(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、
前記遷移金属であるＴがＦｅとＣｏとＺｒとからなり、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含み、
前記金属元素Ｍとして、Ｇａを０．４７原子％以上含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
【請求項２】
粒界相において、前記Ｚｒが前記Ｂと化合物を形成していないことを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
【請求項３】
下記（式１）を満たすことを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
【請求項４】
希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、
前記遷移金属であるＴがＦｅとＣｏとＺｒとからなり、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含み、
前記金属元素Ｍとして、Ｇａを０．４７原子％以上含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
【請求項５】
下記（式１）を満たすことを特徴とする請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度
（原子％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する場合がある）は、ハードディスクドライブのボイスコイルモーター、ハイブリッド自動車や電気自動車のエンジン用モーターなどのモーターに使用されている。
【０００３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を成形して焼結することによって得られる。通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金においてＲは、Ｎｄと、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものである。Ｔは、Ｆｅと、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂはホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。
【０００４】
一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織は、主に、主相とＲリッチ相とからなる。主相は、Ｒ２Ｔ１４Ｂで構成される。Ｒリッチ相は、主相の粒界に存在しており、主相よりもＮｄ濃度が高いものである。Ｒリッチ相は、粒界相とも呼ばれている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織における主相の割合を高めるために、ＮｄとＦｅとＢとの比が、できる限りＲ２Ｔ１４Ｂに近くなるようにされている（例えば、非特許文献１参照）。
【０００５】
また、自動車用モーターに用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、モーター内で高温に曝されるため、高い保磁力（Ｈｃｊ）が要求される。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術としては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲをＮｄからＤｙに置換する技術がある。しかしながら、Ｄｙは資源が偏在しているうえ、産出量も限られているためにその供給に不安が生じている。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれるＤｙの含有量を多くすることなく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる技術が検討されている。
【０００６】
本発明者らは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を検討した結果、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりも低い特定のＢ濃度のときに、保磁力が向上することを見出した。そして、Ｄｙの含有量がゼロ又は非常に少なくても、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られるＲ−Ｔ−Ｂ系合金の開発に成功した（例えば、特許文献１参照）。
【０００７】
本発明者らが開発したＲ−Ｔ−Ｂ系合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを有する。このＲ−Ｔ−Ｂ系磁石には、粒界相として、従来から認められている希土類元素濃度の高い粒界相（Ｒリッチ相）の他に、従来の粒界相よりも希土類元素濃度が低く遷移金属元素濃度が高い粒界相（遷移金属リッチ相）が含まれている。遷移金属リッチ相は、保磁力を担いうる相であり、粒界相に遷移金属リッチ相が存在するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、従来の常識を覆す画期的なものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１３−２１６９６５号公報
【特許文献２】特開２０１４−２７２６８号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】佐川  眞人、永久磁石−材料科学と応用−２００８年１１月３０日、初版第２刷発行、２５６ページ〜２６１ページ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明者らが開発したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高保磁力（Ｈｃｊ）を示すものであるが、より一層保磁力を高くすることが求められている。
【００１１】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明者らが開発した上記Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金においてさらに改良が加えられて、さらに高い保磁力（Ｈｃｊ）を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金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】
【００１２】
本発明は、上記課題を解決するために、以下の手段を採用した。
【００１３】
（１）希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、前記遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（２）粒界相において、前記ＺｒがＢと化合物を形成していないことを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（３）下記（式１）を満たすことを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
（４）希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、前記遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
（５）下記（式１）を満たすことを特徴とする（４）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
【発明の効果】
【００１４】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金によれば、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石及びＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。
【図２】Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例１〜６、及び、比較例１〜４について、Ｚｒの含有量と保磁力との関係を示したグラフである。
【図３】Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例１〜６、及び、比較例１〜４について、Ｚｒの含有量と角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。
【図４】Ｄｙ添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例７〜１２、及び、比較例５〜７について、Ｚｒの含有量と保磁力との関係を示したグラフである。
【図５】Ｄｙ添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例７〜１２、及び、比較例５〜７について、Ｚｒの含有量と角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。
【図６】ＦＥ−ＥＰＭＡによる観察結果を示すものであり、（ａ）は実施例１のものであり、（ｂ）比較例３のものである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の一実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石について詳細に説明する。本発明は、以下に説明する一実施形態に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石は、本発明の目的を逸脱しない範囲で他の元素が含まれてもいてもよい。
【００１７】
「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石」
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」と略記する場合がある）は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．０１５〜０．１０原子％含む。
【００１８】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５．５原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなる。
【００１９】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを含んでもよいし、含まなくてもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれ得るＤｙ以外の希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これら希土類元素の中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。
【００２０】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である。金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に遷移金属リッチ相の生成を促進させる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。
【００２１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石には、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれている。このため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に、遷移金属リッチ相の生成が促進される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進する効果が不足する。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ２Ｔ１７相が析出し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）が不十分になる恐れがある。
遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることが好ましい。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる金属元素Ｍの含有量は、２．４原子％以下であることが好ましい。
【００２２】
金属元素ＭがＣｕを含む場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結が容易となり、好ましい。金属元素ＭがＣｕを含む場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中のＣｕの濃度が１．０原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化（Ｂｒ）が良好となる。
【００２３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢは、ホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。Ｂ含有量は５．０〜６．０原子％である。さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、下記（式１）を満たすものであることが好ましい。本実施形態では、Ｂ含有量が上記範囲であって、好ましくはＢ／ＴＲＥが（式１）で示される範囲であると、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。この理由は、以下に示すものによるものと推定される。
【００２４】
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
【００２５】
Ｂ含有量が上記範囲であって、好ましくはＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中に含まれる遷移金属と希土類元素の含有量が相対的に多くなる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成が金属元素Ｍにより効果的に促進される。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、十分に遷移金属リッチ相の生成された高い保磁力を有するものとなる。
【００２６】
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石におけるＢの含有量が６．０原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＢリッチ相が含まれるようになり、保磁力が不十分となる。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石におけるＢの含有量は６．０原子％以下とし、５．５原子％以下とすることが好ましい。
また、上記（式１）で示されるＢ／ＴＲＥは０．３２〜０．４０であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石が高い保磁力を得るために、０．３４〜０．３８とすることがさらに好ましい。
【００２７】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属Ｔは、Ｆｅを主成分とし、さらにＺｒを０．０１５〜０．１０原子％含むものである。Ｚｒの含有量の下限は、０．０１７原子％であれば好ましく、０．０１８原子％であればより好ましい。Ｚｒの含有量の上限は、０．０４原子％であれば好ましく、０．０３原子％であればより好ましく、０．０２原子％であればさらに好ましい。
Ｚｒの含有量をこの範囲とすることで、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を高く維持しつつ、保磁力が高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができる。
【００２８】
Ｚｒは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結時に主相の粒成長を抑制する効果を奏することが知られている。
本発明者は、鋭意研究の結果、Ｚｒの含有量が上記範囲の場合に、高い角形性を維持しつつ、保磁力を向上できることを見出した。すなわち、Ｚｒの含有量を粒成長しないぎりぎりの量にまで減らしていったところ、上記の非常に狭い範囲において、高い角形性を維持しつつ、保磁力が向上することを見出したのである。
【００２９】
Ｚｒの含有量が上記範囲にある場合に、保磁力が高くなるメカニズムについては以下のように推測している。
ＺｒはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中に２つの形態で存在する。一つは主相のＦｅサイトを置換した形態であり、もう一つはホウ化物として粒界相に存在する形態である。Ｚｒが主相のＦｅサイトを置換すると、焼結工程において粒成長が抑制されるため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が向上する。また、ホウ化物はＺｒと粒界相中のＢとが反応することによって生成するが、磁石特性には影響しない。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、ＺｒによるＦｅサイトの置換とホウ化物の生成は同時に進行するものと考えられる。本実施形態においては通常のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石よりもＢの含有量が低くなっているため、粒界相中にはＢがほとんど存在していない。そのため、ＺｒによるＦｅサイトの置換が優先的に行われる。Ｚｒの含有量が上記範囲にある場合に、ＺｒによるＦｅサイトの置換が行われ、焼結工程における粒成長が抑制される。
Ｚｒの含有量が上記範囲の上限値より多くなると、Ｚｒは主相中のＢと反応し、粒界相中にホウ化物を生成する。この反応により主相が分解されるため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化及び保磁力の双方が低下する。
また、Ｚｒの含有量が上記範囲の下限値より少なくなると、焼結時に主相の粒成長を抑制することができず、その結果、保磁力は低くなる。
Ｚｒの含有量は上記範囲よりも多過ぎても少な過ぎても保磁力が低下するため、結局、それらに挟まれた上記範囲のときに保磁力が高くなると考えられる。
【００３０】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は従来のものよりもＢの含有量が低いため、粒界相にはほとんどＢが含有されていない。そのため、Ｚｒの大部分はＦｅサイトを置換するために使われ、粒界相のＢと反応するＺｒはゼロ（無）かほんの僅かである。そのため、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石よりも低いＺｒの含有量で、高い角形性を維持しつつ、保磁力を向上させる効果が得られるものと考えられる。
【００３１】
本明細書において「ＺｒがＢと化合物を形成していない」とは、ＺｒがＢと共に化合物を生成していない場合、及び、電界放出型電子線マイクロアナライザー（ＦＥ−ＥＰＭＡ）の観察像において、この化合物に対応する輝点が観察されない程度の量しか、ＺｒがＢと化合物を形成していないことをいう。より具体的には、特許文献２においてＺｒ、Ｂ及びＣを含む相を構成する化合物に対応する輝点に相当する輝点が観察されないことをいう。
【００３２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴに含まれるＦｅ、Ｚｒ以外の遷移金属としては、種々の３〜１１族元素を用いることができる。具体的には、例えば、Ｃｏ、Ｎｂなどが挙げられる。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）及び耐食性を改善することができ好ましい。また、上述したように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴが、Ｆｅ以外にＮｂを含む場合も、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造するための焼結時に主相の粒成長が抑制されたものとなるため、好ましい。
【００３３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢ含有量に対するＴ含有量の比（Ｔ／Ｂ）は、１３〜１５．５であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが上記範囲であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が、より一層高くなる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１３〜１５．５であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成がより効果的に促進される。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１５．５以下、より好ましくは１５以下であると、製造時にＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＲ２Ｔ１７相が生成されにくく、良好な保磁力および角形性が得られる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴ／Ｂが１３以上、より好ましくは１３．５以上であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が良好となる。
【００３４】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。粒界相は、Ｒリッチ相と、Ｒリッチ相よりもＲの濃度が低く遷移金属元素の濃度が高い遷移金属リッチ相とを有している。Ｒリッチ相は、希土類元素の合計原子濃度が５０原子％以上のものである。遷移金属リッチ相は、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％のものである。
【００３５】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の面積率は、０．００５面積％〜３面積％であることがより好ましい。遷移金属リッチ相の面積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の面積率が０．００５面積％未満であると、Ｒ２Ｔ１７相が析出し、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の面積率が３面積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがあるため、好ましくない。
【００３６】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の遷移金属リッチ相の面積率は、以下に示す方法により調べる。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を導電性の樹脂に埋込み、配向方向に平行な面を削りだし、鏡面研磨する。次いで、鏡面研磨した表面を反射電子像にて１５００倍程度の倍率で観察し、そのコントラストにより主相、Ｒリッチ相、遷移金属リッチ相を判別する。その後、遷移金属リッチ相について断面あたりの面積率を算出する。
【００３７】
遷移金属リッチ相の面積率は、原料として用いる磁石用合金（または磁石用合金および改質用合金）の組成を調節したり、後述する焼結工程、第１熱処理工程、第２熱処理工程の少なくともいずれかの熱処理条件を調整したりすることにより、容易に調節できる。
【００３８】
遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度は、５０〜７０原子％であることが好ましい。遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度が上記範囲内であると、遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層顕著となる。
【００３９】
「Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法」
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法を以下に説明する。
【００４０】
〔合金製造工程〕
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金は、例えば、ＳＣ（ストリップキャスト）法により、例えば、１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を鋳造して鋳造合金薄片を製造することができる。この時、鋳造後の鋳造合金薄片の冷却速度を７００〜９００℃で一時的に遅くして合金内の成分の拡散を促す処理（温度保持工程）を行っても良い。
その後、得られた鋳造合金薄片を、水素解砕法などにより解砕し、粉砕機により粉砕することによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。
【００４１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを主成分とする遷移金属であるＴと、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなる。磁石用合金は、Ｒを１３〜１５．５原子％含み、Ｂを５.０〜６．０原子％含み、Ｍを０．１〜２．４原子％含み、Ｔおよび不可避不純物が残部であり、遷移金属であるＴとして、Ｚｒを０．１５〜０．１０原子％含む。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、Ｄｙを含む必要は無いが、所定の保磁力を得るために含んでいても良い。
さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、下記（式１）を満たすものであることが好ましい。
０．３２≦Ｂ／ＴＲＥ≦０．４０・・（式１）
（式１）において、Ｂはホウ素元素の濃度（原子％）、ＴＲＥは希土類元素合計の濃度（原子％）を表す。
【００４２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＲの含有量が１３原子％未満であると、これを用いて得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる。また、Ｒの含有量が１５．５原子％を超えると、これを用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなる。
【００４３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕが挙げられる。これらの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、磁石用合金のＲは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。
【００４４】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれる金属元素Ｍは、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属である。金属元素Ｍに含まれるＡｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する際に遷移金属リッチ相の生成を促進させる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）を効果的に向上させる。
【００４５】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金には、金属元素Ｍが０．１〜２．４原子％含まれている。このため、磁石用合金を焼結し、熱処理することで、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含むＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。磁石用合金に含まれる金属元素Ｍが０．１原子％未満であると、遷移金属リッチ相の生成を促進させる効果が不足する。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相が形成されず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）が不十分になる恐れがある。遷移金属リッチ相を十分に生成させるために、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍの含有量は０．７原子％以上であることが好ましい。また、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍが２．４原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（ＢＨｍａｘ）などの磁気特性が低下する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化および最大エネルギー積を確保するために、磁石用合金に含まれる金属元素Ｍの含有量は、２．４原子％以下であることが好ましい。
【００４６】
金属元素ＭがＧａを含む場合、ＧａはＲ２Ｔ１７相の生成を抑制する効果が高いため、Ｒ２Ｔ１７相が生成することによる保磁力や角形性の低下を防止することができる。そのため、金属元素ＭはＧａを含むことが好ましい。
金属元素ＭがＣｕを含む場合、磁石用合金の焼結が容易となり、好ましい。金属元素ＭがＣｕを含む場合、磁石用合金中のＣｕの濃度が１．０原子％未満であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化（Ｂｒ）が良好となる。
【００４７】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＢは、ホウ素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。Ｂ含有量は５．０〜６．０原子％であり、かつＢ濃度に対する希土類元素濃度の比であるＢ／ＴＲＥが上記（式１）を満たしている。このため、本実施形態では、この磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が、保磁力の高いものとなる。この理由は、以下に示すものによるものと推定される。
【００４８】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金のＢ含有量およびＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、粒界相が均一に分布されたものとなり、高い保磁力が得られる。しかも、磁石用合金のＢ含有量およびＢ／ＴＲＥが上記範囲であると、磁石用合金中に含まれる遷移金属および希土類元素の含有量が相対的に多くなる。その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成が効果的に促進される。したがって、この磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、十分に遷移金属リッチ相の生成されたものとなり、高い保磁力を有する。
【００４９】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金におけるＢの含有量が、５.０原子％未満であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ磁石中にＲ２Ｔ１７相が析出し、保磁力が不足する場合がある。磁石用合金におけるＢの含有量が６．０原子％を超えると、これを用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＢリッチ相が含まれるようになり、保磁力が不十分となる。したがって、磁石用合金におけるＢの含有量は６．０原子％以下とし、５．５原子％以下とすることが好ましい。
【００５０】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＴは、Ｆｅを主成分とし、さらにＺｒを０．０１５〜０．１０原子％含むものである。Ｚｒの含有量の下限は、０．０１７原子％であれば好ましく、０．０１８原子％であればより好ましい。Ｚｒの含有量の上限は、０．０４原子％であれば好ましく、０．０３原子％であればより好ましく、０．０２原子％であればさらに好ましい。
Ｚｒを当該範囲とすることで、この磁石用合金を用いて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）を高く維持しつつ、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができる。
【００５１】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金に含まれるＢ含有量に対するＴ含有量の比（Ｔ／Ｂ）は、１３〜１５．５であることが好ましい。磁石用合金のＴ／Ｂが上記範囲であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が、より一層高くなる。また、磁石用合金のＴ／Ｂが１３〜１５．５であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造工程において、遷移金属リッチ相の生成がより効果的に促進される。磁石用合金のＴ／Ｂが１５．５以下、より好ましくは１５以下であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石中にＲ２Ｔ１７相が生成するのを防止し、保磁力や角形性が低下することを防止できる。また、磁石用合金のＴ／Ｂが１３以上、より好ましくは１３．５以上であると、磁石用合金を用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が良好となる。
【００５２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に不純物などとして含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度が高いと、焼結工程において、これら元素と希土類元素Ｒとが結合して希土類元素Ｒが消費される。このため、磁石用合金中に含まれる希土類元素Ｒのうち、焼結工程後に行う第１熱処理工程および第２熱処理工程において、遷移金属リッチ相の原料として利用される希土類元素Ｒの量が少なくなる。その結果、遷移金属リッチ相の生成量が少なくなり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が不十分となる恐れがある。
【００５３】
したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度は２原子％以下であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金中に含まれる酸素と窒素と炭素の合計濃度を２原子％以下にすることで、焼結工程において希土類元素Ｒが消費されるのを抑制でき、遷移金属リッチ相の生成量を確保できる。よって、保磁力（Ｈｃｊ）の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
【００５４】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用合金は、Ｒ２Ｔ１４Ｂからなる主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えている。
【００５５】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造する工程の一例として、図１に示す製造装置を用いて製造する方法について説明する。
（合金の製造装置）
図１は、合金の製造装置の一例を示す正面模式図である。
図１に示す合金の製造装置１は、鋳造装置２と、破砕装置２１と、破砕装置２１の下方に配置された加熱装置３と、加熱装置３の下方に配置された貯蔵容器４とを備えている。
【００５６】
破砕装置２１は、鋳造装置２によって鋳造された鋳造合金塊を破砕して鋳造合金薄片にするものである。図１に示すように、破砕装置２１と開閉式ステージ群３２との間には、鋳造合金薄片を加熱装置３の開閉式ステージ群３２上に案内するホッパ７が備えられている。
【００５７】
加熱装置３は、加熱ヒータ３１とコンテナ５とから構成されている。コンテナ５は、貯蔵容器４と、貯蔵容器４の上部に設置された開閉式ステージ群３２とを備えている。開閉式ステージ群３２は、複数の開閉式ステージ３３からなるものである。開閉式ステージ３３は、「閉」のときに破砕装置２１から供給された鋳造合金薄片を載置させ、「開」のときに鋳造合金薄片を貯蔵容器４に送出させるものである。
また、製造装置１にはコンテナ５を可動自在にするベルトコンベア５１（可動装置）が備えられており、ベルトコンベア５１によってコンテナ５が図１中の左右方向に移動できるようになっている。
【００５８】
また、図１に示す製造装置１には、チャンバ６が備えられている。チャンバ６は、鋳造室６ａと、鋳造室６ａの下方に設置されて鋳造室６ａと連通する保温・貯蔵室６ｂとを備えている。鋳造室６ａには鋳造装置２が収納され、保温・貯蔵室６ｂには加熱装置３が収納されている。
【００５９】
本実施形態においてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造するには、まず、図示しない溶解装置において１４５０℃程度の温度の所定の組成の合金溶湯を調製する。次いで、得られた合金溶湯を、図示しないダンディッシュを用いて鋳造装置２の水冷銅ロールからなる冷却ロール２２に供給して凝固させ、鋳造合金とする。その後、鋳造合金を冷却ロール２２から離脱させ、破砕装置２１の破砕ロールの間を通して破砕することにより、鋳造合金薄片とする。
破砕された鋳造合金薄片は、ホッパ７を通過して、ホッパ７の下に配置された開閉式ステージ群３２の「閉」の状態とされた開閉式ステージ３３上に堆積される。開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、加熱ヒータ３１によって加熱される。
【００６０】
本実施形態においては、製造された８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒〜１２０秒間一定の温度で維持する温度保持工程を行う。本実施形態では、開閉式ステージ３３上に８００℃〜５００℃の温度範囲内の鋳造合金薄片が供給され、鋳造合金薄片が開閉式ステージ３３上に堆積された時点から加熱ヒータ３１による加熱が開始される。このことによって、鋳造合金を一定の温度で１０秒〜１２０秒間維持する温度保持工程が開始される。
【００６１】
そして、開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片は、所定の時間が経過した時点で、開閉式ステージ３３が「開」の状態とされて貯蔵容器４に落下される。このことにより、加熱ヒータ３１の熱が鋳造合金薄片に到達しなくなり、鋳造合金薄片の冷却が再開され、温度保持工程が終了する。
【００６２】
温度保持工程を行った場合、鋳造合金に含まれる元素が鋳造合金内で移動する元素の再配置により、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属を含む金属元素Ｍと、Ｂとの成分の入れ替えが促されると推定される。このことにより、合金粒界相となる領域に含まれていたＢの一部が主相へと移動し、主相となる領域に含まれていた金属元素Ｍの一部が合金粒界相へと移動すると推定される。これにより、主相本来の磁石特性を発揮することができるので、これを用いたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力が高くなると推定される。
【００６３】
温度保持工程における鋳造合金の温度が８００℃超である場合、合金組織が粗大化する恐れがある。また、一定の温度で維持する時間が１２０秒を超える場合、生産性に支障を来す場合がある。
また、温度保持工程における鋳造合金の温度が５００℃未満である場合や一定の温度で維持する時間が１０秒未満である場合、温度保持工程を行うことによる元素の再配置の効果が充分に得られない場合がある。
【００６４】
なお、本実施形態においては、８００℃〜５００℃の温度範囲内で開閉式ステージ３３上に堆積された鋳造合金薄片を加熱ヒータ３１で加熱する方法により温度保持工程を行ったが、温度保持工程は、８００℃超の鋳造合金が５００℃未満の温度となるまでの間に、１０秒〜１２０秒間一定の温度で維持することができればよく、この方法に限定されない。
【００６５】
また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金の製造方法においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を製造するチャンバ６内を不活性ガスの減圧雰囲気とすることが好ましい。さらに、本実施形態においては、鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行うことが好ましい。ヘリウムはアルゴンと比較して鋳造合金から抜熱する能力が高く、鋳造合金の冷却速度を容易に速くすることができる。
【００６６】
鋳造工程の少なくとも一部を、ヘリウムを含む雰囲気中で行う方法としては、例えば、チャンバ６の鋳造室６ａ内に所定の流量で不活性ガスとしてヘリウムを供給する方法が挙げられる。この場合、鋳造室６ａ内がヘリウムを含む雰囲気となるので、鋳造装置２によって鋳造され、冷却ロール２２によって急冷されている鋳造合金における冷却ロール２２と接触していない面を効率よく冷却できる。したがって、鋳造合金の冷却速度が速くなり、合金組織の粒径が微細化され、粉砕性に優れるものとなり、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られ、これを用いて製造されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させることができる。また、鋳造室６ａ内を、ヘリウムを含む雰囲気とした場合、鋳造合金の冷却速度が速くなるので、開閉式ステージ３３上に堆積される鋳造合金薄片の温度を、容易に８００℃以下にすることができる。
【００６７】
また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の製造方法においては、温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却することが好ましい。このことにより、温度保持工程後の鋳造合金である鋳造合金薄片の冷却速度が速くなるので、より一層合金組織が微細化され、粉砕性に優れ、合金粒界相の間隔が３μｍ以下の微細な合金組織が容易に得られる。温度保持工程後の鋳造合金薄片を、ヘリウムを含む雰囲気中で冷却する方法としては、例えば、開閉式ステージ３３から落下された鋳造合金薄片の収容される貯蔵容器４内に所定の流量でヘリウムを供給する方法が挙げられる。
【００６８】
なお、本実施形態においては、ＳＣ法を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を製造する場合について説明したが、本発明において用いられるＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金は、ＳＣ法を用いて製造されるものに限定されるものではない。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金は、遠心鋳造法、ブックモールド法などを用いて鋳造してもよい。
【００６９】
水素解砕法は、例えば、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させ、３００℃程度の温度の水素中で熱処理した後、減圧して主相の格子間に入り込んだ水素を脱気し、その後、５００℃程度の温度で熱処理して、粒界相中の希土類元素と結合した水素を除去するという手順で行われる。水素解砕法において水素が吸蔵された鋳造合金薄片は、体積が膨張するので、合金内部に容易に多数のひび割れ（クラック）が発生し、解砕される。
また、水素解砕された鋳造合金薄片を粉砕する方法としては、ジェットミルなどが用いられる。水素解砕された鋳造合金薄片をジェットミル粉砕機に入れ、例えば０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて平均粒度１〜４．５μｍに微粉砕して粉末とする。粉末の平均粒度を小さくした方が、焼結磁石の保磁力を向上させることができる。しかし、粒度をあまり小さくすると、粉末表面が酸化されやすくなり、逆に保磁力が低下してしまう。
【００７０】
〔合金を用いた磁石製造工程〕
次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金を用いてＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法を説明する。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法としては、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石用の合金の粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機などを用いてプレス成形して、真空中で焼結し、その後、熱処理する方法などが挙げられる。
【００７１】
（焼結工程）
焼結を８００℃〜１２００℃、より好ましくは９００℃〜１２００℃で行った後、４００℃〜８００℃で熱処理を行った場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に遷移金属リッチ相がより一層生成されやすくなり、より一層保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
本実施形態においては、上記（式１）を満たすことによってＲ−Ｔ−Ｂ系合金中にＲ２Ｔ１７相が生成されている。Ｒ２Ｔ１７相は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金を焼結してＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とした後の熱処理において、遷移金属リッチ相の原料として使用されると推測される。
【００７２】
焼結後の熱処理は、１回だけでもよいし２回以上であってもよい。例えば、焼結後の熱処理を１回だけ行う場合には、５００℃〜５３０℃で熱処理を行うことが好ましい。また、焼結後の熱処理を２回行う場合には、６００℃〜９５０℃の温度と、４００℃〜５００℃の温度の２段階の温度で熱処理を行うことが好ましい。
２段階の温度で熱処理を行う場合、以下に示すように、遷移金属リッチ相の生成が促進されるため、より保磁力の優れたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られると推定される。
すなわち、２段階の温度で熱処理を行う場合、１回目の６００〜９５０℃の熱処理において、Ｒリッチ相が液相となって主相の周囲に回り込む。このことによって、２回目の４００〜５００℃の熱処理において、Ｒリッチ相とＲ２Ｔ１７相と金属元素Ｍとの反応が促進され、遷移金属リッチ相の生成が促進される。
【００７３】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法では、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金として、Ｂ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むものを用いているので、Ｒ２Ｆｅ１４Ｂを主として含む主相と、主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、粒界相が、希土類元素の合計原子濃度が７０原子％以上のＲリッチ相と、希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％の遷移金属リッチ相とを含む本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
【００７４】
さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系合金に含まれる金属元素の種類や使用量、Ｒ２Ｔ１７相を含む領域の面積率、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の組成を本発明の範囲で調節するとともに、焼結温度や焼結後の熱処理などの条件を調整することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の面積率を０．００５〜３面積％の好ましい範囲に容易に調節できる。そして、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における遷移金属リッチ相の面積率を調整することによって、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、用途に応じた所定の保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。
【００７５】
また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は第１には、粒界相中にＦｅを高濃度で含む遷移金属リッチ相が形成されていることによるものと推測される。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属リッチ相の面積率は、０．００５〜３面積％であることが好ましく、０．１％〜２面積％であることがより好ましい。
遷移金属リッチ相の面積率が上記範囲内であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力向上効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相の面積率が０．００５面積％未満であると、保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果が不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相の面積率が３面積％を超えると、残留磁化（Ｂｒ）や最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低下するなど磁気特性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。
【００７６】
さらに、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石において得られる保磁力（Ｈｃｊ）を向上させる効果は第２には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれる遷移金属ＴがＦｅを主成分とし、さらにＺｒを０．０１５〜０．１０原子％含むことにより、焼結時の主相の粒成長が抑制され、かつ、粒界相でホウ素（Ｂ）との化合物の形成が低減されていることによるものと推測される。
【００７７】
遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度は、５０〜７０原子％であることが好ましい。遷移金属リッチ相中のＦｅの原子濃度が上記範囲内であると、遷移金属リッチ相が含まれていることによる効果が、より一層効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲未満であると、粒界相中に遷移金属リッチ相が含まれていることによる保磁力（Ｈｃｊ）向上効果が、不十分となる恐れが生じる。また、遷移金属リッチ相のＦｅの原子濃度が上記範囲を超えると、Ｒ２Ｔ１７相あるいはＦｅが析出して磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがある。
【００７８】
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｂ／ＴＲＥ含有量が上記（式１）を満たし、金属元素Ｍを０．１〜２．４原子％含むＲ−Ｔ−Ｂ系合金を成形して焼結してなるものであり、粒界相が、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相とを含み、遷移金属リッチ相は、Ｒリッチ相より希土類元素の合計原子濃度が低く、Ｒリッチ相よりＦｅの原子濃度が高いものであるので、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、高い保磁力を有し、モーターに好適に用いられる優れた磁気特性を有するものとなる。
【００７９】
なお、本実施形態においては、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させて熱処理し、Ｄｙを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とし、さらに保磁力を向上させてもよい。
焼結磁石表面のＤｙ濃度が内部のＤｙ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する方法としては、具体的には、以下に示す方法が挙げられる。例えば、エタノールなどの溶媒とフッ化ジスプロシウム（ＤｙＦ３）とを所定の割合で混合してなる塗布液中に、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を浸漬させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に塗布液を塗布する。その後、塗布液の塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に対して、２段階の熱処理を行う拡散工程を行う。具体的には、塗布液の塗布されたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で９００℃の温度で一時間程度加熱する第１熱処理を行い、第１熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を一旦室温まで冷却する。その後、再びＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、アルゴン雰囲気中で５００℃の温度で一時間程度加熱する第２熱処理を行って、室温まで冷却する。
上記方法以外の焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物を付着させる方法として、金属を気化させて磁石表面にこれらの膜を付着させる方法、有機金属を分解させて表面に膜を付着させる方法などを用いても良い。
【００８０】
なお、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面には、Ｄｙ金属もしくはＤｙ化合物に代えて、Ｔｂ金属もしくはＴｂ化合物を付着させて熱処理してもよい。この場合、例えば、焼結後のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面にＴｂのフッ化物を含む塗布液を塗布して熱処理し、Ｔｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、焼結磁石表面のＴｂ濃度が内部のＴｂ濃度よりも高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石とすることができ、さらに保磁力を向上させることができる。
【００８１】
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の表面に、金属Ｄｙや金属Ｔｂを蒸着させて熱処理し、ＤｙやＴｂを焼結磁石内部に拡散させることにより、さらに保磁力を向上させてもよい。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石には、このような技術を何ら支障なく使用することができる。
【００８２】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、高いほど好ましいが、自動車などの電動パワーステアリングのモーター用の磁石として用いる場合、２０ｋＯｅ以上であることが好ましく、電気自動車のモーター用の磁石として用いる場合、３０ｋＯｅ以上であることが好ましい。電気自動車のモーター用の磁石において保磁力（Ｈｃｊ）が３０ｋＯｅ未満であると、モーターとしての耐熱性が不足する場合がある。
【実施例】
【００８３】
「実施例１〜１２、比較例１〜７」
Ｎｄメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｐｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｄｙメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｚｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）を、表１及び表２に示す合金Ａ〜Ｓの合金組成になるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。
表１は、Ｄｙを含まない合金を示したものであり、表２は、Ｄｙを含む合金を示したものである。
【００８４】
【表１】
0006672753.tif 000002
【００８５】
【表２】
0006672753.tif 000003
【００８６】
その後、アルミナるつぼを高周波真空誘導炉内に設置して、炉内をＡｒで置換した。そして、高周波真空誘導炉を１４５０℃まで加熱して合金を溶融させて溶湯とした。その後、水冷銅ロールに溶湯を注ぎ、ＳＣ（ストリップキャスト）法により鋳造合金を鋳造した。この時、水冷銅ロールの周速度を１．０ｍ／秒、溶湯の平均厚みを０．３ｍｍ程度とした。その後、鋳造合金を破砕して鋳造合金薄片を得た。
【００８７】
次に、鋳造合金薄片を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、鋳造合金薄片を直径５ｍｍ程度になるように粗粉砕し、室温の水素中に挿入して水素を吸蔵させた。続いて、粗粉砕して水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を３００℃まで水素中で加熱する熱処理を行った。その後、減圧して主相の格子間の水素を脱気し、さらに５００℃まで加熱する熱処理を行って粒界相中の水素を放出除去し、室温まで冷却する方法により解砕した。
次に、水素解砕された鋳造合金薄片に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛０．０２５ｗｔ％を添加し、ジェットミル（ホソカワミクロン１００ＡＦＧ）により、０．６ＭＰａの高圧窒素を用いて、水素解砕された鋳造合金薄片を平均粒度（ｄ５０）４．５μｍに微粉砕してＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。
【００８８】
次に、このようにして得られたＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末に、潤滑剤として０．０２質量％〜０．０３質量％のステアリン酸亜鉛を添加し、横磁場中成型機を用いて成型圧力０．８ｔ／ｃｍ２でプレス成型して成形体とした。
その後、合金からなる成形体を、カーボン製のトレイ内に設置し、成形体の入れられたトレイを熱処理炉内に配置して、０．０１Ｐａまで減圧した。引き続き、有機物の除去を目的として５００℃で熱処理し、水素化物の分解を目的として８００℃で熱処理し、焼結を目的として１０００〜１１００℃で熱処理して、焼結体を得た（焼結工程）。
その後、焼結体を、８００℃と５００℃の２段階の温度で熱処理して冷却することにより、実施例１〜１２、及び、比較例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を得た。
【００８９】
次いで、得られた実施例１〜１２、及び、比較例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性をパルス型ＢＨカーブトレーサー（東英工業ＴＰＭ２−１０）で測定した。その結果を表３に示す。
【００９０】
【表３】
0006672753.tif 000004
【００９１】
表３において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｈｋ／Ｈｃｊ」とはＢｒ（「Ｂｒ」とは残留磁化である。）が９０％となるＨとして算出したＨｋとＨｃｊとの比率に基づく角形性である。これらの磁気特性の値は、それぞれ３個のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の測定値の平均である。
【００９２】
図２は、Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例１〜６、及び、比較例１〜４について、Ｚｒの含有量と、保磁力との関係を示したグラフである。
図２より、保磁力は、Ｚｒの含有量が０．３０５原子％から減少するにつれて徐々に高くなっていき、０．０２原子％あたりで最大となり、０．０１原子％より減少すると急激に低下するのがわかる。０．０２原子％前後に特に高い保磁力を示すＺｒ濃度範囲があることがわかる。
【００９３】
図３は、Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例１〜６、及び、比較例１〜４について、Ｚｒの含有量と、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。
図３より、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）は、Ｚｒの含有量が０．３０５原子％から減少するにつれて徐々に高くなっていき、０．０２原子％手前あたりで最大となり、０．０１５原子％より減少すると急激に低下するのがわかる。０．０２原子％手前前後に特に角形性が良好なＺｒ濃度範囲があることがわかる。実用的には角形性は０．９以上であることが好ましい。
【００９４】
図４は、Ｄｙ添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例７〜１２、及び、比較例５〜７について、Ｚｒの含有量と、保磁力との関係を示したグラフである。
図４より、保磁力は、Ｚｒの含有量が０．３９９原子％から減少するにつれて徐々に高くなっていき、０．０３原子％よりも少し減少したあたりで最大となり、０．０１５原子％で０．１０原子％の保磁力と同程度となり、０．０１５原子％より減少するとかなり低下するのがわかる。Ｄｙ添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石についても、Ｄｙ未添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と同程度のＺｒの含有量のあたりで、保磁力が最大になっていることがわかる。
【００９５】
図５は、Ｄｙ添加のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石である実施例７〜１２、及び、比較例５〜７について、Ｚｒの含有量と、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）との関係を示したグラフである。
図５より、角形性（Ｈｋ／Ｈｃｊ）は、Ｚｒの含有量が０．３９９原子％から減少しても高いままに維持され、０．０２原子％よりも少し減少したあたりで低下が始まり、０．０１５原子％で０．９となり、０．０１５原子％より減っていくと、０原子％で０．８８となるまで単調に低下している。
【００９６】
各サンプルのＲ−Ｔ−Ｂ系磁石をそれぞれ研磨した後、研磨面を電界放出型電子線マイクロアナライザー（ＦＥ−ＥＰＭＡ）により観察し、組成マップ分析を行った。
図６（ａ）、（ｂ）は、ＦＥ−ＥＰＭＡによる観察結果を示すものであり、図６（ａ）は、実施例１のものであり、図６（ｂ）は、比較例３のものである。
図６（ｂ）では矢印で示すように、粒界相において、Ｚｒとホウ素（Ｂ）を含む化合物に対応する明るい輝点が多数観察されるのに対して、図６（ａ）では、そのような化合物に対応する明るい輝点は観察されなかった。
【符号の説明】
【００９７】
１…製造装置、２…鋳造装置、３…加熱装置、４…貯蔵容器、５…コンテナ、６…チャンバ、６ａ…鋳造室、６ｂ…保温・貯蔵室、７…ホッパ、２１…破砕装置、３１…加熱ヒータ、３２…開閉式ステージ群、３３…開閉式ステージ。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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