(57)【要約】【課題】  従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、高い耐食性と磁気特性を両立する永久磁石を提供すること。【解決手段】  Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（ただし、ＲはＹ（イットリウム）とＲ１を必須とし、Ｒ１はＮｄを必須とするＹを含まない希土類元素の少なくとも１種であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素）であって、粒界相に含むＲ中のＲ１：Ｙ比が計算粒界相モル比で８０：２０から３５：６５原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石にＹを適量添加することにより３重点にＹを偏析せしめ、これが酸化することにより粒界相の腐食を防ぐ。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（ただし、ＲはＹ（イットリウム）とＲ１を必須とし、Ｒ１はＮｄを必須とするＹを含まない希土類元素の少なくとも１種であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素）であって、粒界相に含むＲ中のＲ１：Ｙ比が計算粒界相モル比で８０：２０から３５：６５であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項２】
請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、粒界相中に含むＲ中のＲ１：Ｙ比が計算粒界相モル比で７５：２５から４５：５５であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類系永久磁石に関し、特にＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅまたはその一部がＣｏによって置換されたＦｅ、Ｂはホウ素）におけるＲの一部を選択的にＹに置換することによって得られる希土類永久磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
正方晶Ｒ２−Ｔ１４−Ｂ化合物を主相とするＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は優れた磁気特性を有することが知られており、１９８２年の発明（特許文献１：特開昭５９−４６００８号公報）以来、代表的な高性能永久磁石である。
【０００３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は優れた磁気特性を有するものの、主成分として酸化され易い希土類元素を含有していることから耐食性が低い傾向にある。
【０００４】
そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を向上させるために、一般的には磁石素体の表面上に樹脂塗装やめっき等の表面処理を施して使用されることが多い。一方で、磁石素体の添加元素や内部構造を変えることにより、磁石素体そのものの耐食性を向上させる取り組みも行われている。磁石素体そのものの耐食性を向上させることは、表面処理後の製品の信頼性を高める上で極めて重要であり、またそれにより樹脂塗装やめっきよりも簡易な表面処理の適用が可能となることで、製品のコストを低減できるというメリットもある。
【０００５】
従来、例えば、特許文献２（特開平４−３３０７０２号公報）では、永久磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすことで、非磁性Ｒリッチ相中の希土類元素と炭素との金属間化合物Ｒ−Ｃを１．０質量％以下に抑制し、磁石の耐食性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献２では、粒界相中のＣｏ濃度を５質量％〜１２質量％することで、耐食性を改善する技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭５９−４６００８号公報
【特許文献２】特開平４−３３０７０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、従来から用いられているＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、使用環境における水蒸気などの水がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中のＲを酸化して水素を発生し、その水素を粒界中の粒界相が吸収することで、粒界相の腐食が進行し、主相粒子が脱落することでＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性が低下してしまう。
【０００８】
また、特許文献１で提案されているように、磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすためには、磁場中で成形する際に磁場配向性を向上させるために加える潤滑剤の添加量を大幅に減らす必要がある。そのため、成形体中の磁粉の配向度が低下し、焼結後の残留磁束密度Ｂｒが低下してしまい、十分な磁気特性を有する磁石が得られない。
【０００９】
本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結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】
【００１０】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（ただし、Ｙ（イットリウム）とＲ１を必須とし、Ｒ１はＮｄを必須とするＹを含まない希土類元素の少なくとも１種であり、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種以上の遷移金属元素）であって、粒界相に含むＲ中のＲ１：Ｙ比が計算粒界相モル比で８０：２０から３５：６５であることを特徴とする。かかる構成を取ることによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、高い耐食性を示し、且つ良好な磁気特性を示すＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。
【００１１】
本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、Ｙを適切な量添加することによって、Ｙを粒界部に偏析させ、また、偏析したＹが酸化する事によって腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を効果的に抑制し、Ｒの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができることを見出し本発明に至った。
【発明の効果】
【００１２】
本件発明は、Ｙを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において、粒界相に含むＲ中のＲ１：Ｙ比が計算粒界相モル比で８０：２０から３５：６５とすることによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性を高めると共に良好な磁気特性を示す磁石が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、Ｎｄ−Ｙの状態図である。
【図２】図２は、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｄ：Ｙ組成範囲においては、固溶体の格子定数が不連続に低下することを示す参考図である。
【図３】図３は、ＥＰＭＡによるＮｄ，Ｙ，Ｏマッピングを示した解析像である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、実施の形態に基づいてこの発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態及び実施例に記載した内容により限定されるものではない。また、以下に記載した実施形態及び実施例における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、以下に記載した実施形態及び実施例で開示した構成要素は適宜組み合わせても良いし、適宜選択して用いてもよい。
【００１５】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、希土類元素Ｒを１１〜１８ａｔ％含有する。ここで、本発明におけるＲはＹ（イットリウム）とＲ１を必須とし、Ｒ１はＮｄおよびＹを含まない希土類元素の少なくとも１種とする。Ｒの量が１１ａｔ％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ相の生成が十分ではなく軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒが１８ａｔ％を超えると主相であるＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ相の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。またＲがＯ（酸素）と反応し、含有するＯ量が増え、これに伴い保磁力発生に有効なＲリッチ相が減少し、保磁力の低下を招く。
【００１６】
本実施形態において、前記希土類元素Ｒは、ＹおよびＲ１を含む。  Ｒ１はＮｄを必須とし、Ｙを含まない希土類元素の少なくとも１種である。ここで、Ｒ１としては、原料に由来する不純物、又は製造時に混入する不純物としての他の成分を含んでもよい。Ｒ１としては、高い異方性磁界を得ることを考慮すると、さらにＰｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂを含むことが好ましい。希土類元素Ｒ中のＲ１とＹの含有割合は、モル比で８０：２０〜３５：６５であることが好ましい。Ｙの含有量がこの範囲を超えると、粒界部でのＹの偏析が起こりにくくなり、耐食性が悪化する傾向にあるからである。また、より好ましくはＲ１とＹの含有割合は、７５：２５〜４５：５５である。Ｙの割合が２５％より少なくなると耐食性の劣化が始まり、５５％より多くなると磁気特性、主として保磁力の劣化が著しくなる。
【００１７】
また、磁石素体の耐食性は粒界部の腐食によって決まるため、粒界部の組成が制御されていれば良い。粒界部の希土類元素Ｒ中のＲ１とＹの含有割合は、計算粒界相モル比で８０：２０〜３５：６５であることが好ましい。Ｙの含有量がこの範囲を超えると、粒界部でのＹの偏析が起こりにくくなり、耐食性が悪化する傾向にあるからである。
【００１８】
図１に示すＮｄ−Ｙの状態図から明らかなように、ＮｄとＹは安定相として固溶体を形成することが知られている。
【００１９】
しかしながら、Ｒ−Ｔ−Ｂ希土類磁石合金は溶解法により高温の融液を冷却することによって作製されるため、十分な時間をかけて安定相を形成することができない。このため安定相である固溶体が必ずしも形成されず、偏析が起こると考えられる。粒界部において、希土類元素Ｒ中のＲ１とＹの含有割合は、計算粒界相モル比で８０：２０〜３５：６５であると、Ｙが偏析しやすい。
この理由は完全に明らかにはなっていない。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｄ：Ｙ組成範囲においては、固溶体の格子定数が不連続に低下することが知られている（参考文献１−７、および図２）。この格子定数の不整合が、合金凝固時の固溶体形成の安定性に影響し、Ｙの偏析を助長していると考えられる。
（参考文献１）  Ｋｉｒｋｐａｔｒｉｃｋ，  Ｃ．Ｇ．，  Ｌｏｖｅ，  Ｂ．：  “Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ”，  Ｆ．Ｊ．  Ｎａｃｈｍａｎ，  Ｃ．Ｅ．  Ｌｕｎｄｉｎ，  Ｎｅｗ  Ｙｏｒ：  Ｇｏｒｄｏｎ  ａｎｄ  Ｂｒｅａｃｈ  （１９６２）  ８７
（参考文献２）  Ｓｐｅｄｄｉｎｇ，  Ｆ．Ｈ．，  Ｖａｌｌｅｔｔａ，  Ｒ．Ｍ．，  Ｄａａｎｅ，  Ａ．Ｈ．：  Ｔｒａｎｓ．  ＡＳＭ  ５５  （１９６２）  ４８３
（参考文献３）Ｂｅａｕｄｒｙ，  Ｂ．Ｊ．，  Ｍｉｃｈａｅｌ，  Ｍ．，  Ｄａａｎｅ，  Ａ．Ｈ．，  Ｓｐｅｄｄｉｎｇ，  Ｆ．Ｈ．，  ｉｎ  ：  “Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ＩＩＩ”，  Ｌ．  Ｅｙｒｉｎｇ，  Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ：  Ｇｏｒｄｏｎ  ａｎｄ  Ｂｒｅａｃｈ  （１９６５）  ２４７
（参考文献４）  Ｌｕｄｄｉｎ，  Ｃ．Ｅ．：  ＡＤ  ６３３５５８  ｆｉｎａｌ  ｒｅｐｏｒｔ，  Ｄｅｎｖｅｒ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｉｎｓｔ．，  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  Ｄｅｎ  ｖｅｒ，  Ｄｅｎｖｅｒ，  ＣＯ  （１９６６）
（参考文献５）  Ｓｖｅｃｈｎｉｋｏｖ，  Ｖ．Ｎ．，  Ｋｏｂｚｅｎｋｏ，  Ｇ．Ｖ．，  Ｍａｒｔｙｎｃｈｕｋ，  Ｅ．Ｊ．：  Ｄｏｐｏｖ．  Ａｋａｄ．  Ｎａｕｋ  Ｕｋｒ．  ＲＳＲ，  Ｓｅｒ．  Ａ．  （１９７２）  ７５４
（参考文献６）  Ｇｓｃｈｎｅｉｄｎｅｒ  ｊｒ．，  Ｋ．Ａ．，  Ｃａｌｄｅｒｗｏｏｄ，  Ｆ．Ｗ．：  Ｂｕｌｌ．  Ａｌｌｏｙ  Ｐａｈｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍｓ  ３  （１９８２）  ２０２
（参考文献７）  Ｇｓｃｈｎｅｉｄｎｅｒ  ｊｒ．，  Ｋ．Ａ．，  Ｃａｌｄｅｒｗｏｏｄ，  Ｆ．Ｗ．，  ｉｎ：  “Ｂｉｎａｒｙ  Ａｌｌｏｙ  Ｐｈａｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍｓ”，  Ｓｅｃｏｎｄ  Ｅｄｉｔｉｏｎ，  Ｖｏｌ．  ３，  Ｔ．Ｂ．  Ｍａｓｓａｌｓｋｉ，  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｓｏｃ．，  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｐａｒｋ，  Ｏｈｉｏ  （１９９０）
【００２０】
なお、粒界相でＹが偏析する際、厚さ数ｎｍの２粒子界面よりも、広い３重点において偏析が起きやすい。２粒子界面のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）による分析では、２粒子界面にＹの偏析はほとんど認められなかった。
【００２１】
合金を粉砕、成形、焼結する過程において、磁石素体はＯにさらされる。通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造において、できるだけＯにさらされないような製造方法がとられるが、それでも数ｐｐｍから数千ｐｐｍのＯにさらされることは避けられない。エリンガム図からも明らかなように、Ｎｄに比べＹは酸化しやすい。このため、Ｎｄはあまり酸化されることなく、３重点に存在するＹが優先的に酸化される。Ｙの偏析の結果３重点に存在するＮｄは相対的に少なくなり、２粒子界面に移動し、さらにＹ酸化物は水素吸蔵性がほとんどないことから、粒界相の腐食が起こりにくい。
【００２２】
一例として高Ｒ合金をＮｄ：Ｙ＝６０：４０にて作製した焼結磁石の断面電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）解析像を図３に示す。それぞれの元素が多く存在する場所が白く示されている。ＮｄとＹが分離して３重点に存在していることが分かる。特にＹは大きな塊となって偏析しており、その分Ｎｄは３重点から押し出されて２粒子粒界に存在すると考えられる。２粒子粒界にＮｄが存在すると、Ｒ２−Ｔ１４−Ｂ結晶粒子同士の磁気分離が成されることから高い保磁力を得ることができる。また、図３から、Ｏの存在箇所の多くがＹの偏析箇所と一致しており、Ｙが優先的に酸化されたことが明らかである。
【００２３】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ホウ素（Ｂ）を５〜８ａｔ％含有する。Ｂが５ａｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。一方で、Ｂが８ａｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、Ｂの上限を８ａｔ％とする。
【００２４】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｃｏを４．０ａｔ％以下含有することができる。ＣｏはＦｅと同様の相を形成するが、キュリー温度の向上、粒界相の耐食性向上に効果がある。また、本発明が適用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ａｌ及びＣｕの１種又は２種を０．０１〜１．２ａｔ％の範囲で含有することができる。この範囲でＡｌ及びＣｕの１種又は２種を含有させることにより、得られる焼結磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。
【００２５】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、他の元素の含有を許容する。例えば、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｉ、Ｖ、Ａｇ、Ｇｅ等の元素を適宜含有させることができる。一方で、Ｏ、Ｎ（窒素）、Ｃ（炭素）等の不純物元素を極力低減することが望ましい。特に磁気特性を害するＯは、その量を５０００ｐｐｍ以下、さらには３０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。Ｏ量が多いと非磁性成分である希土類酸化物相が増加して、磁気特性を低下させるからである。
【００２６】
以下、本件発明の製造方法の好適な例について説明する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造においては、まず、所望の組成を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるような原料合金を準備する。原料合金は、真空又は不活性ガス、望ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスト法、その他公知の溶解法により作製することができる。ストリップキャスト法は、原料金属をＡｒガス雰囲気などの非酸化雰囲気中で溶解して得た溶湯を回転するロールの表面に噴出させる。ロールで急冷された溶湯は、薄板または薄片（鱗片）状に急冷凝固される。この急冷凝固された合金は、結晶粒径が１〜５０μｍの均質な組織を有している。
【００２７】
本発明においてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る場合、原料合金として、１種類の合金から焼結磁石を作成するいわゆるシングル合金法を適用することができる。シングル合金法は製法が簡便で工程が少なく、組成ずれが少なく、安定生産に向いている。
【００２８】
また、本発明においてＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒を主体とする合金（低Ｒ合金）と、低Ｒ合金よりＲを多く含む合金（高Ｒ合金）とを用いる、所謂混合法を適用することもできる。混合法を適用すると、粒界相の組成と主相の組成を制御することが比較的容易となる。
【００２９】
混合法による場合、高Ｒ合金と低Ｒ合金を準備する。本実施形態において、低Ｒ合金は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系化合物を含む合金であり、低Ｒ合金全体に対して、Ｒは１１  〜１５ｍｏｌ％の範囲で含有することが好ましい。また、低Ｒ合金におけるＢの含有量は５〜７ｍｏｌ％であることが好ましい。本実施形態において、高Ｒ合金とはＹを含む合金である。高Ｒ合金におけるＹの含有量は、３〜２５ｍｏｌ％であることが好ましい。また、高Ｒ合金は、ＹとＴを含む合金であることが好ましく、具体的にはＹ−Ｆｅ化合物、Ｙ−Ｆｅ−Ｃｏ化合物、Ｙ−Ｆｅ−Ｂ化合物などが挙げられる。高Ｒ合金と低Ｒ合金の組成をこのようにすることで、目的の粒界相組織を得ることが容易となる。また、混合法による場合、高Ｒ合金と低Ｒ合金の配合比率は、重量比で２５：７５〜３：９７であることが好ましい。
【００３０】
目的とする組成となるよう、原料金属または原料合金を秤量し、真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャストすることによって原料合金を得る。ロールの回転速度や湯の供給速度を変えることにより、合金厚みを制御することができる。
【００３１】
原料合金は粉砕工程に供される。混合法による場合には、低Ｒ合金及び高Ｒ合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。まず、原料合金を、粒径数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。粗粉砕は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中にて行なうことが望ましい。粗粉砕に先立って、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出させることにより粉砕を行なうことが効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石として不純物となる水素を減少させることを目的として行われる。水素吸蔵のための加熱保持の温度は、２００℃以上、望ましくは３５０℃以上とする。保持時間は、保持温度との関係、原料合金の厚さ等によって変わるが、少なくとも３０分以上、望ましくは１時間以上とする。水素放出処理は、真空中又はＡｒガスフローにて行う。なお、水素吸蔵処理、水素放出処理は必須の処理ではない。この水素粉砕を粗粉砕と位置付けて、機械的な粗粉砕を省略することもできる。
【００３２】
粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕には主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径２．５〜６μｍ、望ましくは３〜５μｍとする。ジェットミルは、高圧の不活性ガスを狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。
【００３３】
微粉砕には湿式粉砕を用いても良い。湿式粉砕にはボールミルや湿式アトライタなどが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径１．５〜５．０μｍ、望ましくは２．０〜４．５μｍとする。湿式粉砕では適切な分散媒の選択により、磁石粉がＯに触れることなく粉砕が進行するため、Ｏ濃度が低い微粉末が得られる。
【００３４】
成形時の潤滑及び配向性の向上を目的とした脂肪酸又は脂肪酸の誘導体や炭化水素、例えばステアリン酸系やオレイン酸系であるステアリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸アルミニウム、ステアリン酸アミド、オレイン酸アミド、エチレンビスイソステアリン酸アミド、炭化水素であるパラフィン、ナフタレン等を微粉砕時に０．０１〜０．３質量％程度添加することができる。
【００３５】
上記微粉は磁場中成形に供される。
【００３６】
磁場中成形における成形圧力は０．３〜３ｔｏｎ／ｃｍ２（３０〜３００ＭＰａ）の範囲とすればよい。成形圧力は成形開始から終了まで一定であってもよく、漸増または漸減してもよく、あるいは不規則変化してもよい。成形圧力が低いほど配向性は良好となるが、成形圧力が低すぎると成形体の強度が不足してハンドリングに問題が生じるので、この点を考慮して上記範囲から成形圧力を選択する。磁場中成形で得られる成形体の最終的な相対密度は、通常、４０〜６０％である。
【００３７】
印加する磁場は、１０〜２０ｋＯｅ（９６０〜１６００ｋＡ／ｍ）程度とすればよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状の磁場とすることもできる。また、静磁場とパルス状磁場を併用することもできる。
【００３８】
次いで、成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、１０００〜１２００℃で１時間〜８時間焼結する。
【００３９】
焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保磁力を制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大する。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。
【実施例】
【００４０】
以下、本発明の内容を実施例及び比較例を用いて詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
【００４１】
（実験例１）
［実施例１〜７、比較例１〜２］
原料粉作製のために混合法を用いた。低Ｒ合金の組成は１５．０ｍｏｌ％Ｎｄ−６．５ｍｏｌ％Ｂ−残部Ｆｅを基本とし、これにＣｏを０．５質量％、Ａｌを０．１８質量％、Ｃｕを０．１質量％添加した。高Ｒ合金の組成は２２．３ｍｏｌ％Ｒ−Ｆｅ．ｂａｌとした。高Ｒ合金としてＲ１：Ｙモル比を８０：２０から１０：９０まで変えた。低Ｒ合金と高Ｒ合金の配合比は重量比で９０：１０とした。原料となる金属あるいは合金を前記組成となるように配合し、ストリップキャスト法により原料合金薄片を作製した。
【００４２】
得られた原料合金薄片を水素粉砕し、粗粉砕粉末を得た。この粗粉砕粉末に、潤滑剤として、オレイン酸アミドを添加した。次いで、気流式粉砕機（ジェットミル）を使用し、高圧窒素ガス雰囲気中で微粉砕を行い、微粉砕粉末を得た。
【００４３】
続いて、作製した微粉砕粉末を磁場中成形した。具体的には、１２００ｋＡ／ｍ（１５ｋＯｅ）の磁場中で１４０ＭＰａの圧力で成形を行い、２０ｍｍ×１８ｍｍ×１３ｍｍの成形体を得た。磁場方向はプレス方向と垂直な方向である。得られた成形体を１０９０℃で２時間焼成した。その後、８５０℃で１時間、５３０℃で１時間の時効処理を行い、焼結体を得た。
【００４４】
粒界相中のＲ１：Ｙ比を以下のようにして求めた。粒界相は酸化物、窒化物、偏析物など多種の生成物があるため、ＥＰＭＡなどから粒界相の平均組成を知ることは現実的でない。そこで、Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子の組成とＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶の生成率から粒界相の組成を算出した。
【００４５】
ＥＰＭＡを用い、研磨した試料の組成を調べた。電子顕微鏡の反射電子像とＥＰＭＡ像を観察することにより、Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子を特定した。少なくとも１０個の結晶粒子の内部を少なくとも３点、定量分析を行い、Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子の平均組成を求めた。
【００４６】
焼結体中に占めるＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶の量を計算した。まず、ＩＣＰ−ＡＥＳ（誘導結合プラズマ発光分光分析装置）を用い、焼結体全体の組成を求めた。Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂ化学量論組成よりもＲが多い組成で焼結磁石を作製しているため、焼結体全体の組成はＲ２−Ｆｅ１４−Ｂに対して、Ｒ量を基準とすると、Ｆｅが足りない、もしくはＢが足りない組成となっている。ＦｅおよびＢのより足りない側の元素を基準としてＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ相の量を求めれば、焼結体全体に占めるＲ２−Ｆｅ１４−Ｂの生成割合が分かる。
【００４７】
焼結体中のＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子の組成および焼結体中のＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ相の生成割合がわかれば、全体組成からＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ相分を引くことで粒界相の平均組成を求めることができる。そこから、粒界相中のＲ１：Ｙ比率を算出し、Ｒ１：Ｙ計算粒界相モル比とした。
【００４８】
得られた焼結体を、１３ｍｍ×８ｍｍ×２ｍｍの板状に加工した。この板状磁石を１２０℃、２気圧、相対湿度１００％の飽和水蒸気雰囲気中に放置し、腐食による磁石の崩壊が起こり始める、つまりＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子の脱落による急激な重量減少が起こり始める、までの時間を評価した。各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の耐食性として、磁石の崩壊が起こり始める時間を評価した。評価は最大で２週間（３３６ｈ）とした。
【００４９】
得られた焼結体を、１２ｍｍ×１０ｍｍ×１３ｍｍの形状に加工した。  ＢＨトレーサにてその残留磁束密度（Ｂｒ）および保磁力（ＨｃＪ）を測定した。これらの結果を表１に示す。
【表１】
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【００５０】
実施例１〜８より、高Ｒ合金中のＹ濃度よりも、計算粒界相Ｙ濃度の方が若干低くなっていることが分かる。これは、主相合金がＹを含まないため、熱処理中にＹがＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶中に拡散したためである。Ｒ１：Ｙ計算粒界相モル比が８０：２０から３５：６５の間で高い耐食性を示していることがわかる。この範囲を超えると耐食性が低くなった。この範囲よりＹが少ない領域では粒界相としてＮｄが多く存在し、これが水素吸蔵により腐食した。この範囲よりＹが多い領域ではＹの偏析が起こりにくく、やはり水素吸蔵により腐食した。
【００５１】
特にＲ１：Ｙ計算粒界相モル比が７５：２５から４５：５５の間では、特に高い耐食性と磁気特性が両立した。Ｙ２−Ｆｅ１４−Ｂの異方性磁界はＮｄ２−Ｆｅ１４−Ｂのそれと比べ１／３程度であり、Ｙが増えるほど保磁力が低下する。
【００５２】
（実験例２）
［実施例７〜８］
低Ｒ合金の組成は１５．０ｍｏｌ％Ｒ１−６．５ｍｏｌ％Ｂ−Ｆｅ．ｂａｌを基本とし、これにＣｏを０．５質量％、Ａｌを０．１８質量％、Ｃｕを０．１質量％添加した。高Ｒ合金の組成は２２．３ｍｏｌ％Ｒ−Ｆｅ．ｂａｌとした。高Ｒ合金のＲ１：Ｙモル比を５０：５０とした。低Ｒ合金と高Ｒ合金の配合比は重量比で９０：１０とした。実施例８のＲ１をモル比でＮｄ：Ｐｒ＝７５：２５とした。実施例９のＲ１をモル比でＮｄ：Ｄｙ＝９９：３とした。それ以外は実験例１と同様に試料を作製した。
Ｒ１としてＮｄ以外の成分を使用した場合でも、実施例１〜６と同様に高い耐食性を示した。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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