JP2017157833A - Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】重希土類元素の使用量を少なくしても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供する。
【解決手段】本Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子４を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１００であって、Ｒが希土類元素，ＴがＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする鉄族元素，Ｂがホウ素であり、Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少なくとも、Ｃ、Ｇａ、およびＭ（Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂからなる群から選ばれた少なくとも１種）を含みＢの含有量が、０．７１質量％以上０．８８質量％以下、Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３４質量％以下、Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．４０質量％以下、Ｍの含有量が、０．２５質量％以上２．５０質量％以下、である。
【選択図】図１

Description

本発明は、希土類元素（Ｒ）、ＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする少なくとも１種以上の鉄族元素（Ｔ）およびホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有することから、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、ハイブリッド車に搭載するモータ等の各種モータや、家電製品等に使用されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石をモータ等に使用する場合、高温での使用環境に対応するために、耐熱性に優れ、しかも高い保磁力を有することが要求される。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力（ＨｃＪ）を向上させる手法として、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の結晶磁気異方性を向上させるために、主としてＮｄやＰｒ等の軽希土類元素が適用される希土類元素Ｒの一部を、ＤｙやＴｂ等の重希土類元素で置換することが行われている。モータ等に使用できるほどの保磁力を有する磁石を、重希土類元素を使用しないで製造することは、これまで困難な傾向にあった。

しかしながら、ＤｙやＴｂは、ＮｄやＰｒと比較して、資源的にも希少であり、高価である。近年では、ＤｙやＴｂは、それらを多量に使用する高保磁力型のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の急速な需要の拡大によって、供給不安が深刻化している。そのため、ＤｙやＴｂの使用を極力減らした組成でも、モータ等に適用するために必要な保磁力を得ることが求められている。

このような状況の中、近年、ＤｙやＴｂを使用せずにＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力を向上させるための研究開発も精力的に行われるようになってきている。その中で、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の組成よりもＢ含有量を減らした組成において、保磁力が向上することが報告されている。

例えば、特許文献１では、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系合金よりもＢの含有量を低くするとともにＡｌ、Ｇａ，Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元素Ｍを含有させることによりＲ_２Ｔ_１７相を生成させ、該Ｒ_２Ｔ_１７相を原料として生成させた遷移金属リッチ相（Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ）の体積率を十分確保することにより、Ｄｙの含有量を抑制しつつ、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が得られることが報告されている。

特許文献２では、通常のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりもＢの含有量を低くするとともに、Ｒ、Ｂ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｇａ、Ｃ、Ｏの含有量を所定の範囲とし、さらに、Ｎｄ及びＰｒに対するＢの比、および、Ｂに対するＧａおよびＣの原子比がそれぞれ特定の関係を満たすことによって、高い残留磁束密度および保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られることが報告されている。

特許文献３では、Ｒ量、Ｂ量、Ｇａ量を特定の範囲の組成とすることにより、厚い二粒子粒界を形成し、Ｄｙを使用せずに、高いＢｒと高いＨｃＪを有するＲ−Ｔ−Ｂ焼結磁石が得られることが報告されている。

特開２０１３−２１６９６５号公報 国際公開第２０１３／１９１２７６号パンフレット 国際公開第２０１４／１５７４４８号パンフレット

上記のように、Ｂ含有量を減らした組成においてＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力を向上させる方法は知られているものの、Ｄｙ、Ｔｂの含有量を減らして得られるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力は、ハイブリッド自動車の駆動用モータなどの、高温環境で使用されるモータに用いられる磁石としては、いまだ不十分な傾向にあった。

本発明は上記のような実情に鑑みてなされたものであり、重希土類元素の使用量を少なくしても、高温環境で高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
Ｒが希土類元素，ＴがＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする鉄族元素，Ｂがホウ素であり、
Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少なくとも、Ｃ、Ｇａ、およびＭ（Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂからなる群から選ばれた少なくとも１種）を含み
Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８８質量％以下、
Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３４質量％以下、
Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．４０質量％以下、
Ｍの含有量が、０．２５質量％以上２．５０質量％以下、
であり、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする。
０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０ （１）
５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６ （２）
ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｍ］は原子％で表したＭ含有量である。

上記本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石によれば、Ｄｙ，Ｔｂの含有量を低減した組成においても、高い保磁力を得ることが可能となる。このように、Ｂの含有量が少なく、一定量のＣ、Ｇａ、およびＭを含む組成において、上記の特定の組成バランスの時のみ高い保磁力が得られる理由については、本発明者らは以下のように推測している。
（１） Ｂ量が化学量論比組成よりも少ない組成に一定量のＣを添加した原料を出発原料とした場合、主相粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を形成するためのＢ量が不足するため、Ｃが主相粒子のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物のＢサイトに固溶し、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}という組成式で表されるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を形成する。また、添加したＧａと元素Ｍの少なくとも一部もＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物に固溶すると考えられる。
（２）永久磁石の作製時において、５００℃近傍での時効処理を施した際、粒界相が液相に変化するが、当該工程において、主相粒子の最表面部も一部溶解し液相にとりこまれる。従来のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の場合、時効処理によって溶解した主相粒子最表面部のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物は、冷却によって液相が再び固相に変化する際に再びＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物として主相粒子表面に析出する。そのため、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石における主相粒子の体積割合に大きな変化は起きない。
（３） しかしながら、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｍを一定量含有している。Ｍは、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素Ｒよりも低いため、Ｃと結合し、炭化物を生成しやすい。そのため、時効処理によって主相粒子最表面から溶解した組成式Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}で表される化合物に含まれる元素のうち、ＣはＭと結合し、Ｍの炭化物を生成すると考えられる。
（４） このように主相粒子最表面から溶解した元素のうちＣが消費されると、冷却後に再びＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を生成しようとしても、Ｃが消費されたた分だけＴが余剰となる。通常、Ｔが余剰となる組成では、軟磁性のＲ_２Ｔ_１７化合物が生成し、磁気特性に悪影響を及ぼすと考えられる。しかし、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は一定量のＧａを含有するため、Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａに代表されるＲ−Ｔ−Ｇａ化合物を生成することが可能である。
（５） すなわち、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、時効処理で溶解した主相粒子最表面部のＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}に含まれていた元素のうち、Ｒ_２Ｔ_１４Ｃの分は、Ｍの炭化物、およびＲ−Ｔ−Ｇａ化合物の生成で消費される。そして、主相粒子最表面へは組成式Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで表される化合物が冷却時に再析出する。つまり、時効処理で溶解した主相粒子最表面部のＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}に含まれていた元素のうちＲ_２Ｔ_１４Ｃの分だけ、主相粒子の割合が減り粒界相の割合が増えることとなる。
（６） このようなメカニズムにより、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、５００℃近傍での時効処理により主相粒子同士の間に厚い二粒子粒界が形成されると考えられる。厚い二粒子粒界が形成されると、主相粒子同士が磁気的に分断されやすくなり、１つの主相粒子の磁化反転が隣接する主相粒子に伝播しにくくなることによって、高い保磁力が発現する、と考えられる。
（７） そのため、５００℃近傍での時効処理によって、主相粒子間に十分な厚みの二粒子粒界を確実に形成し、高い保磁力を得るためには、（ア）主相であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物に十分な量のＣが固溶していること、（イ）時効処理時に溶解した主相最表面のＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}のＣを消費できるための適切な量のＭが存在すること、が必要となる。そのため、（ア）［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）、（イ）［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］という２つのパラメータが適切なバランスにある時だけ、高い保磁力が発現する、と考えられる。

さらに、本発明において、下記（３）式を満足してもよい。
５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４ （３）
ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｍ］は原子％で表したＭ含有量である。
このような範囲の組成であることによって、主相粒子間の二粒子粒界が十分に厚く形成されやすくなり、より一層高い保磁力が得られやすくなる傾向がある。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒの含有量が、２９質量％以上３７質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＣｕを含有し、
Ｃｕの含有量が、０．０５質量％以上１．５質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらにＡｌを含有し、
Ａｌの含有量が、０．０３質量％以上０．６質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｃｏの含有量が０．３質量％以上４．０質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子および粒界を有し、前記粒界は、Ｒ，Ｔ，Ｇａを含むＲ−Ｔ−Ｇａ相、およびＭの炭化物相を有してもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｂの含有量が０．７１質量％以上０．８５質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｃの含有量が０．１５質量％以上０．３０質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｇａの含有量が０．７０質量％以上１．４０質量％以下であってもよい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｍの含有量が０．６５質量％以上２．５０質量％以下であってもよい。

本発明によれば、重希土類元素の使用量を少なくしても、高い保磁力を得ることができるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することが可能となる。

図１は、本発明の一実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面構成を示す模式図である。 図２は、本発明の一実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。 図３は、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石断面を走査型電子顕微鏡で観察した反射電子像である。

以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。

第１実施形態
本発明の第１実施形態はＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一種であるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石＞
本発明の第１実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について説明する。図１に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石１００は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物から成る主相粒子４と、主相粒子４の間に存在する粒界６とを有する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物から構成される。

Ｒは、希土類元素の少なくとも１種を表す。希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するＳｃとＹとランタノイド元素とのことをいう。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。希土類元素は、軽希土類およ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。

本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。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。

本実施形態に係るＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物においては、Ｂは、Ｂの一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。これにより、時効処理の際に厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、保磁力を向上させやすくなる効果がある。

本実施形態に係る主相粒子４を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物は、各種公知の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。

本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面を画像処理等の手法を用いて解析することによって、主相粒子の平均粒径を求める。具体的には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面における各主相粒子の断面積を画像解析により求めたうえで、該断面積を有する円の直径（円相当径）を、その断面における該主相粒子の粒径と定義する。さらに、該断面において解析対象とした視野に存在する全主相粒子について粒径を求め、（主相粒子の粒径の合計値）／（主相粒子の個数）で表される算術平均値を、該Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における主相粒子の平均粒径と定義する。なお、異方性磁石の場合には、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁化容易軸に平行な断面を解析に用いる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれる主相粒子の平均粒径は、５μｍ以下であってもよく、３μｍ以下であってもよい。主相粒子の平均粒径がこのような範囲であることにより、高い保磁力を得られる傾向がある。また、主相粒子の平均粒径には特に下限はないが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の着磁性を良好に維持しやすくする観点から、主相粒子の平均粒径は、０．８μｍ以上であってもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界は、Ｒ，Ｔ，Ｇａを含むＲ−Ｔ−Ｇａ相、およびＭの炭化物相を有していてもよい。時効処理によってこのような相が形成される条件の時に、厚い二粒子粒界が形成される傾向があり、高い保磁力が発現する傾向がある。さらにＲ−Ｔ−Ｇａ相は、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型の結晶構造を持つＲ_６Ｔ_１３Ｇａを含んでいてもよい。Ｒ_６Ｔ_１３Ｇａは磁化の低い化合物であることから、二粒子粒界に存在しても十分に主相粒子同士を磁気的に分離することが可能となる。また、Ｍの炭化物相に含まれる化合物としては、ＺｒＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣが挙げられる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界は、さらに、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相よりもＲの濃度が高いＲリッチ相を有していてもよい。また、Ｒリッチ相以外に、ホウ素（Ｂ）の濃度が高いＢリッチ相、Ｒ酸化物相、Ｒ炭化物相などを含んでもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲの含有量は、２９質量％以上３７質量％以下であってもよく、２９．５質量％以上３５質量％以下であってもよい。Ｒの含有量が２９質量％以上であることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の生成が十分に行われやすい。このため、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出しにくく、磁気特性が向上しやすい。また、Ｒの含有量が３７質量％以下であると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含まれるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の割合が増加するため、残留磁束密度が向上する傾向がある。さらに、保磁力を向上させる観点から、Ｒの含有量は、３０質量％以上３４質量％以下であってもよい。なお、上記のＲの含有量は、小数点１桁目または小数点２桁目を四捨五入している。また、本実施形態においては、コスト低減、および資源リスク回避の点から、Ｒとして含まれる重希土類元素の量は、１．０質量％以下であってもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＢの含有量は、０．７１質量％以上０．８８質量％以下である。本実施形態においては、Ｂの含有量がこのようにＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比組成よりも大幅に低い範囲にあることが、時効処理時に厚い二粒子粒界を形成し高い保磁力を得るための必要条件である。また、Ｂの含有量は、０．７１質量％以上０．８５質量％以下であってもよい。

Ｔは、上述の通り、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の鉄族元素を示すものである。ＴとしてＣｏを含む場合、Ｃｏの含有量は０．３質量％以上４．０質量％以下であってもよく、０．５質量％以上１．５質量％以下としてもよい。Ｃｏの含有量が４質量％以下であると、残留磁束密度が向上する傾向がある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のコストを低減しやすい傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％以上であると、耐食性が高くなる傾向にある。また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＦｅの含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の構成要素における実質的な残部である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、炭素（Ｃ）を０．１５質量％以上０．３４質量％以下の範囲で含有する。前述したようにＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比組成よりも大幅に低いＢ含有量である場合に、このような範囲でＣを含むことによって、Ｃが主相粒子のＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物のＢサイトに固溶し、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}という組成式で表されるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を形成する。これによって、時効処理の際に厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、高い保磁力が得られやすくなる。そのため、Ｃの含有量が０．１５質量％未満である場合、厚い二粒子粒界を形成しにくく保磁力が低下する傾向にある。また、Ｃの含有量が０．３４質量％を超えると、主相粒子に固溶できない余剰なＣが生成する傾向にあり、保磁力が低下しやすくなる傾向にある。また、Ｃの含有量は０．１５質量％以上０．３０質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｇａを０．４０質量％以上含有する。Ｇａをこのような範囲で含有することにより、前述したように時効処理時にＲ−Ｔ−Ｇａ相を形成することで厚い二粒子粒界を形成しやすくなり、高い保磁力を得やすくなる。また、Ｇａの含有量は１．４０質量％以下であってもよい。Ｇａの含有量が１．４０質量％以下であると、残留磁束密度が向上する傾向がある。また、Ｇａの含有量は、０．７０質量％以上１．４０質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｍ（Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂからなる群から選ばれた少なくとも１種）を０．２５質量％以上含有する。Ｍは、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素Ｒよりも低いため、ＲよりもＣと結合しやすい傾向がある。そのため、時効処理の際に主相粒子最表面から溶解したＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}に含まれていたＣと炭化物を形成することで、厚い二粒子粒界を形成しやすくし、保磁力を向上させやすくする作用がある。Ｍの最適な含有量は、ＢおよびＣの含有量によって変化するが、残留磁束密度の低下を防ぐ観点から、Ｍの含有量は２．５０質量％以下の範囲であってもよい。Ｍの含有量は０．２５質量％以上２．５０質量％以下であってもよい。さらに、Ｍには焼結時の異常粒成長を抑制する効果もある。焼結時の異常粒成長は、微粉砕粉末の粉砕粒径が小さい際に特に起きやすいことから、主相粒子の平均粒径が３μｍ以下のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得たいような場合には、Ｍの含有量は０．６５質量％以上であってもよい。また、焼結時の異常粒成長を抑制する観点からは、ＭはＺｒであってもよい。Ｍの含有量は０．６５質量％以上２．５０質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕを含んでもよい。Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．５質量％であってもよく、０．１０〜１．０質量％であってもよい。Ｃｕを含有することにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ｃｕの含有量が１．５質量％以下であると、残留磁束密度が向上する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０５質量％以上となると、保磁力が向上する傾向にある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有してもよい。Ａｌを含有させることにより、得られる磁石の高保磁力化、高耐食性化、温度特性の改善が可能となる。Ａｌの含有量は０．０３質量％以上０．６質量％以下であってもよく、０．１０質量％以上０．４０質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、上記以外の添加元素を含んでもよい。具体的には、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどが挙げられる。当該添加元素の含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体を１００質量％として合計２．０質量％以下であってもよい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、０．５質量％以下程度の酸素（Ｏ）を含んでもよい。酸素量は、耐食性の観点から、０．０５質量％以上であってもよい。磁気特性の観点からは０．２０質量％以下であってもよい。０．０５質量％以上０．１５質量％以下であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、一定量の窒素（Ｎ）を含んでもよい。一定量とは、他のパラメータ等で変化し適量決定されるが、窒素量は、磁気特性の観点から０．０１質量％以上０．２質量％以下であってもよい。０．０４質量％以上０．０８質量％以下であってもよい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、各元素の含有量が上述した範囲であるとともに、ＢおよびＣの含有量が、次のような特定の関係を満たしている。すなわち、ＢおよびＣの原子％で表した含有量を、それぞれ［Ｂ］および［Ｃ］としたとき、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０となる関係を満たしている。Ｂの含有量が前述のようにＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物の化学量論比組成よりも大幅に低い範囲である場合に、Ｂ含有量に合わせてこのような範囲でＣを含有することにより、焼結後の主相粒子に含まれるＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}におけるＣの割合を高くすることができる。これによって、前述したメカニズムによって、時効処理時に厚い二粒子粒界を形成でき、高い保磁力を得ることが可能となる。［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値が０．１４未満である場合、厚い二粒子粒界を形成しにくくなり保磁力が低下する。また、［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）の値が０．３０を超えると、ＣがＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物のＢサイトを置換しきれなくなり、保磁力が低下しやすくなる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、さらに、Ｂ、Ｃ及びＭの含有量が、次のような特定の関係を満たしている。すなわち、Ｂ、Ｃ及びＭの原子％で表した含有量を、それぞれ［Ｂ］、［Ｃ］及び［Ｍ］としたとき、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６となる関係を満たしている。このように、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６となる関係を満たす組成であることにより、前述したように、時効処理時に溶解した主相最表面のＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}のＣとＭが適切なバランスで反応し炭化物を形成することができ、厚い二粒子粒界を形成することができる。これによって、高い保磁力が得られる、と考えられる。［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］が５．６を超える場合、主相最表面から溶解したＲ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}に含まれるＣに対してＭが不足するため、十分に厚い二粒子粒界を形成できず、保磁力が低下する。また、［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］が５．０未満の場合、Ｍが多すぎることにより軟磁性のＲ_２Ｔ_１７相などの異相が析出しやすくなり、保磁力が低下する。

さらに、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４となる関係を満たす組成であってもよい。このような関係を満たす組成であることにより、より一層高い保磁力が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の各元素の含有量は、蛍光Ｘ線分析法（ＸＲＦ）、誘導結合プラズマ発光分析法(ＩＣＰ−ＡＥＳ)など、一般的に知られている方法で測定することができる。また、酸素量は、例えば、不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法により測定され、炭素量は、例えば、酸素気流中燃焼−赤外線吸収法により測定され、窒素量は、例えば、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定される。

前記Ｂ、Ｃ及びＭの原子％で表した含有量は、本実施例においては、以下のような手順で求める。
（１） まず、前述した分析手法により、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に含まれる各元素の含有量を分析し、各元素の含有量の質量％での分析値（Ｘ１）を求める。分析対象とする元素は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に０．０５質量％以上含有される元素、および、酸素、炭素、窒素、とする。
（２） 各元素の含有量の質量％での分析値（Ｘ１）を、各元素の原子量でそれぞれ割った値（Ｘ３）を求める。
（３） 分析した全元素について上記（Ｘ３）の値を合計した値に対する、各元素の（Ｘ３）の値の割合を百分率で表したものを求め、それを各元素の原子％で表した含有量（Ｘ２）とする。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的には任意の形状に加工されて使用される。本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状は特に限定されるものではなく、例えば、直方体、六面体、平板状、四角柱などの柱状、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面形状がＣ型の円筒状等の任意の形状とすることができる。四角柱としては、たとえば、底面が長方形の四角柱、底面が正方形の四角柱であってもよい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石には、当該磁石を加工後に着磁した磁石製品と、当該磁石を着磁していない磁石製品との両方が含まれる。

＜Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法＞
上述したような構成を有する本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例について図面を用いて説明する。図２は、本発明の実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法の一例を示すフローチャートである。図２に示すように、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。

（ａ）原料合金を準備する合金準備工程（ステップＳ１１）
（ｂ）原料合金を粉砕する粉砕工程（ステップＳ１２）
（ｃ）粉砕した原料粉末を成形する成形工程（ステップＳ１３）
（ｄ）成形体を焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る焼結工程（ステップＳ１４）
（ｅ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する時効処理工程（ステップＳ１５）
（ｆ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を冷却する冷却工程（ステップＳ１６）

［合金準備工程：ステップＳ１１］
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石における原料合金を準備する（合金準備工程（ステップＳ１１））。合金準備工程（ステップＳ１１）では、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成に対応する原料金属を、真空またはＡｒガスなどの不活性ガス雰囲気中で溶融した後、これを用いて鋳造を行うことによって所望の組成を有する原料合金を作製する。なお、本実施形態では、原料合金として単独の合金を使用する１合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金との２種類の合金を混合して原料粉末を作製する２合金法を用いてもよい。

原料金属としては、例えば、希土類金属あるいは希土類合金、純鉄、フェロボロン、さらにはこれらの合金や化合物等を使用することができる。原料金属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。得られた原料合金は、凝固偏析がある場合は必要に応じて均質化処理を行う。原料合金の均質化処理を行う際は、真空または不活性ガス雰囲気の下、７００℃以上１５００℃以下の温度で１時間以上保持して行う。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金は融解されて均質化される。

本実施形態においては、最終的にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に含有される炭素のうち少なくとも一部を、合金準備工程において原料金属とともに溶解し鋳造を行うことで、炭素を含有したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金を作製してもよい。このように合金段階から炭素を添加しておくことで、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ_ｘＣ_{（１−ｘ）}という組成式で表されるＲ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物を含む主相粒子を形成しやすくなり、時効処理時に厚い二粒子粒界を形成しやすくなる。鋳造に用いる炭素源としては、炭素を含む物質を用いればよい。黒鉛、カーボンブラックなど炭素含有量の高い物質を用いることができる。

［粉砕工程：ステップＳ１２］
原料合金が作製された後、原料合金を粉砕する（粉砕工程（ステップＳ１２））。粉砕工程（ステップＳ１２）は、粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粉砕する粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）と、粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する微粉砕工程（ステップＳ１２−２）とがある。

（粗粉砕工程：ステップＳ１２−１）
原料合金を各々粒径が数百μｍ〜数ｍｍ程度になるまで粗粉砕する（粗粉砕工程（ステップＳ１２−１））。これにより、原料合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、原料合金に水素を吸蔵させた後、異なる相間の水素吸蔵量の相違に基づいて水素を放出させ、脱水素を行なうことで自己崩壊的な粉砕を生じさせる（水素吸蔵粉砕）ことによって行うことができる。

なお、粗粉砕工程（ステップＳ１２−１）は、上記のように水素吸蔵粉砕を用いる以外に、不活性ガス雰囲気中にて、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等の粗粉砕機を用いて行うようにしてもよい。

また、高い磁気特性を得るために、粉砕工程（ステップＳ１２）から焼結工程（ステップＳ１５）までの各工程の雰囲気は、低酸素濃度としてもよい。酸素濃度は、各製造工程における雰囲気の制御等により調節される。各製造工程の酸素濃度が高いと原料合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の酸素量が増大し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力低下につながってしまう。そのため、例えば、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下としてもよい。

（微粉砕工程：ステップＳ１２−２）
原料合金を粗粉砕した後、得られた原料合金の粗粉砕粉末を平均粒径が数μｍ程度になるまで微粉砕する（微粉砕工程（ステップＳ１２−２））。これにより、原料合金の微粉砕粉末を得る。粗粉砕した粉末を更に微粉砕することで、平均粒径が０．１μｍ以上４．０μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得てもよい。平均粒径は０．５μｍ以上３．０μｍ以下であってもよい。微粉砕粉末の平均粒径をこのような範囲とすることで、焼結後の主相粒子の平均粒径を小さくしやすくなり、高い保磁力が得やすくなる傾向がある。

微粉砕は、粉砕時間等の条件を適宜調整しながら、ジェットミル、ビーズミル等の微粉砕機を用いて粗粉砕した粉末の更なる粉砕を行なうことで実施される。ジェットミルは、高圧の不活性ガス（たとえば、Ｎ₂ 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原料合金の粗粉砕粉末を加速して原料合金の粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットまたは容器壁との衝突を発生させて粉砕する乾式粉砕法である。

特に、細かい粒径の微粉砕粉末をジェットミルを用いて得ようとする場合、粉砕された粉末表面が非常に活性であるため、粉砕された粉末同士の再凝集や、容器壁への付着が起こりやすく、収率が低くなる傾向がある。そのため、原料合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際には、ステアリン酸亜鉛、オレイン酸アミド等の粉砕助剤を添加して、粉末同士の再凝集や、容器壁への付着を防ぐことで、高い収率で微粉砕粉末を得ることができる。また、このように粉砕助剤を添加することにより、成形に使った時に配向しやすい微粉砕粉末を得ることも可能となる。粉砕助剤の添加量は、微粉砕粉末の粒径や添加する粉砕助剤の種類によっても変わるが、質量％で０．０１％〜１％程度としてもよい。

ジェットミルのような乾式粉砕法以外の手法として、湿式粉砕法がある。湿式粉砕法としては、小径のビーズを用いて高速撹拌させるビーズミルが使用できる。また、ジェットミルで乾式粉砕したのち、さらにビーズミルで湿式粉砕を行う多段粉砕を行ってもよい。

［成形工程：ステップＳ１３］
原料合金を微粉砕した後、微粉砕粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１３））。成形工程（ステップＳ１３）では、微粉砕粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填して加圧することによって、微粉砕粉末を任意の形状に成形する。このとき、磁場を印加しながら行い、磁場印加によって微粉砕粉末に所定の配向を生じさせ、結晶軸を配向させた状態で磁場中成形する。これにより成形体が得られる。得られる成形体は、特定方向に配向するので、より磁性の強い異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られる。

成形時の加圧は、３０ＭＰａ〜３００ＭＰａで行ってもよい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ〜１６００ｋＡ／ｍであってもよい。印加する磁場は静磁場に限定されず、パルス状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。

なお、成形方法としては、上記のように微粉砕粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、微粉砕粉末を油等の溶媒に分散させたスラリーを成形する湿式成形を適用することもできる。

微粉砕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、例えば直方体、平板状、柱状、リング状等、所望とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の形状に応じて任意の形状とすることができる。

［焼結工程：ステップＳ１４］
磁場中で成形し、目的の形状に成形して得られた成形体を真空または不活性ガス雰囲気中で焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得る（焼結工程（ステップＳ１４））。成形体に対して、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、９００℃以上１２００℃以下で１時間以上７２時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、微粉砕粉末が液相焼結を生じ、主相の体積比率が向上したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結体）が得られる。

成形体を焼結した後は、生産効率を向上させる観点から焼結体は急冷してもよい。

［時効処理工程：ステップＳ１５］
成形体を焼結した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を時効処理する（時効処理工程（ステップＳ１５））。焼結後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を焼結時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、４００℃以上９００℃以下で１０分以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより行うことができる。時効処理は、必要に応じて、温度を変えて、複数回処理を行ってもよい。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を向上させることができる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の時効処理においては、４５０℃以上５５０℃以下で１０分以上１０時間以下保持する処理を含んでもよい。この範囲の中で、時効処理温度、時効処理時間を、組成、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて適切に調整することで、厚い二粒子粒界を形成することができ、それによって高い保磁力を得ることができる。

［冷却工程：ステップＳ１６］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に時効処理を施した後、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＡｒガス雰囲気中で急冷を行う（冷却工程（ステップＳ１６））。これにより、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得ることができる。厚い二粒子粒界を形成し、高い保磁力を得るためには、冷却速度は、３０℃／ｍｉｎ以上としてもよい。

以上の工程によって得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、必要に応じて所望の形状に加工してもよい。加工方法は、例えば切断、研削などの形状加工や、バレル研磨などの面取り加工などが挙げられる。

加工されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の粒界に対して、さらに重希土類元素を拡散させる工程を有してもよい。粒界拡散は、塗布または蒸着等により重希土類元素を含む化合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面に付着させた後、熱処理を行うことや、重希土類元素の蒸気を含む雰囲気中でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に対して熱処理を行うことにより、実施することができる。これにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させることも可能である。

得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、めっきや樹脂被膜や酸化処理、化成処理などの表面処理を施してもよい。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、ロータ表面に磁石を取り付けた表面磁石型（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ：ＳＰＭ）回転機、インナーロータ型のブラシレスモータのような内部磁石埋込型（Ｉｎｔｅｒｉｏｒ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ：ＩＰＭ）回転機、ＰＲＭ（Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ ｍａｇｎｅｔ Ｒｅｌｕｃｔａｎｃｅ Ｍｏｔｏｒ）などの磁石として好適に用いられる。具体的には、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ハードディスクドライブのハードディスク回転駆動用スピンドルモータやボイスコイルモータ、電気自動車やハイブリッドカー用モータ、自動車の電動パワーステアリング用モータ、工作機械のサーボモータ、携帯電話のバイブレータ用モータ、プリンタ用モータ、発電機用モータ等の用途として好適に用いられる。

第２実施形態
本発明の第２実施形態は熱間加工によって製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。第２実施形態は以下に記載されていない点は第１実施形態と同様である。また、第１実施形態で「焼結」と記載されている部分は、適宜読み替える。

＜熱間加工によるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法＞
本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を製造する方法は、以下の工程を有する。
（ａ）原料金属を溶解し、得られた溶湯を急冷して薄帯を得る溶解急冷工程
（ｂ）薄帯を粉砕してフレーク状の原料粉末を得る粉砕工程
（ｃ）粉砕した原料粉末を冷間成形する冷間成形工程
（ｄ）冷間成形体を予備加熱する予備加熱工程
（ｅ）予備加熱した冷間成形体を熱間成形する熱間成形工程
（ｆ）熱間成形体を所定の形状に塑性変形させる熱間塑性加工工程。
（ｇ）Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を時効処理する時効処理工程

（ａ）溶解急冷工程は、原料金属を溶解し、得られた溶湯を急冷して薄帯を得る工程である。原料金属を溶解する方法には特に制限はない。成分が均一で、かつ急冷凝固が可能な程度の流動性を持つ溶湯が得られれば良い。溶湯の温度には特に制限はないが、１０００℃以上であってもよい。

次に、溶湯を急冷して薄帯を得る。具体的には、回転ロールに溶湯を滴下することにより薄帯を得る。溶湯の冷却速度は、回転ロールの周速度および溶湯の滴下量を制御することにより調整できる。周速度は、通常、１０〜３０ｍ／秒である。

（ｂ）粉砕工程は、（ａ）溶解急冷工程により得られる薄帯を粉砕する工程である。粉砕方法に特に制限はない。粉砕により約２０ｎｍの微結晶粒から構成されるフレーク状の合金粉末が得られる。

（ｃ）冷間成形工程は、（ｂ）粉砕工程により得られるフレーク状の原料粉末を冷間成形する工程である。冷間成形は、室温において原料粉末を型に充填した後に加圧することにより行う。加圧時の圧力には特に制限はない。圧力が高くなるほど高密度の冷間成形体が得られる。しかし、圧力がある値以上になると密度が飽和する。したがって、必要以上の加圧を行っても効果がない。成形圧力は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

加圧時間にも特に制限はない。加圧時間が長くなるほど高密度の冷間成形体が得られる。しかし、加圧時間がある値以上になると密度が飽和する。通常、１〜５秒間で密度が飽和する。

（ｄ）予備加熱工程は、（ｃ）冷間成形工程により得られる冷間成形体を予備加熱する工程である。予備加熱温度には特に制限はないが、通常は５００℃以上、８５０℃以下である。予備加熱の条件を最適化することで、（ｅ）熱間成形工程において結晶組織が均一かつ微細な成形体ができる。さらに、（ｆ）熱間塑性加工工程において磁気配向度を向上させることができる。

予備加熱温度を５００℃以上とすることで、熱間成形工程において粒界相を十分に液状化できる。そして、熱間成形時において成形体に割れが発生しにくくなる。予備加熱温度は６００℃以上としてもよく、７００℃以上としてもよい。一方、予備加熱温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。さらに、磁性材料の酸化を防止しやすくなる。予備加熱温度は８００℃以下としてもよく、７８０℃以下としてもよい。

予備加熱時間は、冷間成形体が所定の温度に達する時間であればよい。予備加熱時間を適宜制御することで、熱間成形工程において粒界相を十分に液状化できる。そして、熱間成形時において成形体に割れが発生しにくくなる。さらに、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。予備加熱時間は、成形体のサイズや予備加熱温度等に応じて適宜選択してもよい。一般的には、成形体のサイズが大きくなるほど好適な予備加熱時間が長くなる。また、予備加熱温度が低くなるほど好適な予備加熱時間が長くなる。予備加熱時の雰囲気には特に制限はないが、磁性材料の酸化および磁気特性の低下を防止する観点から不活性雰囲気または還元雰囲気としてもよい。

（ｅ）熱間成形工程は、（ｄ）予備加熱工程により得られた予備加熱された冷間成形体を熱間において加圧する工程である。熱間成形工程により、磁石素材を緻密化させることができる。

「熱間成形」とは、いわゆるホットプレス法のことである。ホットプレス法を用いて冷間成形体を熱間において加圧すると、冷間成形体に残存する気孔が消滅し、緻密化させることができる。

ホットプレス法を用いて熱間成形を行う方法には特に制限はない。例えば、冷間成形体を予備加熱し、予備加熱された冷間成形体を所定の温度に加熱された型内に挿入し、冷間成形体に所定の圧力を所定時間かける方法がある。以下、上記の方法により熱間成形を行う場合について記載する。

ホットプレス条件は、成分組成や要求される特性に応じて最適な条件を選択する。一般的に、ホットプレス温度を７５０℃以上とすることで、粒界相を十分に液状化できる。そして、成形体の緻密化が十分となり、成形体に割れが発生しにくくなる。一方、ホットプレス温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。その結果、磁気特性を向上させることができる。

ホットプレス時の圧力には特に制限はない。圧力が高くなるほど高密度の熱間成形体が得られる。しかし、圧力がある値以上になると密度が飽和する。したがって、必要以上の加圧を行っても効果がない。ホットプレス圧力は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

ホットプレス時間にも特に制限はない。ホットプレス時間が長くなるほど高密度の熱間成形体が得られる。しかし、ホットプレス時間が必要以上に長くなると結晶粒の粗大化を招くおそれがある。ホットプレス時間は、合金粉末の組成および粒径等により適宜選択する。

ホットプレス時の雰囲気には特に制限はないが、磁性材料の酸化および磁気特性の低下を防止する観点から不活性雰囲気または還元雰囲気としてもよい。

（ｆ）熱間塑性加工工程は、（ｅ）熱間成形工程により得られた熱間成形体を所定の形状に塑性変形させて磁石素材を得る工程である。熱間塑性加工工程の方法には特に制限はないが、生産性の観点から熱間押出し加工による方法が特に好適である。

加工温度には特に制限はない。一般的に、加工温度を７５０℃以上とすることで、粒界相を十分に液状化できる。そして、成形体の緻密化が十分となり、成形体に割れが発生しにくくなる。一方、加工温度を８５０℃以下とすることで、結晶粒の粗大化を防止しやすくなる。その結果、磁気特性を向上させることができる。熱間塑性加工工程の後に必要に応じて後加工を施すことで、所望の成分組成および形状を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られる。

（ｇ）時効処理工程は、（ｆ）熱間塑性加工工程により得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を時効処理する工程である。熱間塑性加工後、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を熱間塑性加工時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、真空中または不活性ガスの存在下、４００℃以上７００℃以下で１０分以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより行うことができる。時効処理は、必要に応じて、温度を変えて、複数回処理を行ってもよい。このような時効処理によって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の磁気特性を向上させることができる。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石においては、時効処理を行う温度は４００℃〜６００℃の範囲が特に好ましい。この温度範囲の中で、時効処理温度、時効処理時間を、組成、粒度と粒度分布の違い等、諸条件に合わせて適切に調整することで、厚い二粒子粒界を形成することができ、それによって高い保磁力を得ることができる。

以下、熱間成形工程および熱間塑性加工工程により、磁気異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られるメカニズムについて説明する。

熱間成形体の内部は、結晶粒子および粒界相からなる。熱間成形時に成形体の温度が高温になると粒界相が液状化し始める。そして、さらに加熱温度が高温になると、結晶粒子は液状化した粒界相に囲まれた状態となる。そして、結晶粒子は回転可能な状態となる。ただし、この段階では、磁化容易軸の向き、すなわち磁化の方向がバラバラの状態（等方化状態）である。すなわち、通常、熱間成形体は磁気異方性を有さない。

次に、得られた熱間成形体に対して熱間塑性加工を施すと、熱間成形体が塑性変形し、所望の形状を有する磁石素材が得られる。この際に、結晶粒子が加圧方向に圧縮されて塑性変形すると同時に、磁化容易軸が加圧方向に配向する。したがって、磁気異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られる。

なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の範囲内で種々に改変することができる。

以下、実施例により発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（実験例１〜７）
まず、原料合金を準備した。表１に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるよう原料を配合し、それらの原料を溶解したのち、ストリップキャスティング法により鋳造して、フレーク状の原料合金を作製した。原料のうち炭素量は黒鉛を用いて調整を行い、微粉砕時の粉砕助剤から混入する炭素量を勘案し、粉砕助剤による増加が見込まれる分を仕込み組成から減らすことにより、最終的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成が表1に示す組成となるように原料合金を作製した。

次いで、これらの原料合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下で、それぞれ４００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。

なお、本実施例では、この水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度の不活性ガス雰囲気下で行った（以下の実験例において同じ）。

次に、水素粉砕処理を行った粗粉砕粉末に、粉砕助剤として、オレイン酸アミド０．０７質量％を添加した後、ジェットミルを用いて微粉砕を行った。微粉砕に際しては、ジェットミルの分級条件を調節することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相粒子の平均粒径が３μｍとなるように微粉砕粉末の粒径を調整した。

得られた微粉砕粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、１２００ｋＡ／ｍの磁場を印加しながら１２０ＭＰａの圧力を加える磁場中成形を行い、成形体を得た。

その後、得られた成形体を、焼結した。真空中１０５０℃で１２時間保持して焼結を行った後、急冷して、焼結体（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）を得た。そして、得られた焼結体に対して、５００℃で１時間（ともにＡｒ雰囲気下）の時効処理を施し、実験例１〜７の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。

実験例１〜７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、組成分析を行った結果を表１に示す。表１に示した各元素の含有量は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ、Ｔｂ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂについては、蛍光Ｘ線分析により、Ｂについては、ＩＣＰ発光分析により、Ｏについては、不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法により、Ｃについては、酸素気流中燃焼−赤外吸収法により、Ｎについては、不活性ガス融解−熱伝導度法により測定した。また、［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］および、［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）については、これらの方法により得た質量％での各元素の含有量を原子％での含有量の値に変換することで算出した。なお、表中のＴ．ＲＥは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｄｙ及びＴｂの含有量を合計した値であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中の希土類元素の総含有量を表している。

実験例１〜７で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性をＢ−Ｈトレーサーを用いて測定した。磁気特性として、残留磁束密度Ｂｒと保磁力ＨｃＪとを測定した。結果を表１に合わせて示す。

組成分析の結果から判断して、実験例３〜６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例１、２、７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。表１に示されるように、実験例３〜６のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例１、２、７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の両方を満たす場合において、高い保磁力が得られているといえる。

実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の断面を集束イオンビーム（ＦＩＢ）で加工し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて焼結体組織の観察を行った。反射電子像を図３に示す。主相粒子４の間に厚い二粒子粒界が形成されていることが分かる。さらに、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、粒界に存在する元素を分析した結果、粒界には、図３で白色に見えるＲリッチ相７の他、灰色に見えるＲ−Ｔ−Ｇａ相８、および四角形状に析出しているＺｒＣ相９が存在することが確認された。

（実験例８〜１４）
表２に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例８〜１４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表２に合わせて示す。

実験例８〜１４で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表２に合わせて示す。実験例９〜１３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例８、１４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。実験例９〜１３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例８、１４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の両方を満たす場合において、高い保磁力が得られているといえる。さらに、その中でも、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４を満たす実験例１０、１１の保磁力がより高い値となっていることも確認された。

また、実験例８〜１４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の破断面を確認したところ、Ｚｒ含有量が０．６５質量％未満の実験例８〜１０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、焼結時の異常粒成長により粒径１０μｍ程度以上に肥大化した主相粒子が散見され、特にＺｒ量の最も少ない実験例８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石においては、このように肥大化した主相粒子が多く確認された。

（実験例１５〜２１）
表３に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例１５〜２１の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表３に合わせて示す。

実験例１５〜２１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表３に合わせて示す。実験例１６〜２０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例１５、２１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。実験例１６〜２０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例１５、２１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の両方を満たす場合において、高い保磁力が得られているといえる。さらに、その中でも、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４を満たす実験例１７〜１９の保磁力がより高い値となっていることも確認された。

（実験例２２〜２８）
表４に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例２２〜２８の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表４に合わせて示す。

実験例２２〜２８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表４に合わせて示す。実験例２３〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例２２、２８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。実験例２３〜２７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例２２、２８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の両方を満たす場合において、高い保磁力が得られているといえる。さらに、その中でも、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４を満たす実験例２５、２６の保磁力がより高い値となっていることも確認された。

（実験例２９〜３４）
表５に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるようにＧａ量を変えて原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例２９〜３４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表５に合わせて示す。

実験例２９〜３４で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表５に合わせて示す。実験例３０〜３４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例２９のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。Ｇａ量が０．４０質量％以上である実験例３０〜３４のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例２９のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、Ｇａ量０．４０質量％以上の時に高い保磁力が得られていることが確認された。また、Ｇａ量１．４０質量％を超える実験例３４は、残留磁束密度の値が低くなる傾向が見られた。

（実験例３５〜４１）
ＭとしてＺｒに変えてＴｉを用い、表６に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例３５〜４１の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。また、ＭとしてＺｒおよびＴｉを含む実験例３８ａのＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表６に合わせて示す。

実験例３５〜４１で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表６に合わせて示す。実験例３６〜４０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例３５、４１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。実験例３６〜４０のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例３５、４１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、ＭとしてＴｉを用いた場合においても、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の範囲で高い保磁力が得られていることが確認された。さらに、その中でも、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４を満たす実験例３８、３９の保磁力がより高い値となっていることも確認された。

また、実験例３８ａより、ＭとしてＴｉおよびＺｒを用いた場合においても、ＭとしてＴｉのみを用いる他の実験例と同様に高い保磁力が得られた。

（実験例４２〜４８）
ＭとしてＺｒに変えてＮｂを用い、表７に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例４２〜４８の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表７に合わせて示す。

実験例４２〜４８で得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁気特性を測定した結果を表７に合わせて示す。実験例４３〜４７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例４２、４８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。実験例４３〜４７のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力が実験例４２、４８のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の保磁力と比較して高くなっていることから、ＭとしてＮｂを用いた場合においても、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の範囲で高い保磁力が得られていることが確認された。さらに、その中でも、５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４を満たす実験例４５、４６の保磁力がより高い値となっていることも確認された。

（実験例４９〜５４）
表８に示す組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が得られるように原料を配合したこと以外は、実験例１〜７と同様にして、実験例４９〜５４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得た。得られた各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、実験例１〜７と同様にして、組成分析した結果を表８に合わせて示す。

実験例１〜７と同様にして、実験例４９〜５４の磁気特性を評価した結果を表８に合わせて示す。実験例５０、５３のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たすことから実施例に該当し、実験例４９、５１、５２、５４の各Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が、本発明の条件を満たさないため、比較例に該当する。本実験例のようにＤｙ、Ｔｂが微量含まれる組成においても、０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０、かつ、５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６の範囲で高い保磁力が得られていることが確認された。

４ 主相粒子
６ 粒界
７ Ｒリッチ相
８ Ｒ−Ｔ−Ｇａ相
９ ＺｒＣ相
１００ Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石

Claims (11)

1. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
   Ｒが希土類元素，ＴがＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする鉄族元素，Ｂがホウ素であり、
   Ｒ、Ｔ、Ｂ以外に、少なくとも、Ｃ、Ｇａ、およびＭ（Ｍは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂからなる群から選ばれた少なくとも１種）を含み
   Ｂの含有量が、０．７１質量％以上０．８８質量％以下、
   Ｃの含有量が、０．１５質量％以上０．３４質量％以下、
   Ｇａの含有量が、０．４０質量％以上１．４０質量％以下、
   Ｍの含有量が、０．２５質量％以上２．５０質量％以下、
   であり、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
   ０．１４≦［Ｃ］／（［Ｂ］＋［Ｃ］）≦０．３０ （１）
   ５．０≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．６ （２）
   ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｍ］は原子％で表したＭ含有量である。
2. 下記（３）式を満足することを特徴とする、請求項１記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
   ５．２≦［Ｂ］＋［Ｃ］−［Ｍ］≦５．４ （３）
   ここで、［Ｂ］は原子％で表したＢ含有量、［Ｃ］は原子％で表したＣ含有量、［Ｍ］は原子％で表したＭ含有量である。
3. Ｒの含有量が、２９質量％以上３７質量％以下である請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
4. さらにＣｕを含有し、
   Ｃｕの含有量が、０．０５質量％以上１．５質量％以下である請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
5. さらにＡｌを含有し、
   Ａｌの含有量が、０．０３質量％以上０．６質量％以下である請求項１〜４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
6. Ｃｏの含有量が０．３質量％以上４．０質量％以下である請求項１〜５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
7. 前記Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ型化合物からなる主相粒子および粒界を有し、前記粒界は、Ｒ，Ｔ，Ｇａを含むＲ−Ｔ−Ｇａ相、およびＭの炭化物相を有する請求項１〜６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
8. Ｂの含有量が０．７１質量％以上０．８５質量％以下である請求項１〜７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
9. Ｃの含有量が０．１５質量％以上０．３０質量％以下である請求項１〜８のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
10. Ｇａの含有量が０．７０質量％以上１．４０質量％以下である請求項１〜９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
11. Ｍの含有量が０．６５質量％以上２．５０質量％以下である請求項１〜１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
    
    
    

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