(57)【要約】      （修正有）【課題】従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力を著しく低下させることなく、軽量な永久磁石を提供する。【解決手段】原料となるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石にＣｕを添加することにより主相粒子をコアシェル化し、コア部におけるＹの質量濃度をＥＹ、シェル部におけるＹの質量濃度をそれぞれＬＹ、全体組成のＲ１：Ｙ比率から計算したＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子内のＹ質量濃度をＳＹとしたときに、ＥＹとＳＹの比率（α＝ＥＹ／ＳＹ）が１．１以上とすることによって結晶粒子の磁気分離を良好とし、Ｙ添加による保磁力低下を防ぎ、かつＹ添加によって磁石を軽量化する。【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、コア部と前記コアを被覆するシェル部を有する主相粒子を含み、前記コア部におけるＹの質量濃度をＥＹ、前記シェル部におけるＹの質量濃度をそれぞれＬＹ、全体組成のＲ１：Ｙ比率から計算したＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子内のＹ質量濃度をＳＹとしたときに、ＥＹとＳＹの比率（α＝ＥＹ／ＳＹ）が１．１以上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、ＬＹとＳＹの比率（β＝ＬＹ／ＳＹ）が０．９より大きく１．１より小さいことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【請求項３】
請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、Ｒ１はＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの少なくとも１種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Ｒ２Ｔ１４Ｂ化合物を主相とするＲ−Ｔ−Ｂ系磁石（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）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】
希土類元素ＲがＮｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、ＴｂからなるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は異方性磁界Ｈａが大きく永久磁石材料として好ましい。中でも希土類元素ＲをＮｄとしたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は、飽和磁化Ｉｓ、キュリー温度Ｔｃ、異方性磁界Ｈａのバランスが良く、資源量、耐食性において他の希土類元素Ｒを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石よりも優れているために民生、産業、輸送機器などに広く用いられている。
【０００４】
民生、産業、輸送機器用に可変速が多く要求されるモータとして、従来は構造が簡単で安価である誘導モータのインバータ駆動が主であった。しかしながら、近年では省エネルギーの観点から、誘導モータよりも高効率である永久磁石同期モータが多く用いられる傾向がある。
【０００５】
永久磁石同期モータは回転子に永久磁石が配置されており、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のように質量の３分の１程度を比重の大きい希土類元素Ｎｄが占める永久磁石を用いることは、回転子の重量増加による慣性モーメントの増大、すなわち、制御性および効率の低下を招くという問題がある。
【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２０１１−１８７６２４号公報
【０００７】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石となるＲのうち、Ｎｄと比して軽量な元素としてはＹが知られている。特許文献２にはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の希土類元素ＲをＹとした、Ｙ−Ｔ−Ｂ系磁石が開示されており、異方性磁界Ｈａの小さいＹ２−Ｆｅ１４−Ｂ相を主相としながらも、ＹおよびＢの量をＹ２−Ｆｅ１４−Ｂの化学量論組成より大きくすることにより、実用的な保磁力を有する磁石が得られるとしている。しかしながら、特許文献２にて開示されているＹ−Ｔ−Ｂ系磁石のＨｃＪは２５０〜３５０ｋＡ／ｍ程度であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系の磁気特性よりも著しく低く、永久磁石同期モータ用の軽量な永久磁石として、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の代替とすることは困難である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明はこうした状況を認識してなされたものであり、民生、産業、輸送機器などに広く用いられているＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力を著しく低下させることなく、軽量な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】
【０００９】
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、コア部と前記コアを被覆するシェル部を有する主相粒子を含み、前記コア部におけるＹの質量濃度をＥＹ、前記シェル部におけるＹの質量濃度をそれぞれＬＹ、全体組成のＲ１：Ｙ比率から求めたＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子でのＹ質量濃度の計算値をＳＹとしたときに、ＥＹとＳＹの比率（α＝ＥＹ／ＳＹ）が１．１以上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、高い保磁力を示し、且つ軽量なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。
【００１０】
本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、結晶粒子および結晶粒界に適切な元素配置をすることによって、特に結晶粒子のコア部のＹ濃度を高くし、粒界部のＹ濃度を低くすることによって、高い保磁力を維持しつつ、軽量な永久磁石を得られることを見出し本発明に至った。
【発明の効果】
【００１１】
本件発明は、Ｙを添加したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において、Ｙをコアに、Ｙ以外のＲ１を粒界部に重点的に配置することによって、同量のＹを均一に添加したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石より相対的に高い保磁力を保つことが可能となる。また、Ｙを添加した分だけ、添加しないＲ−Ｔ−Ｂ系磁石より軽量な磁石が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
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。
【００１３】
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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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。
【００１４】
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。なお、Ｒ１としては、但し、高い異方性磁界を得ることを考慮すると、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂであることが好ましく、また、原料価格と耐食性の観点から、Ｎｄが更に好ましい。希土類元素Ｒ中のＲ１とＹの含有割合は、原子基準濃度で５０：５０〜９０：１０であることが好ましい。Ｙの含有量が５０ａｔ％を超えると、保磁力が低下する傾向にあり、Ｙの含有量が１０％未満となると軽量化の効果が薄くなる傾向にあるからである。
【００１５】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｂ（ホウ素）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。
【００１６】
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。
【００１７】
また、本発明が適用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ａｌを０．０１〜１．２ａｔ％の範囲で含有することができる。Ａｌをこの範囲で含有させることにより、保磁力の向上に効果がある。
【００１８】
また、本実施形態ではＣｕの添加により結晶粒子内のコア部にＹを濃化することができる。特に、ＳＣ（ストリップキャスト）合金の作製の際、合金厚みを比較的厚くすることによってＹの濃化が促進される。Ｃｕの添加と合金の厚化によりＹが濃化する原因についてははっきりしたことは分かっていない。ＳＣ合金は、原料金属を溶融し、回転する銅ロールの上に融液を流し込み、銅ロール上で冷却することで作製される。合金厚みを厚くすることで合金が冷えてＲ２Ｔ１４Ｂデンドライトが成長する速度を遅くできるため、Ｙの濃化が進みやすい。このときどのようにＣｕが作用するか明確にはわかっていないが、ＮｄとＣｕの結合によりＹが排除された結果であると推測される。このとき、Ｃｕの添加量は０．４ｗｔ％以下が望ましい。添加量が多すぎると保磁力が低下してしまう。
【００１９】
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。
【００２０】
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、コア部と前記コアを被覆するシェル部を含む主相粒子を有する。前記コア部におけるＹの質量濃度をＥＹ、前記シェル部におけるＹの質量濃度をそれぞれＬＹ、全体組成のＲ１：Ｙ比率から求めたＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子内のＹ質量濃度の計算値をＳＹとしたときに、ＥＹとＳＹの比率（α＝ＥＹ／ＳＹ）が１．１以上である。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ＲとしてＹ（イットリウム）とＲ１を含み、かつ結晶粒子内部、すなわちコア部、のＹ濃度を相対的に上げることにより、粒界部のＮｄ濃度が上がり、結晶粒子の磁気分離が良好となり、従来のＹ−Ｔ−Ｂ系磁石に比べ、相対的に高い保磁力が得られる。また、好ましくはＬＹとＳＹの比率（β＝ＬＹ／ＳＹ）が０．９より大きく１．１より小さい。さらに、Ｒ１は好ましくは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｔｂの少なくとも１種である。
【００２１】
コアシェル構造をとらずＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子内が均一な組成となった場合、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と比較し、粒界相のＹ濃度が高くなる。Ｙは粒界部で析出する傾向があるため、Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子の２粒子粒界に存在する、いわゆるＲ−ｒｉｃｈ相が相対的に減少する。Ｒ−ｒｉｃｈ相が減少すればＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子同士の磁気分離が困難となり、保磁力が低くなる。
【００２２】
また、コアシェル構造をとったとしても、シェル部のＹ濃度が大幅に低くなった場合（βの値が０．９より小さい場合）、粒界部のＹ濃度が高くなることから磁気分離が困難となり保磁力が低下する傾向にある。シェル部のＹ濃度が大幅に高くなると（βの値が１．１よりも大きい場合）、やはり保磁力が低下する傾向にある。これは、ニュークリエーションタイプの保磁力機構を持つＲ２−Ｆｅ１４−Ｂにおいて、結晶粒子シェル部の異方性磁界が小さいと、磁化反転が容易に起きてしまうためである。
【００２３】
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。
【００２４】
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の適用を基本とするが、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。
【００２５】
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。本発明の目的に対して、合金厚みが薄すぎると、合金を冷やす際のＲ２−Ｆｅ１４−Ｂデンドライトの成長速度が速くなってしまい、Ｙの濃化が起こらなくなってしまうとともに、チル晶が発生しやすくなるため配向性が低下してしまう。一方、厚すぎると、Ｒ２−Ｆｅ１４−Ｂデンドライトが太くなりすぎ、保磁力が低下する。このため、本実施形態においては、合金厚みは０．３ｍｍから０．５ｍｍ程度とする。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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１．５〜５μｍ、望ましくは２〜４．５μｍ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。
【００２９】
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０．０１〜０．３ｗｔ％程度添加することができる。
【００３０】
上記微粉は磁場中成形に供される。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
以上、本件発明を好適に実施するための形態を説明したが、本発明の構造は、例えば、コア部のＹ比率を増加させることによって得られる。この場合、焼結体表面にＲを含有する粉末を付着、あるいはＲを含有する層を成膜して熱処理する粒界拡散法を用いることもできる。
【実施例】
【００３６】
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。
【００３７】
［実施例１〜７、比較例１］
（実験例１）
原料合金の組成は、１５．０４ｍｏｌ％Ｒ−６．５０ｍｏｌ％Ｂ−残部Ｆｅを基本とし、これにＣｏを０．５ｗｔ％、Ａｌを０．１８ｗｔ％、Ｃｕを０．１ｗｔ％添加、または無添加とした。また、Ｒをｍｏｌ比でＮｄ：Ｙ＝９０：１０〜３０：７０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板を溶解、鋳造した。原料合金の厚みは０．４ｍｍ狙いとした。作製した合金薄板３０枚の厚みをマイクロメータを用いて測定し、その平均値を合金厚みとした。
【００３８】
得られた原料合金薄板を水素粉砕し、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。
【００３９】
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。
【００４０】
得られた焼結体をエポキシ系樹脂に樹脂埋めし、その断面を研磨した。研磨には市販の研磨紙を使い、番手の低い研磨紙から高い研磨紙へ変えながら研磨した。最後にバフとダイヤモンド砥粒を用いて研磨した。この際、水などをつけずに研磨を行った。水を用いると粒界相成分が腐食してしまう。
【００４１】
電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用い、研磨した試料の組成分布を調べた。電子顕微鏡の反射電子像とＥＰＭＡ像を観察することにより、主相粒子のコア部およびシェル部を特定した。これらの点について少なくとも各３０点の定量分析を行い、その平均組成（質量濃度）を求めた。コア部におけるＹの質量濃度をＥＹ、前記結晶粒子シェル部におけるＹの質量濃度をそれぞれＬＹとした。
【００４２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般にＲ２−Ｆｅ１４−ＢよりもＲの多く含まれる組成である。これは磁性を担う主相であるＲ２−Ｆｅ１４−Ｂだけでは十分な保磁力を得ることが困難であり、Ｒを多めに加えることで主相粒子同士の磁気分離を促進し、高い保磁力を得ることができるためである。このため、主相粒子の組成は、結晶粒界を含めた磁石素体全体の組成とは異なる。全体組成におけるＲ１：Ｙ比率がそのままＲ２Ｔ１４Ｂ粒子のＲ中のＲ１：Ｙ比率になると仮定した場合のＲ２−Ｆｅ１４−Ｂ結晶粒子内のＹ質量濃度の計算値をＳＹとした。なお、全体組成は磁石素体そのものをＩＣＰ−ＡＥＳ（誘導結合プラズマ発光分光分析装置）などを使って解析することによって知ることができる。
【００４３】
ＥＹとＳＹの比、ＥＹ／ＳＹをαとした。αが１に近ければ、コア部のＹ濃度は全体組成と近く、１より大きければコア部でＹが濃化している。ＬＹとＳＹの  比、ＬＹ／ＳＹをβとした。βが１に近ければ、シェル部のＹ濃度は全体組成と近く、１より小さければシェル部でＹが薄くなっている。また、ＥＹとＬＹの比、ＥＹ／ＬＹをχとした。χが１に近ければ、結晶粒市内で組成が均一でありコアシェル化していないことを示す。１より大きいほど、コア部にＹが濃化していることを示す。
【００４４】
これら試料の保磁力（ＨｃＪ）をＢＨトレーサを用いて測定した。これらの結果を表１に示す。Ｒ１：Ｙ比率は１合金法、２合金法を問わず、最終的に配合される合金におけるＲ１とＹの比率（モル比）を表す。
【表１】
2014225645.tif 000002
実施例１〜７より、Ｙの比率が高くなると、ゆるやかに保磁力が低下している。どれもαの値が１より大きく、コア部にＹが濃化していることがわかる。また、βの値は１に近く、全体組成とほぼ等しい。比較例１ではＣｕを添加しておらず、コア部は全体組成とほぼ等しい。しかしながらシェル部ではＹ濃度が低下しており、Ｙが粒界に濃化したことを示している。この結果、Ｒに関し同じ全体組成である実施例５と比較し、低い保磁力となった。Ｙは２粒子界面で結晶粒子と濡れにくく、３重点で固まりやすい。このためＹが濃化した粒界は結晶粒子の磁気分離を十分に行うことができないためである。実施例１〜７ではコア部にＹが濃化したことにより結晶粒界のＮｄ量が増加し、結晶粒子同士の磁気分離を容易にしている。ＮｄとＣｕの結合によりＹが排除された結果、Ｙのコア部への濃化が起きたと推測される。
【００４５】
［実施例８〜９］
（実験例２）
添加するＣｕ濃度を０．２および０．３ｗｔ％とした以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。Ｃｕ濃度を増加することによりコア部へのＹの濃化が進んだ。これに伴い保磁力も増加した。
【００４６】
［実施例１０］
（実験例３）
原料合金薄板の厚みを０．５０ｍｍ狙いとした以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。合金厚みが厚いため、合金の冷却に時間がかかり、Ｒ２−Ｆｅ１４−ＢデンドライトからいわゆるＲ−ｒｉｃｈ相へのＹの拡散が進み、βが若干低くなり、その結果保磁力が低下した。
【００４７】
［実施例１１］
（実験例４）
Ｒをｍｏｌ比でＮｄ：Ｄｙ：Ｙ＝４７：３：５０とした以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。Ｄｙを加えた分、保磁力が向上しているが、コア部へのＹの濃化は実施例５と同様に起きている。
【００４８】
［比較例２〜３］
（実験例５）
Ｃｕの代わりにＶおよびＮｂを０．１ｗｔ％添加した以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。ＶおよびＮｂを添加した試料ではχ＝ＥＹ／ＬＹがほぼ１となり、コアシェル化しなかった。粒界部へのＮｄの濃化がないため、実施例５と比較し、低保磁力となった。
【００４９】
［比較例４］
（実験例６）
原料合金薄板の厚みを０．２５ｍｍ狙いとした以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。α＝ＥＹ／ＳＹがほぼ１となり、Ｙの濃化が見られない。合金厚みが薄いと、十分な時間をかけてＲ２−Ｆｅ１４−Ｂデンドライトが成長できず、Ｙの濃化が起きなかったと推察される。この結果、実施例５と比較し、低保磁力となった。
【００５０】
［比較例５］
（実験例７）
Ｃｕを無添加とし、焼成時間を８時間とした以外は実験例１と同様に試料を作成した。この結果を表１に示した。Ｃｕ無添加により比較例１と同様、コア部は全体組成とほぼ等しい。長時間焼成によりシェル部から粒界部へのＮｄの拡散がおこり、比較例１と比較してもさらにシェル部のＹが減少し、粒界部で濃化した。Ｙは２粒子界面で結晶粒子と濡れにくく、３重点で固まりやすい。このためＹが濃化した粒界は結晶粒子の磁気分離を十分に行うことができず、実施例５と比較して低保磁力となった。