JP6265368B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石およびその製造方法に係り、特に、優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法に関する。

従来から、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石（以下、「Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石」という場合がある）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に使用されている。

一般に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石における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。
一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組織は、主に、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂで構成される主相と、主相の粒界に存在して主相よりもＮｄ濃度の高いＲリッチ相とからなる。Ｒリッチ相は粒界相とも呼ばれている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる方法として、特許文献１には、溶融した溶浸用合金を、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金の粉末の成形体に溶浸させる方法が提案されている。
また、特許文献２には、磁石原料と拡散原料とを混合した混合原料を加圧して成形体とし、これを加熱する製造方法が提案されている。
また、特許文献３には、主相用母合金の粉末と粒界相用母合金の粉末との混合物を成形した後、焼結する製造方法が提案されている。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、室温以上で使用すると、温度上昇に伴って保磁力（Ｈｃｊ）が低下する。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力（Ｈｃｊ）は、ＤｙやＴｂといった重希土類を含有させることにより向上する。このため、従来のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、使用温度域での保磁力を達成するために、重希土類を添加している。また、発電機やモーターの効率を高くするため、より一層、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させることが要求されている。
しかしながら、重希土類は産地が限られている。しかも、重希土類は、ＮｄやＰｒなどの軽希土類と比較して埋蔵量が少ない。そのため、重希土類を大量に使用する場合、重希土類の需要と供給の均衡が崩れて価格の暴騰を招くほか、安定的に必要な数量を確保することが難しくなる。このため、重希土類をなるべく使わずに、高い保磁力の得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を提供することが求められている。

特許第３４０５８０６号公報 国際公開第２０１１／０７０８２７号 特開平７−１７６４１４号公報

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、重希土類の使用量を抑制し、尚且つ保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系磁石およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を重ねた。
その結果、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金粉末の成形体を焼結する際に、焼結炉のチャンバー内に、成形体とともに粒界相成分を含む合金材料を配置して焼結することにより、保磁力が向上することを見出した。
この場合、焼結時に合金材料から成形体に、主相よりＲを多く含む粒界相成分が供給される。成形体に供給された粒界相成分は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂの組成を有する主相粒子の周囲に拡散する。その結果、焼結後に得られたＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、主相粒子を取り囲む粒界相によって、主相粒子が孤立された状態になる。このようなＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、主相粒子の孤立により磁区の反転が抑制される。このため、優れた保磁力が得られる。
本発明者らは、上記の知見に基づいて、本発明を想到した。

（１） 第１合金の粉末の成形体を形成する成形工程と、前記成形体と第２合金の合金材料とを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、前記成形体を焼結体とする焼結工程とを備え、前記第１合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１１〜１７原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｔが残部であり、前記第２合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１１〜２０原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｔが残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（２） 前記第１合金が、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする（１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（３） 前記第１合金が、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含むことを特徴とする（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。

（４） 前記第１合金の、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（５） 前記第１合金が、Ｒを１３．５〜１７原子％含み、Ｄｙを含有しないものであることを特徴とする（４）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（６） 前記第２合金が、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（７） 前記第２合金が、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含むことを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（８） 前記第２合金の、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。

（９） 前記第２合金が、Ｒを１３．５〜１７原子％含み、Ｄｙを含有しないものであることを特徴とする（８）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１０） 前記第２合金が、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂの組成を有する主相と、主相よりもＲを多く含む粒界相により構成され、前記第２合金に含まれる前記粒界相の量が６質量％以上１５質量％未満であることを特徴とする（１）〜（９）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
（１１） 前記焼結工程において、８００〜１１５０℃の温度で、３０〜１８０分間焼結を行うことを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。

（１２） 希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１１〜２０原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｔが残部であり、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂからなる主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなり、外面から０．５ｍｍ内側の位置と、前記外面から１０ｍｍ内側の位置との間における単位面積あたりの粒界相の面積の割合の変化量が、１０％以下であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（１３） 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする（１２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（１４） 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含むことを特徴とする（１２）または（１３）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（１５） 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であることを特徴とする（１２）〜（１４）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（１６） 前記粒界相が、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、前記希土類元素の合計原子濃度が２５〜３５原子％である遷移金属リッチ相とを含むことを特徴とする（１２）〜（１５）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。
（１７） 外面から０．５ｍｍ以上内側の位置の前記単位面積当たりの粒界相の面積の割合が、１０〜２０％であることを特徴とする（１２）〜（１６）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法は、第１合金の粉末の成形体と第２合金（合金材料）とを焼結炉のチャンバー内に配置して、成形体を焼結する焼結工程を備えているので、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立させられた状態になり、優れた保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が得られる。

図１は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金薄片の顕微鏡写真である。 図２は、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真である。 図３は、実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の顕微鏡写真である。 図４は、保磁力「Ｈｃｊ」と残留磁化「Ｂｒ」との関係を示したグラフである。 図５は、保磁力「Ｈｃｊ」と残留磁化「Ｂｒ」との関係を示したグラフである。 図６は、保磁力「Ｈｃｊ」と残留磁化「Ｂｒ」との関係を示したグラフである。 図７は、実験例３および実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の下面からの距離と、粒界相面積率との関係を示したグラフである。 図８は、実験例３および実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の中心から側面までの距離と、粒界相面積率との関係を示したグラフである。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石〕
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。）は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法を用いて製造したものである。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなる組成を有している。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒを１１〜２０原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｍを０〜１．６原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であるものである。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、上記元素に加えてＺｒおよび／またはＮｂを０．０５〜１．０原子％含んでもよい。

希土類元素であるＲの含有量が１１原子％以上であると、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。Ｒの含有量は、１３．５原子％以上であることが好ましい。Ｒの含有量が２０原子％を超えると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり、磁石として不適合になる。Ｒの含有量は、２０原子％以下であり、１７原子％以下であることが好ましい。

全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜２９原子％とされている。本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立している。このことにより、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、優れた保磁力が得られる。したがって、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｄｙを含まなくても良い。Ｄｙを含む場合でも２９原子％以下の含有量で、充分に高い保磁力向上効果が得られる。Ｄｙの含有量は０〜１５原子％であることが好ましい。Ｄｙの含有量が１５原子％以下であっても、２５ｋＯｅ程度の十分に高い保磁力が得られる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＤｙ以外の希土類元素Ｒ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。上記の希土類元素Ｒの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、希土類元素Ｒは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

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４．５〜６原子％である。Ｂの含有量は、４．８原子％以上であることが好ましく、５．５原子％以下であることが好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＢの含有量を４．５原子％以上とすることで、十分な保磁力が得られる。また、Ｂの含有量を６原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において、ＲＴ_４Ｂ_４の生成を抑制することができる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含む。金属元素Ｍの含有量は０．１原子％以上であることが好ましい。また、金属元素Ｍの含有量は１．４原子％以下であることが好ましい。
金属元素Ｍの含有量を０．１原子％以上とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において、遷移金属リッチ相が生成しやすくなる。遷移金属リッチ相が生成することで、後述するように、保磁力向上効果が得られる。
Ａｌ原子が主相に入ると、残留磁化の低下が起こる。金属元素ＭがＡｌである場合、Ａｌの含有量を１．６原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において、Ａｌ原子が主相に入っても、残留磁化の低下量を許容範囲内にすることができる。
また、金属元素ＭがＧａである場合、Ｇａは主相には入らず、遷移金属リッチ相に入りやすいため、好ましい。金属元素ＭがＧａである場合、１．６原子％を超えて含有させても、保磁力向上効果は飽和し、それ以上保磁力は向上しない。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＣｕは、主相粒子を粒界相によって孤立させて、保磁力を向上させる効果を有する。Ｃｕの含有量は０．０５〜０．２原子％であることが好ましい。Ｃｕを０．０５原子％以上含む場合、焼結工程において、後述する第２合金から成形体に供給された粒界相成分が、主相粒子の周囲に拡散する。その結果、主相粒子が孤立した状態になり、優れた保磁力が得られる。さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中において、粒界相が均一に分布し、保磁力のばらつきを小さくすることができる。Ｃｕを含まない場合には、焼結工程において、主相粒子が孤立した状態にならず、高い磁石特性が得られない。また、Ｃｕを０．０５原子％以上含有させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結が容易となる。また、Ｃｕの含有量を０．２原子％以下にすることで、保磁力を低下させるＲ−Ｔ−Ｃｕ相が、焼結時に生成することを抑制できる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、３〜１１族元素を用いることができる。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）を改善することができ好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｚｒおよび／またはＮｂを０．０５〜１．０原子％含んでもよい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石がＺｒおよび／またはＮｂを０．０５〜１．０原子％含む場合、焼結時の主相の異常粒成長を防止できるので、好ましい。Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量が０．０５原子％未満であると、Ｚｒおよび／またはＮｂを含有することによる効果が十分に得られない。したがって、Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量は、０．０５原子％以上が好ましく、より好ましくは０．１原子％以上である。また、Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量を１．０原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下とすることで、Ｚｒおよび／またはＮｂの添加による磁化の低下を避けることができる。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂである主相と、前記主相よりＲを多く含む粒界相とを備えた焼結体からなる。
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、粒界相が、希土類元素Ｒ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Ｒの合計原子濃度が２５〜３５原子％である遷移金属リッチ相とを含むものであることが好ましい。

本実施形態においては、遷移金属リッチ相は、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴを５０〜７０原子％含むものであることが好ましい。遷移金属リッチ相は、主としてＲ_６Ｔ_１３Ｍ型の金属化合物を含むものである。このため、遷移金属リッチ相に含まれるＴの原子濃度は、Ｒ_６Ｔ_１３Ｍ型の金属化合物のＴの組成比に対応する６５原子％に近い値となる。遷移金属リッチ相中のＴの原子濃度が５０〜７０原子％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（Ｈｃｊ）向上効果が、より効果的に得られる。これに対し、遷移金属リッチ相のＴの原子濃度が上記範囲を超えると、過剰なＴがＲ_２Ｔ_１７相あるいはＴ原子単体として析出して磁気特性に悪影響を及ぼす恐れがある。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、粒界相が均一に分布している。磁石外面から０．５ｍｍ内側の位置と、前記外面から１０ｍｍ内側の位置との間の粒界相面積率の変化量は１０％以下である。上記変化量が１０％以下であると、磁石特性のばらつきが十分に小さくなる。上記変化量は４％以下であることが更に好ましい。
ここで、粒界相面積率とは、磁石の断面を観察して、単位面積当たりに粒界相が占める面積を算出したものである。
粒界相面積率が高いほど、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立しやすくなり、高い保持力が得られる。外面から０．５ｍｍ以上内側の位置の粒界相面積率は１０％以上であることが好ましく、１２％以上であることがより好ましい。また、粒界相は、非磁性あるいは主相に比較して磁性が弱いため、粒界相面積率が高いほど磁化が低下する。そのため、外面から０．５ｍｍ以上内側の位置の粒界相面積率は２０％以下であることが好ましく、１５％以下であることがより好ましい。

〔Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法〕
本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法では、まず、焼結前の成形体の材料として使用するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金である第１合金を用意する。
第１合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなる。第１合金は、Ｒを１１〜１７原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｍを０〜１．６原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であるものである。第１合金は、上記元素に加えて、ＺｒまたはＮｂを０．０５〜１．０原子％含んでもよい。

希土類元素であるＲの含有量が１１原子％以上であると、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｒの含有量は、１３．５原子％以上であることが好ましい。Ｒの含有量が１７原子％を超えると、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなり磁石として不適合になる。Ｒの含有量は、１７原子％以下であり、１６原子％以下であることが好ましい。

第１合金において、全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜２９原子％とされている。本実施形態においては、後述する焼結工程を行って主相粒子を孤立させることにより、保磁力を向上させている。このため、第１合金はＤｙを含まなくても良い。第１合金がＤｙを含む場合でも、２９原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。Ｄｙの含有量は０〜１５原子％であることが好ましい。

第１合金のＤｙ以外の希土類元素Ｒ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。上記の希土類元素Ｒの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、希土類元素Ｒは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

第１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４．５〜６原子％である。Ｂの含有量は、５．２原子％以上であることが好ましく、５．６原子％以下であることが好ましい。第１合金に含まれるＢの含有量を４．５原子％以上とすることで、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。また、Ｂの含有量を６原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程においてＲＴ_４Ｂ_４の生成を抑制することができる。

本実施形態の第１合金は、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含む。金属元素Ｍの含有量は０．１原子％以上であることが好ましい。また、金属元素Ｍの含有量は１．４原子％以下であることが好ましい。
金属元素Ｍの含有量を０．１原子％以上とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程において、遷移金属リッチ相が生成しやすくなる。遷移金属リッチ相が生成することで、保磁力向上効果が得られる。
Ａｌ原子が主相に入ると残留磁化の低下が起こる。金属元素ＭがＡｌである場合、Ａｌの含有量を１．６原子％以下とすることで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石を製造する工程においてＡｌ原子が主相に入っても、残留磁化の低下量を許容範囲内にすることができる。
また、金属元素ＭがＧａである場合、Ｇａは主相には入らず、遷移金属リッチ相に入りやすいため、好ましい。金属元素ＭがＧａである場合、１．６原子％を超えて含有させても、保磁力向上効果は飽和し、それ以上保磁力は向上しない。

本実施形態の第１合金に含まれるＣｕは、主相粒子を粒界相によって孤立させて保磁力を向上させる効果を有する。第１合金に含まれるＣｕの含有量は０．０５〜０．２原子％であることが好ましい。Ｃｕを０．０５原子％以上含む場合、焼結工程において、後述する第２合金から成形体に供給された粒界相成分が、主相粒子の周囲に拡散する。その結果、主相粒子が孤立した状態になり、優れた保磁力が得られる。さらに、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石中において、粒界相が均一に分布し、保磁力のばらつきを小さくすることができる。Ｃｕを含まない場合には、焼結工程において、主相粒子が孤立した状態にならず、高い磁石特性が得られない。また、Ｃｕを０．０５原子％以上含有させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の焼結が容易になる。また、Ｃｕの含有量を０．２原子％以下にすることで、保磁力を低下させるＲ−Ｔ−Ｃｕ相が焼結時に生成することを抑制できる。

第１合金に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。第１合金のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、３〜１１族元素を用いることができる。第１合金のＴがＦｅ以外にＣｏを含む場合、Ｔｃ（キュリー温度）を改善することができ好ましい。

本実施形態の第１合金は、Ｚｒおよび／またはＮｂを０．０５〜１．０原子％含んでもよい。第１合金がＺｒおよび／またはＮｂを０．０５〜１．０原子％含む場合、焼結時の主相の異常粒成長を防止できるので、好ましい。Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量が０．０５原子％未満であると、Ｚｒおよび／またはＮｂを含有することによる効果が十分に得られない。このため、Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量は、０．０５原子％以上が好ましく、より好ましくは０．１原子％以上である。また、Ｚｒおよび／またはＮｂの含有量を１．０原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下とすることで、Ｚｒおよび／またはＮｂの添加による磁化の低下を避けることができる。

また、本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法では、成形体とともに焼結炉のチャンバー内に配置される合金材料として使用する第２合金を用意する。
第２合金は、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍと、Ｂおよび不可避不純物からなる。第２合金は、Ｒを１１〜２０原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｍを０〜１．６原子％含み、Ｔが残部であり、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であるものである。
第２合金は、上記元素に加えて、ＺｒまたはＮｂを０．０５〜１．０原子％含んでもよい。第２合金は、上記元素に加えて、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含んでもよい。

希土類元素であるＲの含有量が１１原子％以上であると、焼結時の熱処理によって、第２合金である合金材料から成形体に、主相よりＲを多く含む粒界相成分が必要量供給される。したがって、焼結後に、主相粒子が粒界相によって孤立させられ、高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。Ｒの含有量は、１３．５原子％以上であることがより好ましい。Ｒの含有量が２０原子％を超えると、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の残留磁化が低くなる。Ｒの含有量は、２０原子％以下であり、１７原子％以下であることがより好ましい。

第２合金において、全希土類元素中のＤｙの含有量は０〜２９原子％とされている。本実施形態においては、後述する焼結工程を行って主相粒子を孤立させることにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる。このため、第２合金はＤｙを含まなくても良い。第２合金がＤｙを含む場合でも、２９原子％以下の含有量で充分に高い保磁力向上効果が得られる。Ｄｙの含有量は０〜１５原子％であることが好ましい。

第２合金のＤｙ以外の希土類元素Ｒ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。上記の希土類元素Ｒの中でも特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂが好ましく用いられる。また、希土類元素Ｒは、Ｎｄを主成分とすることが好ましい。

第２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４．５〜６原子％である。Ｂの含有量は、５．２原子％以上であることが好ましく、５．６原子％以下であることが好ましい。第２合金に含まれるＢの含有量を４．５原子％以上とすることで、Ｒ_２−Ｔ_１７が析出するのを防止し、焼結工程中に成形体に粒界相成分を供給するのに好適な合金となる。その結果、焼結工程後に高い保磁力を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石が得られる。また、Ｂの含有量を６原子％以下とすることで、ホウ化物が析出するのを防止し、焼結工程中に成形体に粒界相成分を供給するために好適な合金となる。

本実施形態の第２合金は、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含む。金属元素Ｍの含有量は０．１原子％以上であることが好ましい。また、金属元素Ｍの含有量は１．４原子％以下であることが好ましい。金属元素Ｍの含有量が少ない場合には、焼結時に第２合金から成形体に供給される粒界相成分中のＲリッチ相の割合が多くなる。そして、金属元素Ｍの含有量が多くなるにつれて、焼結時に第２合金から成形体に供給されるＴとＭの量が増加し、成形体中に生成する遷移金属リッチ相の量が増加する。しかし、金属元素Ｍの含有量が１．６原子％を超えると、第２合金中で生成する粒界相成分が減少するので、第２合金から第１合金に必要量の粒界相成分を供給しにくくなる。

本実施形態の第２合金がＣｕを含有する場合、その含有量は０．０５〜０．２原子％であることが好ましい。Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含む場合、焼結工程において、第２合金である合金材料から成形体に、粒界相成分を効率よく供給できる。Ｃｕの含有量が０．０５原子％未満である場合、第２合金がＣｕを含有することによる効果が十分に得られない場合がある。また、Ｃｕの含有量を０．２原子％以下にすることで、成形体に生成する遷移金属リッチ相のうち保磁力を低下させるＲ−Ｔ−Ｃｕ相の生成量を、悪影響を及ぼさない程度に抑えることができるので、好ましい。

第２合金に含まれるＴは、Ｆｅを必須とする遷移金属である。第２合金のＴに含まれるＦｅ以外の遷移金属としては、３〜１１族元素を用いることができる。

第２合金は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂの組成を有する主相と、主相よりもＲを多く含む粒界相とからなる。第２合金中に含まれる粒界相の割合は、６質量％以上１５質量％未満が好ましい。粒界相が６質量％以上１５質量％未満含まれる第２合金は、焼結工程において、必要な量の粒界相成分を成形体に供給できる。このため、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の主相粒子を孤立させることができる。第２合金中に含まれる粒界相が１５質量％以上であっても、焼結後に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させる効果の向上は見られない。
第２合金中の粒界相の量は、第２合金の組成から計算できる。具体的には、主相の組成はＲ_２Ｔ_１４Ｂなので、合金中の主相の量はＢの含有量により決定され、残りが粒界相となる。

本実施形態における第１合金の組成と第２合金の組成は、同じであってもよいし、異なっていてもよい。
次に、上述した第１合金の組成を有する鋳造合金薄片を、例えば、以下に示す方法を用いて製造する。なお、上述した第２合金の組成を有する鋳造合金薄片は、第２合金の組成を有する合金溶湯を用いること以外は、第１合金の組成を有する鋳造合金薄片と同様にして製造できる。

まず、上述した第１合金（または第２合金）の組成を有する合金溶湯を、冷却ロールに供給して凝固させるＳＣ（ストリップキャスト）法により、鋳造合金を製造する（鋳造工程）。
本実施形態においては、例えば、１２００℃〜１５００℃の温度で、上述した組成を有する合金溶湯を調製する。次いで、得られた合金溶湯を、タンディッシュを用いて冷却ロールに供給して凝固させ、冷却ロールから４００℃〜８００℃で鋳造合金を離脱し、平均厚み０．１５〜０．５０ｍｍの鋳造合金を得る。

本実施形態においては、冷却ロールから離脱する鋳造合金の温度を４００℃〜８００℃とすることが好ましい。この場合、粒界相の間隔を、成形体の作製に用いる粉末の粒径と同程度にすることができる。

本実施形態では、鋳造工程において平均厚み０．１５〜０．５０ｍｍの鋳造合金を製造することが好ましい。鋳造合金の平均厚みは０．１８〜０．３５ｍｍであることがより好ましい。鋳造合金の平均厚みが０．１５〜０．５０ｍｍである場合に、冷却ロールから離脱する鋳造合金の温度を４００℃〜８００℃とすることで、鋳造合金中の粒界相が均一に分布し、隣接する粒界相間の間隔が１〜１０μｍとなるため、好ましい。鋳造合金の平均厚みが０．５０ｍｍを超えると、鋳造合金が十分に冷却されないために、鋳造合金中にＦｅが析出して粉砕性が悪化するため、好ましくない。また、鋳造合金の平均厚みが０．１５ｍｍ未満であると、鋳造合金中の粒界相の間隔が小さくなり、粉砕工程において粉末の粒径の制御が困難になるため好ましくない。

本実施形態では、冷却ロールに供給した合金溶湯が、鋳造合金として冷却ロールから離脱するまでの平均冷却速度を８００℃／ｓ〜１０００℃／ｓとすることが好ましく、８５０℃／ｓ〜９８０℃／ｓとすることがより好ましい。平均冷却速度を８００℃／ｓ〜１０００℃／ｓとすることで、冷却ロールから離脱する鋳造合金の温度を容易に４００℃〜８００℃とすることができ、粒界相の間隔を、成形体の作製に用いる粉末の粒径とほぼ同じにすることができるため、好ましい。平均冷却速度が８００℃／ｓ未満であると、鋳造合金中にＦｅが析出して粉砕性が大幅に悪化するため、好ましくない。また、平均冷却速度が１０００℃／ｓを超えると主相の結晶性が悪いものとなるため好ましくない。

得られた鋳造合金は、破砕することにより第１合金（または第２合金）の組成を有する鋳造合金薄片とされる。
このようにして得られた第２合金の組成を有する鋳造合金薄片は、このままチャンバー内に配置する合金材料として用いることができる。また、第２合金の組成を有する鋳造合金薄片は、第１合金の組成を有する鋳造合金薄片と同様に、粉末状に粉砕した後、合金材料として用いてもよい。本実施形態において用いる合金材料の形状は、特に限定されるものではない。

また、第１合金の組成を有する鋳造合金薄片は、水素解砕法などにより解砕し、ジェットミルなどの粉砕機により粉砕することによって粉末状のＲ−Ｔ−Ｂ系合金とされる。
水素解砕法は、例えば、以下の手順で行われる。まず、室温で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させる。次いで、水素を吸蔵させた鋳造合金薄片を、水素中で３００℃程度の温度で熱処理する。その後、減圧して５００℃程度の温度で熱処理して、鋳造合金薄片中の水素を除去する。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、合金内部に多数のひび割れ（クラック）が発生し、容易に解砕される。

このようにして得られた第１合金の粉末の粒径（ｄ５０）は３．５〜４．５μｍであることが好ましい。第１合金の粉末の粒径が上記範囲内である場合、製造工程中における第１合金の酸化を防止できるため、好ましい。
本実施形態においては、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金である第１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、横磁場中成形機などを用いてプレス成形して成形体を形成する（成形工程）。
その後、第１合金の粉末の成形体と第２合金の合金材料とを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、成形体を焼結体とする（焼結工程）。

焼結工程においては、第２合金の合金材料が平面視でチャンバー内の全面に配置されていることが好ましい。合金材料を平面視でチャンバー内の全面に配置することで、合金材料からチャンバー内に粒界相成分の蒸気が均一に供給される。その結果、成形体に粒界相成分を均一に拡散させることができる。

また、第２合金の合金材料は、成形体の上面全面を覆うように配置することが好ましい。成形体は、焼結工程の間に、油や酸素で汚染される場合がある。合金材料を成形体の上面全面を覆うように配置して焼結工程を行うことで、焼結工程における成形体の汚染を防止できる。
第２合金の合金材料は、チャンバー内に配置されていればよく、成形体に接して配置されていてもよいし、成形体と離間して配置されていてもよい。

焼結工程においては、８００〜１１５０℃の温度で、３０〜１８０分の焼結を行うことが好ましい。焼結温度および焼結時間を上記範囲とすることで、第２合金の合金材料から成形体に、粒界相成分の蒸気が供給される。そして、成形体に供給された粒界相成分が、主相粒子の周囲を取り囲むように拡散する。その結果、焼結後に得られた焼結体は、主相粒子を取り囲む粒界相によって、主相粒子が孤立させられた状態となる。

焼結温度が８００℃以上であれば、第２合金中の粒界相成分が溶融あるいは蒸発しやすくなり、焼結体の主相粒子を孤立させることができる。このため、焼結温度は、８００℃以上であることが好ましく、９００℃以上であることがより好ましく、１０１０℃以上であることがさらに好ましい。また、焼結温度が１１５０℃以下であれば、第１合金の主相の粒成長を防止できる。したがって、焼結温度は、１１５０℃以下あることが好ましく、１１００℃以下であることがより好ましい。

焼結時間が３０分未満であると、焼結が不十分となる恐れがある。このため、焼結時間は３０分以上であることが好ましい。また、焼結時間が１８０分以下であれば、主相粒子の成長を防止し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力および角形性を維持できる。したがって、焼結時間は、１８０分以下であることが好ましい。

また、焼結温度および焼結時間を上記範囲とした場合、第２合金の合金材料を成形体に接して配置しても、焼結後に得られた焼結体に合金材料が固着することはない。したがって、成形体に接して配置した合金材料は、焼結工程後に焼結体の表面から容易に剥がすことができる。よって、焼結後に、焼結体から合金材料を削り取る作業を行う必要はない。

焼結を行う際のチャンバー内の雰囲気は、成形体の酸化による損傷を防ぐために、真空もしくはアルゴンであることが好ましい。

また、焼結工程においては、第１合金粉末の成形体と第２合金の合金材料とをカーボン製のトレイ内に設置し、成形体および合金材料の入れられたトレイを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結してもよい。トレイを用いることで、焼結炉のチャンバー内壁への粒界相成分の付着を抑制できるので、効率的に合金材料から成形体に粒界相成分を供給することができ、好ましい。

焼結後に得られた焼結体は、その後、必要に応じて熱処理することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となる。
焼結後の熱処理は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の主相表面を粒界相によって均一に被覆するために、必要に応じて行う。熱処理温度は１段階でも良いし、２段階でも良い。２段階の場合、例えば、第１段階として６００〜８５０℃の温度での熱処理を行い、第２段階として３００〜６００℃の温度で熱処理を行うことができる。第１段階および第２段階それぞれにおける熱処理時間は３０〜１８０分であることが好ましい。

本実施形態のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の製造方法によれば、第１合金の粉末の成形体と第２合金の合金材料とを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結するので、得られた磁石は、上述した組成を有し、外面から０．５ｍｍ内側の位置と、前記外面から１０ｍｍ内側の位置との間における粒界相面積率の変化量が、１０％以下であり、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立された状態となる。
このようなＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、磁石中における粒界相の割合が均一であるため、保磁力のばらつきが小さく、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立されていることにより、優れた保磁力が得られる。したがって、モーターなどに好適に用いることができる。

「実験例１〜１２、５１〜５４」
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）、Ｃｏメタル（純度９９ｗｔ％以上）、フェロボロン（Ｆｅ８０％、Ｂ２０ｗ％）、鉄塊（純度９９％ｗｔ以上）、Ｇａメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ａｌメタル（純度９９ｗｔ％以上）、Ｃｕメタル（純度９９ｗｔ％）、Ｚｒメタル（純度９９ｗｔ％以上）を表１に示す合金１〜８の組成となるように秤量し、アルミナるつぼに装填した。なお、表１において「ＴＲＥ」は、希土類元素の合計を示す。また、Ｆｅの組成「ｂａｌ．」は残部を意味する。また、表１に示すＣ、Ｏ、Ｎは、原料に含まれる不可避不純物である。

その後、アルミナるつぼを高周波真空誘導炉の炉内に入れ、炉内をＡｒで置換し、１４５０℃まで加熱して溶融させて合金溶湯とした。次いで、得られた合金溶湯を、タンディッシュを用いて銅合金の水冷ロールに供給して凝固させ（ＳＣ（ストリップキャスト）法）、鋳造合金として冷却ロールから離脱した。

その後、鋳造合金を直径５ｍｍ程度になるように破砕することにより、合金１〜８の各組成の鋳造合金薄片を得た。
合金２の鋳造合金薄片の反射電子像を図１に示す。図１に示す反射電子像は、鋳造合金薄片を樹脂に埋込み、鏡面研磨した断面を反射電子像にて５００倍の倍率で観察したものである。

上記の手順で得られた合金１〜８の鋳造合金薄片の約９０％を第１合金、残りの約１０％を第２合金として取り分けた。次に、第１合金を以下に示す水素解砕法により解砕した。まず、室温、１気圧の水素雰囲気で鋳造合金薄片に水素を吸蔵させた。続いて、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３００℃から５００℃まで昇温し、５００℃で１時間保持する熱処理を行って、鋳造合金薄片中の水素を放出除去した。続いて、炉内にＡｒを供給して室温まで冷却した。

次に、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粉砕し、合金１〜８のＲ−Ｔ−Ｂ系合金粉末を得た。

このようにして得られた第１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、横磁場中成形機により、１．０Ｔの磁場を印加しながら、成形圧力０．８ｔ／ｃｍ^２でプレス成形した。このことにより、表３に示す実験例１〜１２、５１〜５４の成形体を形成した（成形工程）。成形体の形状は、一辺が１０ｍｍの立方体である。

その後、実験例１〜１２の成形体については、表３に示す合金材料（第２合金の鋳造合金薄片）とともに、焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、焼結体とした（焼結工程）。焼結工程は、合金材料を、平面視で、カーボン製のトレイ内の全面に敷き詰めるように配置した後、合金材料の上に成形体を設置し、トレイを焼結炉のチャンバー内に配置して行った。
また、実験例５１〜５４の成形体については、成形体のみを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、焼結体とした。

実験例１〜１２、５１〜５４の焼結条件は、真空中、温度１０１０℃、１８０分である。
焼結後、合金材料をチャンバーから除去した。その後、アルゴン雰囲気中で第１段階の熱処理として８００℃、第２段階の熱処理として５００℃で、それぞれ１時間保持する熱処理を行って、実験例１〜１２、５１〜５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を作製した。

得られた実験例１〜１２、５１〜５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を、それぞれエポキシ樹脂に埋込み、磁化容易軸（Ｃ軸）に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この鏡面研磨面を反射電子像にて１５００倍の倍率で観察し、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した。
その結果、実験例１〜１２では、黒色の主相粒子の粒界に白色のＲリッチ相と薄い灰色の遷移金属リッチ相とが存在していることが分かった。

図２は、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を反射電子像にて観察した顕微鏡写真であり、図３は、実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石を反射電子像にて観察した顕微鏡写真である。なお、図２および図３に示すＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の磁化容易軸（ｃ軸）方向は、図２および図３における左右方向である。
図２に示すように、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、主相粒子を取り囲む粒界相によって主相粒子が孤立された状態になっていた。
これに対し、図３に示す実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石においては、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、主相粒子の輪郭がはっきりしておらず、複数の主相粒子が接触している状態であった。

また、実験例１〜１２、５１〜５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の組成を、誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ（ＩＣＰ））装置を用いて測定した。その結果を表２に示す。

表１〜表３に示すように、成形体と合金材料の両方に合金１を用いた実験例１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、合金材料を用いずに合金１からなる成形体を焼結した実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、ＴＲＥが多くなっている。
また、成形体と合金材料の両方に合金２を用いた実験例８のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、合金材料を用いずに合金２からなる成形体を焼結した実験例５２のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較してＴＲＥが多くなっている。
また、成形体と合金材料の両方に合金７を用いた実験例１２のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石では、合金材料を用いずに合金７からなる成形体を焼結した実験例５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較してＴＲＥが多くなっている。
これらの結果から、合金材料を焼結炉のチャンバー内に配置して成形体を焼結することにより、合金材料から成形体に粒界相成分が供給されたことが分かる。

また、合金材料として合金３を用いた実験例３では、合金材料として合金３よりもＴＲＥの多い合金を用いた実験例４および実験例５と比較して、ＴＲＥが多くなっている。合金３にはＣｕが含まれており、実験例４および実験例５において合金材料として用いた合金（合金４、５）にはＣｕが含まれていない。このことから、合金材料がＣｕを含むことにより、合金材料から成形体に粒界相成分を効率よく供給できることが分かる。

また、実験例１〜１２、５１〜５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石それぞれの磁気特性を、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および図４〜６に示す。表３および図４〜６において「Ｈｃｊ」とは保磁力であり、「Ｂｒ」とは残留磁化である。

表３および図４より、実験例１〜６のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、実験例５１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力が高く、残留磁化が低いという結果になった。
また、表３および図５より、実験例７〜１１のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、実験例５２のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力が高く、残留磁化が低いという結果になった。
表３および図６より、実験例１２のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、実験例５４のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と比較して、保磁力が高く、残留磁化が低いという結果になった。
以上の様に、成形体と合金材料とを、焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の保磁力を向上させることができるという結果が得られた。

また、以下に示す方法により、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の深さ方向において、単位面積あたりに粒界相が占める面積の割合（粒界相面積率）の変化量を調べた。その結果を図７および図８に示す。なお、本測定に用いた磁石の形状は、一辺が２０ｍｍの立方体である。
粒界相面積率の測定は、次の様に行った。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石をそれぞれエポキシ樹脂に埋込み、磁化容易軸（Ｃ軸）に平行な面を削りだし、鏡面研磨した。この鏡面研磨面を反射電子像にて１５００倍の倍率で観察し、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した。このあと、画像解析ソフトウェアにより、Ｒリッチ相と遷移金属リッチ相の面積を測定し、それらの合計の面積を観察視野の面積で割ることにより、粒界相面積率を算出した。
図７は、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の下面からの距離と、粒界相面積率との関係を示したグラフである。図８は、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石の中心から側面までの距離と、粒界相面積率との関係を示したグラフである。なお、図７および図８には、比較のために実験例５１の粒界相面積率も示している。

図７および図８に示すように、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、外面（上下面、対向する側面）から０．５ｍｍ内側の位置と、前記外面から１０ｍｍ内側の位置との間における粒界相面積率の変化量が、４％以下であった。

図７および図８に示すように、実験例３のＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、焼結工程を行うことにより、合金材料（第２合金）から成形体中に粒界相成分が拡散したため、実験例５１よりも全体的に粒界相比率が高くなった。

Claims (11)

1. 第１合金の粉末の成形体を形成する成形工程と、
   前記成形体と第２合金の鋳造合金薄片とを焼結炉のチャンバー内に配置して焼結することにより、前記成形体を焼結体とする焼結工程とを備え、
   前記第１合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂと、Ｃｕおよび不可避不純物からなり、Ｒを１１〜１７原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｔが残部であり、
   前記第２合金が、希土類元素であるＲと、Ｆｅを必須とする遷移金属であるＴと、Ｂおよび不可避不純物からなり、Ｒを１１〜２０原子％含み、Ｂを４．５〜６原子％含み、Ｔが残部であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
2. 前記第１合金が、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
3. 前記第１合金が、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
4. 前記第１合金の、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
5. 前記第１合金が、Ｒを１３．５〜１７原子％含み、Ｄｙを含有しないものであることを特徴とする請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
6. 前記第２合金が、Ｃｕを０．０５〜０．２原子％含むことを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
7. 前記第２合金が、Ａｌおよび／またはＧａである金属元素Ｍを０〜１．６原子％含むことを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
8. 前記第２合金の、全希土類元素中のＤｙの割合が０〜２９原子％であることを特徴とする請求項１〜請求項７のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
9. 前記第２合金が、Ｒを１３．５〜１７原子％含み、Ｄｙを含有しないものであることを特徴とする請求項８に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
10. 前記第２合金が、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂの組成を有する主相と、主相よりもＲを多く含む粒界相により構成され、前記第２合金に含まれる前記粒界相の量が６質量％以上１５質量％未満であることを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。
11. 前記焼結工程において、８００〜１１５０℃の温度で、３０〜１８０分間焼結を行うことを特徴とする請求項１〜請求項１０のいずれか一項に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石の製造方法。