囲内であることにより、重希土類元素の濃度分布を制御し易く、永久磁石の製造コストが低減される。拡散工程が上述の時効処理工程を兼ねてもよい。
【００６２】
拡散工程後に、さらに熱処理を永久磁石に施してもよい。拡散工程後の熱処理温度は、４５０℃以上６００℃以下であってよい。熱処理時間は、１時間以上１０時間以下であってよい。拡散工程後の熱処理によって、最終的に得られる永久磁石の磁気特性（特に保磁力）が向上し易い。
【００６３】
拡散工程の後、切削及び研磨等により、焼結体の寸法及び形状が調整されてよい。
【００６４】
熱処理工程、加工工程及び拡散工程の順序は限定されない。
【００６５】
エッチングにより、表層部の一部が焼結体の表面から除去されてよい。つまり、エッチングにより、表層部の厚みが調整されてよい。焼結体の表面の酸化又は化成処理（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により、不動態（ｐａｓｓｉｖｅ）層が焼結体の表面に形成されてよい。焼結体の表面が樹脂膜で覆われてもよい。不動態層又は樹脂膜の形成により、永久磁石の耐食性が更に向上する。
【００６６】
以上の方法により、本実施形態に係る永久磁石が得られる。
【００６７】
本発明は上記実施形態に限定されるものではない。例えば、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、熱間加工磁石であってよい。
【実施例】
【００６８】
以下では実施例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。
【００６９】
（実施例１）
［永久磁石の作製］
ストリップキャスティング法により、複数の原料金属からフレーク状の原料合金が作製された。原料合金におけるＮｄ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｂ及びＦｅ其々の含有量が以下の値に一致するように、各原料金属が秤量された。
Ｎｄの含有量：３１．０質量％。
Ｃｏの含有量：０．５０質量％。
Ａｌの含有量：０．２０質量％。
Ｃｕの含有量：０．０８質量％。
Ｂの含有量：０．９５質量％。
Ｆｅの含有量：ｂａｌａｎｃｅ（残部）。
【００７０】
以下の粗粉砕工程から焼結工程までの各工程は、酸素濃度が５０ｐｐｍ未満である非酸化的雰囲気下で実施された。
【００７１】
粗粉砕工程では、室温において水素を原料合金へ吸蔵させた。Ａｒの気流中において原料合金を６００℃で１時間加熱して脱水素することにより、粗粉末が得られた。
【００７２】
微粉砕工程では、粗粉末及びオレイン酸アミド（粉砕助剤）が円錐型混合機で混合された。オレイン酸アミドの添加量は、１００質量部の粗粉末に対して０．１質量部であった。オレイン酸アミドと混合された粗粉末をジェットミルで粉砕することにより、微粉末が得られた。ジェットミルの気流としては、窒素ガスが用いられた。ジェットミルの分級条件を調節することにより、微粉末の平均粒径は約４μｍに調整された。
【００７３】
成形工程では、微粉末が金型内へ充填された。そして、１２００ｋＡ／ｍの磁場を金型内の微粉末へ印加しながら、微粉末を１２０ＭＰａで加圧することにより、成形体が得られた。
【００７４】
成形体が焼結炉内に設置された。焼結炉内の雰囲気の温度が８００℃以上９００℃以下である時間帯を除いて、焼結工程ではＡｒガスが焼結炉内へ導入され続けた。炉内の気圧は常時５０Ｐａに制御された。焼結工程は、昇温過程と、昇温過程に続く焼結過程とを有していた。昇温過程では、焼結炉内の雰囲気の温度を室温から１０６０℃（焼結温度）まで上げた。昇温過程では、焼結炉内の雰囲気の温度が８００℃から９００℃に至るまでの間、Ａｒガスの代わりに、Ａｒ及びＣＯの混合ガスが焼結炉内へ導入された。Ａｒの体積とＣＯの体積との比は、２：１であった。昇温過程の昇温速度は、４℃／分であった。焼結過程では、成形体を１０６０℃で４時間加熱することにより、焼結体が得られた。焼結過程に続いて、焼結体は急冷された。
【００７５】
焼結体の急冷後、第一時効処理と、第一時効処理に続く第二時効処理が実施された。第一時効処理及び第二時効処理のいずれにおいても、焼結体はＡｒガス中で加熱された。第一時効処理では、焼結体が８５０℃で１時間加熱された。第二時効処理では、焼結体が５４０℃で１時間加熱された。得られた焼結体の寸法は、縦幅１８ｍｍ×横幅１２ｍｍ×厚み６ｍｍであった。つまり焼結体は直方体であった。
【００７６】
エッチング処理工程では、焼結体を硝酸水溶液中に浸漬させた。水溶液における硝酸の濃度は３質量％であった。エッチング処理工程により、焼結体の表面からの深さが１０μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。エッチング処理工程後、純水中での焼結体の超音波洗浄が行われた。
【００７７】
以上の方法により、実施例１の永久磁石が作製された。
【００７８】
［永久磁石の分析］
＜断面組織の分析＞
永久磁石が、その表面に対して垂直に切断された。したがって、永久磁石の断面の外周は、永久磁石の表面に対応する。永久磁石の断面をイオンミリングで削り、断面に形成された酸化物等の不純物が除去された。不純物の除去後、ＥＰＭＡによる永久磁石の断面の面分析が行われた。分析された領域（分析領域）は、断面の外周からの距離が１４０μｍ以下である領域であった。つまり、分析領域は、永久磁石の表面からの深さが１４０μｍ以下である領域であった。断面の外周に平行な方向における分析領域の幅は、４０μｍであった。つまり、永久磁石の表面に平行な方向における分析領域の幅は、４０μｍであった。上記の面分析により、分析領域における反射電子像が取得され、Ｎｄ、Ｃ、Ｎ及びＯ其々のマッピングが行われた。
【００７９】
分析領域における反射電子像Ｄ（ＣＰ）は、図３に示される。反射電子像は、永久磁石が、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含むことを示していた。ＥＰＭＡによる主相粒子の点分析が行われた。点分析の結果は、各主相粒子が少なくともＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有することを示していた。
【００８０】
分析領域におけるＮｄの分布図Ｄ（Ｎｄ）は、図３に示される。Ｄ（Ｎｄ）における白い部分は、Ｎｄの特性Ｘ線が強く検出された部分である。分析領域におけるＣの分布図Ｄ（Ｃ）は、図３に示される。Ｄ（Ｃ）における白い部分は、Ｃの特性Ｘ線が強く検出された部分である。分析領域におけるＮの分布図Ｄ（Ｎ）は、図３に示される。Ｄ（Ｎ）における白い部分は、Ｎの特性Ｘ線が強く検出された部分である。分析領域におけるＯの分布図Ｄ（Ｏ）は、図３に示される。Ｄ（Ｏ）における白い部分は、Ｏの特性Ｘ線が強く検出された部分である。図３の上端は、断面の外周（永久磁石の表面）に対応する。図３の下端は、永久磁石の内部に対応する。図３に示されるように、Ｎｄ、Ｃ、Ｎ及びＯ其々の分布は互いにほぼ一致した。つまり各元素の分布図は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相が永久磁石に含まれていることを示していた、また各元素の分布図は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相がＮを含有し易いことを示していた。図３に示されるように、断面の外周（永久磁石の表面）からの深さが１００μｍ以下である領域は、それ以外の領域に比べて、多量のＲ’‐Ｏ‐Ｃ相を含んでいた。
【００８１】
以下の方法により、実施例１のＳ１及びＳ２が測定された。以下に記載の「表層部」とは、永久磁石の上記断面の外周からの距離が４０μｍ以下であり、断面の外周に平行な方向における幅が４０μｍである領域である。つまり、「表層部」とは、永久磁石の表面からの深さが４０μｍ以下であり、表面に平行な方向における幅が４０μｍである領域である。以下に記載の「中央部」とは、永久磁石の上記断面の外周からの距離が２０００μｍ以上３０００μｍ以下である領域内から無作為に選ばれた部分である。つまり、「中央部」とは、永久磁石の表面からの深さが２０００μｍ以上３０００μｍ以下である領域内から無作為に選ばれた部分である。中央部は正方形であり、その寸法は４０μｍ×４０μｍであった。
【００８２】
＜＜ステップ１＞＞
ＥＰＭＡで撮影された表層部の反射電子像を２値化（ｂｉｎａｒｉｚｅ）することにより、主相粒子及び粒界其々の位置が特定された。反射電子像は、反射電子像の信号強度に基づき２値化された。元素の原子番号が大きいほど、元素に由来する信号強度は高い。元素の濃度の増加に伴い、元素に由来する信号強度は増加する。Ｎｄの原子番号は、永久磁石に含まれる他の元素の原子番号よりも大きい。また粒界におけるＮｄの濃度は、主相粒子におけるＮｄの濃度よりも高い。したがって、Ｎｄに由来する信号強度の差異に基づき、主相粒子及び粒界が識別された。反射電子像の２値化は、Ａｄｏｂｅ  Ｓｙｓｔｅｍｓ  Ｉｎｃ．製のソフトウェア（Ａｄｏｂｅ  Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ）によって行われた。
＜＜ステップ２＞＞
ＥＰＭＡを用いたマッピングにより、表層部に含まれる主相粒子におけるＮｄ、Ｏ、Ｃ、Ｎ其々の特性Ｘ線の強度の平均値Ｉａ及び標準偏差σが算出された。
＜＜ステップ３＞＞
ＥＰＭＡにより、表層部においてＮｄの特性Ｘ線の強度がＮｄの（Ｉａ＋３σ）よりも高い部分（Ｎｄ濃縮部）の位置が特定された。ＥＰＭＡにより、表層部においてＯの特性Ｘ線の強度がＯの（Ｉａ＋３σ）よりも高い部分（Ｏ濃縮部）の位置が特定された。ＥＰＭＡにより、表層部においてＣの特性Ｘ線の強度がＣの（Ｉａ＋３σ）よりも高い部分（Ｃ濃縮部）の位置が特定された。ＥＰＭＡにより、表層部においてＮの特性Ｘ線の強度がＮの（Ｉａ＋３σ）よりも高い部分（Ｎ濃縮部）の位置が特定された。
＜＜ステップ４＞＞
ステップ１及びステップ３の結果に基づき、粒界、Ｎｄ濃縮部、Ｏ濃縮部及びＣ濃縮部の全てが重なり合う部分が特定された。粒界、Ｎｄ濃縮部、Ｏ濃縮部及びＣ濃縮部の全てが重なり合う部分が、表層部の粒界に含まれるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相に相当する。表層部の粒界に含まれるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の合計Ａ１が算出された。Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相の位置は、Ｎの濃縮部の位置とほぼ一致していた。
＜＜ステップ５＞＞
Ａ１を、表層部全体の面積Ｂ１で割ることにより、Ｓ１が算出された。つまり、Ｓ１は、（Ａ１／Ｂ１）×１００である。Ｂ１は、４０μｍ×４０μｍである。
【００８３】
以上の方法により、表層部の５か所のＳ１が算出された。５か所は表層部から無作為に選出された。表層部の５か所のＳ１の平均値は、表１に示される。以下に記載のＳ１は、Ｓ１の平均値を意味する。
【００８４】
上記と同様の方法により、中央部の粒界に含まれるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相が特定された。中央部の粒界に含まれるＲ’‐Ｏ‐Ｃ相の面積の合計Ａ２が算出された。Ａ２を、中央部全体の面積Ｂ２で割ることにより、Ｓ２が算出された。つまり、Ｓ２は、（Ａ２／Ｂ２）×１００である。Ｂ２は、４０μｍ×４０μｍである。上記の方法により、中央部の５か所におけるＳ２が算出された。５か所は中央部から無作為に選出された。中央部の５か所のＳ２の平均値は、表１に示される。以下に記載のＳ２は、Ｓ２の平均値を意味する。
【００８５】
＜保磁力の測定＞
永久磁石をその表面に垂直な方向に切断することにより、永久磁石の寸法が縦幅７ｍｍ×横幅７ｍｍに調整された。永久磁石の厚み方向の寸法は調整されなかった。寸法の調整後、室温における永久磁石の保磁力（ＨｃＪ）が測定された。ＨｃＪの単位は、ｋＡ／ｍである。ＨｃＪの測定には、東英工業株式会社製のパルス励磁型Ｂ‐Ｈトレーサー（ＴＰＭ‐２‐１０）を用いた。実施例１のＨｃＪは、表１に示される。
【００８６】
＜耐食性の評価＞
永久磁石の耐食性を、飽和プレッシャークッカーテスト（Ｐｒｅｓｓｕｒｅ  Ｃｏｏｋｅｒ  Ｔｅｓｔ：ＰＣＴ）により評価した。ＰＣＴでは、０．２ＭＰａ、温度１２０℃、湿度１００％ＲＨである飽和水蒸気中に永久磁石が放置された。永久磁石が飽和水蒸気によって腐食されることにより、主相粒子及び粒界相が永久磁石の表面から脱離し、永久磁石の重量が減少する。２０時間ごとに永久磁石の重量が測定され、永久磁石の重量の急激な減少が起き始める時間ｔｃが測定された。ｔｃとは、永久磁石の単位面積あたりの重量減少量Δｗが３ｍｇ／ｃｍ２を超えた時間である。実施例１のｔｃは、下記表１に示される。下記表１にｔｃとして記載されている「５００」とは、５００時間後においてもΔｗが３ｍｇ／ｃｍ２を超えなかったことを意味する。５００時間未満であるｔｃは、Δｗが３ｍｇ／ｃｍ２を超えた時点を意味する。
【００８７】
（実施例２〜５）
実施例２〜５其々のエッチング処理工程は、焼結体を硝酸水溶液中に浸漬させる時間において、実施例１のエッチング工程とは異なる。
【００８８】
実施例２のエッチング処理工程では、焼結体の表面からの深さが４０μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。
【００８９】
実施例３のエッチング処理工程では、焼結体の表面からの深さが８０μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。
【００９０】
実施例４のエッチング処理工程では、焼結体の表面からの深さが１００μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。
【００９１】
実施例５のエッチング処理工程では、焼結体の表面からの深さが１２０μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。
【００９２】
エッチング処理工程を除いて実施例１と同様の方法で、実施例２〜５其々の永久磁石が測定された。実施例１と同様の方法で、実施例２〜５其々の永久磁石が分析された。
【００９３】
実施例２〜５のいずれの場合においても、永久磁石は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含んでいた。実施例２〜５のいずれの場合においても、各主相粒子は、少なくともＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有していた。実施例２〜５のいずれの場合においても、一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含んでいた。実施例２〜５其々のＳ１、Ｓ２、ｔｃ及びＨｃＪは、表１に示される。
【００９４】
（比較例１）
エッチング処理工程前の研削加工により、焼結体の表面からの深さが０．５μｍ以下である領域が、焼結体の全ての表面から除去された。研削加工を除いて実施例１と同様の方法で、比較例１の永久磁石が作製された。実施例１と同様の方法で、比較例１の永久磁石が分析された。
【００９５】
比較例１の永久磁石は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含んでいた。各主相粒子は、少なくともＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有していた。一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含んでいた。比較例１のＳ１、Ｓ２、ｔｃ及びＨｃＪは、表１に示される。
【００９６】
（比較例２）
比較例２の焼結工程では、全ての温度領域においてＡｒガスが焼結炉内へ導入され続けた。つまり比較例２の焼結工程では、Ａｒ及びＣＯの混合ガスが焼結炉内へ導入されなかった。焼結工程を除いて実施例１と同様の方法で、比較例２の永久磁石が作製された。実施例１と同様の方法で、比較例２の永久磁石が分析された。
【００９７】
比較例２の永久磁石は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含んでいた。各主相粒子は、少なくともＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有していた。一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含んでいた。比較例２のＳ１、Ｓ２、ｔｃ及びＨｃＪは、表１に示される。
【００９８】
（比較例３）
成形工程前に、酸化鉄（Ｆｅ２Ｏ３）の粉末、及びカーボンブラックの粉末が微粉末へ添加された。微粉末、酸化鉄及びカーボンブラックの混合物から、比較例３の成形体が作製された。酸化鉄の質量は、１００質量部の微粉末に対して０．６６質量部であった。カーボンブラックの質量は、１００質量部の微粉末に対して０．０２質量部であった。比較例３の焼結工程では、全ての温度領域においてＡｒガスが焼結炉内へ導入され続けた。つまり比較例３の焼結工程では、Ａｒ及びＣＯの混合ガスが焼結炉内へ導入されなかった。これらの事項を除いて実施例１と同様の方法で、比較例３の永久磁石が作製された。実施例１と同様の方法で、比較例３の永久磁石が分析された。
【００９９】
比較例３の永久磁石は、複数の主相粒子と、主相粒子の間に位置する粒界と、を含んでいた。各主相粒子は、少なくともＮｄ、Ｆｅ及びＢを含有していた。一部の粒界は、Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相を含んでいた。比較例３のＳ１、Ｓ２、ｔｃ及びＨｃＪは、表１に示される。
【０１００】
【表１】
2020155541.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【０１０１】
例えば、本発明に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、ハイブリッド車又は電気自動車に搭載されるモータに適用される。
【符号の説明】
【０１０２】
２…Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石、２ｃｓ…Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面、４…主相粒子、３…Ｒ’‐Ｏ‐Ｃ相、６…粒界多重点、１０…二粒子粒界、２１…表層部、２２…中央部、ＩＩ１…表層部の断面の一部、ＩＩ２…中央部の断面の一部。
【図１】
2020155541.tif 000004
【図２】
2020155541.tif 000005
【図３】
2020155541.tif 000006