(57)【要約】【課題】高い保磁力を有するＮｄ５Ｆｅ１７型結晶構造の化合物を主相とする希土類永久磁石を提供すること。  【解決手段】Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を主相とする希土類永久磁石であって、ＲはＳｍを必須とする１つ以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１つ以上の遷移金属元素として、希土類永久磁石の組成比をＲａＴ（１００−ａ−ｂ）Ｃｂで表したときに、ａとｂは、１８＜ａ＜４０、０．５≦ｂを満たし、希土類永久磁石の粒界相中には、主相よりもＲとＣが濃化した相を備える。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を主相とする希土類永久磁石であって、
ＲはＳｍを必須とする１つ以上の希土類元素、
ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１つ以上の遷移金属元素として、前記希土類永久磁石の組成比をＲａＴ（１００−ａ−ｂ）Ｃｂで表したときに、ａとｂは、１８＜ａ＜４０、０．５≦ｂを満たし、前記希土類永久磁石の粒界相中には、主相よりもＲとＣが濃化した相を備える希土類永久磁石。
【請求項２】
１．０＜ｂ＜１５．０である請求項１に記載の希土類永久磁石。
【請求項３】
前記主相におけるＣの組成比をｃ１（ａｔ％）、前記主相よりもＲとＣが濃化した相におけるＣの組成比をｃ２（ａｔ％）としたとき、ｃ１＜３．０ａｔ％、かつｃ２-ｃ１＞１０．０ａｔ％であることを特徴とする請求項１または２に記載の希土類永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造の化合物を主相とする希土類永久磁石に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
高性能永久磁石として代表的なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石はその高磁気特性から年々生産量を伸ばしており、各種モータ用、各種アクチュエータ用、ＭＲＩ装置用など様々な用途に使用されている。ここで、Ｒは希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏ、Ｂは硼素である。【０００３】
上記のようなＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が開発されてから、永久磁石の研究は、主に新しい希土類金属の金属間化合物を見出すことを中心に行われてきた。中でも、特許文献１に記載のＳｍ５Ｆｅ１７金属間化合物を主相とする永久磁石材料は、室温で３６．８ｋＯｅという非常に高い保磁力を得ている。したがって、有望な永久磁石材料であると考えられる。【０００４】
しかしながら、Ｓｍ５Ｆｅ１７金属間化合物を主相とする永久磁石材料は、粒界相の制御技術が確立されておらず、Ｓｍ５Ｆｅ１７金属間化合物を主相とする永久磁石材料の高い保磁力を活かした永久磁石は実現されていない。【０００５】
非特許文献１では、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ法：Ｓｐａｒｋ  Ｐｌａｓｍａ  Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）を用いた永久磁石が報告されている。しかし、当該永久磁石は、材料粉末の保磁力程度に高い保磁力が出ていない。これは、当該永久磁石材料の粒界相の制御が十分でないために主相粒子間の磁気分離が十分なされていないことが理由である可能性がある。また、ＳｍＦｅ２相、ＳｍＦｅ３相といった低保磁力成分の副相が存在することにより、全体の保磁力を低下させている可能性がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００８−１３３４９６号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ  ａｎｄ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ  １（２００９）０１２０３２
【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、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造の化合物を主相とする希土類永久磁石において、保磁力を向上させることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を主相とする希土類永久磁石であって、
ＲはＳｍを必須とする１つ以上である希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１つ以上の遷移金属元素として、前記希土類永久磁石の組成比をＲａＴ（１００−ａ−ｂ）Ｃｂで表したときに、ａとｂは、１８＜ａ＜４０、０．５≦ｂを満たし、
前記希土類永久磁石の粒界相中には、主相よりもＲとＣが濃化した相を備えることを特徴とする。【００１０】
また、上述した希土類永久磁石は、１．０＜ｂ＜１５．０であってもよい。【００１１】
さらに、上述した希土類永久磁石は、前記主相におけるＣの組成比をｃ１（ａｔ％）、前記主相よりもＲとＣが濃化した相におけるＣの組成比をｃ２（ａｔ％）としたとき、ｃ１＜３．０ａｔ％、かつｃ２-ｃ１＞１０．０ａｔ％であってもよい。【００１２】
本発明者らは、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造の化合物を主相とする希土類永久磁石において、粒界相中に主相よりもＲとＣが濃化した粒界相を形成することにより、保磁力が向上することを見出した。保磁力が向上する理由は定かではないが、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相によって主相粒子間の磁気分離が高まっているためであると本発明者らは考える。なお、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造とは、Ｎｄ５Ｆｅ１７金属間化合物が有する結晶構造と同種の結晶構造のことである。また、ＲがＮｄでありＴがＦｅである場合に限られない。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造の化合物を主相とする希土類永久磁石において、保磁力を向上させることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明を実施するための形態（実施形態）につき、詳細に説明する。以下の実施形態に記載した内容により本発明が限定されるものではない。また、以下に記載した構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のものが含まれる。さらに、以下に記載した構成要素は適宜組み合わせることが可能である。
【００１５】
本実施形態に係る希土類永久磁石は、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造（空間群Ｐ６３／ｍｃｍ）の化合物を主相とする。ここで、主相とは永久磁石中で最も体積比率の多い結晶相である。以下では、Ｎｄ５Ｆｅ１７型結晶構造を有する相をＲ５Ｔ１７結晶相と記載する。
【００１６】
本実施形態に係る希土類永久磁石において、ＲはＳｍを必須とする１つ以上である希土類元素であり、前記希土類元素はＳｍ、Ｙ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕである。全希土類元素に占めるＳｍの割合は多い方が望ましく、希土類永久磁石全体における全希土類元素量に対してＳｍ原子比率は５０ａｔ％以上であることが望ましい。
【００１７】
また、前記希土類元素がＰｒあるいはＮｄの１つ以上を含有する場合には、ＰｒあるいはＮｄの有効磁気モーメントがＳｍよりも大きいため、残留磁化が向上する傾向がある。ただし、全希土類元素に占めるＰｒあるいはＮｄの割合が多すぎるとＲ５Ｔ１７結晶相の結晶磁気異方性が減少するとともに、低保磁力成分である異相が生成しやすくなり、保磁力が低下する。全希土類元素量に対してＰｒとＮｄの合計の原子比率は５０ａｔ％未満であればよく、好ましくは２５ａｔ％未満である。
【００１８】
本実施形態に係る希土類永久磁石におけるＲの組成比は、１８ａｔ％より大きく、４０ａｔ％より小さい範囲とする。Ｒの組成比が１８ａｔ％以下の場合には、Ｒ５Ｔ１７結晶相が得られにくく、α−Ｆｅ結晶相が多く析出し、保磁力が著しく低下する。一方、Ｒの組成比が４０ａｔ％以上の場合には、ＲＴ２結晶相などの低保磁力成分が多く析出し、保磁力が著しく低下する。
【００１９】
本実施形態に係る希土類永久磁石において、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１つ以上の遷移金属元素である。希土類永久磁石全体におけるＣｏの含有量は、希土類永久磁石全体における全遷移金属元素に対して２０ａｔ％以下であることが望ましい。適切なＣｏ量を選択することにより、飽和磁化を向上させることができる。また、Ｃｏ量の増加によって希土類永久磁石の耐食性を向上させることができる。
【００２０】
本実施形態に係る希土類永久磁石において、主相はＲ５Ｔ１７結晶相である。Ｒ５Ｔ１７結晶相は、その複雑な結晶構造のため、高い異方性磁界を有する。また、主相以外の相は、粒界相とする。
【００２１】
本実施形態に係る希土類永久磁石は、粒界相中に主相よりもＲとＣが濃化した相を備える。その他の粒界相としては、従来のＲ５Ｔ１７金属間化合物にも見られるＲリッチ相やＲＴ２相、ＲＴ３相等が存在してもよい。
【００２２】
前記主相よりもＲとＣが濃化した粒界相は、Ｒ３Ｃ相、Ｒ２Ｃ３相、ＲＣ２相や、アモルファスもしくは微結晶状態のＲ−Ｔ−Ｃ化合物相である。Ｒ３Ｃ、Ｒ２Ｃ３、ＲＣ２は非磁性相であり、主相粒子間の磁気分離を高めることができる。アモルファスもしくは微結晶状態のＲ−Ｔ−Ｃ化合物相は磁性相であるが、Ｃを含まなければＲＴ２相、ＲＴ３相等の低保磁力成分を形成する。そのため、アモルファスもしくは微結晶状態のＲ−Ｔ−Ｃ化合物相を含む場合には、Ｃを含まない場合と比較して、磁気特性が低減され、主相粒子間の磁気分離を高めることができる。なお、主相よりもＲとＣが濃化したこれらの粒界相は、さらに他の元素を含有することを許容する。
【００２３】
前記主相よりもＲとＣが濃化した粒界相は、粒界相全体に占める割合が高いほうが好ましい。また、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相は、２粒子粒界に位置して主相粒子を被覆することが好ましい。
【００２４】
本実施形態に係る希土類永久磁石は、Ｃの組成比は０．５ａｔ％以上である必要がある。Ｃの組成比が０．５ａｔ％未満である場合には、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が形成出来ず、保磁力向上の効果を得ることができない。Ｃの組成比は１．０ａｔ％より大きく、１５．０ａｔ％より小さい範囲であることが特に好ましい。Ｃの組成比が１．０ａｔ％より大きいことで、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の粒界相全体に占める割合が増加し、特に高い保磁力を得ることが出来る。また、Ｃの組成比が１５．０ａｔ％より小さいことで、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の割合が主相に対して適切な範囲となり、特に高い保磁力を得ることが出来る。さらに、Ｃの組成比は２．０ａｔ％以上、７．５ａｔ％以下の範囲であることが特に好ましい。
【００２５】
本実施形態に係る希土類永久磁石において、前記主相におけるＣの組成比は３．０ａｔ％未満であり、かつ、前記主相よりもＲとＣが濃化した粒界相におけるＣの組成比との差が１０ａｔ％より大きいことがより好ましい。前記主相におけるＣの組成比が３ａｔ％未満であることで主相の磁気異方性の低下を抑えることができる。前記主相におけるＣの組成比は、特に好ましくは１．０ａｔ％未満である。さらに、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相とのＣの組成比の差が１０ａｔ％より大きいことで、主相粒子間の磁気分離の効果に加え、粒界で磁壁移動のピンニングの効果が発現するため、さらに高い保磁力を得ることが出来る。
【００２６】
本実施形態に係る希土類永久磁石においては、上記した元素以外の他の元素の含有を許容する。例えば、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｚｎ等の元素を適宜含有させることができる。また、前記希土類永久磁石は原料に由来する不純物を含んでもよい。
【００２７】
以下、本件発明の製造方法の好適な例について説明する。
【００２８】
希土類永久磁石の製造方法は、焼結法、超急冷凝固法、蒸着法、ＨＤＤＲ法などがあるが、超急冷凝固法による製造方法の一例について説明する。
【００２９】
超急冷凝固法には、具体的には、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法、ガスアトマイズ法等の種類が存在するが、単ロール法を用いることが望ましい。単ロール法では、合金溶湯をノズルから吐出して冷却ロール周面に衝突させることにより、合金溶湯を急速に冷却し、薄帯状または薄片状の急冷合金を得る。単ロール法は、他の超急冷凝固法に比べ、量産性が高く、急冷条件の再現性が良好である。
【００３０】
原料として、まず、所望の組成比を有するＲ−Ｔ−Ｃ合金の合金インゴットを準備する。原料合金は、Ｒ、Ｔ、Ｃそれぞれの原料を不活性ガス、望ましくはＡｒ雰囲気中でアーク溶解、その他公知の溶解法により作製することができる。他の元素、例えば、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｚｎ等を適宜含有させたい場合も同様に、溶解法により含有させることができる。
【００３１】
上記方法で作製されたＲ−Ｔ−Ｃ合金の合金インゴットから、超急冷凝固法により、アモルファス合金を作製する。超急冷凝固法としては、上記の合金インゴットをスタンプミルなどにより小片化し、Ａｒ雰囲気中で高周波溶解し、溶湯を高速で回転している銅ロール上に噴射して急冷凝固させるメルトスピン法が望ましい。ロールで急冷された溶湯は、薄帯状に急冷凝固された急冷合金になる。
【００３２】
急冷合金は、その組成比、冷却ロールの周速度によって異なるが、アモルファス相、アモルファス相と結晶相との混相、結晶相のいずれかの組織形態を呈する。アモルファス相は、後に行う結晶化処理によって微結晶化される。一つの尺度として、冷却ロールの周速度が大きくなれば、アモルファス相の占有する割合が高くなる。
【００３３】
冷却ロールの周速度が速くなれば、得られる急冷合金が薄くなるため、より均質な急冷合金が得られる。アモルファス相の組織を得た後に、適切な結晶化処理を施すことによってＲ５Ｔ１７結晶相を得ることが可能である。したがって、本実施形態にとって望ましい急冷合金の形態は、アモルファス相、もしくはアモルファス相とＲ５Ｔ１７結晶相との混相を得ることである。そのためには、冷却ロールの周速度は、通常、１０ｍ／ｓ以上１００ｍ／ｓ以下、好ましくは２０ｍ／ｓ以上８５ｍ／ｓ以下、さらに好ましくは３０ｍ／ｓ以上７５ｍ／ｓ以下の範囲とする。冷却ロールの周速度が１０ｍ／ｓ未満であると均質な急冷合金が得られず、所望の結晶相が得られ難い。冷却ロールの周速度が１００ｍ／ｓを超えると合金溶湯と冷却ロール周面との密着性が悪くなって熱移動が効果的に行われなくなる。
【００３４】
急冷合金は、次いで結晶化処理に供される。結晶化処理は、５００℃以上７００℃以下の結晶化処理温度まで０．０１℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の昇温速度で昇温し、次いで０．５分間以上５０００分間以下、前記結晶化処理温度にキープすることによって行われる。通常、結晶化処理はＡｒ雰囲気で行う。
【００３５】
結晶化処理により得られた、Ｒ−Ｔ−Ｃ合金は粉砕工程に供される。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うことが効果的である。水素放出処理は、希土類焼結磁石にとっ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。
【００３６】
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、水素吸蔵処理および水素放出処理は必須の処理ではない。また、この水素粉砕（水素吸蔵処理および水素放出処理）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。
【００３７】
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、微細粉により粗粉砕粉末を微粉砕粉末とする。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。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る。
【００３８】
微粉砕粉末は成形工程に供される。成形圧力は３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下程度の圧力で行われる。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。
【００３９】
成形工程では、磁場を印加して結晶軸を一定方向に配向させることで、より残留磁束密度の高い異方性希土類永久磁石とすることができる。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とを併用することもできる。
【００４０】
成形体は焼結工程に供される。焼結保持温度および焼結保持時間は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い、焼結方法等、諸条件により調整する必要がある。特にＲ５Ｔ１７結晶相は、焼結保持温度を７００℃以上にすると、部分的な分解により保磁力が低下する傾向があるため、焼結方法としては低温焼結が可能なＳＰＳ法が好ましい。
【００４１】
主相よりもＲとＣが濃化した粒界相を形成するためには、焼結工程後の熱処理が有効である。この熱処理は５００℃以上６５０℃以下の熱処理温度に１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下の速度で昇温し、次いで１０分間以上５００分間以下、前記熱処理温度にキープされることにより行われる。通常、これらの処理はＡｒ雰囲気で行う。このように、Ｒ５Ｔ１７結晶相が分解しない温度で熱処理することによって、粒界相中の原子の拡散が進み、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の粒界相全体に占める割合が増加する。また、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が２粒子粒界に広がり、主相粒子の被覆率が高まる。
【００４２】
本実施形態に係る希土類永久磁石におけるＣの組成比に対して主相におけるＣの組成比を低くし、主相におけるＣの組成比と主相よりもＲとＣが濃化した粒界相におけるＣの組成比との差を大きくするためには、Ｃの組成比の低いＲ−Ｔ−Ｃ合金とＣの組成比の高いＲ−Ｔ−Ｃ合金とを作製し、微粉砕工程にて混合して希土類永久磁石を製造する方法を選択することもできる。特にＣの組成比の低いＲ−Ｔ−Ｃ合金を実質的にＣを含まないＲ−Ｔ合金にすることで、主相におけるＣの組成比を低く保ちつつ、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相におけるＣの組成比との差を大きくすることができる。組成の違う合金ごとに超急冷凝固法の作製条件や結晶化処理の条件を調整しても良い。
【００４３】
以上、本発明を好適に実施するための製造方法に関する形態を説明したが、次いで、本発明の希土類永久磁石を分析、評価する方法について説明する。
【００４４】
試料の生成相の分析にはＸ線回折法（ＸＲＤ：Ｘ−ｒａｙ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｒｙ）を用いる。また、試料全体の組成比の分析にはＩＣＰ質量分析法（ＩＣＰ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ  Ｍａｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）と酸素気流中燃焼−赤外線吸収法を用いる。
【００４５】
続いて、主相と粒界相の組成比の分析方法について述べる。集束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）により加工された試料断面について走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察を行う。ＳＴＥＭは、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を備える。ＥＤＳを用いて組成マッピングをおこない、主相と粒界相、さらに粒界相中で主相よりもＲとＣが濃化した相に分類する。主相と粒界相と分類は、ＲとＴの比率が大凡５：１７である相が主相であると判断できる。そして、主相以外の相は粒界相である。粒界相の中で、Ｒ、Ｃ、それ以外の元素の組成比を見ることで、主相よりもＲとＣが濃化した相とそれ以外の相とを分類できる。各相に分類した後、主相および主相よりもＲとＣが濃化した粒界相にて点分析をおこない、主相および主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比を算出する。
【００４６】
試料の磁気特性の測定には、ＢＨトレーサーを用いる。
【実施例】
【００４７】
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。【００４８】
実施例１にかかる希土類永久磁石について説明する。希土類永久磁石が表１の組成となるようにＳｍ、ＦｅおよびＣを配合し、Ａｒ雰囲気中、アーク溶解でＲ−Ｔ−Ｃ合金インゴットを作製後、スタンプミルを用いて小片化した。該小片をＡｒ雰囲気で高周波溶解し、単ロール法にて周速４０ｍ／ｓで急冷し、急冷合金を得た。得られた急冷合金をＡｒ雰囲気で６２０℃、３０分間の結晶化処理をおこなった。結晶化処理後、Ｒ−Ｔ−Ｃ合金は粗粉砕をスタンプミルで、微粉砕をボールミルでおこなった。Ｒ−Ｔ−Ｃ微粉砕粉末を成形の後、ＳＰＳ法を用いて焼結保持温度６２０℃、焼結保持時間５分で焼結した。焼結工程後、５５０℃で６０分間キープする熱処理をおこない、希土類永久磁石とした。なお、５５０℃に昇温するまでの昇温速度は２０℃／ｓである。【００４９】
試料の主相は、ＸＲＤおよびＳＴＥＭ−ＥＤＳを用いて判断した。ＳＴＥＭ−ＥＤＳは、ＦＩＢを用いて加工した試料断面について測定した。試料全体の組成比は、ＩＣＰ質量分析法と酸素気流中燃焼−赤外線吸収法を用いて算出した。主相の組成比、および、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比は、ＳＴＥＭ−ＥＤＳを用いて評価した。先ず組成マッピングで主相と粒界相、さらに粒界相中で主相よりもＲとＣが濃化した相を判別した。そして主相、および主相よりもＲとＣが濃化した粒界相をそれぞれ５０点選択し、点分析をおこない、平均値を組成比として算出した。【００５０】
試料の磁気特性は、ＢＨトレーサーを用い、最大磁場±１００ｋＯｅの磁化曲線から保磁力の値を得た。【００５１】
表１に実施例１〜実施例１１と比較例１〜比較例４の全体の組成比、主相の組成比、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比、および保磁力の値を示した。また、全体の組成比については、ＲａＴ（１００−ａ−ｂ）Ｃｂのａ、ｂの値も記載した。【００５２】
【表１】
2018101410.tif 000002
【００５３】
実施例２、実施例３、実施例６〜実施例９、および比較例１〜比較例３にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。Ｒ−Ｔ−Ｃ合金の配合比を表１のように調整した。他の条件は実施例１と同じとした。【００５４】
実施例４にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。Ｒ−Ｔ−Ｃ合金の配合比を表１のように調整し、Ｓｍの一部をＣｅで置換した。他の条件は実施例１と同じとした。【００５５】
実施例５にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。Ｒ−Ｔ−Ｃ合金の配合比を表１のように調整し、Ｆｅの一部をＣｏで置換した。他の条件は実施例１と同じとした。【００５６】
比較例４にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。Ｒ−Ｔ−Ｃ合金の配合比は実施例１と同じとしたが、焼結工程後の熱処理をおこなわずに室温まで冷却し、希土類永久磁石とした。【００５７】
実施例１０にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。実施例７に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金と実施例９に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金を、微粉砕工程にて質量比２：１で混合した微粉砕粉末を用いる点以外は実施例１と同じとした。【００５８】
実施例１１にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。Ｓｍが２４ａｔ％、Ｆｅが７６ａｔ％となるように作製したＲ−Ｔ合金と、実施例９に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金とを、微粉砕工程にて質量比４：１で混合した微粉砕粉末を用いる点以外は実施例１と同じとした。【００５９】
表２に実施例１２〜実施例１５の全体の組成比、主相の組成比、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比、および保磁力の値を示した。また、全体の組成比については、ＲａＴ（１００−ａ−ｂ）Ｃｂのａ、ｂの値も記載した。【００６０】
【表２】
2018101410.tif 000003
【００６１】
実施例１２〜実施例１４にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。全希土類元素量に対してＰｒ原子比率が５ａｔ％（実施例１２）、１５ａｔ％（実施例１３）、２５ａｔ％（実施例１４）となるようにＳｍの一部を置換し、Ｒが２４ａｔ％、Ｆｅが７６ａｔ％となるように作製したＲ−Ｔ合金と、実施例９に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金とを、微粉砕工程にて質量比４：１で混合した微粉砕粉末を用いる点以外は実施例１と同じとした。【００６２】
実施例１５にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。全希土類元素量に対してＰｒ原子比率が１５ａｔ％となるようにＳｍの一部を置換し、Ｒが２４ａｔ％、Ｆｅが７６ａｔ％となるように作製したＲ−Ｔ合金と、実施例９に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金を、微粉砕工程にて質量比６：１で混合した微粉砕粉末を用いる点以外は実施例１と同じとした。【００６３】
実施例１６にかかる希土類永久磁石の製造条件について説明する。全希土類元素量に対してＮｄ原子比率が１５ａｔ％となるようにＳｍの一部を置換し、Ｒが２４ａｔ％、Ｆｅが７６ａｔ％となるように作製したＲ−Ｔ合金と、実施例９に用いたＲ−Ｔ−Ｃ合金を、微粉砕工程にて質量比４：１で混合した微粉砕粉末を用いる点以外は実施例１と同じとした。【００６４】
[実施例１〜実施例９、比較例１〜比較例３]
実施例１〜実施例９および比較例１は、主相がＲ５Ｔ１７結晶相であった。その中で、Ｒの組成比が全体の１８ａｔ％より大きく４０ａｔ％より小さい範囲内であり、Ｃの組成比は０．５ａｔ％以上であり、粒界相中に主相よりもＲとＣが濃化した相を備える場合には、高い保磁力が得られることが分かった。【００６５】
［実施例１、実施例６、比較例１］
比較例１は、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が観察されなかったため、組成比は記載しなかった。主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が観察されなかった理由は、全体の組成比にＣは０．２ａｔ％含まれていたが十分な量でなかったため、粒界相中のＣ濃度が低下し、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が形成されなかったためと考えられる。その結果、実施例１や実施例６のように高い保磁力は得られなかった。【００６６】
［実施例２、実施例３、比較例２、比較例３］
比較例２は、α−Ｆｅ結晶相が多く析出しており、主相がＲ５Ｔ１７結晶相でなかったため、主相の組成比、およびは主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比は記載しなかった。Ｒの組成比が１８ａｔ％以下であったため、Ｒ５Ｔ１７結晶相が形成されにくかったと考えられる。その結果、比較例２は、実施例２のように高い保磁力は得られなかった。比較例３は、ＲＴ２結晶相などが多く析出しており、主相がＲ５Ｔ１７結晶相でなかったため、主相の組成比、およびは主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の組成比は記載しなかった。Ｒの組成比が４０ａｔ％以上であったため、全体に対するＲ５Ｔ１７結晶相の割合が低下したと考えられる。その結果、比較例３は、実施例３のように高い保磁力は得られなかった。【００６７】
[実施例１、比較例４]
比較例４は、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が観察されなかったため、組成比は記載しなかった。これは、焼結工程後の熱処理をおこなわずに室温まで冷却したため、粒界でＣが化合物を形成せずに偏析してしまったと考えられる。その結果、実施例１のように高い保磁力は得られなかった。【００６８】
［実施例４］
実施例４は、Ｓｍの一部をＣｅで置換したため、主相、および、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の両方にＣｅが存在した。この場合も、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が形成でき、高い保磁力が得られた。【００６９】
［実施例５］
実施例５は、Ｆｅの一部をＣｏで置換し、主相、および主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の両方にＣｏが存在した。この場合も、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が形成でき、高い保磁力が得られた。【００７０】
[実施例１、実施例６〜実施例９]
実施例１、実施例７、実施例８は、希土類永久磁石全体のＣの組成比が１．０＜ｂ＜１５．０の範囲である。その結果、実施例１、実施例６〜実施例９の中で、実施例１、実施例７、実施例８は特に高い保磁力が得られた。これは、Ｃの組成比が１．０ａｔ％より大きいことで、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の粒界相全体に占める割合が増加したこと、また、Ｃの組成比が１５．０ａｔ％より小さいことで、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の割合が主相に対して適切な範囲となったことが考えられる。【００７１】
[実施例１、実施例７、実施例１０、実施例１１]
実施例７、実施例１０および実施例１１は、主相におけるＣの組成比が３ａｔ％未満である。実施例７、実施例１０および実施例１１の中で主相におけるＣの組成比と主相よりもＲとＣが濃化した相におけるＣの組成比との差が１０ａｔ％以上である実施例１０および実施例１１において、特に高い保磁力が得られた。また、実施例１、実施例１０および実施例１１は、主相におけるＣの組成比と主相よりもＲとＣが濃化した相におけるＣの組成比との差が１０ａｔ％以上である。実施例１、実施例１０および実施例１１の中で主相におけるＣの組成比が３ａｔ％未満である実施例１０および実施例１１において、特に高い保磁力が得られた。これは、主相におけるＣの組成比が十分に低いことで主相の磁気異方性の低下を抑えられ、さらに、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相とのＣの組成比の差が十分に大きいことで、主相粒子間の磁気分離の効果に加え、粒界で磁壁移動のピンニングの効果が発現したためであると考えられる。【００７２】
[実施例１２、実施例１３、実施例１４、実施例１５、実施例１６]
実施例１２、実施例１３、実施例１４、実施例１５および実施例１６は、Ｒの一部をＰｒ、もしくはＮｄに置換した合金を原料としており、結晶化処理あるいは焼結工程において、Ｓｍと、ＰｒあるいはＮｄと、が相互に拡散したため、主相、および、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相の両方にＰｒ、あるいはＮｄが存在した。この場合も、主相よりもＲとＣが濃化した粒界相が形成でき、高い保磁力を得ることができた。
【国際調査報告】
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