JP7167665B2 - 希土類磁石及びその製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石（Ｒは希土類元素）及びその製造方法に関する。本開示は、特に、高温での保磁力の低下が抑制されているＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石及びその製造方法に関する。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、主相と、主相の周囲に存在する粒界相とを備える。主相は、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂで表される組成を有しており、磁性相である。この主相によって、強い磁性を発現する。一方、粒界相は、主相の周囲に存在して、主相同士を磁気的に分断している。そして、この磁気分断によって、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の保磁力は高められている。

この磁気分断効果を高めるため、種々の試みが行われている。例えば、特許文献１には、主相と粒界相とを備える希土類磁石を前駆体として、その前駆体の内部に改質材を浸透させた希土類磁石が開示されている。

特許文献１に開示された希土類磁石においては、主相と粒界相の間に中間相を有することによって、希土類磁石全体の保磁力が高められている。

国際公開第２０１４／１９６６０５Ａ１号

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石は、高性能であるため、多様な分野へ、その使用が拡大している。そのため、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が、高温環境下で使用されることも増加している。また、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が、高出力モータに使用され、高出力を長時間にわたって維持したとき、モータの自己発熱等によって、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が高温になる場合もある。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が高温になったとき、保磁力が低下してしまうことがあることが知られている。

このことから、高温においても、保磁力の低下が抑制されている、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石が求められている、という課題を本発明者らは見出した。なお、本明細書において、高温とは、１００～１７０℃、特に、１４０～１６０℃の範囲のことをいう。また、室温とは、２０～２５℃の範囲のことをいう。そして、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石とは、主相と、主相の周囲に存在する粒界相を備え、主相が、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂで表される組成を有する相を含んでいる磁石のことをいう。

本開示は、上記課題を解決するためになされたものである。本開示は、高温においても、保磁力の低下が抑制されている、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、本開示の希土類磁石及びその製造方法を完成させた。本開示の希土類磁石及びその製造方法は、次の実施形態を含む。
〈１〉全体組成が（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ・（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖ（Ｒ^１はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^１はＡｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、Ｒ^２はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ^３はＲ^２以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^２はＲ^２及びＲ^３と合金化することにより、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点をＲ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、
ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、ｕ、及びｖが、原子％で、
５．０≦ｐ≦２０．０、
０≦ｑ≦８．０、
４．０≦ｒ≦６．５、
０≦ｓ≦０．５、
０≦ｔ≦０．５、
０≦ｕ≦２．０、及び
０≦ｖ≦１０．０
であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ａ、及びｂが、モル比で、
０．２００≦ｘ≦０．４００、
０≦ｙ≦０．１００、
０．１００≦ｚ≦０．２００、
０≦ｗ≦０．１００
０．５０≦ａ≦０．８０、及び
０≦ｂ≦０．１０
である）で表され、
主相と前記主相の周囲に存在する粒界相を有しており、
前記主相は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｍ－ｙ_ｍ－ｚ_ｍ－ｗ_ｍ）：ｘ_ｍ：ｙ_ｍ：ｚ_ｍ：ｗ_ｍのモル比で希土類元素を含有しており、かつ、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ型の結晶構造を備える相を有しており、
前記粒界相は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｂ－ｙ_ｂ－ｚ_ｂ－ｗ_ｂ）：ｘ_ｂ：ｙ_ｂ：ｚ_ｂ：ｗ_ｂのモル比で希土類元素を含有しており、かつ
前記ｚ、前記ｚ_ｍ、及び前記ｚ_ｂは、ｚ_ｍ＜ｚ＜ｚ_ｂの関係を有している、
希土類磁石。
〈２〉前記Ｒ^２がＮｄである、〈１〉項に記載の希土類磁石。
〈３〉前記Ｍ^２がＣｕ、Ａｌ、及びＣｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である、〈１〉又は〈２〉項に記載の希土類磁石。
〈４〉前記Ｍ^２がＣｕである、〈１〉～〈３〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈５〉前記ｚが０．１００≦ｚ≦０．１５０である、〈１〉～〈４〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈６〉前記ｘが０．２５０≦ｘ≦０．３５０である、〈１〉～〈５〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈７〉前記主相の平均粒径が１～１０００ｎｍである、〈１〉～〈６〉項のいずれか一項に記載の希土類磁石。
〈８〉（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ（Ｒ^１はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^１はＡｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、
ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕが、原子％で、
５．０≦ｐ≦２０．０、
０≦ｑ≦８．０、
４．０≦ｒ≦６．５、
０≦ｓ≦０．５、
０≦ｔ≦０．５、及び
０≦ｕ≦２．０
であり、かつ、
ｘ、ｙ、ｚ、及びｗが、モル比で、
０．２００≦ｘ≦０．４００、
０≦ｙ≦０．１００、
０．１００≦ｚ≦０．２００、及び
０≦ｗ≦０．１００
である）の組成を有する磁性薄帯又は磁性粉末を準備すること、及び
前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を熱間で圧縮して成形体を得ること、
を含む、希土類磁石の製造方法。
〈９〉前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を磁場中で圧縮して成形体を得る、〈８〉項に記載の方法。
〈１０〉前記磁性薄帯又は前記磁性粉末をストリップキャスト法又はＨＤＤＲ法で準備する、〈８〉又は〈９〉項に記載の方法。
〈１１〉前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を液体急冷法で準備する、〈８〉又は〈９〉項に記載の方法。
〈１２〉前記成形体を、さらに、熱間で塑性加工して塑性変形体を得ることを含む、〈８〉～〈１１〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１３〉（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖ（Ｒ^２はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ^３はＲ^２以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^２はＲ^２及びＲ^３と合金化することにより、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点をＲ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、ａ及びｂが、それぞれ、０．５０≦ａ≦０．８０及び０≦ｂ≦０．１０である）で表される組成の合金を含有する改質材を準備すること、
前記成形体と前記改質材を互いに接触させて、接触体を得ること、及び
前記接触体を熱処理して、前記成形体の内部に、前記改質材の融液を浸透させること、
を含む、〈８〉～〈１１〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１４〉（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖ（Ｒ^２はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ^３はＲ^２以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^２はＲ^２及びＲ^３と合金化することにより、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点をＲ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、ａ及びｂが、それぞれ、０．５０≦ａ≦０．８０及び０≦ｂ≦０．１０である）で表される組成の合金を含有する改質材を準備すること、
前記塑性変形体と前記改質材を互いに接触させて、接触体を得ること、及び
前記接触体を熱処理して、前記塑性変形体の内部に、前記改質材の融液を浸透させること、
を含む、〈１２〉項に記載の方法。
〈１５〉前記Ｒ^２がＮｄである、〈８〉～〈１４〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１６〉前記Ｍ^２がＣｕ、Ａｌ、及びＣｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である、〈８〉～〈１５〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１７〉前記Ｍ^２がＣｕである、〈８〉～〈１６〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１８〉前記ｚが０．１００≦ｚ≦０．１５０である、〈８〉～〈１７〉項のいずれか一項に記載の方法。
〈１９〉前記ｘが０．２５０≦ｘ≦０．３５０である、〈８〉～〈１８〉項のいずれか一項に記載の方法。

本開示によれば、希土類磁石中にＮｄ、Ｐｒ、及びＬａを共存させることによって、高温での保磁力の低下を抑制した希土類磁石及びその製造方法を提供することができる。

図１は、本開示の希土類磁石の組織の一例を示す模式図である。 図２は、従来の希土類磁石の組織の一例を示す模式図である。 図３は、液体急冷法によって、磁性薄帯を準備する方法を説明する模式図である。 図４は、ストリップキャスト法によって、磁性薄帯を準備する方法を説明する模式図である。 図５は、パンチとダイスを用いて磁性粉末を熱間で圧縮する方法を説明する模式図である。 図６は、パンチとダイスを用いて成形体を熱間で塑性加工する方法を説明する模式図である。 図７は、希土類元素の種類とＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数（ａ軸及びｃ軸）との関係を示すグラフである。 図８は、室温におけるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶構造を示す模式図である。 図９は、高温におけるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶構造を示す模式図である。

以下、本開示に係る希土類磁石及びその製造方法の実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は、本開示に係る希土類磁石及びその製造方法を限定するものではない。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の全体組成を有する溶湯が凝固すると、主相としてＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成し、主相の周囲に粒界相としてＲリッチ相が生成する。本明細書では、特に断りのない限り、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相とは、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂで表される結晶構造を有する相を意味し、Ｒリッチ相とは、主相よりもＲの含有割合が多い相を意味する。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石において、１）主相の異方性磁界を高くする、２）主相の粒径を小さくする、３）主相同士を磁気分断する、と保磁力が向上する。このことから、保磁力の向上には、主相の異方性磁界の向上が重要である。また、磁石の温度が上昇するにしたがって、主相の異方性磁界は低下することが一般的である。したがって、高温時の保磁力の低下を抑制するには、高温時の異方性磁界の低下を抑制することが重要である。

Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相のうち、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相は、室温時に優れ、高温時にも、異方性磁界の低下が比較的少ない。そのため、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石のＲとして、Ｎｄを選択することが多い。しかし、諸事情により、Ｎｄの一部がＮｄ以外の希土類元素で置換されることがある。Ｎｄの一部がＰｒで置換されると、特に高温時の異方性磁界が低下する。しかし、Ｎｄの一部がＰｒで置換されても、さらに、Ｎｄの一部がＬａで置換されると、高温時の異方性磁界の低下を抑制することができる。理論に拘束されないが、この理由について考えられる事項について、図面を用いて、次のとおり、説明する。

図７は、希土類元素の種類とＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数（ａ軸及びｃ軸）との関係を示すグラフである。なお、図７の出典は、Ｅ． Ｂｕｒｚｏ， Ｒｅｐ． Ｐｒｏｇ． Ｐｈｙｓ．， ６１（１９９８）， １０９９－１２６６である。図８は、室温におけるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶構造を示す模式図である。図９は、高温におけるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶構造を示す模式図である。また、表１は、図７から、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数（ａ軸及びｃ軸）を希土類元素の種類毎にまとめたものである。

Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の異方性磁界は、主として、ＲとＦｅの交換結合の大きさに依存する。図８及び図９に示すように、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相においては、温度が上昇すると、結晶格子が、ａ軸方向に縮小し、ｃ軸方向に拡大する。結晶格子がａ軸方向に縮小すると、ＲとＦｅの距離が短縮されるため、交換結合の大きさが増加する。しかし、従来のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石においては、温度の上昇によって、ＲとＦｅの電子スピンに揺らぎが生じて、前述の距離の短縮による交換結合の大きさの増加分以上に、交換結合の大きさが減少する。その結果、高温時には、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の異方性磁界が著しく低下する。

表１に示すように、格子定数の大きさは、ａ軸及びｃ軸ともに、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｃｅ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の関係を有する。そのため、Ｎｄの一部がＰｒ及び／又はＬａで置換されると、ＲとＦｅの距離は拡張されるが、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相の異方性磁界は予想されるほど低下しない。

Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の全体組成を有する溶湯のＲが主としてＮｄとＰｒを含有する場合には、その溶湯が凝固すると、（Ｎｄ、Ｐｒ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成し、主相の周囲に粒界相として（Ｎｄ、Ｐｒ）リッチ相が生成する。このとき、ＮｄとＰｒの合計含有量に対するＮｄとＰｒそれぞれのモル比については、主相におけるそれぞれのモル比と、粒界相におけるそれぞれのモル比は、実質的に同一である。

これに対し、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の全体組成を有する溶湯のＲが主としてＮｄ、Ｐｒ、及びＬａを含有する場合には、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成し、主相の周囲に粒界相として（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成する。そして、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａの合計含有量に対するＰｒのモル比については、主相おけるＰｒのモル比と、粒界相におけるＰｒのモル比は、実質的に同一である。しかし、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａの合計含有量に対するＬａのモル比は、主相においてよりも粒界相において高い。これは、結晶格子の安定性が、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ＞Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ＞Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂであることから、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａを含有する溶湯が凝固するとき、Ｎｄは主相を構成する元素になり易く、Ｌａが優先的に粒界相に排出されるためである。そうすると、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相において、Ｎｄの含有量が高くなる。高温時の異方性磁界は、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相であるため、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相のＮｄのモル比が高いと、希土類磁石全体として、高温時の異方性磁界の低下を抑制できる。

Ｒが、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａの他に、少量のＣｅを含有する場合には、主相として（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成し、主相の周囲に粒界相として（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相が生成する。そして、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａの合計含有量に対するＣｅのモル比は、主相においてよりも粒界相において若干高い。これは、結晶格子の安定性が、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｃｅ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相であることから、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａを含有する溶湯が凝固するとき、Ｎｄは主相を構成する元素になり易く、Ｌａほどではないが、Ｃｅも優先的に粒界相に排出されるためである。そのため、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相において、Ｎｄの含有量が高まり、希土類磁石全体として、高温時の異方性磁界の低下を抑制できる。また、上述したように、ａ軸の格子定数は、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相＞Ｃｅ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の関係を有するため、Ｎｄの一部をＣｅで置換すると、ＲとＦｅの距離は小さくなり、異方性磁界の低下の抑制に寄与する。

さらに、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相とでは、格子定数の差が大きいため、Ｎｄの一部をＬａで置換すると、結晶格子の歪は大きくなる。しかし、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の大きさは、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の大きさとＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の大きさの間であることから、Ｎｄの一部をＬａとＰｒで置換すると、Ｐｒによって歪が緩和されて、異方性磁界の低下の抑制に寄与する。

これまでに説明した事項に基づく、本開示に係る希土類磁石及びその製造方法の構成要件を次に説明する。

《希土類磁石》
まず、本開示の希土類磁石の構成要件について説明する。

〈全体組成〉
本開示の希土類磁石の全体組成は、式（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ・（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖで表される。本開示の希土類磁石は、主相と、主相の周囲に存在する粒界相を有する。「全体組成」とは、主相と粒界相を合わせた希土類磁石全体の組成を意味する。

本開示の希土類磁石は、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕで表される希土類磁石を基本とする。本開示の希土類磁石は、この基本とする希土類磁石に、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}で表される合金を含有する改質材を任意に浸透させてもよい。改質材を浸透させる場合には、基本とする希土類磁石は、希土類磁石前駆体である。改質材の働きについては後述する。

本開示の希土類磁石の全体組成を表す式において、（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖは、改質材に由来する組成を表す。改質材を浸透させない場合、ｖ＝０であり、本開示の希土類磁石の全体組成は、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕで表される。一方、改質材を浸透させる場合、ｖは０でない正の値であり、本開示の希土類磁石の全体組成は、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ・（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖで表される。

上式中、Ｎｄはネオジム、Ｐｒはプラセオジム、Ｃｅはセリウム、Ｌａはランタン、そして、Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素である。Ｆｅは鉄、Ｃｏはコバルト、Ｂはホウ素、Ｇａはガリウム、そして、Ｃｕは銅である。Ｍ^１は、Ａｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素である。Ａｌはアルミニウム、Ａｕは金、Ａｇは銀、Ｚｎは亜鉛、Ｉｎはインジウム、そして、Ｍｎはマンガンである。Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素である。Ｎｄはネオジム、Ｐｒはプラセオジム、Ｐｍはプロメチウム、Ｓｍはサマリウム、Ｅｕはユウロビウム、そして、Ｇｄはガドリニウムである。Ｍ^２は、Ｒ^２及びＲ^３と合金化することによって、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点を、Ｒ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素である。

本明細書において、希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕの１７元素である。Ｓｃはスカンジウム、Ｙはイットリウム、Ｌａはランタン、Ｃｅはセリウム、Ｐｒはプラセオジム、Ｎｄはネオジム、Ｐｍはプロメチウム、Ｓｍはサマリウム、Ｅｕはユウロビウム、Ｇｄはガドリニウム、Ｔｂはテルビウム、Ｄｙはジスプロシウム、Ｈｏはホルミウム、Ｅｒはエルビウム、Ｔｍはツリウム、Ｙｂはイッテルビウム、そして、Ｌｕはルテニウムである。これらのうち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、及びＣｅは、軽希土類元素である。Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄは、中希土類元素である。Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕは、重希土類元素である。なお、一般に、重希土類元素の希少性は高く、軽希土類元素の希少性は低い。中希土類元素の希少性は、重希土類元素と軽希土類元素の間である。

次に、ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、ｕ、及びｖ、並びに、ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ａ、及びｂについて説明する。

ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕは、それぞれ、希土類磁石の次の含有量を示す。ｐはＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量であり、ｑはＣｏの含有量であり、ｒはＢの含有量であり、ｓはＧａの含有量であり、ｔはＣｕの含有量であり、そして、ｕはＭ^１の含有量である。また、ｖは、希土類磁石前駆体に対する、改質材中の合金の浸透量を示す。すなわち、ｖは、Ｒ^２、Ｒ^３、及びＭ^２の合計含有量を示す。ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、ｕ、及びｖの値は、それぞれ、原子％である。

ｘ、ｙ、ｚ、及びｗの値は、それぞれ、希土類磁石の次のモル比（含有割合）である。ｘは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｐｒのモル比を示す。ｙは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｃｅのモル比を示す。ｚは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｌａのモル比を示す。ｗは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｒ^１のモル比を示す。ａ及びｂの値は、それぞれ、改質材の次のモル比（含有割合）である。ａは、Ｒ^２、Ｒ^３、及びＭ^２の合計含有量に対する、Ｒ^２のモル比を示す。ｂは、Ｒ^２、Ｒ^３、及びＭ^２の合計含有量に対する、Ｒ^３のモル比を示す。

上述した式で表される希土類磁石の構成元素について、次に説明する。

〈Ｎｄ〉
Ｎｄは、本開示の希土類磁石に必須の主要成分である。本開示の希土類磁石のＮｄの一部は、Ｐｒ及びＬａで置換される。また、本開示の希土類磁石のＮｄの一部は、任意に、Ｃｅ及びＲ^１で置換される。希土類磁石におけるＮｄのモル比は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対して、１－ｘ－ｙ－ｚ－ｗで表される。

〈Ｐｒ〉
Ｐｒは、本開示の希土類磁石に必須の成分である。本開示の希土類磁石のＮｄの一部がＰｒで置換されても、室温時及び高温時のいずれも、磁化の低下は比較的小さい。一方、本開示の希土類磁石のＮｄの一部がＰｒで置換されると、主相の異方性磁界は、特に高温時に低下する。この高温時の異方性磁界の低下を抑制するため、本開示の希土類磁石のＮｄの一部が、さらに、Ｌａで置換される。上述したとおり、Ｐｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の値が、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の値とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数の値の間であることを利用して、Ｌａ_２Ｆｅ_１４Ｂ相とＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相との格子定数の値の差が大きいことの弊害を抑制する。

Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｐｒのモル比ｘが０．２００以上ならば、相対的にＬａのモル比が過剰にならず、主相の結晶格子内でＲとＦｅが過剰に離間せず、結晶格子内の歪も少ない。その結果、特に高温時に、主相の異方性磁界の低下を抑制することができる。この観点からは、ｘは、０．２２０以上、０．２４０以上、０．２５０以上、０．２６０以上、又は０．２８０以上であってよい。一方、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｐｒのモル比ｘが０．４００以下ならば、相対的にＬａのモル比が過少にならず、希土類磁石の組成を有する溶湯の凝固時に、粒界相に多くのＬａが優先的に排出され、主相中にＮｄのモル比が増加する。その結果、特に高温時に、主相の異方性磁界の低下を抑制することができる。この観点からは、ｘは、０．３８０以下、０．３６０以下、０．３５０以下、０．３４０以下、０．３３５以下、又は０．３３０以下であってよい。

〈Ｌａ〉
Ｌａは、本開示の希土類磁石に必須の成分である。上述したとおり、Ｎｄの一部をＰｒで置換しても、さらに、Ｎｄの一部をＬａで置換することにより、高温時において、主相の異方性磁界の低下を抑制することができる。

Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｌａのモル比ｚが０．１００以上ならば、希土類磁石の組成を有する溶湯の凝固時に、粒界相に多くのＬａが優先的に排出され、主相中にＮｄのモル比が増加する。その結果、特に高温時に、主相の異方性磁界の低下を抑制することができる。この観点からは、ｚは、０．１１０以上、０．１１５以上、又は０．１２０以上であってよい。一方、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｌａのモル比ｚが０．２００以下ならば、主相の結晶格子内でＲとＦｅが過剰に離間せず、結晶格子内の歪も少ない。この観点からは、ｚは、０．１９０以下、０．１７０以下、０．１５０以下、０．１３０以下、又は０．１２５以下であってよい。

〈Ｃｅ〉
Ｃｅは、本開示の希土類磁石に任意で含有してもよい成分である。上述したとおり、希土類磁石の組成を有する溶湯の凝固時に、粒界相にＣｅが優先的に排出して、主相中にＮｄのモル比が増加する。その結果、特に高温時に、主相の異方性磁界の低下を抑制に寄与する。一方、Ｃｅ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数は、上述したとおり、非常に小さいため、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の格子定数との格子定数の差が大きくなるが、少量であれば、主相に歪を生じさせ、その結果、主相の異方性磁界を低下させるおそれは小さい。

Ｃｅは微量でも、主相の異方性磁界の低下を抑制に寄与する。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｃｅのモル比ｙが０．００５以上ならば、主相の異方性磁界の低下が抑制されていることを実質的に認識できる。この観点からは、ｙは０．０１０以上、０．０２０以上、又は０．０３０以上であってよい。一方、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量に対する、Ｃｅのモル比ｙが０．１００以下ならば、主相に歪を生じさせるおそれは小さい。この観点からは、ｙは０．０８０以下、０．０６０以下、０．０５０以下、又は０．０４５以下であってよい。なお、Ｃｅは、本開示の希土類磁石に含有しなくてもよく、その場合、ｙは０である。

〈Ｒ^１〉
Ｒ^１は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素である。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａの原材料等において、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の希土類元素Ｒ^１を皆無にすることは難しい。しかし、Ｒ^１のモル比ｗの値が０～０．１０であれば、本開示の希土類磁石の特性は、ｙの値が０であるときと、実質的に同等と考えてよい。

原材料の純度を過剰に上昇させることは、製造コストの上昇を招くため、ｗの値は、０．０１０以上、０．０２０以上、０．０３０以上、０．０４０以上、又は０．０５０以上であってよい。一方、ｗの値は、製造コストの上昇を招かない限り、低い方がよく、０．０９０以下、０．０８０以下、０．０７０以下、又は０．０６０以下であってよい。

〈Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量〉
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１の合計含有量ｐが、５．０原子％以上であれば、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２Ｆｅ_１４Ｂで表される主相が生成され易い。この観点からは、ｐは、７．０原子％以上、９．０原子％以上、１１．０原子％以上、又は１３．０原子％以上であってよい。一方、ｐが２０．０原子％以下であれば、粒界相の含有割合（体積率）が過剰になることはない。この観点からは、１９．０原子％以下、１８．０原子％以下、又は１７．０原子％以下であってよい。

〈Ｂ〉
Ｂは、主相の含有量と、粒界相中のＦｅを含む磁性相の含有量に影響を与える。Ｂの含有量が少なすぎると、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂで表される主相が生成され難くなる。Ｂの含有量ｒが４．０原子％以上であれば、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂで表される主相が生成され難くなることはない。この観点からは、ｒは、４．５原子％以上、５．０原子％以上、又は５．５原子％以上であってよい。一方、Ｂの含有量ｒが過剰であると、粒界相に、ＲＦｅ_４Ｂ_４相等のＦｅを含む磁性相が生成されやすくなる。ｒが６．５原子％以下であれば、α－Ｆｅ相が多量に生成し難い。この観点からは、ｒは、６．３原子％以下又は６．０原子％以下であってよい。

〈Ｃｏ〉
Ｃｏは、主相及び粒界相で、Ｆｅと置換可能な元素である。本明細書で、Ｆｅと記載されている場合には、Ｆｅの一部がＣｏで置換可能である。例えば、（Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相のＦｅの一部がＣｏで置換されて、（Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ相となる。また、粒界相中のＦｅを含む磁性相（Ｒ_２Ｆｅ_１７相等）は、そのＦｅの一部がＣｏで置換された磁性相（Ｒ_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１７相等）になる。

このように、Ｆｅの一部がＣｏで置換されることにより、各相のキュリー点が向上する。キュリー点の向上を望まない場合には、Ｃｏを含有しなくてもよく、Ｃｏの含有は必須ではない。Ｃｏの含有量ｑが０．５原子％以上であれば、キュリー点の向上が実質的に認められる。キュリー点の向上の観点からは、１．０原子％以上、２．０原子％以上、３．０原子％以上、又は４．０原子％以上であってよい。一方、Ｃｏは高価であるため、経済的観点から、Ｃｏの含有量ｑは、８．０原子％以下、７．０原子％以下、又は０．６原子％以下であってよい。

〈Ｇａ〉
Ｇａは粒界相の融点を低下させる元素で、本開示の希土類磁石に任意に含有してよい。液体急冷法等で磁性薄帯等を得て、その磁性薄帯等から成形体を得るとき、及び／又は、成形体から塑性変形体を得るときに、Ｇａの含有によって粒界相の融点が低下し、潤滑性が増加するため、金型寿命の向上等に寄与する。この観点から、Ｇａの含有量ｓは、０原子％以上、０．１原子％以上、０．２原子％以上、又は０．３原子％以上であってよく、０．５原子％以下又は０．４原子％以下であってよい。なお、成形体及び塑性変形体については後述する。

〈Ｃｕ〉
Ｃｕは粒界相の融点を低下させる元素で、本開示の希土類磁石に任意に含有してよい。液体急冷法等で磁性薄帯等を得て、その磁性薄帯等から成形体を得るとき、及び／又は、成形体から塑性変形体を得るときに、Ｃｕの含有によって粒界相の融点が低下し、潤滑性が増加するため、金型寿命の向上等に寄与する。この観点から、Ｃｕの含有量ｔは、０原子％以上、０．１原子％以上、０．２原子％以上、又は０．３原子％以上であってよく、０．５原子％以下又は０．４原子％以下であってよい。なお、成形体及び塑性変形体については後述する。

〈Ｍ^１〉
Ｍ^１は、本開示の希土類磁石の特性を損なわない範囲で含有することができる。Ｍ^１には不可避的不純物元素を含んでよい。不可避的不純物元素とは、希土類磁石の原材料に含まれる不純物元素、あるいは、製造工程で混入してしまう不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。製造工程で混入してしまう不純物元素等には、製造上の都合により、磁気特性に影響を与えない範囲で含有させる元素を含む。

本開示の希土類磁石の特性を損なわない範囲で含有することができる元素としては、Ａｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎが挙げられる。

Ａｌ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ａｕ、及びＡｇは、液体急冷法等で得られる磁性薄帯等の内部に存在する粒界相の融点を低下させる。これにより、磁性薄帯若しくは磁性粉末から成形体を得るとき、及び／又は、成形体から塑性変形体を得るとき、金型寿命の向上等に有利であるが、これらの元素の含有は必須ではない。そして、Ｍ^１の含有量の上限以下であれば、これらの元素は、実質的に磁気特性に影響を与えない。これらの元素は、磁気特性の観点からは、不可避的不純物元素とみなしてもよい。なお、成形体及び塑性変形体については後述する。

Ｍｎは、（Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相中のＦｅの一部と置換して、（Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ）_２Ｆｅ_１４Ｂ相の安定化に寄与する。

Ｍ^１の含有量ｕが、２．０原子％以下であれば、本開示の希土類磁石の磁気特性を損なうことはない。この観点からは、Ｍ^１の含有量ｕは、１．５原子％以下、１．０原子％以下、又は０．５原子％であってよい。

Ｍ^１として、Ａｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎを含有しない場合でも、不可避的不純物元素を皆無にすることはできないため、Ｍ^１の含有量ｕの下限は、０．０５原子％、０．１０原子％、又は０．２０原子％であっても、実用上問題はない。

なお、Ｍ^１が二種類以上の元素である場合には、Ｍ^１の含有量ｕは、それらの元素それぞれの含有量の合計である。

これまで説明してきた、ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕの値それぞれは、通常のＲ－Ｆｅ－Ｂ系希土類磁石の場合と同等である。

〈Ｆｅ〉
Ｆｅは、これまで説明したＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１、Ｃｏ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、及びＭ^１の残部であり、Ｆｅの含有量（原子％）は、（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）で表される。ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕを、これまでに説明した範囲にすると、主相及び粒界相が得られる。

〈Ｒ^２、Ｒ^３、及びＭ^２〉
本開示の希土類磁石の全体組成を表す式（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ・（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖにおいて、（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖは改質材に由来する組成を表す。また、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}は、改質材中の合金の組成を表す。そして、ｖは、改質材を浸透させる前の希土類磁石（希土類磁石前駆体）に対する改質材の浸透量（原子％）を示す。

Ｒ^２は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素である。また、Ｒ^３は、Ｒ^２以外の一種以上の希土類元素である。そして、Ｍ^２は、Ｒ^２及びＲ^３と合金化することによって、改質材中の合金の融点を、Ｒ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素である。不可避的不純物元素とは、原材料に含まれる不純物元素等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物元素のことをいう。

Ｒ^２とＭ^２については、これらで共晶合金を形成し易いという観点から、Ｒ^２としてはＮｄが好ましく、Ｍ^２としてはＣｕ、Ａｌ、及びＣｏからなる群より選ばれる一種上の元素であることが好ましく、そして、Ｍ^２としてはＣｕが特に好ましい。また、Ｃｕ、Ａｌ、及びＣｏは、希土類磁石の磁気特性等への悪影響が小さい。

改質材中の合金の組成は、改質材中の合金の融点を、Ｒ^２の融点よりも低下させるように適宜決定すればよい。改質材中の合金の融点は、改質材中の合金のＲ^２のモル比ａに依存する。改質材中の合金の融点を、Ｒ^２の融点よりも低下させるには、Ｒ^２のモル比ａは、０．５０以上、０．５５以上、又は０．６０以上であってよく、０．８０以下、０．７５以下、又は０．７０以下であってよい。

改質材中の合金が含有する主な希土類元素はＲ^２であるが、Ｒ^２以外の希土類元素Ｒ^３を皆無にすることは難しい。しかし、Ｒ^３のモル比ｂの値が０～０．１０であれば、改質材としての特性は、ｂの値が０であるときと、実質的に同等と考えてよい。

ｂの値は、０に近いことが理想であるが、ｂの値は、０．０１以上、０．０２以上、０．０３以上、０．０４以上、又は０．０５以上であってよい。一方、ｂの値は、製造コストの上昇を招かない限り、低い方がよく、０．１０以下、０．０９以下、０．０８以下、０．０７以下、又は０．０６以下であってよい。

基本となる希土類磁石（希土類磁石前駆体）に改質材を任意に浸透させることによって、保磁力を一層向上させることができる。一方、改質材の浸透量が過剰であると、改質材中のＭ^２によって磁化が低下する。このことから、改質材の浸透量は、保磁力の向上と磁化の低下との均衡で適宜決定すればよい。改質材を浸透させる前の希土類磁石（希土類磁石前駆体）に対する改質材の浸透量ｖは、０原子％以上、１．０原子％以上、３．０原子％以上、又は５．０原子％以上であってよく、１０．０原子％以下、８．０原子％以下、又は６．０原子％以下であってよい。なお、ｙが０とは、改質材を浸透しないことを意味する。

〈主相及び粒界相〉
本開示の希土類磁石の組織について、図面を用いて説明する。図１は、本開示の希土類磁石の組織の一例を示す模式図である。図２は、従来の希土類磁石の組織の一例を示す模式図である。図１及び図２のいずれも、改質材を浸透させない場合を示す。

図１に示すように、本開示の希土類磁石１０は、主相１１及び粒界相１２を有する。粒界相１２は、主相１１の周囲に存在する。

主相１１は、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ型の結晶構造を備える相（以下、「（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ」相ということがある）を有している。「（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ型の結晶構造」とは、結晶内に、Ｍ^１及び不可避的不純物並びに改質材を構成する元素を部少量含有してもよいことを意味する。

粒界相１２は、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）リッチ相である。（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）リッチ相とは、主相１１よりも、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＲ^１を多く含有する相である。粒界相１２によって主相１１が磁気分断されるため、保磁力が向上する。

主相１１は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｍ－ｙ_ｍ－ｚ_ｍ－ｗ_ｍ）：ｘ_ｍ：ｙ_ｍ：ｚ_ｍ：ｗ_ｍのモル比で希土類元素を有している。また、粒界相１２は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｂ－ｙ_ｂ－ｚ_ｂ－ｗ_ｂ）：ｘ_ｂ：ｙ_ｂ：ｚ_ｂ：ｗ_ｂのモル比で希土類元素を有している。

（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕで表される組成を有する溶湯が凝固すると、主相１１及び粒界相１２を生成する。このとき、上述したように、Ｌａ及びＣｅ、特にＬａが粒界相１２に優先的に排出される。そのため、本開示の希土類磁石１０におけるＬａのモル比をｚ、主相１１におけるＬａのモル比をｚ_ｍ、粒界相１２におけるＬａのモル比をｚ_ｂとすると、ｚ_ｍ＜ｚ＜ｚ_ｂの関係を有している。本開示の希土類磁石１０におけるＬａのモル比ｚは、溶湯におけるＬａのモル比と等しいと考えてよい。

また、上述したように、溶湯の凝固時には、Ｌａほどではないが、Ｃｅも粒界相１２に優先的に排出される。そのため、本開示の希土類磁石１０におけるＣｅのモル比をｙ、主相１１におけるＣｅのモル比をｙ_ｍ、粒界相１２におけるＣｅのモル比をｙ_ｂとすると、ｙ_ｍ＜ｙ＜ｙ_ｂの関係を有している。本開示の希土類磁石１０におけるＣｅのモル比ｙは、溶湯におけるＣｅのモル比と等しいと考えてよい。

これまで説明してきた本開示の希土類磁石１０について、例えば、（Ｎｄ_{０．５００}Ｐｒ_{０．３３５}Ｃｅ_{０．０４５}Ｌａ_{０．０１２}）_{１３．１１}Ｆｅ_{８０．４３}Ｂ_５．９９Ｇａ_０．３７Ｃｕ_０．１０で表される組成を有する溶湯が凝固したときで、図１を用いて説明する。なお、説明を簡単にするために、Ｒ^１、Ｃｏ、及びＭ^１を含有しない場合で説明する。また、Ｇａ及びＣｕは主相１１及び粒界相１２に微少量含有するものとする。

この例の溶湯が凝固すると、溶湯と同じ組成を有する、本開示の希土類磁石１０が得られる。すなわち、本開示の希土類磁石１０の全体組成は、（Ｎｄ_{０．５００}Ｐｒ_{０．３３５}Ｃｅ_{０．０４５}Ｌａ_{０．１２０}）_{１３．１１}Ｆｅ_{８０．４３}Ｂ_５．９９Ｇａ_０．３７Ｃｕ_０．１０である。そして、本開示の希土類磁石１０は、主相１１及び粒界相１２を有する。図１に示したように、主相１１は（Ｎｄ_{０．５１９}Ｐｒ_{０．３３５}Ｃｅ_{０．０４３}Ｌａ_{０．１０３}）_２Ｆｅ_１４Ｂ相であり、粒界相１２は（Ｎｄ_{０．４８５}Ｐｒ_{０．３３５}Ｃｅ_{０．０４７}Ｌａ_{０．１３３}）リッチ相である。このことから、本開示の希土類磁石１０におけるＬａのモル比ｚは０．１２０であり、主相１１におけるＬａのモル比ｚ_ｍは０．１０３であり、粒界相１２におけるＬａのモル比ｚ_ｂは０．１３３であり、ｚ_ｍ＜ｚ＜ｚ_ｂの関係を有している。また、本開示の希土類磁石１０におけるＣｅのモル比ｙは０．０４５であり、主相１１におけるＣｅのモル比ｙ_ｍは０．０４３であり、粒界相１２におけるＣｅのモル比ｙ_ｂは０．０４７であり、ｙ_ｍ＜ｙ＜ｙ_ｂの関係を有している。一方、本開示の希土類磁石１０におけるＮｄのモル比は０．５００であり、主相１１におけるＮｄのモル比は０．５１９であり、粒界相１２におけるＮｄのモル比は０．４８５であり、高温時の異方性磁界への影響が大きい主相１１でＮｄのモル比が高い。

図１と比較するため、従来の希土類磁石について、例えば、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａが共存しない（Ｎｄ_{０．７５０}Ｐｒ_{０．２５０}）_{１３．１１}Ｆｅ_{８０．４３}Ｂ_５．９９Ｇａ_０．３７Ｃｕ_０．１０で表される組成を有する溶湯が凝固するときで、図２を用いて説明する。

この例の溶湯が凝固すると、溶湯と同じ組成を有する、従来の希土類磁石５０が得られる。すなわち、従来の希土類磁石５０の全体組成は、（Ｎｄ_{０．７５０}Ｐｒ_{０．２５０}）_{１３．１１}Ｆｅ_{８０．４３}Ｂ_５．９９Ｇａ_０．３７Ｃｕ_０．１０である。そして、従来の希土類磁石５０は、主相５１及び粒界相５２を有する。図２に示したように、主相５１は（Ｎｄ_{０．７５０}Ｐｒ_{０．２５０}）_２Ｆｅ_１４Ｂ相であり、粒界相１２は（Ｎｄ_{０．７５０}Ｐｒ_{０．２５０}）リッチ相である。このことから、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａが共存しない場合には、Ｎｄ及びＰｒのどちらかが優先的に粒界相に排出されることはない。したがって、主相におけるＮｄのモル比と粒界相におけるＮｄのモル比は、０．７５で同じである。また、主相におけるＰｒのモル比と粒界相におけるＰｒのモル比は、０．２５で同じである。

本開示の希土類磁石１０は、ナノ結晶化されていてもよいし、ナノ結晶化されていなくてもよい。ナノ結晶化されているとは、主相１１がナノ結晶化されていることを意味し、主相１１の平均粒径が１～１０００ｎｍであることを意味する。ナノ結晶化されているとは、主相１１の平均粒径が、１～１０００ｎｍであることをいう。主相１１の平均粒径は、１０ｎｍ以上、５０ｎｍ以上、又は１００ｎｍ以上であってもよく、９００ｎｍ以下、７００ｎｍ以下、５００ｎｍ以下、又は３００ｎｍ以下であってもよい。なお、本明細書において、特に断りのない限り、「平均粒径」とは、主相１１の投影面積円相当径の平均を意味する。

《製造方法》
次に、本開示の希土類磁石の製造方法について説明する。

〈磁性薄帯又は磁性粉末の準備〉
（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕの組成を有する磁性薄帯又は磁性粉末を準備する。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ、Ｇａ、Ｃｕ、及びＭ^１に関することは、本開示の希土類磁石についての説明と同様である。また、ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕ、並びにｘ、ｙ、ｚ、及びｗに関することは、本開示の希土類磁石についての説明と同様である。なお、磁性薄帯又は磁性粉末の準備中、あるいは、後続する工程で、特定の成分が減耗する場合には、その分を見込んでおいてもよい。

磁性薄帯又は磁性粉末の準備方法は、特に限定されない。磁性薄帯又は磁性粉末の準備方法としては、液体急冷法、ストリップキャスト法、及びＨＤＤＲ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）法等が挙げられる。非晶質を含む薄帯又は粉末を熱処理して磁性薄帯又は磁性粉末を得てもよい。本開示の希土類磁石をナノ結晶化する観点からは、液体急冷法が好ましい。本開示の希土類磁石をナノ結晶化することにより、磁化及び保磁力、特に保磁力を一層向上させることができる。ストリップキャスト法を用いると、本開示の希土類磁石をナノ結晶化することは難しいが、多量の磁性薄帯又は磁性粉末を比較的簡便に準備することができる。ストリップキャスト法で得た磁性薄帯又は磁性粉末を用いると、本開示の希土類磁石の主相の平均粒径は、２～５０μｍとすることができる。ＨＤＤＲ法を用いた場合、液体急冷法を用いた場合と比較すると、主相は微細にならないが、本開示の希土類磁石をある程度ナノ結晶化することができる。また、ＨＤＤＲ法によって得られた磁性粉末は異方性を有しているため、本開示の希土類磁石の磁化を向上させるのに寄与する。

液体急冷法について、簡単に説明する。図３は、液体急冷法によって、磁性薄帯を準備する方法を説明する模式図である。例えば、５０ｋＰａ以下に減圧したＡｒガス雰囲気の炉中（図示しない）で、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕの組成を有する合金を高周波溶解して溶湯を得る。この溶湯を、ノズル６０から冷却ロール６２に噴射して、磁性薄帯６４を得る。図３では、磁性薄帯６４を得る態様を示したが、冷却ロール６２の周速等によっては、磁性粉末が得られる。

溶湯の冷却速度は、磁性薄帯又は磁性粉末をナノ結晶化するように適宜決定すればよい。溶湯の冷却速度は、典型的には、１×１０^２Ｋ／秒以上、１×１０^３Ｋ／秒以上、又は１×１０^４Ｋ／秒以上であってよく、１×１０^７Ｋ／秒以下、１×１０^６Ｋ／秒以下、又は１×１０^５Ｋ／秒以下であってよい。

溶湯噴射温度としては、典型的には、１３００℃以上、１３５０℃以上、又は１４００℃以上であってよく、１６００℃以下、１５５０℃以下、又は１５００℃以下であってよい。

冷却ロール６２の周速としては、典型的には、２０ｍ／ｓ以上、２４ｍ／ｓ以上、又は２８ｍ／ｓ以上であってよく、４０ｍ／ｓ以下、３６ｍ／ｓ以下、又は３２ｍ／ｓ以下であってよい。

ストリップキャスト法について、簡単に説明する。図４は、ストリップキャスト法によって、磁性薄帯を準備する方法を説明する模式図である。例えば、５０ｋＰａ以下に減圧したＡｒガス雰囲気の炉中（図示しない）で、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕの組成を有する合金を、高周波炉６１等を用いて溶解し、溶湯６３を得る。この溶湯６３を、タンディッシュ６６の端部から冷却ロール６２に供給する。溶湯６３は、冷却ロール６２の外周上で冷却され、凝固し、磁性薄帯６４が形成される。そして、磁性薄帯６４は冷却ロール６２から剥離し、回収装置（図示しない）で回収される。図４では、磁性薄帯６４を得る態様を示したが、冷却ロール６２の周速等によっては、磁性粉末が得られる。

溶湯の冷却速度は、磁性薄帯等が連続的に得られるように適宜決定すればよい。溶湯の冷却速度は、典型的には、１×１０^０Ｋ／秒以上、１×１０Ｋ／秒以上、３×１０Ｋ以上、又は５×１０Ｋ／秒以上であってよく、９×１０Ｋ／秒以下、８×１０Ｋ／秒以下、又は６×１０Ｋ／秒以下であってよい。

溶湯噴射温度としては、典型的には、１３００℃以上、１３５０℃以上、又は１４００℃以上であってよく、１６００℃以下、１５５０℃以下、又は１５００℃以下であってよい。

冷却ロール６２の周速としては、典型的には、１ｍ／ｓ以上、５ｍ／ｓ以上、又は１０ｍ／ｓ以上であってよく、１８ｍ／ｓ以下、１６ｍ／ｓ以下、又は１４ｍ／ｓ以下であってよい。

ＨＤＤＲ法について、簡単に説明する。ＨＤＤＲは、水素化（Ｈｙｄｒｏｇｅｎａｔｉｏｎ）、不均化（Ｄｉｓｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｔｉｏｎ）、脱水素（Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ）、及び再結合（Ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）の頭文字を連結した用語である。

ＨＤＤＲ法は、（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕの組成を有する合金を、ＨＤ処理とＤＲ処理に分けて処理して、磁性粉末を得る。各処理については、合金の組成をＲ－Ｆｅ－Ｂに簡略化して説明する（ただし、Ｒは希土類元素）。ＨＤ処理では、水素による不均化反応によって、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を分解する。ＤＲ処理では、不均化反応の逆反応（再結合反応）で、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を得る。

不均化反応を化学式反応式で表すと、次のようになる。
Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ＋２Ｈ_２→２ＲＨ_２＋１２Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ

再結合反応を化学反応式で表すと、次のようになる。
２ＲＨ_２＋１２Ｆｅ＋Ｆｅ_２Ｂ→Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ＋２Ｈ_２

ＨＤ処理の温度は、典型的には、７５０℃以上、７７５℃以上、８００℃以上、又は８２５℃以上であってよく、９５０℃以下、９２５℃以下、９００℃以下、８７５℃以下、又は８５０℃以下であってよい。ＨＤ処理時の水素分圧は、典型的には、１０ｋＰａ以上、１５ｋＰａ以上、２０ｋＰａ以上、又は２５ｋＰａ以上であってよく、４０ｋＰａ以下、３５ｋＰａ以下、又は３０ｋＰａ以下であってよい。

ＤＲ処理の温度は、典型的には、７５０℃以上、７７５℃以上、８００℃以上、又は８２５℃以上であってよく、９５０℃以下、９２５℃以下、９００℃以下、８７５℃以下、又は８５０℃以下であってよい。ＤＲ処理時の雰囲気は、典型的には、真空又は不活性ガス雰囲気であってよい。

〈成形体の形成〉
磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮して、成形体を得る。磁性薄帯を熱間で圧縮する前に、磁性薄帯を１０μｍ以下に粉砕してもよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮するときの温度は、成形体が得られる温度であればよい。磁性薄帯又は磁性粉末中の粒界相の一部が溶融する温度であってもよい。すなわち、磁性薄帯又は磁性粉末を液相焼結してもよい。磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮するときの雰囲気は、磁性薄帯又は磁性粉末並びに成形体の酸化を防止するため、不活性ガス雰囲気が好ましい。また、磁性薄帯を粉砕して得た磁性粉末を圧粉して圧粉体を得た後、その圧粉体を焼結（液相焼結を含む）してもよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮するときの加熱温度としては、典型的には、５５０℃以上、５７０℃以上、６００℃以上、又は６３０℃以上であってよく、７５０℃以下、７２０℃以下、７００℃以下、又は６７０℃以下であってよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮するときの圧力としては、典型的には、２００ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以上、又は３５０ＭＰａ以上であってよく、６００ＭＰａ以下、５００ＭＰａ以下、又は４５０ＭＰａ以下であってよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮するときの加圧時間としては、典型的には、１秒以上、５秒以上、２０秒以上、又は４０秒以上であってよく、３５０秒以下、２５０秒以下、１５０秒以下、１００秒以下、又は８０秒以下であってよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮する方法に、特に制限はないが、例えば、ダイスとパンチを用いる方法が挙げられる。

ダイスとパンチを用いる方法について、簡単に説明する。図５は、パンチとダイスを用いて磁性粉末を熱間で圧縮する方法を説明する模式図である。まず、ダイス７０とパンチ７２を準備する。パンチ７２は、ダイス７０の空洞内を摺動する。ダイス７０とパンチ７２で包囲されるキャビティに磁性粉末７４を装入し、パンチ７２で図５の矢印の方向に加圧して、成形体７６を得る。磁性粉末７４を装入する前及び／又は後に、ダイス７０を加熱する。加圧中にダイス７０を加熱してもよい。図５では、磁性粉末７４を熱間で圧縮する態様を示したが、磁性薄帯６４を熱間で圧縮してもよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮することを磁場中で行ってもよい。これにより、本開示の希土類磁石に異方性を付与することができる。磁場中での熱間圧縮は、磁性薄帯又は磁性粉末をストリップキャスト法又はＨＤＤＲ法で準備した場合に、特に有効である。印加する磁場の大きさは、直流磁場の場合、典型的には、０．３Ｔ以上、０．５Ｔ以上、又は１．０Ｔ以上であってよく、５．０Ｔ以下、３．０Ｔ以下、又は２．０Ｔ以下であってよい。印加する磁場の大きさは、パルス磁場の場合、１．０Ｔ以上、２．０Ｔ以上、又は３．０Ｔ以上であってよく、７．０Ｔ以下、６．０Ｔ以下、又は５．０Ｔ以下であってよい。

磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮して得た成形体（磁場中で熱間圧縮した成形体を含む）を、本開示の希土類磁石としてもよいし、後続する工程を行ってもよい。

〈塑性変形体の形成〉
磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮して成形体を得た後、その成形体を、さらに、熱間で塑性加工して、塑性変形体を得てもよい。これにより、本開示の異方性磁石に異方性を付与することができる。成形体の熱間での塑性加工は、磁性薄帯又は磁性粉末を液体急冷法で準備した場合に、特に有効である。これは、液体急冷法で準備した磁性薄帯又は磁性粉末はナノ結晶化されているからである。また、磁性薄帯又は磁性粉末を磁場中で熱間圧縮して成形体を得た場合にも、その成形体を、さらに、熱間で塑性加工して、塑性変形体を得てもよい。

熱間での塑性加工時の圧下率は、所望の異方性が得られるように適宜設定すればよい。熱間での塑性加工時の圧下率としては、典型的には、１０％以上、３０％以上、５０％以上、又は６０％以上であってよく、７５％以下、７０％以下、又は６５％以下であってよい。

熱間での塑性加工時の温度は、成形体が破壊されず、かつ、成形体中の結晶粒が粗大化しないように適宜設定すればよい。熱間での塑性加工時の温度としては、６５０℃以上、７００℃以上、又は７５０℃以上であってよく、８５０℃以下、８２０℃以下、又は８００℃以下であってよい。

熱間での塑性加工中に、成形体中の結晶粒が粗大化することを回避するため、熱間での塑性加工時の歪速度は速い方がよい。一方、熱間での塑性加工時の歪速度が過剰に速いと、熱間での塑性加工に用いるダイス及びパンチ等の摩耗が顕著になる。熱間での塑性加工時の歪速度は、典型的には、０．００１／ｓ以上、０．００５／ｓ以上、０．０１／ｓ以上、０．１／ｓ以上、又は１．０／ｓ以上であってよく、１０．０／ｓ以下、５．０／ｓ以下、３．０／ｓ以下、又は２．０／ｓ以下であってよい。

成形体を熱間で塑性加工する方法に、特に制限はないが、例えば、据え込み加工及び後方押出し加工等が挙げられる。ここでは、成形体を熱間で塑性加工する方法の一例として、ダイスとパンチを用いる方法について、簡単に説明する。

図６は、パンチとダイスを用いて成形体を熱間で塑性加工する方法を説明する模式図である。まず、ダイス７０とパンチ７２を準備する。パンチ７２は、ダイス７０の空洞内を摺動する。成形体７６の端面にパンチ７２を接触させ、パンチ７２で加圧しながら成形体７６を塑性加工して、塑性変形体７８を得る。成形体７６の端面にパンチ７２を接触させる前及び／又は後に、ダイス７０を加熱する。加圧中にダイス７０を加熱してもよい。

成形体を熱間で塑性加工して得た塑性変形体を、本開示の希土類磁石としてもよいし、後続する工程を行ってもよい。

〈改質材の準備〉
Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{１－ａ－ｂ}で表される組成の合金を含有する改質材を準備する。Ｒ^２、Ｒ^３、及びＭ^２に関すること、並びにａ及びｂに関することについては、希土類磁石についての説明と同様である。

Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{１－ａ－ｂ}で表される組成の合金は、Ｍ^２がＲ^２及びＲ^３と合金化しているため、Ｒ^２ _ｚＲ^３ _ｗＭ^２ _{１－ｚ－ｗ}の融点がＲ^２の融点よりも低下している。これにより、後述する熱処理の温度を過度に高くしなくとも、改質材中の合金を溶融することができる。その結果、成形体及び／又は塑性変形体の組織を粗大化することなく、改質材中の合金を、成形体及び／又は塑性変形体の内部に浸透させることができる。

Ｒ^２ _ｚＲ^３ _ｗＭ^２ _{１－ｚ－ｗ}で表される組成の合金としては、Ｎｄ－Ｃｕ合金、Ｐｒ－Ｃｕ合金、Ｎｄ－Ｐｒ－Ｃｕ合金、Ｎｄ－Ａｌ合金、Ｐｒ－Ａｌ合金、Ｎｄ－Ｐｒ－Ａｌ合金、Ｎｄ－Ｃｏ合金、Ｐｒ－Ｃｏ合金、及びＮｄ－Ｐｒ－Ｃｏ合金等が挙げられる。

改質材の製造方法は特に制限されない。改質材の製造方法としては、鋳造法、及び液体急冷法等が挙げられる。酸化物等の不純物が少ない、改質材の部位により合金成分のばらつきが小さい、という観点から、液体急冷法が好ましい。

改質材中の合金の浸透量は、全体組成の式のｖ（原子％）で表される。ｖに関することは、希土類磁石についての説明と同様である。

〈接触体の形成〉
成形体又は塑性変形体と改質材を互いに接触させて、接触体を得る。上述のとおり、成形体は、磁性薄帯又は磁性粉末を熱間で圧縮して得られる。磁性薄帯又は磁性粉末を磁場中で熱間圧縮してもよい。塑性変形体は、熱間で塑性加工して得られる。

接触体を得る際には、成形体又は塑性変形体の少なくとも一面と、改質材の少なくとも一面とを、互いに接触させる。これにより、成形体又は塑性変形体と改質材の接触面から、改質材の融液が浸透する。

〈熱処理〉
上述の接触体を熱処理して、成形体又は塑性変形体の内部に、改質材の融液を浸透させて、本開示の希土類磁石を得る。改質材の浸透により、本開示の希土類磁石の磁化及び保磁力、特に保磁力が向上する。改質材の浸透により、主相同士の磁気分断が促進されるためである。

改質材の融液を成型体又は塑性変形体の内部に浸透させ、かつ、成形体又は塑性変形体の組織の粗大化を抑制するように、熱処理温度を適宜決定すればよい。熱処理温度が高いほど、改質材の融液を成形体又は塑性変形体の内部に浸透させ易い。この観点からは、熱処理温度については、５８０℃以上が好ましく、６００℃以上がより好ましく、６２０℃以上がより一層好ましい。一方、熱処理温度が低いほど、成形体又は塑性変形体の組織の粗大化を抑制し易い。この観点からは、熱処理温度については、８００℃以下が好ましく、７７５℃以下がより好ましく、７２５℃以下がより一層好ましい。

熱処理雰囲気に特に制限はないが、成形体及び塑性変形体並びに改質材の酸化抑制の観点から、不活性ガス雰囲気が好ましい。

本開示の希土類磁石及びその製造方法を実施例及び比較例により、さらに具体的に説明する。なお、本開示の希土類磁石及びその製造方法は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

〈試料の作製〉
Ｒ_{１３．１１}Ｆｅ_{８０．４３}Ｃｕ_０．１０Ｂ_５．９９Ｇａ_０．３７で表される組成を有する溶湯を、液体急冷して磁性薄帯を得た。Ｒは後述する表２及び表３のとおりである。液体急冷の条件としては、溶湯温度（吐出温度）が１４５０℃であり、ロール周速が３０ｍ／ｓであった。このとき、溶湯の冷却速度は、１０^６Ｋ／秒であった。液体急冷は、アルゴンガス減圧雰囲気下で行われた。磁性薄帯がナノ結晶化していることを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察で確認した。

磁性薄帯をダイスに装入し、熱間で圧縮して、成形体を得た。加圧及び加熱条件としては、加圧力が４００ＭＰａであり、加熱温度が６５０℃であり、加圧及び加熱の保持時間が３００秒であった。

成形体を熱間で塑性加工して塑性変形体を得た。熱間での塑性加工は、高さが１５ｍｍの試料を、４．５ｍｍまで圧縮した。熱間での塑性加工条件としては、加工温度が７８０℃であり、歪速度が０．０１／ｓであり、圧下率が７０％であった。塑性変形体が配向したナノ結晶を有していることを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で確認した。

改質材としてＮｄ_０．７Ｃｕ_０．３で表される組成を有する合金を準備した。（株）高純度化学製のＮｄ粉末とＣｕ粉末を秤量して、それをアーク溶解し、液体急冷して薄帯を得た。

塑性変形体と改質材を互いに接触させて、加熱炉で熱処理した。改質材の浸透量は、塑性変形体に対して、０原子％、３．７２１８原子％、及び５．３１８４原子％であった。改質材の浸透量が０原子％とは、塑性変形体に改質材を浸透させず、塑性変形体のまま、希土類磁石としたことを意味する。熱処理条件としては、熱処理温度が６２５℃であり、熱処理時間が１６５分であった。

〈評価〉
それぞれの試料について、保磁力及び残留磁化を測定した。測定には、東英工業株式会社製パルス励磁型磁気特性測定装置（最大印加磁場：１５Ｔ）を用いた。保磁力及び残留磁化のいずれも、２３℃、１００℃、１４０℃、１６０℃で測定した。また、改質材浸透前の塑性変形体について、査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて、成分分析（ＥＤＸ点分析）を実施し、主相及び粒界相のＰｒ、Ｃｅ、及びＬａそれぞれの含有量を測定し、ｘ_ｍ、ｘ_ｂ、ｙ_ｍ、ｙ_ｂ、ｚ_ｍ、及びｚ_ｂを求めた。

結果を表３及び表４に示す。表４において、保磁力については、２３～１６０℃の間の勾配ΔＨｃを、残留磁化については、２３～１６０℃の間の勾配ΔＢｒを、それぞれ、併記した。

表３から、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａが共存している実施例１～５については、ｚ_ｍ＜ｚ＜ｚ_ｂとなっており、粒界相に優先的にＬａが排出されていることが理解できる。その結果、主相において、Ｎｄのモル比が高められていることが理解できる。また、表４から、Ｎｄ、Ｐｒ、及びＬａが共存している実施例１～５については、比較例１～８よりも、ΔＨｃの絶対値が小さく、高温での保磁力の低下を抑制できていることが理解できる。

以上の結果から、本開示の希土類磁石及びその製造方法の効果を確認できた。

１０ 本開示の希土類磁石
１１、５１ 主相
１２、５２ 粒界相
５０ 従来の希土類磁石
６０ ノズル
６１ 高周波炉
６２ 冷却ロール
６３ 溶湯
６４ 磁性薄帯
６６ タンディッシュ
７０ ダイス
７２ パンチ
７４ 磁性粉末
７６ 成形体
７８ 塑性変形体

Claims (19)

1. 全体組成が（Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ・（Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}） _ｖ で表され、
   Ｒ ^１ はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素であり、
   Ｍ ^１ はＡｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、
   Ｒ ^２ はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ ^３ はＲ ^２ 以外の一種以上の希土類元素であり、
   Ｍ ^２ はＲ ^２ 及びＲ ^３ と合金化することにより、Ｒ ^２ _ａ Ｒ ^３ _ｂ Ｍ ^２ _{（１－ａ－ｂ）} の融点をＲ ^２ の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、
   ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、ｕ、及びｖが、原子％で、
   ５．０≦ｐ≦２０．０、
   ０≦ｑ≦８．０、
   ４．０≦ｒ≦６．５、
   ０≦ｓ≦０．５、
   ０≦ｔ≦０．５、
   ０≦ｕ≦２．０、及び
   ０≦ｖ≦１０．０
   であり、
   ｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ａ、及びｂが、モル比で、
   ０．２００≦ｘ≦０．４００、
   ０≦ｙ≦０．１００、
   ０．１００≦ｚ≦０．２００、
   ０≦ｗ≦０．１００
   ０．５０≦ａ≦０．８０、及び
   ０≦ｂ≦０．１０
   であり、
   主相と前記主相の周囲に存在する粒界相を有しており、
   前記主相は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｍ－ｙ_ｍ－ｚ_ｍ－ｗ_ｍ）：ｘ_ｍ：ｙ_ｍ：ｚ_ｍ：ｗ_ｍのモル比で希土類元素を含有しており、かつ、（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｒ^１）_２（Ｆｅ、Ｃｏ）_１４Ｂ型の結晶構造を備える相を有しており、
   前記粒界相は、Ｎｄ：Ｐｒ：Ｃｅ：Ｌａ：Ｒ^１＝（１－ｘ_ｂ－ｙ_ｂ－ｚ_ｂ－ｗ_ｂ）：ｘ_ｂ：ｙ_ｂ：ｚ_ｂ：ｗ_ｂのモル比で希土類元素を含有しており、かつ
   前記ｚ、前記ｚ_ｍ、及び前記ｚ_ｂは、ｚ_ｍ＜ｚ＜ｚ_ｂの関係を有している、
   希土類磁石。
2. 前記Ｒ^２がＮｄである、請求項１に記載の希土類磁石。
3. 前記Ｍ^２がＣｕ、Ａｌ、及びＣｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である、請求項１又は２に記載の希土類磁石。
4. 前記Ｍ^２がＣｕである、請求項１～３のいずれか一項に記載の希土類磁石。
5. 前記ｚが０．１００≦ｚ≦０．１５０である、請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類磁石。
6. 前記ｘが０．２５０≦ｘ≦０．３５０である、請求項１～５のいずれか一項に記載の希土類磁石。
7. 前記主相の平均粒径が１０ｎｍ以上、９００ｎｍ以下である、請求項１～６のいずれか一項に記載の希土類磁石。
8. （Ｎｄ_{（１－ｘ－ｙ―ｚ－ｗ）}Ｐｒ_ｘＣｅ_ｙＬａ_ｚＲ^１ _ｗ）_ｐＦｅ_{（１００－ｐ－ｑ－ｒ－ｓ－ｔ－ｕ）}Ｃｏ_ｑＢ_ｒＧａ_ｓＣｕ_ｔＭ^１ _ｕ で表され、Ｒ^１はＮｄ、Ｐｒ、Ｃｅ、及びＬａ以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^１はＡｌ、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、及びＭｎからなる群より選ばれる一種以上の元素並びに不可避的不純物元素であり、
   ｐ、ｑ、ｒ、ｓ、ｔ、及びｕが、原子％で、
   ５．０≦ｐ≦２０．０、
   ０≦ｑ≦８．０、
   ４．０≦ｒ≦６．５、
   ０≦ｓ≦０．５、
   ０≦ｔ≦０．５、及び
   ０≦ｕ≦２．０
   であり、かつ、
   ｘ、ｙ、ｚ、及びｗが、モル比で、
   ０．２００≦ｘ≦０．４００、
   ０≦ｙ≦０．１００、
   ０．１００≦ｚ≦０．２００、及び
   ０≦ｗ≦０．１００
   である、組成を有する磁性薄帯又は磁性粉末を準備すること、及び
   前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を熱間で圧縮して成形体を得ること、
   を含む、希土類磁石の製造方法。
9. 前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を磁場中で圧縮して成形体を得る、請求項８に記載の方法。
10. 前記磁性薄帯又は前記磁性粉末をストリップキャスト法又はＨＤＤＲ法で準備する、請求項８又は９に記載の方法。
11. 前記磁性薄帯又は前記磁性粉末を液体急冷法で準備する、請求項８又は９に記載の方法。
12. 前記成形体を、さらに、熱間で塑性加工して塑性変形体を得ることを含む、請求項８～１１のいずれか一項に記載の方法。
13. （Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖ で表され、Ｒ^２はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ^３はＲ^２以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^２はＲ^２及びＲ^３と合金化することにより、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点をＲ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、ａ及びｂが、それぞれ、０．５０≦ａ≦０．８０及び０≦ｂ≦０．１０である、組成の合金を含有する改質材を準備すること、
    前記成形体と前記改質材を互いに接触させて、接触体を得ること、及び
    前記接触体を熱処理して、前記成形体の内部に、前記改質材の融液を浸透させること、
    を含む、請求項８～１１のいずれか一項に記載の方法。
14. （Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}）_ｖ で表され、Ｒ^２はＮｄ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、及びＧｄからなる群より選ばれる一種以上の元素であり、Ｒ^３はＲ^２以外の一種以上の希土類元素であり、Ｍ^２はＲ^２及びＲ^３と合金化することにより、Ｒ^２ _ａＲ^３ _ｂＭ^２ _{（１－ａ－ｂ）}の融点をＲ^２の融点よりも低下させる一種以上の合金元素及び不可避的不純物元素であり、かつ、ａ及びｂが、それぞれ、０．５０≦ａ≦０．８０及び０≦ｂ≦０．１０である、組成の合金を含有する改質材を準備すること、
    前記塑性変形体と前記改質材を互いに接触させて、接触体を得ること、及び
    前記接触体を熱処理して、前記塑性変形体の内部に、前記改質材の融液を浸透させること、
    を含む、請求項１２に記載の方法。
15. 前記Ｒ^２がＮｄである、請求項１３又は１４に記載の方法。
16. 前記Ｍ^２がＣｕ、Ａｌ、及びＣｏからなる群より選ばれる一種以上の元素である、請求項１３～１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 前記Ｍ^２がＣｕである、請求項１３～１５のいずれか一項に記載の方法。
18. 前記ｚが０．１００≦ｚ≦０．１５０である、請求項８～１７のいずれか一項に記載の方法。
19. 前記ｘが０．２５０≦ｘ≦０．３５０である、請求項８～１８のいずれか一項に記載の方法。

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