JP2011222966A - 希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性の高い永久磁石を製造することが可能な希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法を提供する。
【解決手段】希土類磁石用合金は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有し、粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合が０．２５以上である。
【選択図】図６

Description

本発明は、希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法に関し、特に希土類合金粉末、希土類磁石に用いて優れた磁気特性、特に高い保磁力を発現させる希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ（Ｒは希土類元素、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素）の組成を有する希土類磁石は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂの組成式で表されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相を含む主相と、Ｒ相を含む粒界相とを含む組織を有し、優れた磁気特性を発揮する永久磁石である。希土類磁石は希土類合金粉末を用いて製造されるが、希土類合金粉末を製造するための原料合金として、Ｒ−Ｔ−Ｂ合金をストリップキャスト法やブックモールド法、遠心鋳造法で鋳造したもの、或いはそれらを均質化熱処理したものが用いられていた。このようにして得られた原料合金の主相にはＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相が主に含まれているが、ＮｄなどＲの濃度が相対的に高いＲ相が、粒界相などに存在していた（例えば、特許文献１参照）。

特許第３４４９１６６号公報

しかしながら、上記特許文献１のように、得られた原料合金にＲ相が粒界相などに存在していると、希土類合金粉末を製造する過程で希土類合金粉末中に水素を吸蔵させた際、粒界相などが膨張することで、希土類合金粉末内にクラックが発生すると、新たに生成された活性な新生面の主相の主成分であるＲやＦｅが酸化される虞があった。主相の主成分であるＲやＦｅが酸化すると、これを用いて製造される永久磁石の保磁力ＨｃＪが低下するなど永久磁石の磁気特性が低下する、という問題があった。

本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、磁気特性の高い永久磁石を製造することが可能な希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法を提供することを目的とする。

上述した課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る希土類磁石用合金は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有し、前記粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合が０．２５以上であることを特徴とする。

希土類磁石用合金の主相には、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相が存在し、希土類磁石用合金の粒界相には、Ｒ相が存在しているが、合金組成がＲｘＴｙＢｚの合金を均質化熱処理後に冷却する際、１０００℃から６５０℃の温度範囲を所定の冷却速度、１０℃／ｍｉｎ以上１１７℃／ｍｉｎ以下とし、３分から３５分かけて冷却することで、粒界相にはＲ相の他にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が析出する。希土類磁石用合金に水素吸蔵させた際、吸蔵した水素により生じるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積変化はＲ相の体積変化に比べて小さく、主相のＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の体積変化と近い。このため、粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を増やすことで、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際、吸蔵した水素に起因して生じる主相と粒界相との体積変化の差を小さくすることができる。Ｒ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄の体積％の割合を０．２５以上とし、粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を増やすことで、希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができる。よって、本発明に係る希土類磁石用合金によれば、粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を所定量以上とすることで、希土類磁石用合金に吸蔵した水素に起因して希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができる。このため、希土類磁石用合金から得られる希土類合金粉末中の主相の主成分であるＲやＦｅの酸化を抑制することができるため、磁気特性の高い永久磁石を製造することができる。

本発明に係る希土類磁石用合金は、合金組成がＲｘＴｙＢｚ（ｘとｙとｚとは２８．０≦ｘ≦３４．０、６４．５≦ｙ≦７１．０、１．０≦ｚ≦１．５の組成比を満たす）の原料合金を用いて得られることが好ましい。所定の合金組成を有する原料合金を用いることで、合金組成がＲｘＴｙＢｚの合金溶湯を所定速度で冷却する際、粒界相にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を形成させることができると共に、主相に形成されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の減少を抑制し、残留磁束密度Ｂｒが低下することを抑制することができる。即ち、ｘとｙとｚとの何れか１つ以上が、各々の値の下限値を下回ると、粒界相にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が形成されなくなる。また、ｘとｙとｚとの何れか１つ以上が、各々の値の上限値を超えると、主相に形成されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の量が少なくなるため、残留磁束密度Ｂｒが低下する。

本発明に係る希土類磁石用合金の製造方法は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相を有する希土類磁石用合金を製造するにあたり、合金組成がＲｘＴｙＢｚ（ｘとｙとｚとは２８．０≦ｘ≦３４．０、６４．５≦ｙ≦７１．０、１．０≦ｚ≦１．５の組成比を満たす）の合金溶湯を用いて希土類磁石用合金を鋳造する希土類磁石用合金鋳造工程と、前記希土類磁石用合金を均質化させるために融点近傍で熱処理をする均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理工程終了後に冷却する際には、１０００℃から６５０℃の温度範囲内では３分以上冷却する冷却工程と、を含むことを特徴とする。

上述のように、均質化熱処理工程で得られるＲｘＴｙＢｚ合金を冷却する際に、１０００℃から６５０℃の温度範囲における冷却時間を３分以上とすることで、粒界相にはＲ相の他にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を析出させることができる。希土類磁石用合金に水素吸蔵させた際、吸蔵した水素により生じるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積変化は、上述のように、Ｒ相の体積変化に比べて小さく、主相のＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の体積変化と近い。また、所定の合金組成を有するＲｘＴｙＢｚを用いることで、合金を所定の冷却速度で冷却する際、粒界相にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を形成させることができると共に、主相に形成されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の減少を抑制することができる。よって、所定の合金組成を有するＲｘＴｙＢｚを用い、粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を増やすことで、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際、吸蔵した水素に起因して生じる主相と粒界相との体積変化の差を小さくすることができる。このため、希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができる。この結果、希土類磁石用合金から得られる希土類合金粉末中の主相の主成分であるＲやＦｅの酸化を抑制することができるため、保磁力ＨｃＪを高くするなど磁気特性の高い永久磁石を製造することができる。

本発明に係る希土類合金粉末は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有し、前記粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合が０．２５以上であることを特徴とする。上記のようにして製造される希土類磁石用合金は、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際、吸蔵した水素に起因して希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができる。このため、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制された希土類合金粉末を製造することができる。この結果、保磁力ＨｃＪを高くするなど磁気特性の高い永久磁石を製造することができる。

本発明に係る永久磁石は、上記の希土類合金粉末を成形して得られることを特徴とする。本発明の永久磁石は、粒界相にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を析出させた希土類磁石用合金を用いて主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制された希土類合金粉末を成形して得られるものであるため、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有する。

本発明によれば、磁気特性の高い永久磁石を製造することが可能な希土類磁石用合金及び希土類磁石用合金の製造方法を提供することができる。希土類合金粉末は希土類磁石用合金を用いて製造されるため、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制された希土類合金粉末を提供することができる。永久磁石は得られた希土類合金粉末を成形することにより得られるため、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有する永久磁石を提供することができる。

図１は、本実施形態に係る希土類磁石用合金の主相と粒界相とを模式的に示す説明図である。 図２は、従来の希土類磁石用合金の主相と粒界相とを模式的に示す説明図である。 図３は、主相と粒界相とに分布するＮｄのＥＰＭＡマッピング結果を示す図である。 図４は、主相と粒界相とに分布するＦｅのＥＰＭＡマッピング結果を示す図である。 図５は、主相と粒界相とに分布するＢのＥＰＭＡマッピング結果を示す図である。 図６は、Ｒ相の体積％とＲ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％の比と保磁力ＨｃＪとの関係を示す図である。 図７は、希土類合金粉末の製造方法を示すフローチャートである。

以下、本発明に係る希土類磁石用合金の実施の形態（以下、実施形態という）及び実施例を図面を参照しつつ詳細に説明する。なお、下記の発明を実施するための実施形態及び実施例により本発明が限定されるものではない。また、下記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、下記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。

＜希土類磁石用合金＞
本実施形態に係る希土類磁石用合金の実施形態について説明する。本実施形態に係る希土類磁石用合金は、合金組成がＲｘＴｙＢｚ（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表し、ｘとｙとｚとは２８．０≦ｘ≦３４．０、６４．５≦ｙ≦７１．０、１．０≦ｚ≦１．５の組成比を満たす）の原料合金を用いて得られる希土類磁石用合金である。

原料合金は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系の合金である。原料合金の合金組成が、ＲｘＴｙＢｚという組成式で表される。前記Ｒは、上述のように、１種以上の希土類元素を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃ、Ｙ及びランタノイド元素のことをいい、ランタノイド元素には、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等が含まれる。また、希土類元素は、軽希土類及び重希土類に分類され、重希土類元素とはＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素はそれ以外の希土類元素である。製造コスト及び磁気特性の観点から、本実施形態では、ＲはＮｄを含むものである。

前記Ｔは、上述のように、Ｆｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を示すものである。前記Ｔは、Ｆｅ単独であってもよく、Ｆｅの一部がＣｏで置換されていてもよい。Ｆｅの一部をＣｏに置換する場合、磁気特性を低下させることなく温度特性を向上させることができる。また、Ｃｏの含有量は、Ｆｅの含有量の２０質量％以下に抑えることが望ましい。これは、Ｃｏの含有量がＦｅの含有量の２０質量％より大きくなるようにＦｅの一部をＣｏに置換すると、磁気特性を低下させる虞がある。また、高価となってしまうからである。添加元素として、Ｇａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどのうち、１種類以上を含んでもよい。

本実施形態に係る希土類磁石用合金の主相には、結晶粒の組成がＲ₂Ｔ₁₄Ｂという組成式で表されるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相が含まれる。また、粒界相には、Ｒ相及び組成がＲ_1+δＴ₄Ｂ₄という組成式で表されるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が含まれる。

粒界相には、Ｒの配合割合が高いＲ相が含まれているが、ホウ素（Ｂ）原子の配合割合が高いＢリッチ相が含まれていてもよい。また、結晶粒の粒径は、通常１μｍから１００μｍ程度である。

本実施形態に係る希土類磁石用合金では、下記式（１）のように、粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合（以下、「Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比」という。）が０．２５以上である。
０．２５≦Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％／（Ｒ相の体積％＋Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％） ・・・（１）

上記式（１）に示されるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比が０．２５よりも小さいと、粒界相においてＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が占める割合が少ないため、希土類合金粉末にクラックが生じやすく、新たに生成された活性な新生面の主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が生じやすいからである。

また、本実施形態に係る希土類磁石用合金では、下記式（２）のように、Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積比は、好ましくは、０．２５以上１．０以下であることが好ましい。
０．２５≦Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％／（Ｒ相の体積％＋Ｒ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％）≦１．０ ・・・（２）

上記式（２）に示されるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比が１．０を超えると、原料合金を構成するＲ、Ｔ、Ｂの各々の組成の上限を超えることになるからである。

Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系希土類磁石用合金を製造する際、余剰にＲを添加してＲリッチな組成とし、α−Ｆｅの析出を抑制している。この余剰なＲは、鋳造後に原料合金の粒界相などにＲ相として析出する。粒界相にＲ相を多く含む希土類磁石用合金をＨＤＤＲ処理すると、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際の体積変化、吸蔵した水素を放出する水素化分解の過程で希土類磁石用合金にクラックが生じ、そこから主相の主成分であるＲやＦｅが酸化されて保磁力ＨｃＪの低下を招く虞があった。これに対し、原料合金の組成および鋳造条件および冷却条件を調整し、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相を生成させることにより、原料合金の粒界相にＲ相の代わりにＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相を析出させるようにする。Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相が水素を吸蔵したときの体積変化は、Ｒ相が水素を吸蔵したときの体積変化よりＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相が水素を吸蔵したときの体積変化に近いため、ＨＤＤＲ処理をしても希土類磁石用合金にクラックが生じるのを抑制することができる。このため、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金を用いて希土類合金粉末を製造することで主相の主成分であるＲやＦｅの酸化を抑制することができる。このため、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有する希土類合金粉末を得ることができる。

希土類磁石用合金の主相に含まれるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相をＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とし、粒界相に含まれるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相をＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相とした場合について以下に説明する。

（Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相とＲ相とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相との分布）
図１は、本実施形態に係る希土類磁石用合金の主相と粒界相とを模式的に示す説明図であり、図２は、従来の希土類磁石用合金の主相と粒界相とを模式的に示す説明図である。図１、２中、白色部分がＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相を表し、黒色部分がＲ相を表し、水色部分がＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相を各々示す。Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の部分が希土類磁石用合金の主相となり、Ｒ相の部分が希土類磁石用合金の粒界相を形成する。図１に示すように、本実施形態に係る希土類磁石用合金の主相と粒界相との境界部分には、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相が多く形成されているのに対し、図２に示すように、従来の希土類磁石用合金の主相と粒界相との境界部分には、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相がほとんど形成されていないことがわかる。

（Ｒ相とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相との比率の求め方）
主相と粒界相との各結晶粒は希土類磁石用合金をサンドペーパで研磨した後、アルミナ、ダイヤモンド等を使用してバフ研磨した面をＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）で観察し、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂの各々ＥＰＭＡマッピング（面分析）像を撮影した。図３は、主相と粒界相とに分布するＮｄのＥＰＭＡマッピング結果を示す図であり、図４は、主相と粒界相とに分布するＦｅのＥＰＭＡマッピング結果を示す図であり、図５は、主相と粒界相とに分布するＢのＥＰＭＡマッピング結果を示す図である。図３に示すように、Ｎｄは粒界相に多く分布しているのがわかり、図４に示すように、Ｆｅは主相に多く分布しているのがわかり、図５に示すように、Ｂは主相と粒界相との境界部分に比較的多く分布しているのがわかる。図３から図５に示すようなＥＰＭＡマッピング像から元素の組成比がＲ相に近い部分の面積とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相に近い部分の面積とを求めることができるため、主相と粒界相とに占めるＲ相とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相との比率を求めることができる。

（粒界相に含まれるＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の保磁力ＨｃＪへの影響）
図６は、Ｒ相の体積％とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％の比と保磁力ＨｃＪとの関係を示す図である。図６に示すように、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の質量比と保磁力ＨｃＪとはほぼ比例関係にあり、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積比が大きくなるに従って保磁力ＨｃＪは増大している。よって、希土類合金粉末の保磁力ＨｃＪを増大させる観点から、粒界相に含まれるＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相は多く含まれるように形成するのが好ましいことがわかる。

このように、希土類磁石用合金の粒界相にＲ相の代わりにＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相を析出させることで、水素を吸蔵したときの体積変化は、Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の方がＲ相よりもＮｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相に近いため、希土類磁石用合金内に水素を吸蔵させても希土類磁石用合金にクラックが生じるのを抑制することができる。本実施形態に係る希土類磁石用合金を希土類合金粉末の製造用として用いることで、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化を抑制することができるため、保磁力ＨｃＪの高い希土類合金粉末を得ることが可能となる。

＜希土類磁石用合金を用いた希土類合金粉末の製造方法＞
上述したような構成を有する希土類磁石用合金を用いた希土類合金粉末の好適な製造方法について図面を用いて説明する。ここでは、いわゆる水素化分解・脱水素再結合（ＨＤＤＲ：Hydrogenation Decomposition Desorption Recombination）法を行なうことによって希土類合金粉末を製造する場合について説明する。ＨＤＤＲ法は、磁石用の合金粉末を製造する方法である。ＨＤＤＲ法は、水素中で原料（出発合金）を加熱することにより、原料を水素化・分解（ＨＤ：Hydrogenation Decomposition）し、その後、脱水素・再結合（ＤＲ：Desorption Recombination）させることにより、結晶を微細化させる。

図７は、希土類合金粉末の製造方法を示すフローチャートである。図７に示すように、希土類合金粉末の製造方法は、次の工程を含んでなる。
希土類磁石用合金鋳造工程（ステップＳ１１）
均質化熱処理工程（ステップＳ１２）
水素吸蔵工程（ステップＳ１３）
水素化分解（ＨＤ）工程（ステップＳ１４）
昇温工程（ステップＳ１５）
脱水素再結合（ＤＲ）工程（ステップＳ１６）
不活性ガス冷却工程（ステップＳ１７）

＜希土類磁石用合金鋳造工程：ステップＳ１１＞
希土類磁石用合金鋳造工程（ステップＳ１１）は、合金組成がＲｘＴｙＢｚ相の合金溶湯を鋳造して本発明の一実施形態の希土類磁石用合金を準備する工程である。本実施形態に係る希土類磁石用合金を鋳造する鋳造方法は、例えばインゴット鋳造法やストリップキャスト法やブックモールド法や遠心鋳造法などである。原料合金は、原料金属又は原料化合物や製造工程に由来する不可避な不純物を含んでいてもよい。ストリップキャスト法を用いる場合の希土類磁石用合金の作製方法を説明する。

上記組成を有する原料合金をアルゴン（Ａｒ）雰囲気中において高周波溶解によって溶融し、合金溶湯を形成する。この合金溶湯を１３５０℃に保持した後、冷却する。希土類磁石用合金を得た後、均質化熱処理工程（ステップＳ１２）に移行する。

また、本実施形態においては、ＲｘＴｙＢｚの原料合金をストリップキャスト法を用いてＲｘＴｙＢｚの合金溶湯を得て希土類磁石用合金を得るようにしているが、本実施形態はこれに限定されるものではなく、ストリップキャスト法の他にインゴット鋳造法やブックモールド法や遠心鋳造法などを用いて希土類磁石用合金を得るようにしてもよい。

均質化熱処理工程（ステップＳ１２）は、希土類磁石用合金を製造するにあたり、以下の工程を含んでなる。
均質化熱処理工程（ステップＳ１２−１）
冷却工程（ステップＳ１２−２）

（均質化熱処理工程：ステップＳ１２−１）
均質化熱処理工程（ステップＳ１２−１）は、希土類磁石用合金を融点近傍まで加熱して希土類磁石用合金を均質化させる工程である。希土類磁石用合金を真空又はアルゴン（Ａｒ）ガスや窒素（Ｎ₂）ガスなどの不活性ガス雰囲気中、温度１０００℃以上１２００℃以下で５時間から４８時間保持する。これにより、希土類磁石用合金は均質化される。均質化熱処理終了後、冷却工程（ステップＳ１２−２）に移行する。

（冷却工程：ステップＳ１２−２）
冷却工程（ステップＳ１２−２）は、均質化熱処理工程（ステップＳ１２−１）で得られる合金を冷却する工程である。冷却工程（ステップＳ１２−２）では、１０００℃から６５０℃の温度範囲内では３分以上冷却する。この際、合金はＡｒ等の不活性ガスをフローさせることによって冷却される。

均質化熱処理後のＲｘＴｙＢｚの合金を冷却する際の１０００℃から６５０℃の温度範囲における冷却速度を上記範囲として作製した希土類磁石用合金は、粒界相にはＲ相の他にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が分散した組織構造を有している。希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際、吸蔵した水素により生じるＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積変化はＲ相に比べて小さく、主相のＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相の体積変化と近い。このため、粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を増やすことで、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた際、吸蔵した水素に起因して生じる主相と粒界相との体積変化の差を小さくすることができる。

これにより、希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができる。この結果、希土類磁石用合金から得られる希土類合金粉末中の主相の主成分であるＲやＦｅの酸化を抑制することができるため、この希土類合金粉末の製造方法により得られる永久磁石は、高い磁気特性を有することができる。

均質化させた原料合金は、スタンプミル又はジョークラッシャーなどの粉砕手段を用いて粉砕した後、篩分けすることが好ましい。これによって、原料合金は粒径が１０ｍｍ以下の粉末状の希土類磁石用合金に調製することができる。希土類磁石用合金が均質化された後、水素吸蔵工程（ステップＳ１３）に移行する。

＜水素吸蔵工程：ステップＳ１３＞
水素吸蔵工程（ステップＳ１３）は、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させる工程である。水素吸蔵工程（ステップＳ１３）では、希土類磁石用合金は水素分圧をＰ₁とした水素雰囲気中に、温度Ｔ₀で時間ｔ₁の間保持され、水素が希土類磁石用合金に吸蔵される。水素分圧Ｐ₁は、１００ｋＰａ以上３００ｋＰａ以下であることが好ましい。温度Ｔ₀は、１００℃以上２００℃以下であることが好ましい。時間ｔ₁は、０．５時間から２時間であることが好ましい。水素分圧Ｐ₁と温度Ｔ₀と時間ｔ₁とを上記範囲内とすることで、希土類磁石用合金はその結晶格子中に水素を吸蔵することができる。

水素分圧Ｐ₁が１００ｋＰａ未満であると、希土類磁石用合金の結晶格子中に水素は吸蔵され難くなるからであり、水素分圧Ｐ₁が３００ｋＰａを超えると、防爆構造などの点で設備が大掛かりになるからである。

温度Ｔ₀が２００℃を超えると、希土類磁石用合金の結晶格子中に水素は吸蔵され難くなるからであり、温度Ｔ₀が１００℃未満でも同様に希土類磁石用合金の結晶格子中に水素は吸蔵され難くなるからである。

時間ｔ₁が２時間より長いと希土類磁石用合金に水素が吸蔵されすぎるからであり、時間ｔ₁が０．５時間より短いと希土類磁石用合金に水素が十分吸蔵されないからである。

水素吸蔵工程（ステップＳ１３）では、希土類磁石用合金が均質化熱処理された後、水素分圧Ｐ₁の水素雰囲気中において温度Ｔ₀で時間ｔ₁の間保持することによって、希土類磁石用合金の結晶格子中に水素が吸蔵される。この水素吸蔵工程（ステップＳ１３）の段階では、希土類磁石用合金の結晶格子中に水素が吸蔵されているだけで、希土類磁石用合金は水素を吸蔵したことによって分解していない。

水素雰囲気下で希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた後、ＨＤ工程（ステップＳ１４）に移行する。

＜水素化分解（ＨＤ）工程：ステップＳ１４＞
ＨＤ工程（ステップＳ１４）は、水素を吸蔵させた希土類磁石用合金を水素化分解させて分解生成物を得る工程である。ＨＤ工程（ステップＳ１４）では、水素を吸蔵させた希土類磁石用合金は、水素分圧をＰ₂とした水素雰囲気中、温度Ｔ₀よりも高い温度Ｔ₁で時間ｔ₂の間保持される。これにより、希土類磁石用合金は水素を吸蔵しているため、原料合金は、自身の異なる相間における水素吸蔵量の相違により自己崩壊して、水素化分解され、分解生成物が生成される。

水素分圧Ｐ₂は１０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下であることが好ましい。温度Ｔ₁は７００℃以上８５０℃以下であることが好ましい。炉内で水素分圧Ｐ₂、温度Ｔ₁を上記条件として水素化分解を行うことによって、希土類合金粉末を得ることができる。

水素分圧Ｐ₂が１０ｋＰａ未満であると、原料合金の水素化分解が十分に進行しない虞があり、水素分圧Ｐ₂が１００ｋＰａを超えると、水素化分解の速度が速すぎて希土類合金粉末の異方性が低下するからである。

温度Ｔ₁が７００℃未満であると、原料合金の水素化分解が十分に進行しない虞があり、温度Ｔ₁が８５０℃を超えると、分解生成物（水素化物）が得られ難くなるからである。

時間ｔ₂は０．５時間以上６００時間以下であることが好ましい。時間ｔ₂が０．５時間未満であると、原料合金の水素化分解が十分に進行しない虞があり、時間ｔ₂が６００時間を超えると水素化分解が進行しすぎて希土類合金粉末の異方性が低下するからである。

原料合金がＨＤ反応で分解して得られる分解生成物は、ＲＨ_xなどの水素化物、α−Ｆｅ及びＦｅ₂Ｂなどの鉄化合物を含んでいる。分解生成物は、数百ｎｍの微細なマトリックスを形成している。原料合金を水素化分解し、分解生成物を得た後、昇温工程（ステップＳ１５）に移行する。

＜昇温工程：ステップＳ１５＞
昇温工程（ステップＳ１５）は、ＨＤ工程（ステップＳ１４）における雰囲気の温度を温度Ｔ₁から温度Ｔ₁よりも高い温度Ｔ₂に昇温する工程である。昇温工程（ステップＳ１５）では、分解生成物の温度を温度Ｔ₁から温度Ｔ₂に時間ｔ₃の間、昇温している。温度Ｔ₂は、温度Ｔ₁よりも高く、７５０℃以上９５０℃以下であることが好ましい。また、昇温速度は特に制限されるものではない。昇温工程（ステップＳ１５）の時間ｔ₃は、例えば１秒以上１００秒以下である。温度を温度Ｔ₁からＴ₂に昇温した後、ＤＲ工程（ステップＳ１６）に移行する。

＜脱水素再結合（ＤＲ）工程：ステップＳ１６＞
ＤＲ工程（ステップＳ１６）は、得られた分解生成物から水素を放出させ、分解生成物の水素濃度を低減し、希土類合金粉末を得る工程である。本実施形態では、ＤＲ工程（ステップＳ１６）は、第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）と第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）とを含む。本実施形態では、ＤＲ工程（ステップＳ１６）は、第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）と第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）との２つの工程からなるが、本発明はこれに限定されるものではなく、ＤＲ工程（ステップＳ１６）は１段階のみでもよく、３段階以上行なうようにしてもよい。

（第１の脱水素再結合（ＤＲ）工程：ステップＳ１６−１）
第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）は、温度Ｔ₁よりも高い温度Ｔ₂で、時間ｔ₄の間、水素分圧を減圧してＰ₃とし、分解生成物から水素を放出させ、分解生成物の水素濃度を低減させる工程である。この工程によって、ＨＤ工程（ステップＳ１４）で得られた分解生成物のマトリックス中に希土類合金の核が生成すると考えられる。

分解生成物からの水素の放出速度は、水素を放出させる前の分解生成物全体の質量を基準として、０．４質量％／分以上１３質量％／分以下であることが好ましく、より好ましくは１．３質量％／分程度とする。水素の放出速度が０．４質量％／分未満であると、水素の放出に時間がかかりすぎて得られる希土類合金粉末の保磁力ＨｃＪが低下してしまうからである。水素の放出速度が１３質量％／分を超えると、分解生成物からの水素の放出速度が大きいため分解生成物の水素濃度を制御することが困難となるからである。水素の放出速度を上記範囲とすることで、希土類合金の核はより均一になる。

分解生成物からの水素の放出速度は、雰囲気中の水素分圧の降下速度を制御することによって調整することができる。即ち、水素分圧の降下速度を大きくすることで、分解生成物からの水素の放出速度を大きくすることができる。水素分圧の降下速度は、例えばＡｒガスなど不活性ガスを導入したり、バルブの開度を制御しながら真空ポンプで減圧したりすることによって調整することができる。第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における水素分圧の降下速度は、２ｋＰａ／分以上１０ｋＰａ／分以下とすることが好ましく、４ｋＰａ／分程度が最も好ましい。

第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における雰囲気の水素分圧Ｐ₃は、分解生成物から水素を安定して放出し、希土類磁石用合金の核をより均一に生成するため、６ｋＰａ程度であることが好ましい。

第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における分解生成物の温度Ｔ₂は、温度Ｔ₁よりも高く、７５０℃以上９５０℃以下であることが好ましく、８００℃以上９００℃以下であることがより好ましく、８５０℃前後が更に好ましい。分解生成物の温度Ｔ₂を、温度Ｔ_１よりも高くすることによって、分解生成物から水素が抜けやすくなり、希土類合金の核をより均一に生成させることができる。

温度Ｔ₂が７５０℃未満であると、分解生成物からの水素の放出速度を十分に大きくすることができず、水素が残存してしまうからである。一方、温度Ｔ₂が９５０℃を超えると、希土類合金粉末の異常粒成長が起こりやすくなるからである。

第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）の時間ｔ₄は、例えば０．１時間から０．５時間が好ましいが、時間ｔ₄は分解生成物からの水素の放出速度に応じて適宜調整する。炉内の温度を温度Ｔ₂として時間ｔ₄の間、脱水素再結合させた後、第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）に移行する。

（第２の脱水素再結合（ＤＲ）工程：ステップＳ１６−２）
第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）は、温度Ｔ₂で、時間ｔ₅の間、水素分圧を更に減圧してＰ₄とし、第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）よりも分解生成物からの水素の放出速度を小さくして分解生成物から水素を放出させ、分解生成物の水素濃度を更に低減し、希土類合金粉末を得る工程である。

第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）の温度は、第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における温度Ｔ₂と同じにすることが好ましい。これによって、分解生成物からの水素の放出を円滑に進行させることができる。

第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）の時間ｔ₅は、例えば０．３時間から５時間とするのが好ましいが、時間ｔ₅は分解生成物からの水素の放出速度に応じて適宜調整する。

また、第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）における水素分圧の降下速度は、０．０１ｋＰａ／分以上０．２ｋＰａ／分以下とすることが好ましく、０．１ｋＰａ／分程度とすることが最も好ましい。第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）の水素分圧の降下速度は第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における水素分圧の降下速度よりも小さくすることで、第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）における分解生成物からの水素放出速度は第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１）における分解生成物からの水素放出速度よりも小さくすることができる。これにより、希土類合金の結晶粒はより均一に成長されると考えられる。

第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２）における雰囲気の水素分圧Ｐ₄は１Ｐａ程度とする。これにより、分解生成物の水素量が希土類合金粉末の磁気特性に影響ない程度にまで放出される。

温度を温度Ｔ₂として時間ｔ₅の間、分解生成物は脱水素再結合された後、不活性ガス冷却工程（ステップＳ１７）に移行する。

＜不活性ガス冷却工程：ステップＳ１７＞
不活性ガス冷却工程（ステップＳ１７）は、冷却用の不活性ガスによりＨＤＤＲ反応で得られた希土類合金粉末を室温にまで冷却する工程である。不活性ガスとしては、例えば、Ａｒガス、Ｎ₂ガスなどが用いられる。不活性ガスによりＨＤＤＲ反応で得られた希土類合金粉末を室温まで冷却した後、前記不活性ガスの供給を停止し、希土類合金粉末を得る。

得られた希土類合金粉末は、更に粉砕し、５０μｍから３００μｍ以下の粉末状の希土類合金粉末に調製することができる。希土類合金粉末は、スタンプミル又はジョークラッシャーなどの粉砕手段を用いて粉砕した後、篩分けすることが好ましい。希土類合金粉末を粉砕して得られる原料粉末を成形した後、その成形体に着磁することにより永久磁石となる。

以上の工程によって、製造される希土類磁石用合金は、水素を吸蔵させる際、希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができるため、この希土類磁石用合金を用いることで主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制された希土類合金粉末を得ることができる。この結果、希土類合金粉末を用いて製造される永久磁石は高い磁気特性を有する。

本実施形態に係る希土類磁石用合金を用いた希土類合金粉末の製造方法として、希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた後、ＨＤＤＲ法を用いて吸蔵させた水素を放出させて粉砕し希土類合金粉末を得るようにしているが、本実施形態はこれに限定されるものではない。例えば、粉砕機などを用いて粉砕して希土類合金粉末を得るようにしてもよい。

このように、本実施形態に係る希土類磁石用合金を用いた希土類合金粉末の製造方法は、合金組成がＲｘＴｙＢｚの原料合金の合金溶湯を鋳造してＲ₂Ｆｅ₁₄Ｂ相の希土類磁石用合金を製造する際、合金組成がＲｘＴｙＢｚの合金を均質化熱処理後に冷却する際、１０００℃から６５０℃の温度範囲における冷却時間を３分以上として冷却することで作製した希土類磁石用合金の粒界相にはＲ相の他にＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相が分散した組織構造を形成することができる。この粒界相に存在するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の割合を増やすことで、希土類磁石用合金に水素吸蔵させる際、主相と粒界相との体積変化の差を小さくすることができる。このため、希土類合金粉末内にクラックが生じるのを抑制することができるので、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制された希土類合金粉末を得ることができる。

この希土類合金粉末を、希土類焼結磁石用や希土類ボンド磁石用の合金粉末として用いることで、高い磁気特性を有する永久磁石を製造することが可能となる。即ち、上記製造方法によって得られる希土類合金粉末を用いて永久磁石を作製すれば、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有する永久磁石を得ることができる。また、希土類合金粉末は磁気的異方性を有することで更に高い磁気特性を有し、かつ異方性を有する永久磁石の磁石粉末としても好適に用いることができる。

＜永久磁石＞
永久磁石の好適な実施形態について説明する。永久磁石としては、例えば、希土類ボンド磁石や希土類焼結磁石が挙げられる。希土類ボンド磁石は樹脂を含む樹脂バインダーと磁石粉末とを混練して得られる希土類ボンド磁石用コンパウンド（組成物）を所定の形状に成形して得られる磁石である。希土類焼結磁石は希土類合金粉末を所定の形状に成形した後に焼結して得られる磁石である。希土類ボンド磁石や希土類焼結磁石は、各々、成形する際、等方性、異方性とすることができる。等方性希土類ボンド磁石や等方性希土類焼結磁石は各々成形する際、磁場を印加しないで希土類合金粉末を成形することにより得られる。異方性希土類ボンド磁石や異方性希土類焼結磁石は成形する際、磁場を印加して希土類合金粉末を一定方向に配向させながら成形することにより得られる。

（希土類ボンド磁石）
希土類ボンド磁石の製造方法の一例について説明する。樹脂を含む樹脂バインダーと希土類合金粉末とを例えば加圧ニーダー等の加圧混練機で混練して樹脂バインダーと本実施形態に係る希土類磁石用合金を用いて製造される希土類合金粉末とを含む希土類ボンド磁石用コンパウンド（組成物）を調製する。樹脂は、エポキシ樹脂、フェノール樹脂等の熱硬化性樹脂や、スチレン系、オレフィン系、ウレタン系、ポリエステル系、ポリアミド系のエラストマー、アイオノマー、エチレンプロピレン共重合体（ＥＰＭ）、エチレン−エチルアクリレート共重合体等の熱可塑性樹脂がある。なかでも、圧縮成形をする場合に用いる樹脂は、熱硬化性樹脂が好ましく、エポキシ樹脂又はフェノール樹脂がより好ましい。また、射出成形をする場合に用いる樹脂は熱可塑性樹脂が好ましい。また、希土類ボンド磁石用コンパウンドには、必要に応じて、カップリング剤やその他の添加材を加えてもよい。

また、希土類ボンド磁石における希土類合金粉末と樹脂との含有比率は、希土類合金粉末１００質量％に対して、樹脂を例えば０．５質量％以上２０質量％以下含むことが好ましい。希土類合金粉末１００質量％に対して、樹脂の含有量が０．５質量％未満であると、保形性が損なわれる傾向があり、樹脂が２０質量％と超えると、十分に優れた磁気特性が得られ難くなる傾向がある。

上述の希土類ボンド磁石用コンパウンドを調製した後、この希土類ボンド磁石用コンパウンドを射出成形することにより、希土類合金粉末と樹脂とを含む希土類ボンド磁石を得ることができる。射出成形により希土類ボンド磁石を作製する場合、希土類ボンド磁石用コンパウンドを、必要に応じてバインダー（熱可塑性樹脂）の溶融温度まで加熱し、流動状態とした後、この希土類ボンド磁石用コンパウンドを所定の形状を有する金型内に射出して成形を行う。その後、冷却し、金型から所定形状を有する成形品（希土類ボンド磁石）を取り出す。このようにして希土類ボンド磁石が得られる。希土類ボンド磁石の製造方法は、上述の射出成形による方法に限定されるものではなく、例えば希土類ボンド磁石用コンパウンドを圧縮成形することにより希土類合金粉末と樹脂とを含む希土類ボンド磁石を得るようにしてもよい。圧縮成形により希土類ボンド磁石を作製する場合、上述の希土類ボンド磁石用コンパウンドを調製した後、この希土類ボンド磁石用コンパウンドを所定の形状を有する金型内に充填し、圧力を加えて金型から所定形状を有する成形品（希土類ボンド磁石）を取り出す。金型にて希土類ボンド磁石用コンパウンドを成形し、取り出す際には、機械プレスや油圧プレス等の圧縮成形機を用いて行なわれる。その後、加熱炉や真空乾燥炉などの炉に入れて熱をかけることにより硬化させることで、希土類ボンド磁石が得られる。

成形して得られる希土類ボンド磁石の形状は特に限定されるものではなく、用いる金型の形状に応じて、例えば平板状、柱状、断面形状がリング状等、希土類ボンド磁石の形状に応じて変更することができる。また、得られた希土類ボンド磁石は、その表面上に酸化層や樹脂層等の劣化を防止するためにめっきや塗装を施すようにしてもよい。

本実施形態の希土類磁石用合金を用いて製造される希土類合金粉末は、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制されているため、高い保磁力ＨｃＪを有する。このため、この希土類合金粉末を用いて得られた希土類ボンド磁石は、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有することができる。

希土類ボンド磁石用コンパウンドは目的とする所定の形状に成形する際、磁場を印加して成形して得られる成形体を一定方向に配向させるようにしてもよい。これにより、希土類ボンド磁石が特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性希土類ボンド磁石が得られる。

（希土類焼結磁石）
希土類焼結磁石の製造方法の一例について説明する。上述のように、本実施形態の希土類磁石用合金を用いて得られる希土類合金粉末を、例えばプレス成形などにより目的とする所定形状に成形する。希土類合金粉末を成形して得られる成形体の形状は特に限定されるものではなく、用いる金型の形状に応じて、例えば平板状、柱状、断面形状がリング状等、希土類焼結磁石の形状に応じて変更することができる。

次いで、成形体を、例えば、真空中又は不活性ガスの存在下、１０００℃から１２００℃の温度で、１時間から１０時間加熱処理して焼成する。これにより、焼結体（希土類焼結磁石）が得られる。焼成後、得られた希土類焼結磁石を焼成時よりも低い温度で保持することなどによって、希土類焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃から９００℃の温度で１時間から３時間、更に５００℃から７００℃の温度で１時間から３時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１時間から３時間加熱する１段階加熱等、時効処理を施す回数に応じて適宜処理条件を調整する。このような時効処理によって、希土類焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。

得られた希土類焼結磁石は、所望のサイズに切断したり、表面を平滑化することで、所定形状の希土類焼結磁石としてもよい。また、得られた希土類焼結磁石は、その表面上に酸化層や樹脂層等の劣化を防止するためめっきや塗装を施すようにしてもよい。

上述したように、本実施形態の希土類磁石用合金を用いて製造される希土類合金粉末は、主相の主成分であるＲやＦｅの酸化が抑制されているため、高い保磁力ＨｃＪを有する。このため、この希土類合金粉末を用いて得られた希土類焼結磁石は、高い保磁力ＨｃＪを有するなど優れた磁気特性を有することができる。

また、希土類合金粉末を目的とする所定の形状に成形する際、磁場を印加して成形して得られる成形体を一定方向に配向させるようにしてもよい。これにより、希土類焼結磁石が特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性希土類焼結磁石が得られる。

以上、本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明はこれに制限されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で様々な変形、種々の組み合わせが可能であり、永久磁石以外について同様に適用することができる。

本発明の内容を実施例及び比較例を用いて以下に詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

＜実施例１〜７、比較例１、２＞
所定の組成を有するＮｄ₂（Ｆｅ、Ｃｏ）₁₄Ｂ原料合金（粒径３０．０ｍｍ程度、以下、「原料合金」という。）をストリップキャスト（ＳＣ)法を用いて調製した。Ｎｄ₂（Ｆｅ、Ｃｏ）₁₄Ｂ原料合金の組成比と、Ｎｄ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％と、Ｎｄ相の体積％と、Ｎｄ相の体積％とＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＮｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相の体積％の割合（以下、「Ｎｄ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比」という。）とを表１に示す。本実施例は図７に示すフローチャートに従って行なったものである。尚、表１では、Ｎｄ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比は、「Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相／（Ｎｄ相＋Ｎｄ_1+δＦｅ₄Ｂ₄相）」と表示する。

この原料合金は上述の元素の他に微量の不可避不純物（原料合金全体の０．２〜０．３質量％）を含んでいた。上記のように調整した原料合金を、Ａｒ雰囲気中において高周波溶解によって溶融し、合金溶湯を形成し、この合金溶湯を１３５０℃に保持した（図７中、希土類磁石用合金鋳造工程（ステップＳ１１））。その後、１３５０℃に保持された合金溶湯を例えば単ロール法によって冷却し、例えば厚さ約０．３ｍｍ以上１．０ｍｍ以下のフレーク状合金鋳片とする。この合金鋳片を真空中、１０００℃から１２００℃の温度範囲で２４時間保持した（図７中、均質化熱処理工程（ステップＳ１２−１））。均質化熱処理後の希土類磁石用合金を、Ａｒガスをフローさせることによって冷却し、１０００℃から６５０℃の温度範囲における冷却時間を３分以上とし（図７中、冷却工程（ステップＳ１２−２）、スタンプミルを用いて粉砕し、篩分けを行って粉末状（粒径１ｍｍから２ｍｍ）の希土類磁石用合金を得た。

この希土類磁石用合金をモリブデン製の容器に充填し、赤外線加熱方式を有する管状熱処理炉に装填した。その後、管状熱処理炉内に水素ガスを導入し、水素雰囲気下、水素分圧１００ｋＰａ程度とし、１００℃程度で２時間放置し、原料合金に水素を吸蔵した（図７中、水素吸蔵工程（ステップＳ１３））。その後、希土類磁石用合金は以下に示す条件でＨＤＤＲ法による処理（ＨＤＤＲ処理）を施した。ＨＤＤＲ処理のフローチャートは図７に示すＨＤ工程（ステップＳ１４）からＤＲ工程（ステップＳ１６）に示す通りである。

希土類磁石用合金に水素を吸蔵させた後、ＨＤＤＲ処理を行った。炉内の水素分圧を下げるとともに炉内温度を１０℃／秒で昇温し、水素ガスを吸蔵した希土類磁石用合金を、水素分圧４０ｋＰａ、温度８００℃の条件で１．５時間保持した（図７中、ＨＤ工程（ステップＳ１４））。これによって、希土類磁石用合金を水素化分解させて分解生成物を得た。

その後、炉内温度を１０℃／秒で８５０℃まで昇温した（図７中、昇温工程（ステップＳ１５））。炉内温度を８５０℃まで昇温した後、真空ポンプを用いて水素ガスを排気し、炉内の圧力（水素分圧）を４ｋＰａ／分の速度で下げて６ｋＰａとし、約１０分間、分解生成物に含まれる水素の放出を開始した（図７中、第１のＤＲ工程（ステップＳ１６−１））。

分解生成物から、水素を放出させる前の分解生成物全体の質量を基準として、１．３３質量％／分の水素放出速度で水素を放出させて、分解生成物中の水素濃度を低減した。

その後、炉内からの水素ガスの排気速度を変更して、炉内圧力（水素分圧）の降下速度を０．１ｋＰａ／分とした。これによって、分解生成物からの水素放出速度を、水素を放出させる前の分解生成物全体の質量を基準として０．３５質量％／分に調整した。その後、炉内の圧力（＝水素分圧）が１Ｐａ未満になるまで、水素の放出を４０分から５０分間継続して行うことにより、分解生成物から水素をほぼ完全に除去した（図７中、第２のＤＲ工程（ステップＳ１６−２））。

炉内の圧力（水素分圧）が１Ｐａとなった時点で、水素の放出を停止した。その後、炉内を室温（約２０℃程度）まで冷却し、ＨＤＤＲ処理がされた希土類合金粉末を得た。この希土類合金粉末を磁石成形用の磁石粉末として用いた。

＜磁気特性の評価＞
実施例１〜７、比較例１、２の各々において得られた磁石粉末（希土類合金粉末）を、不活性雰囲気中で乳鉢を用いて粉砕し、篩い分けを行って、５３μｍから２１２μｍに篩い分けた。その後、磁石粉末とパラフィンとをケースに詰め、パラフィンを融解させた状態で磁場を１Ｔｅｓｌａ印加して磁石粉末を配向させて希土類ボンド磁石を成形した。その磁石粉末の配向方向と平行な方向に６Ｔｅｓｌａのパルス磁場を印加し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁化−磁場曲線を測定して磁気特性を測定した。磁気特性として残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪ、最大磁気エネルギーＢＨｍａｘを測定した。測定した磁気特性の測定結果を上記表１に示す。

表１に示すように、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂを各々所定の組成比とし、Ｎｄ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比を所定の範囲内（実施例１〜実施例７）としたＮｄ₂Ｆｅ₁₄ＣｏＢ原料合金を用いてＨＤＤＲ法により製造されたＮｄ₂Ｆｅ₁₄ＣｏＢ粉末を成形した希土類ボンド磁石は、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪ及び最大磁気エネルギーＢＨｍａｘを高くすることができ、特に保磁力ＨｃＪを高くすることができることが確認された。よって、希土類合金粉末の製造用に用いるＮｄ₂Ｆｅ₁₄ＣｏＢ原料合金のＮｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂの各々の組成比を所定の範囲内となるようにしつつ、Ｎｄ_1+δＴ₄Ｂ₄相の質量比を所定の範囲内とすることで、得られる永久磁石は保磁力ＨｃＪを高くすることができるので、永久磁石として好適に用いることができることが判明した。

Claims (5)

1. Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、
   Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有し、
   前記粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合が０．２５以上であることを特徴とする希土類磁石用合金。
2. 合金組成がＲｘＴｙＢｚ（ｘとｙとｚとは２８．０≦ｘ≦３４．０、６４．５≦ｙ≦７１．０、１．０≦ｚ≦１．５の組成比を満たす）の原料合金を用いて得られる請求項１に記載の希土類磁石用合金。
3. Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有する希土類磁石用合金を製造するにあたり、
   合金組成がＲｘＴｙＢｚ（ｘとｙとｚとは２８．０≦ｘ≦３４．０、６４．５≦ｙ≦７１．０、１．０≦ｚ≦１．５の組成比を満たす）の合金溶湯を用いて希土類磁石用合金を鋳造する希土類磁石用合金鋳造工程と、
   前記希土類磁石用合金を均質化させるために融点近傍まで加熱する均質化熱処理工程と、
   前記均質化熱処理工程終了後に冷却する際には、１０００℃から６５０℃の温度範囲内では３分以上冷却する冷却工程と、
   を含むことを特徴とする希土類磁石用合金の製造方法。
4. Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ相（ＲはＮｄを含む１種類以上の希土類元素を表し、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表す）を含む主相と、Ｒ相及びＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相を含む粒界相とを有し、前記粒界相におけるＲ相の体積％とＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％との和に対するＲ_1+δＴ₄Ｂ₄相の体積％の割合が０．２５以上であることを特徴とする希土類合金粉末。
5. 請求項４に記載の希土類合金粉末を成形して得られることを特徴とする永久磁石。