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WO2015002280A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石 Download PDF

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WO2015002280A1
WO2015002280A1 PCT/JP2014/067838 JP2014067838W WO2015002280A1 WO 2015002280 A1 WO2015002280 A1 WO 2015002280A1 JP 2014067838 W JP2014067838 W JP 2014067838W WO 2015002280 A1 WO2015002280 A1 WO 2015002280A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rtb
based sintered
sintered magnet
alloy
grain boundary
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2014/067838
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将史 三輪
春菜 中嶋
晃司 三竹
石坂　力
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
TDK Corp
Original Assignee
TDK Corp
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Publication date
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
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Priority to JP2015525282A priority patent/JP6414059B2/ja
Priority to CN201480009120.6A priority patent/CN105190792B/zh
Priority to DE112014003126.7T priority patent/DE112014003126T5/de
Publication of WO2015002280A1 publication Critical patent/WO2015002280A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
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    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered
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    • H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
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    • H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
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    • H02K1/06—Details of the magnetic circuit characterised by the shape, form or construction
    • H02K1/22—Rotating parts of the magnetic circuit
    • H02K1/27—Rotor cores with permanent magnets
    • H02K1/2706—Inner rotors
    • H02K1/272—Inner rotors the magnetisation axis of the magnets being perpendicular to the rotor axis
    • H02K1/274—Inner rotors the magnetisation axis of the magnets being perpendicular to the rotor axis the rotor consisting of two or more circumferentially positioned magnets
    • H02K1/2753—Inner rotors the magnetisation axis of the magnets being perpendicular to the rotor axis the rotor consisting of two or more circumferentially positioned magnets the rotor consisting of magnets or groups of magnets arranged with alternating polarity
    • H02K1/278—Surface mounted magnets; Inset magnets

Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based sintered magnet mainly composed of rare earth element (R), at least one transition metal element (T) which essentially contains Fe or Fe and Co, and boron (B). .
  • RTB (where R is one or more rare earth elements and T is one or more transition metal elements including Fe or Fe and Co).
  • sintered magnets have excellent magnetic properties, they are oxidized as a main component. Corrosion resistance tends to be low because it contains easily rare earth elements.
  • the surface of the magnet body is often used after being subjected to a surface treatment such as resin coating or plating.
  • a surface treatment such as resin coating or plating.
  • efforts are being made to improve the corrosion resistance of the magnet body itself by changing the additive elements and internal structure of the magnet body. Improving the corrosion resistance of the magnet body itself is extremely important for improving the reliability of the product after the surface treatment, and it enables the application of a simpler surface treatment than resin coating or plating. There is also an advantage that the cost of the product can be reduced.
  • Patent Document 1 an intermetallic compound RC of rare earth elements and carbon in a nonmagnetic R-rich phase is reduced to 1 by reducing the carbon content in a permanent magnet alloy to 0.04 mass% or less.
  • Patent Document 2 proposes a technique for improving the corrosion resistance by setting the Co concentration in the R-rich phase to 5 mass% to 12 mass%.
  • Patent Document 1 in order to reduce the carbon content in the magnet alloy to 0.04% by mass or less, lubrication is added to improve magnetic field orientation when forming in a magnetic field. It is necessary to greatly reduce the amount of agent added. Therefore, the degree of orientation of the magnetic powder in the compact is reduced, the residual magnetic flux density Br after sintering is reduced, and a magnet having sufficient magnetic properties cannot be obtained.
  • JP-A-4-330702 Japanese Patent Laid-Open No. 4-6806
  • the present invention has been made in view of such a situation, and an object thereof is to provide an RTB-based sintered magnet having excellent corrosion resistance and good magnetic properties.
  • the present inventors have intensively studied the mechanism of corrosion of the RTB-based sintered magnet.
  • hydrogen (H 2 ) generated by the corrosion reaction between water such as water vapor in the use environment and R in the RTB-based sintered magnet is generated in the particles in the RTB-based sintered magnet.
  • Occlusion in the R-rich phase present in the boundary accelerates the change of the R-rich phase to hydroxide.
  • the main phase of the RTB-based sintered magnet is constituted by the storage of hydrogen in the R-rich phase and the volume expansion of the RTB-based sintered magnet accompanying the change of the R-rich phase to the hydroxide. It was discovered that the crystal grains (main phase particles) that fall off from the RTB-based sintered magnet, the corrosion of R proceeds at an accelerated rate into the RTB-based sintered magnet.
  • the present inventors have intensively studied a method for suppressing hydrogen storage at grain boundaries, and formed by two or more adjacent R 2 T 14 B crystal grains in an RTB-based sintered magnet.
  • Rare earth (R), cobalt (Co) in the grain boundary (particularly, the polycrystalline grain boundary formed by three or more adjacent R 2 T 14 B crystal grains) than in the R 2 T 14 B crystal grains.
  • R—Co—Cu—N concentrating portion in which the concentrations of copper (Cu) and nitrogen (N) are both high, it is possible to suppress hydrogen occlusion at the grain boundary, and an RTB-based sintered magnet It has been found that the corrosion resistance of can be greatly improved and that it has good magnetic properties.
  • the present invention has been completed based on such findings.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present invention is Having R 2 T 14 B grains, During formed by two or more of said R 2 T 14 B crystal grains adjacent grain boundaries than said R 2 T 14 B crystal grains, R, Co, Cu, both high concentrations of N R-Co -Cu-N enrichment part.
  • the R—Co—Cu—N enrichment part is a region where the concentration of R, Co, Cu, and N existing in the grain boundary is higher than that in the R 2 T 14 B crystal grain, and two or more adjacent It exists in the grain boundary formed by the crystal grains.
  • the present invention by replacing the R-rich part present in the grain boundary phase with the R—Co—Cu—N enriched part, the occlusion of hydrogen generated in the corrosion reaction into the grain boundary is effectively suppressed, The internal progression of R corrosion can be suppressed, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be greatly improved, and good magnetic properties can be obtained.
  • the R-rich portion (R-rich phase) is more R than the R 2 T 14 B crystal grains, but at least N of Co, Cu and N is equal to or less than the R 2 T 14 B crystal grains. Defined as an R-precipitated phase containing only to a degree.
  • the grain boundary further has an R—O—C concentrating part in which the concentrations of R, O, and C are higher than those in the R 2 T 14 B crystal grains.
  • the R—O—C enrichment part is a region where the concentrations of R, O, and C existing in the grain boundaries are all higher than in the R 2 T 14 B crystal grains, and are formed by two or more adjacent crystal grains. It exists in the grain boundary to be formed. As a result, the internal progression of R corrosion can be further suppressed, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be further improved, and good magnetic properties can be obtained.
  • the R—Co—Cu—N enrichment part is formed around the R—O—C enrichment part in the grain boundary. Magnetic properties can be further improved while having excellent corrosion resistance.
  • the grain boundary further includes an R—O—C—N enrichment portion in which R, O, C, and N concentrations are all higher than in the R 2 T 14 B crystal grains. May be.
  • the R—O—C—N enrichment part is a region where the concentrations of R, O, C, and N existing in the grain boundary are higher than those in the R 2 T 14 B crystal grains, and two or more adjacent It exists in the grain boundary formed by the crystal grains. As a result, the internal progression of R corrosion can be further suppressed, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be further improved, and good magnetic properties can be obtained.
  • the R—Co—Cu—N enrichment part is formed around the R—O—C—N enrichment part in the grain boundary. Magnetic properties can be further improved while having excellent corrosion resistance.
  • an RTB-based sintered magnet having excellent corrosion resistance and good magnetic properties can be obtained.
  • FIG. 1A is a diagram schematically showing a backscattered electron image near a grain boundary formed by a plurality of R 2 T 14 B crystal grains of the RTB-based sintered magnet according to the first embodiment of the present invention. is there.
  • FIG. 1B schematically shows a backscattered electron image in the vicinity of a grain boundary formed by a plurality of R 2 T 14 B crystal grains of an RTB based sintered magnet according to the second embodiment of the present invention. is there.
  • FIG. 2 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing the RTB-based sintered magnet according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of an embodiment of the motor.
  • FIG. 4A shows the characteristics of each element when the vicinity of a grain boundary formed by a plurality of R 2 T 14 B crystal grains of an RTB-based sintered magnet according to an embodiment of the present invention is analyzed by EPMA. It is a graph which shows X-ray intensity.
  • FIG. 4B is a graph showing the relationship between each element when the vicinity of a grain boundary formed by a plurality of R 2 T 14 B crystal grains of an RTB-based sintered magnet according to another embodiment of the present invention is analyzed by EPMA. It is a graph which shows characteristic X-ray intensity.
  • R-T-B based sintered magnet of the present embodiment R 2 T 14 B crystal grains have a particle (main phase) 2 consisting of two or more particles adjacent 2
  • the R—Co—Cu—N concentrating portion in which the concentrations of R, Co, Cu, and N are all higher than in the R 2 T 14 B crystal grain is included in the grain boundary formed by the above.
  • the grain boundaries, the two R 2 T 14 B and the secondary particle interfaces 4 formed by the crystal grains, the triple point is formed by three or more R 2 T 14 B crystal grains adjacent 6 (polycrystalline grain boundaries ).
  • the R—Co—Cu—N concentrating portion is present in a grain boundary formed by two or more adjacent crystal grains, and the concentrations of R, Co, Cu, and N are all R 2 T 14 B. It is a region higher than the inside of the crystal grain.
  • the R—Co—Cu—N concentrating part may contain components other than these as long as R, Co, Cu, and N are contained as main components.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is a sintered body formed using an RTB-based alloy.
  • the composition of crystal grains is R 2 T 14 B (R represents at least one rare earth element, and T is one or more containing Fe or Fe and Co).
  • R represents at least one rare earth element, and T is one or more containing Fe or Fe and Co.
  • a main phase containing an R 2 T 14 B compound represented by a composition formula of B and B and B and C), and a grain boundary containing more R than the R 2 T 14 B compound, Have
  • R represents at least one rare earth element.
  • Rare earth elements refer to Sc, Y, and lanthanoid elements belonging to Group 3 of the long-period periodic table. Examples of lanthanoid elements include La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, and the like. Rare earth elements are classified into light rare earths and heavy rare earths, and heavy rare earth elements (hereinafter also referred to as RH) refer to Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, RL) is another rare earth element.
  • R preferably contains RL (a rare earth element containing at least one of Nd and Pr, or both). Further, from the viewpoint of improving the magnetic properties, it is more preferable that both RL (rare earth element including at least one of Nd and Pr or both) and RH (rare earth element including at least one or both of Dy and Tb) are included. preferable.
  • T represents one or more transition metal elements including Fe or Fe and Co.
  • T may be Fe alone or a part of Fe may be substituted with Co.
  • the temperature characteristics can be improved without deteriorating the magnetic characteristics.
  • transition metal elements other than Fe or Fe and Co include Ti, V, Cu, Cr, Mn, Ni, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, and W.
  • T may further contain at least one element such as Al, Ga, Si, Bi, and Sn.
  • B can substitute a part of B with carbon (C).
  • C carbon
  • the substitution amount of C is an amount that does not substantially affect the magnetic characteristics.
  • O, C, Ca, etc. may inevitably be mixed.
  • Each of these may be contained in an amount of about 0.5% by mass or less.
  • the main phase of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment is R 2 T 14 B crystal grains, and the R 2 T 14 B crystal grains have a crystal structure composed of R 2 T 14 B type tetragonal crystals. It is what has.
  • the average particle diameter of the R 2 T 14 B crystal grains is usually about 1 ⁇ m to 30 ⁇ m.
  • the grain boundaries of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment include an R—Co—Cu—N enriched portion, an R rich phase having more R than R 2 T 14 B crystal grains, and the like.
  • the grain boundary may contain a B-rich phase having a high compounding ratio of boron (B) atoms.
  • the content of R in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is 25% by mass or more and 35% by mass or less, and preferably 28% by mass or more and 33% by mass or less.
  • the R content is less than 25% by mass, the R 2 T 14 B compound that is the main phase of the RTB-based sintered magnet is not sufficiently produced. For this reason, ⁇ -Fe or the like having soft magnetism may be precipitated and the magnetic properties may be deteriorated.
  • the content of B in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less, preferably 0.7% by mass or more and 1.2% by mass or less.
  • the more preferable amount of B is 0.7% by mass or more and 1.0% by mass or less.
  • the content of B is less than 0.5% by mass, the coercive force HcJ tends to decrease.
  • the B content exceeds 1.5% by mass, the residual magnetic flux density Br tends to decrease.
  • T represents one or more transition metal elements including Fe or Fe and Co as described above.
  • the content of Fe in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is a substantial balance in the constituent elements of the RTB-based sintered magnet, and a part of Fe is replaced by Co. May be.
  • the content of Co is preferably in the range of 0.3% by mass to 4.0% by mass, and more preferably 1.0% by mass to 2.5% by mass.
  • the Co content exceeds 4% by mass, the residual magnetic flux density tends to decrease.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment tends to be expensive.
  • the Co content is less than 0.3% by mass, it is difficult to form an R—Co—Cu—N concentrated portion, and the corrosion resistance tends to be lowered.
  • transition metal elements other than Fe or Fe and Co include Ti, V, Cr, Mn, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, and W.
  • T may further contain at least one element such as Al, Ga, Si, Bi, and Sn.
  • Cu will be contained, and the Cu content is preferably 0.01 to 1.5% by mass, more preferably 0.05 to 1%. 0.0% by mass.
  • the Cu content is preferably 0.01 to 1.5% by mass, more preferably 0.05 to 1%. 0.0% by mass.
  • the RTB based sintered magnet of the present embodiment preferably contains Al.
  • Al By containing Al, it is possible to increase the coercive force, increase the corrosion resistance, and improve the temperature characteristics of the obtained magnet.
  • the Al content is preferably 0.03% by mass or more and 0.4% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or more and 0.25% by mass or less.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment may contain a certain amount of oxygen (O).
  • the fixed amount is determined by an appropriate amount by changing with other parameters and the like, but the oxygen amount is preferably 500 ppm or more from the viewpoint of corrosion resistance, and preferably 2000 ppm or less from the viewpoint of magnetic properties.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment may contain carbon (C), and the amount of carbon varies depending on other parameters and the like, and an appropriate amount is determined. As the amount increases, the magnetic properties decrease.
  • the amount of nitrogen (N) in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is preferably 100 to 2000 ppm, more preferably 200 to 1000 ppm, and particularly preferably 300 to 800 ppm.
  • the method of adding nitrogen (N) in the RTB-based sintered magnet is not particularly limited. For example, as described later, it may be introduced by heat treatment of the second alloy in a nitrogen gas atmosphere at a predetermined concentration. . Alternatively, an auxiliary agent containing nitrogen or the like is used as a grinding aid for the second alloy, or a material containing nitrogen is used as a treating agent for the second alloy, so that an RTB-based sintered magnet can be used. Nitrogen may be introduced into the grain boundaries.
  • the amount of oxygen is measured by, for example, inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method
  • the amount of carbon is measured by, for example, combustion in an oxygen stream-infrared absorption method
  • the amount of nitrogen is, for example, inert gas melting- Measured by thermal conductivity method.
  • the R—Co—Cu—N enriched portion at the grain boundary has the number of N atoms in the R—Co—Cu—N enriched portion being R, Fe, It is preferably 7 to 15% with respect to the sum of the number of atoms of Co, Cu and N.
  • the hydrogen generated by the corrosion reaction between water and R in the RTB-based sintered magnet is R-rich inside. It is possible to effectively suppress the occlusion in the phase, to suppress the progress of corrosion of the RTB-based sintered magnet into the interior, and to the RTB-based sintering according to the present embodiment.
  • the magnetized magnet can have good magnetic properties.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment has a higher R, Co, Cu, and N concentration in the grain boundary than in the R 2 T 14 B crystal grains.
  • the R—Co—Cu—N concentrating part is mainly composed of R, Co, Cu, and N as described above, but may contain other components.
  • an R—Co—Cu—N enriched portion is formed in the grain boundary.
  • An RTB-based sintered magnet in which no R—Co—Cu—N enrichment part is formed can sufficiently suppress the occlusion of hydrogen into the grain boundary caused by the corrosion reaction caused by water in the environment of use. As a result, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is reduced.
  • the R—Co—Cu—N concentrating portion is formed in the grain boundary, so that water due to water vapor or the like in the usage environment penetrates into the RTB-based sintered magnet and R— Effectively suppresses the hydrogen generated by reaction with R in the TB sintered magnet from being occluded by the entire grain boundary, and corrosion of the RTB sintered magnet proceeds to the inside. As well as good magnetic properties.
  • the corrosion of the RTB-based sintered magnet is caused by the fact that the hydrogen generated by the corrosion reaction between water due to water vapor and the like in the environment of use and R in the RTB-based sintered magnet is Corrosion of the RTB-based sintered magnet is accelerated into the RTB-based sintered magnet by being occluded by the R-rich phase existing at the grain boundary in the B-based sintered magnet. I will do it.
  • the corrosion of the RTB-based sintered magnet is considered to proceed by the following process.
  • Corrosion of the RTB-based sintered magnet proceeds to the inside of the RTB-based sintered magnet by the chain reaction of (I) to (III) above, and the R-rich phase is R hydroxide, It turns into R hydride. Stress is accumulated by the volume expansion accompanying this change, leading to dropout of crystal grains (main phase particles) constituting the main phase of the RTB-based sintered magnet. The new surface of the RTB-based sintered magnet appears due to the drop of the main phase crystal grains, and the corrosion of the RTB-based sintered magnet further occurs inside the RTB-based sintered magnet. Progress.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment has an R—Co—Cu—N concentrating part at the grain boundary, particularly at the triple point. Since this concentrating part is hard to occlude hydrogen, it is possible to prevent the hydrogen generated by the corrosion reaction from being occluded in the internal R-rich phase, and to suppress the progression of corrosion due to the above process. Further, since the R—Co—Cu—N enriched portion is less likely to be oxidized than the R rich phase, hydrogen generation itself due to corrosion can be suppressed. Therefore, according to the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be greatly improved. In the present embodiment, an R-rich phase necessary for the expression of the coercive force HcJ may remain at the two-particle interface 4 shown in FIG. 1A.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment mainly includes a grain boundary phase in addition to the RTB-based raw material alloy (first alloy) that mainly forms the main phase. It can manufacture by adding the 2nd alloy to form and controlling manufacturing conditions, such as nitrogen concentration in the atmosphere in a manufacturing process. Or you may add the raw material used as a nitrogen source as needed.
  • a description will be given of the case of the two-alloy method in which a raw material powder is prepared by mixing two alloys of the first alloy and the second alloy. However, the first alloy and the second alloy are not used separately. A one-alloy method using an alloy may be used.
  • the R—Co—Cu—N concentrating part formed at the grain boundary of the RTB based sintered magnet according to the present embodiment is generated as follows. That is, R, Co, Cu and nitrogen existing in the second alloy form a compound in the coarse pulverization process and / or the sintering process, and the like, and enter the grain boundary in the form of an R—Co—Cu—N concentrated portion. It is thought that it precipitates.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment is generally used after being processed into an arbitrary shape.
  • the shape of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the shape is a rectangular parallelepiped, hexahedron, flat plate, quadrangular column, etc.
  • the cross-sectional shape can be any shape such as a C-shaped cylinder.
  • the quadrangular prism for example, a rectangular prism having a rectangular bottom surface and a square prism having a square bottom surface may be used.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment includes both a magnet product obtained by processing the magnet and a magnet product that is not magnetized.
  • FIG. 2 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing an RTB-based sintered magnet according to an embodiment of the present invention. As shown in FIG. 2, the method of manufacturing the RTB-based sintered magnet according to this embodiment includes the following steps.
  • Alloy preparation step: Step S11 In the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment, a first alloy that mainly forms a main phase and a second alloy that mainly forms a grain boundary phase are prepared (alloy preparing step (step S11)). ). In the alloy preparation step (step S11), the raw metal corresponding to the composition of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment was dissolved in an inert gas atmosphere of an inert gas such as vacuum or Ar gas. Thereafter, casting is performed using this to produce a first alloy and a second alloy having a desired composition.
  • an inert gas such as vacuum or Ar gas
  • the raw material metal for example, a rare earth metal or a rare earth alloy, pure iron, ferroboron, or an alloy or compound thereof can be used.
  • Casting methods for casting the raw metal include, for example, an ingot casting method, a strip casting method, a book mold method, and a centrifugal casting method.
  • the obtained raw material alloy is subjected to a homogenization treatment as necessary when there is solidification segregation.
  • homogenizing the raw material alloy it is carried out at a temperature of 700 ° C. or higher and 1500 ° C. or lower for 1 hour or longer in a vacuum or an inert gas atmosphere. As a result, the RTB-based sintered magnet alloy is melted and homogenized.
  • Step S12 After the first alloy and the second alloy are produced, the first alloy and the second alloy are pulverized (pulverization step (step S12)). In the pulverization step (step S12), after the first alloy and the second alloy are produced, the first alloy and the second alloy are separately pulverized into powder. The first alloy and the second alloy may be pulverized together.
  • the pulverization step (step S12) includes a coarse pulverization step (step S12-1) for pulverizing until the particle size becomes about several hundred ⁇ m to several mm, and a fine pulverization step (for pulverizing until the particle size becomes about several ⁇ m) (step S12-1). Step S12-2).
  • Step S12-1 The first alloy and the second alloy are coarsely pulverized until the respective particle sizes become about several hundred ⁇ m to several mm (coarse pulverization step (step S12-1)). Thereby, coarsely pulverized powders of the first alloy and the second alloy are obtained.
  • step S12-1 hydrogen is occluded in the first alloy and the second alloy, then hydrogen is released based on the difference in the hydrogen occlusion amount between different phases, and dehydrogenation is performed to cause self-destructive pulverization ( Hydrogen storage and pulverization).
  • the amount of nitrogen necessary to form the R—Co—Cu—N enrichment portion can be controlled by adjusting the nitrogen gas concentration in the atmosphere during the dehydrogenation process in the hydrogen storage and pulverization of the second alloy.
  • the optimum nitrogen gas concentration varies depending on the composition of the raw material alloy and the like, but is preferably 150 ppm or more, more preferably 200 ppm or more, and particularly preferably 300 ppm or more.
  • the nitrogen gas concentration is preferably less than 150 ppm, more preferably 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • the coarse pulverization step (step S12-1) is performed using a coarse pulverizer such as a stamp mill, jaw crusher, brown mill, etc. in an inert gas atmosphere in addition to using hydrogen occlusion pulverization as described above. You may do it.
  • a coarse pulverizer such as a stamp mill, jaw crusher, brown mill, etc. in an inert gas atmosphere in addition to using hydrogen occlusion pulverization as described above. You may do it.
  • the atmosphere of each process from the pulverization process (step S12) to the sintering process (step S15) be a low oxygen concentration.
  • the oxygen concentration is adjusted by controlling the atmosphere in each manufacturing process. If the oxygen concentration in each manufacturing process is high, the rare earth elements in the powders of the first alloy and the second alloy are oxidized to produce R oxides, which are not reduced during the sintering and remain in the form of R oxides. Precipitating at the boundary decreases the Br of the resulting RTB-based sintered magnet. Therefore, for example, the oxygen concentration in each step is preferably set to 100 ppm or less.
  • Step S12-2 After coarsely pulverizing the first alloy and the second alloy, the obtained coarsely pulverized powders of the first alloy and the second alloy are finely pulverized until the average particle diameter is about several ⁇ m (fine pulverization step (step S12-2). )). Thereby, finely pulverized powders of the first alloy and the second alloy are obtained.
  • finely pulverized powder By further finely pulverizing the coarsely pulverized powder, a finely pulverized powder having particles of preferably 1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less, more preferably 3 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less can be obtained.
  • the first alloy and the second alloy are separately pulverized to obtain a finely pulverized powder.
  • the first alloy and the second alloy are pulverized.
  • Finely pulverized powder may be obtained after mixing coarsely pulverized powder.
  • the fine pulverization is performed by further pulverizing the coarsely pulverized powder using a fine pulverizer such as a jet mill, a ball mill, a vibration mill, or a wet attritor while appropriately adjusting conditions such as a pulverization time.
  • a jet mill opens a high-pressure inert gas (for example, N2 gas) from a narrow nozzle to generate a high-speed gas flow, and this high-speed gas flow accelerates the coarsely pulverized powders of the first alloy and the second alloy.
  • a high-pressure inert gas for example, N2 gas
  • a finely pulverized powder having high orientation can be obtained during molding by adding a grinding aid such as zinc stearate or oleic amide.
  • Step S13 After finely pulverizing the first alloy and the second alloy, the finely pulverized powders are mixed in a low oxygen atmosphere (mixing step (step S13)). Thereby, mixed powder is obtained.
  • the low oxygen atmosphere is formed as an inert gas atmosphere such as N2 gas or Ar gas atmosphere, for example.
  • the blending ratio of the first alloy powder and the second alloy powder is preferably 80 to 20 or more and 97 to 3 or less, and more preferably 90 to 10 or more and 97 to 3 or less in mass ratio.
  • the blending ratio when the first alloy and the second alloy are pulverized together is the same as in the case where the first alloy and the second alloy are separately pulverized.
  • the blending ratio of the second alloy powder is preferably 80 to 20 or more and 97 to 3 or less, and more preferably 90 to 10 or more and 97 to 3 or less in terms of mass ratio.
  • the first alloy and the second alloy have different alloy compositions.
  • the second alloy contains more Cu and Co.
  • the mass% of Co contained in the second alloy is preferably 1% to 80%, more preferably 3% to 60%.
  • the first alloy may or may not contain Co, but when Co is contained in the first alloy, the mass% of Co contained in the first alloy is preferably 1% or less.
  • the mass% of Cu contained in the second alloy is preferably 0.2% to 20%, more preferably 0.5% to 10%.
  • the first alloy may or may not contain Cu, but when Cu is contained in the first alloy, the mass% of Cu contained in the first alloy is preferably 0.2% or less.
  • Step S14 After mixing the first alloy powder and the second alloy powder, the mixed powder is formed into a target shape (forming step (step S14)).
  • the mixed powder of the first alloy powder and the second alloy powder is filled in a mold held by an electromagnet and pressed to form the mixed powder into an arbitrary shape. At this time, it is performed while applying a magnetic field, and a predetermined orientation is generated in the raw material powder by applying the magnetic field, and molding is performed in a magnetic field with the crystal axes oriented. Thereby, a molded object is obtained. Since the obtained compact is oriented in a specific direction, an RTB-based sintered magnet having stronger magnetic anisotropy can be obtained.
  • the pressurization during molding is preferably performed at 30 MPa to 300 MPa.
  • the applied magnetic field is preferably 950 kA / m to 1600 kA / m.
  • the magnetic field to be applied is not limited to a static magnetic field, and may be a pulsed magnetic field. A static magnetic field and a pulsed magnetic field can also be used in combination.
  • molding which shape
  • the shape of the molded body obtained by molding the mixed powder is not particularly limited.
  • the desired shape of the RTB-based sintered magnet such as a rectangular parallelepiped, a flat plate, a column, or a ring. It can be of any shape.
  • Step S15 A molded body obtained by molding in a magnetic field and molding into a desired shape is sintered in a vacuum or an inert gas atmosphere to obtain an RTB-based sintered magnet (sintering step (step S15)). ).
  • the sintering temperature needs to be adjusted depending on various conditions such as composition, pulverization method, difference in particle size and particle size distribution, etc., but for the molded body, for example, 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. in vacuum or in the presence of an inert gas. Firing is carried out by performing a treatment at 1 ° C. or lower and 1 hour or longer and 10 hours or lower.
  • the mixed powder undergoes liquid-phase sintering, and an RTB-based sintered magnet (a sintered body of RTB-based magnet) with an improved volume ratio of the main phase is obtained.
  • the sintered body is preferably quenched from the viewpoint of improving production efficiency.
  • step S16 After sintering the compact, the RTB-based sintered magnet is subjected to aging treatment (aging treatment step (step S16)). After firing, the RTB-based sintered magnet is subjected to an aging treatment, for example, by holding the RTB-based sintered magnet at a temperature lower than that during firing.
  • the aging treatment is, for example, two-step heating at a temperature of 700 ° C. to 900 ° C. for 1 hour to 3 hours, and further at a temperature of 500 ° C. to 700 ° C. for 1 hour to 3 hours, or at a temperature around 600 ° C. for 1 hour
  • the treatment conditions are appropriately adjusted according to the number of times of aging treatment such as one-step heating for 3 hours. Such an aging treatment can improve the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet.
  • the aging treatment step (step S16) may be performed after the processing step (step S18) and the grain boundary diffusion step (step S19).
  • Step S17 After the RTB system sintered magnet is subjected to an aging treatment, the RTB system sintered magnet is rapidly cooled in an Ar gas atmosphere (cooling step (step S17)). As a result, the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment can be obtained.
  • the cooling rate is not particularly limited, and is preferably 30 ° C./min or more.
  • the obtained RTB-based sintered magnet may be processed into a desired shape as required (processing step: step S18).
  • processing method include shape processing such as cutting and grinding, and chamfering processing such as barrel polishing.
  • a step of diffusing a heavy rare earth element may be further diffused into the grain boundary of the processed RTB-based sintered magnet (grain boundary diffusion step: step S19).
  • Grain boundary diffusion is performed by attaching a compound containing a heavy rare earth element to the surface of an RTB-based sintered magnet by coating or vapor deposition, and then performing heat treatment or in an atmosphere containing a vapor of heavy rare earth element. It can be carried out by performing a heat treatment on the RTB-based sintered magnet. Thereby, the coercive force of the RTB-based sintered magnet can be further improved.
  • the RTB-based sintered magnet obtained by the above steps may be subjected to surface treatment such as plating, resin coating, oxidation treatment, chemical conversion treatment (surface treatment step (step S20)). Thereby, corrosion resistance can further be improved.
  • processing step S18 the grain boundary diffusion step (step S19), and the surface treatment step (step S20) are performed.
  • these steps are not necessarily performed.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is manufactured, and the process is completed. Moreover, a magnet product is obtained by magnetizing.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment obtained as described above has an R—Co—Cu—N enriched part in the grain boundary, and thus has excellent corrosion resistance and good Has magnetic properties.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment thus obtained can be used for a long period of time because of its high corrosion resistance when used in a magnet for a rotating machine such as a motor.
  • RTB-based sintered magnet having a high C can be obtained.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment includes embedded internal magnets such as a surface permanent magnet (SPM) motor having a magnet attached to the rotor surface, and an inner rotor type brushless motor. It is suitably used as a magnet of type (Interior Permanent Magnet: IPM) motor, PRM (Permanent magnet Reluctance Motor), etc.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment includes a spindle motor and a voice coil motor for driving a hard disk in a hard disk drive, a motor for an electric vehicle and a hybrid car, and a motor for an electric power steering of the automobile. It is suitably used as a servomotor for machine tools, a vibrator motor for mobile phones, a printer motor, a generator motor, and the like.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing a configuration of an embodiment of the SPM motor.
  • the SPM motor 10 includes a columnar rotor 12 and a cylindrical stator 13 in a housing 11. And a rotating shaft 14. The rotating shaft 14 passes through the center of the cross section of the rotor 12.
  • the rotor 12 includes a columnar rotor core (iron core) 15 made of an iron material, a plurality of permanent magnets 16 provided on the outer peripheral surface of the rotor core 15 at a predetermined interval, and a plurality of magnet insertion slots for housing the permanent magnets 16. 17.
  • the permanent magnet 16 the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is used.
  • a plurality of permanent magnets 16 are provided in the magnet insertion slots 17 along the circumferential direction of the rotor 12 so that N poles and S poles are alternately arranged. Thereby, the permanent magnets 16 adjacent along the circumferential direction generate magnetic lines of force in opposite directions along the radial direction of the rotor 12.
  • the stator 13 has a plurality of stator cores 18 and throttles 19 provided at predetermined intervals along the outer peripheral surface of the rotor 12 in the circumferential direction inside the cylindrical wall (peripheral wall).
  • the plurality of stator cores 18 are provided to face the rotor 12 toward the center of the stator 13.
  • a coil 20 is wound around each throttle 19.
  • the permanent magnet 16 and the stator core 18 are provided so as to face each other.
  • the rotor 12 is provided so as to be rotatable in a space in the stator 13 together with the rotating shaft 14.
  • the stator 13 applies torque to the rotor 12 by electromagnetic action, and the rotor 12 rotates in the circumferential direction.
  • the SPM motor 10 uses the RTB system sintered magnet according to the present embodiment as the permanent magnet 16. Since the permanent magnet 16 has corrosion resistance and high magnetic characteristics, the SPM motor 10 can improve motor performance such as motor torque characteristics, and can have high output over a long period of time. Excellent reliability.
  • RTB-based sintered magnet according to the second embodiment of the present invention An embodiment of the RTB-based sintered magnet according to the second embodiment of the present invention will be described.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is different from the RTB-based sintered magnet according to the first embodiment in the following points. Omitted.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment is an RTB-based sintered magnet having R 2 T 14 B crystal grains, and as shown in FIG. 1B, R 2 T 14 B It has particles (main phase) 2 composed of crystal grains, and has a sub-concentrating portion 8 in a grain boundary formed by two or more adjacent particles 2.
  • the concentrations of R, O, and C are all higher than in the particles 2.
  • the concentrations of R, O, C, and N are all higher than in the particles 2.
  • R—Co having higher concentrations of R, Co, Cu, and N than the inside of the particle 2 at the grain boundary located around the sub-concentrating portion 8, particularly at the triple point 6 in the grain boundary. It further has a Cu—N concentration part.
  • the sub-concentration part 8 is mainly formed at the triple point 6.
  • the R—Co—Cu—N concentrating part may be formed not only at the triple point 6 but also at the two-particle interface 4. Furthermore, the R-rich phase necessary for the expression of the coercive force HcJ may remain at the two-particle interface 4.
  • the R—Co—Cu—N concentrating portion exists around the sub-concentrating portion 8 and in the grain boundary region near the boundary between the grain boundary region and the particles 2.
  • the R—Co—Cu—N enrichment portion may exist near the center of the grain boundary region.
  • the R—O—C concentrating unit in the sub-concentrating unit 8 may contain components other than these as long as R, O, and C are contained as main components. Further, the R—O—C—N concentration unit in the sub-concentration unit 8 may contain components other than these as long as R, O, C, and N are included as main components.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment needs to contain a certain amount of oxygen (O).
  • the fixed amount is determined by an appropriate amount by changing with other parameters and the like, but the oxygen amount is preferably 500 ppm or more from the viewpoint of corrosion resistance, and preferably 2000 ppm or less from the viewpoint of magnetic properties.
  • the amount of carbon (C) in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment varies depending on other parameters and is determined appropriately. However, as the amount of carbon increases, the magnetic properties decrease, and carbon If the amount is small, the R—O—C concentrating portion (or the R—O—C—N concentrating portion / the same applies hereinafter) is not formed. For this reason, the carbon content is preferably 400 ppm to 3000 ppm, more preferably 400 ppm to 2500 ppm, and particularly preferably 400 ppm to 2000 ppm.
  • the R—O—C enrichment part at the grain boundary is the ratio of O atoms to R atoms in the R—O—C enrichment part (O / R) Is preferably included so as to satisfy the following formula (1). That is, (O / R) is preferably smaller than the R oxide (R 2 O 3 , RO 2 , RO, etc.) having a stoichiometric composition. In this specification, the ratio of O atoms to R atoms is expressed as (O / R).
  • the presence of the R—O—C enrichment part in which the (O / R) is within a predetermined range in the grain boundary allows hydrogen generated by a corrosion reaction between water and R in the RTB-based sintered magnet. It is possible to effectively suppress occlusion into the internal R-rich phase, to suppress the progress of corrosion of the RTB-based sintered magnet into the interior, and to improve the RT according to this embodiment.
  • the -B based sintered magnet can have good magnetic properties. 0 ⁇ (O / R) ⁇ 1 (1)
  • (O / R) more preferably satisfies the following formula (2). If (O / R) is less than 0.41, the occlusion of hydrogen in the grain boundary caused by the corrosion reaction between water and R in the RTB-based sintered magnet cannot be sufficiently suppressed. There is a tendency for the corrosion resistance of the TB sintered magnet to decrease. Further, when (O / R) is more than 0.70, the consistency with the main phase particles is deteriorated, and the coercive force HcJ tends to be deteriorated. 0.41 ⁇ (O / R) ⁇ 0.70 (2)
  • (O / R) more preferably satisfies the following formula (3).
  • (O / R) within the range of the following formula (3), the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be further improved. 0.50 ⁇ (O / R) ⁇ 0.70 (3)
  • the R—O—C enrichment part has a cubic crystal structure.
  • hydrogen can be further prevented from being occluded at the grain boundaries, and the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment can be improved. .
  • RL rare earth element including at least one of or both of Nd and Pr
  • RH rare earth element including at least one of or both of Dy and Tb
  • a source material serving as an oxygen source and a carbon source, which is different from the RTB-based material alloy, is provided for the RTB-based material alloy. While adding quantitatively, it can manufacture by controlling manufacturing conditions, such as oxygen concentration and nitrogen concentration in the atmosphere in a manufacturing process.
  • a powder containing an oxide of element M which has a higher standard free energy of formation of oxide than that of rare earth elements
  • a carbon source for the ROC enrichment part carbide of the element M ′ whose standard free energy of formation of carbide is higher than that of rare earth elements, powder containing carbon such as graphite and carbon black, or carbon is generated by pyrolysis.
  • Organic compounds can be used.
  • the R—O—C enrichment part formed at the grain boundary of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment is generated as follows. That is, the oxide of M contained in the added oxygen source has a higher standard free energy of formation than that of the rare earth element R. Therefore, when an oxygen source and a carbon source are added to an RTB-based raw material alloy and sintered to produce a sintered body, the oxide of M is an R-rich liquid phase generated during sintering. To produce M alone and O. Further, when M ′ (an element whose standard free energy of formation of carbide is higher than that of rare earth elements) is added as a carbon source, M ′ alone and C are generated in the same manner.
  • M ′ an element whose standard free energy of formation of carbide is higher than that of rare earth elements
  • M and M ′ are incorporated into the R 2 T 14 B crystal or the R-rich phase, while O and C react with a part of the R-rich phase to form a grain boundary as an R—O—C enriched part, In particular, it is considered to precipitate at the polycrystalline grain boundary.
  • RTB-based sintered magnets contained O as an unavoidable impurity due to oxidation of raw material powder during molding in the atmosphere.
  • O contained at this time is not reduced in the sintering process because the rare earth element R in the raw material powder is oxidized and is in the form of R oxide. It is thought that it was precipitated.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment has a very low oxygen concentration (for example, about 100 ppm or less) through the respective steps of pulverizing, forming, and sintering the raw material alloy in the manufacturing process.
  • a very low oxygen concentration for example, about 100 ppm or less
  • the formation of R oxide is suppressed. Therefore, it is considered that O generated by the reduction of the M oxide in the sintering process is precipitated at the grain boundary in the form of an R—O—C enriched portion together with C added as a carbon source. That is, R oxide is precipitated at the grain boundary in the conventional method, but a predetermined amount of R—O—C concentrated portion is precipitated while suppressing the formation of R oxide at the grain boundary in the method of this embodiment. it can.
  • R concentration and C concentration than R 2 T 14 B crystal grains is higher R-C concentration section, from the R 2 T 14 B crystal grains Further, an R—O enrichment portion (including R oxide) having a high R concentration and O concentration can be considered.
  • R-rich phase having a higher R concentration than the R 2 T 14 B crystal grains. A certain amount of the R-rich phase is necessary for the expression of the coercive force HcJ, but it is preferable that the R—C concentration portion and the R—O concentration portion are small.
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is a magnet in which an R—O—C enriched portion and an R—Co—Cu—N enriched portion are formed at the grain boundary, and hydrogen is occluded at the grain boundary. It is possible to prevent the corrosion of R from proceeding to the inside. Therefore, the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment has excellent corrosion resistance and good magnetic properties.
  • the manufacturing method of the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is the same as that of the first embodiment except for the following. That is, in this embodiment, an oxygen source and a carbon source different from the raw material alloy are added to the mixed powder. By adding a predetermined amount of an oxygen source and a carbon source, which are different from the raw material alloy, to the mixed powder, it is formed by two or more adjacent R 2 T 14 B crystal grains of the obtained RTB-based sintered magnet.
  • the desired R—O—C concentrating part can be formed at the grain boundary.
  • a powder containing an oxide of element M which has a higher standard free energy of formation of oxide than that of rare earth elements, can be used.
  • M include, but are not limited to, Al, Fe, Co, Zr, and the like.
  • a carbide of an element M ′ whose standard free energy of formation of carbide is higher than that of rare earth elements, a powder containing carbon such as graphite and carbon black, an organic compound that generates carbon by pyrolysis, or the like can be used.
  • M ′ include, but are not limited to, Si and Fe.
  • powder containing carbides such as cast iron can also be used.
  • the addition method of the oxygen source and the carbon source is not particularly limited, but it is preferably added when mixing the finely pulverized powder or added to the coarsely pulverized powder before being finely pulverized.
  • Example 1 First, a raw material alloy was prepared by a strip casting method so that a sintered magnet having a magnet composition I shown in Table 1 was obtained.
  • the raw material alloys two types of the first alloy A, which mainly forms the main phase of the magnet, and the second alloy a, which mainly forms the grain boundaries, were prepared and prepared with the compositions shown in Table 1, respectively.
  • bal. Indicates the remainder when the total composition of each alloy is 100% by mass
  • (T.RE) is the total of the rare earths. Mass% is shown.
  • the first alloy was in an Ar atmosphere
  • the second alloy was 600 ° C. in an Ar atmosphere containing 300 ppm of nitrogen gas, respectively.
  • Hydrogen pulverization treatment (coarse pulverization) was performed for dehydrogenation for 1 hour.
  • the second alloy and nitrogen were reacted by subjecting the grain boundary phase alloy to hydrogen pulverization in an Ar atmosphere containing nitrogen gas.
  • each process (fine pulverization and molding) from the hydrogen pulverization treatment to sintering was performed in an Ar atmosphere having an oxygen concentration of less than 50 ppm (the same applies to the following examples and comparative examples).
  • the finely pulverized powder of the first alloy and the finely pulverized powder of the second alloy were mixed at a weight ratio of 95: 5, and the mixed powder as the raw material powder of the RTB-based sintered magnet was obtained. Prepared.
  • the obtained mixed powder was filled in a mold placed in an electromagnet, and molded in a magnetic field in which a pressure of 120 MPa was applied while applying a magnetic field of 1200 kA / m to obtain a molded body.
  • the obtained molded body was fired by holding at 1060 ° C. in vacuum for 4 hours and then rapidly cooled to obtain a sintered body having the magnet composition 1 shown in Table 1 (RTB-based sintered magnet).
  • RTB-based sintered magnet The obtained sintered body was subjected to a two-stage aging treatment of 850 ° C. for 1 hour and 540 ° C. for 2 hours (both in an Ar atmosphere), and the RTB system sintering of Example 1 was performed. A magnet was obtained.
  • Example 2 was performed in the same manner as Example 1 except that the second alloy b having the composition shown in Table 2 was used as the raw material alloy so that a sintered magnet having the magnet composition II shown in Table 2 was obtained. An RTB-based sintered magnet was obtained.
  • Example 3 When preparing the mixed powder that is the raw powder of the RTB-based sintered magnet, the first alloy and the second alloy are blended at a ratio of 95: 5, and 0.2% alumina particles and carbon black particles An RTB-based sintered magnet of Example 3 was obtained in the same manner as Example 1 except that 0.02% was added and mixed.
  • Comparative Example 1 An RTB-based sintered magnet of Comparative Example 1 was obtained in the same manner as in Example 1 except that the second alloy was subjected to hydrogen pulverization treatment in an Ar atmosphere with a nitrogen gas concentration of 100 ppm or less.
  • composition ratio in the table is the ratio of each element when the total number of Nd, Fe, Co, Cu, and N atoms is 100.
  • 4A and 4B show the characteristic X-ray intensity distribution of each element when the vicinity of the grain boundary in Example 1 and Example 3 is analyzed by EPMA, respectively.
  • the horizontal axis indicates each measurement position near the grain boundary, and the horizontal axis in FIG. 4A corresponds to the measurement positions along the measurement points ⁇ 1 to ⁇ 7 in FIG. 1A.
  • 4B corresponds to the measurement positions along the measurement points ⁇ 1 to ⁇ 7 in FIG. 1B.
  • the vertical axis indicates the characteristic X-ray intensity of each element.
  • the value of the characteristic X-ray intensity shown here is different from the concentration of each element measured in the quantitative analysis described above, and includes the background at the time of measurement.
  • Example 1 in the grain boundary phase, a portion where the concentration of each element of Nd, Co, Cu, and N is distributed deeper than in the main phase crystal grains (R—Co—Cu -N concentrating part) was confirmed. As shown in FIG. 4A, the Fe concentration changes greatly at the boundary between the main phase crystal grains and the grain boundary phase, and the Fe concentration is low in the grain boundary phase.
  • Example 3 in the grain boundary phase, a portion where the concentration of each element of Nd, C, O, and N is distributed more densely than in the main phase crystal grains (RO). -C-enriched part or R--O--C--N enriched part), and Nd, Co, Cu, N elements in the grain boundary phase located around the interface and near the interface with the main phase crystal grains It was confirmed that there is a portion (R—Co—Cu—N enriched portion) where the concentration of is distributed more densely than in the main phase crystal grains. As shown in FIG. 4B, the Fe concentration varies greatly at the boundary between the main phase crystal grains and the grain boundary phase, and the Fe concentration is low in the grain boundary phase.
  • the RTB system magnets of Examples 1 to 3 have the same magnetic characteristics as the RTB system sintered magnet of Comparative Example 1, and all of them are Comparative Example 1. It was confirmed that the corrosion resistance was greatly improved as compared with the magnets.
  • Example 4 In the same manner as in Example 1 except that the first alloy C and the second alloy c having the composition shown in Table 5 were used as the raw material alloys so that a sintered magnet having the magnet composition III shown in Table 5 was obtained. Thus, an RTB-based sintered magnet of Example 4 was obtained.
  • Example 5 In the same manner as in Example 1 except that the first alloy D and the second alloy d having the composition shown in Table 6 were used as the raw material alloy so that a sintered magnet having the magnet composition IV shown in Table 6 was obtained. Thus, the RTB-based sintered magnet of Example 5 was obtained.
  • Example 6 In the same manner as in Example 1 except that the first alloy E and the second alloy e having the composition shown in Table 7 were used as the raw material alloy so that a sintered magnet having the magnet composition V shown in Table 7 was obtained. Thus, an RTB-based sintered magnet of Example 6 was obtained.
  • Example 7 Example 1 was used except that the first alloy F and the second alloy f having the composition shown in Table 8 were used as the raw material alloy so that a sintered magnet having the magnet composition VI shown in Table 8 was obtained. Thus, the RTB-based sintered magnet of Example 7 was obtained.
  • Comparative Example 2 An RTB-based sintered magnet of Comparative Example 2 was obtained in the same manner as in Example 4 except that the second alloy c was subjected to hydrogen pulverization treatment in an Ar atmosphere with a nitrogen gas concentration of 100 ppm or less.
  • Comparative Example 3 An RTB-based sintered magnet of Comparative Example 3 was obtained in the same manner as Example 5 except that the second alloy d was subjected to hydrogen pulverization treatment in an Ar atmosphere with a nitrogen gas concentration of 100 ppm or less.
  • Comparative Example 4 An RTB-based sintered magnet of Comparative Example 4 was obtained in the same manner as in Example 6 except that the second alloy e was subjected to hydrogen pulverization treatment in an Ar atmosphere with a nitrogen gas concentration of 100 ppm or less.
  • Comparative Example 5 An RTB-based sintered magnet of Comparative Example 5 was obtained in the same manner as in Example 7, except that the second alloy f was subjected to hydrogen pulverization treatment in an Ar atmosphere with a nitrogen gas concentration of 100 ppm or less.
  • composition analysis The RTB-based sintered magnets obtained in Examples 4 to 7 and Comparative Examples 2 to 5 were subjected to composition analysis by fluorescent X-ray analysis and inductively coupled plasma mass spectrometry (ICP-MS method). As a result, it was confirmed that all of the RTB-based sintered magnets matched the charged composition (compositions shown in Tables 5 to 8 respectively).
  • composition ratio in the table is the ratio of each element when the total number of Nd, Pr, Dy, Tb, Fe, Co, Cu, and N atoms is 100.
  • the RTB system magnets of Examples 4 to 7 have the same magnetic characteristics as the RTB system sintered magnets of Comparative Examples 2 to 5, and both are compared. It was confirmed that the corrosion resistance was significantly improved as compared with the magnets of Examples 2 to 5.

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Abstract

　Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、隣り合う２つ以上の前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。　

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石
　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種以上の遷移金属元素（Ｔ）およびホウ素（Ｂ）を主成分とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ（Ｒは１種以上の希土類元素、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素）系焼結磁石は優れた磁気特性を有するものの、主成分として酸化され易い希土類元素を含有していることから耐食性が低い傾向にある。
　そのため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を向上させるために、一般的には磁石素体の表面上に樹脂塗装やめっき等の表面処理を施して使用されることが多い。一方で、磁石素体の添加元素や内部構造を変えることにより、磁石素体そのものの耐食性を向上させる取り組みも行われている。磁石素体そのものの耐食性を向上させることは、表面処理後の製品の信頼性を高める上で極めて重要であり、またそれにより樹脂塗装やめっきよりも簡易な表面処理の適用が可能となることで、製品のコストを低減できるというメリットもある。
　従来、たとえば、特許文献１では、永久磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすことで、非磁性Ｒリッチ相中の希土類元素と炭素との金属間化合物Ｒ－Ｃを１．０質量％以下に抑制し、磁石の耐食性を向上させる技術が提案されている。また、特許文献２では、Ｒリッチ相中のＣｏ濃度を５質量％～１２質量％とすることで、耐食性を改善する技術が提案されている。
　しかしながら、従来から用いられているＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、使用環境における水蒸気などの水がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲを酸化して水素を発生し、その水素を粒界中のＲリッチ相が吸収することで、Ｒリッチ相の腐食が進行し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性が低下してしまう。
　また、特許文献１で提案されているように、磁石合金中の炭素含有量を０．０４質量％以下に減らすためには、磁場中で成形する際に磁場配向性を向上させるために加える潤滑剤の添加量を大幅に減らす必要がある。そのため、成形体中の磁粉の配向度が低下し、焼結後の残留磁束密度Ｂｒが低下してしまい、十分な磁気特性を有する磁石が得られない。
　また、特許文献２で提案されているように、Ｒリッチ相中のＣｏ濃度を増加させるためには、原料組成のＣｏ添加量を多くする必要がある。しかし、Ｃｏは主相であるＲ２　Ｔ１４Ｂ相へもＦｅを置換する形で入るため、Ｒリッチ相のみのＣｏ濃度を増加させることはできず、Ｒリッチ相で必要とされる以上のＣｏを添加する必要がある。そのため、高価なＣｏの使用量が増えることで製品コストが上昇すると共に、主相中のＦｅが必要以上にＣｏで置換されることにより磁気特性が低下してしまう。
特開平４－３３０７０２号公報 特開平４－６８０６号公報
　本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を併せ持つＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供することである。
　上記目的を達成するために、本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食のメカニズムについて鋭意研究をした。その結果、まず使用環境下の水蒸気などの水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素（Ｈ２　）がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の粒界に存在するＲリッチ相に吸蔵されることにより、Ｒリッチ相の水酸化物への変化が加速される。そして、Ｒリッチ相への水素の吸蔵およびＲリッチ相の水酸化物への変化に伴うＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の体積膨張によってＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相を構成する結晶粒（主相粒子）がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石から脱落し、Ｒの腐食が加速度的にＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の内部に進行していくことを発見した。
　そこで、本発明者らは、粒界の水素吸蔵を抑制する方法について鋭意研究し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石内の隣り合う２つ以上のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界（特に、隣り合う３つ以上のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された多結晶粒界部）中に、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも希土類（Ｒ）、コバルト（Ｃｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）の濃度が何れも高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を形成することにより、粒界への水素吸蔵を抑制でき、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができることを見出した。本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。
　すなわち、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、
Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒を有し、
隣り合う２つ以上の前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有することを特徴とする。
　Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともにＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。
　本発明では、粒界相に存在するＲリッチな部分を、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部に置換することで、腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を効果的に抑制し、Ｒの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。なお、Ｒリッチな部分（Ｒリッチ相）とは、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲは多いが、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの内の少なくともＮに関しては、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒と同等以下程度にしか含まないＲ析出相として定義される。
　また、本発明においては、前記粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともに高いＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部をさらに有することが好ましい。
　Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともにＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。これにより、さらにＲの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。
　また、本発明においては、前記粒界中で、前記Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、前記Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部の周囲に形成されることが好ましい。優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を向上させることができる。
　また、本発明においては、前記粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともに高いＲ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部をさらに有していても良い。
　Ｒ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部とは、粒界中に存在する、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともにＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域であり、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在する。これにより、さらにＲの腐食の内部進行を抑制することができ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上できると共に、良好な磁気特性を有することができる。
　また、本発明においては、前記粒界中で、前記Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、前記Ｒ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部の周囲に形成されることが好ましい。優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を向上させることができる。
　本発明によれば、優れた耐食性を有するとともに、良好な磁気特性を併せ持つＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
図１Ａは、本発明の第１実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近の反射電子像を模式的に示す図である。 図１Ｂは、本発明の第２実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近の反射電子像を模式的に示す図である。 図２は、本発明の第１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３は、モータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図である。 図４Ａは、本発明の一実施例に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度を示すグラフである。 図４Ｂは、本発明の他の実施例に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度を示すグラフである。
　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の実施形態］
　＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石＞
　本発明の実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。図１に示すように、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒から成る粒子（主相）２を有し、隣り合う２つ以上の粒子２によって形成された粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有する。
　粒界とは、２つのＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成される二粒子界面４と、隣り合う３つ以上のＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成される三重点６（多結晶粒界部）とを含むものである。また、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部とは、隣り合う２つ以上の結晶粒によって形成される粒界中に存在し、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの各濃度がともにＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも高い領域である。Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部には、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を用いて形成される焼結体である。本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、結晶粒の組成がＲ２　Ｔ１４Ｂ（Ｒは希土類元素の少なくとも１種を表し、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を表し、ＢはＢまたはＢおよびＣを表す）という組成式で表されるＲ２　Ｔ１４Ｂ化合物を含む主相と、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ化合物よりＲを多く含む粒界とを有する。
　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（以下、ＲＨともいう）とは、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕをいい、軽希土類元素（以下、ＲＬともいう）はそれ以外の希土類元素である。本実施形態においては、製造コストおよび磁気特性の観点から、Ｒは、ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）を含むものが好ましい。さらに磁気特性を向上させる観点からＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）とＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂのいずれか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）の両方を含むことがより好ましい。
　本実施形態では、Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属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。
　ＦｅまたはＦｅおよびＣｏ以外の遷移金属元素としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどが挙げられる。また、Ｔは、遷移金属元素以外に、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を更に含んでいてもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、Ｂは、Ｂの一部を炭素（Ｃ）に置換することができる。この場合、磁石の製造が容易となるほか、製造コストの低減も図れるようになる。また、Ｃの置換量は、磁気特性に実質的に影響しない量とする。
　また、その他、不可避的にＯ、Ｃ、Ｃａ等が混入してもよい。これらはそれぞれ０．５質量％程度以下の量で含有されていてもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相は、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒であり、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒はＲ２　Ｔ１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。また、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒の平均粒子径は、通常１μｍ～３０μｍ程度である。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界は、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部やＲ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲが多いＲリッチ相などを含む。粒界には、Ｒリッチ相の他に、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。
　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、２５質量％以上３５質量％以下であり、好ましくは２８質量％以上３３質量％以下である。Ｒの含有量が２５質量％未満では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ2　Ｔ14Ｂ化合物の生成が十分ではない。このため、軟磁性を持つα－Ｆｅなどが析出し、磁気特性が低下する可能性がある。
　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、０．５質量％以上１．５質量％以下であり、好ましく０．７質量％以上１．２質量％以下であり、より好ましいＢの量は０．７質量％以上１．０質量％以下である。Ｂの含有量が０．５質量％未満となると保磁力ＨｃＪが低下する傾向がある。また、Ｂの含有量が１．５質量％を超えると、残留磁束密度Ｂｒが低下する傾向がある。
　Ｔは、上述の通り、Ｆｅ、またはＦｅおよびＣｏを含む１種以上の遷移金属元素を示すものである。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り、Ｆｅの一部がＣｏで置換してもよい。Ｃｏの含有量は０．３質量％以上４．０質量％以下の範囲が好ましく、１．０質量％以上２．５質量％以下とすることがより好ましい。Ｃｏの含有量が４質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が高価となる傾向がある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となるとＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。ＦｅまたはＦｅおよびＣｏ以外の遷移金属元素としては、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗなどが挙げられる。また、Ｔは、遷移金属元素以外に、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｂｉ、Ｓｎなどの元素の少なくとも１種の元素を更に含んでいてもよい。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、Ｃｕが含まれることになり、Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０１～１．５質量％、さらに好ましくは０．０５～１．０質量％である。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％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向がある。また、Ｃｕの含有量が０．０１質量％未満となるとＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、Ａｌを含有することが好ましい。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０．４質量％以下であるのが好ましく、０．０５質量％以上０．２５質量％以下がより好ましい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、一定量の酸素（Ｏ）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、酸素量は、耐食性の観点から、５００ｐｐｍ以上が好ましく、磁気特性の観点からは２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中には、炭素（Ｃ）が含まれても良く、その炭素量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、炭素量が増えると磁気特性は低下する。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の窒素（Ｎ）量は、好ましくは１００～２０００ｐｐｍ、さらに好ましくは２００～１０００ｐｐｍ、特に好ましくは３００～８００ｐｐｍである。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の窒素（Ｎ）の添加方法は、特に限定されないが、たとえば後述するように、所定濃度の窒素ガス雰囲気下で第２合金の熱処理により導入しても良い。あるいは、第２合金の粉砕助剤として、窒素を含む助剤などを用いたり、その他、第２合金の処理剤として、窒素を含む物を用いることで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の粒界に窒素を導入してもよい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の酸素量、炭素量、窒素量の測定方法は、従来より一般的に知られている方法を用いることができる。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。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界のＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部におけるＮの原子数が、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの原子数の和に対して７～１５％であることが好ましい。このような比率でＮを含むＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が存在することにより、水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを効果的に抑制し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食の内部への進行を抑制することができると共に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒界中に、Ｒ2　Ｔ14Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有する。なお、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、上述の通り、主に、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎで構成されているが、これら以外の成分が含まれていてもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界中に、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が形成される。Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が形成されないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、使用環境における水蒸気などによる水に起因した腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を十分に抑制できなくなり、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性が低下する。
　本実施形態では、粒界中に、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が形成されることで、使用環境における水蒸気などによる水がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石内に侵入してＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲと反応して発生した水素が粒界全体に吸蔵されるのを効果的に抑制し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食が内部に進行することを抑制することができると共に、良好な磁気特性を有することができる。
　すなわち、本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石内に侵入した水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素が粒界に吸蔵されるのを更に効果的に抑制できる。そのため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食が更に内部に進行することを抑制することができるので、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上させることができると共に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食の進行は、使用環境下の水蒸気などによる水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素が、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の粒界に存在するＲリッチ相に吸蔵されることにより、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食が加速度的にＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の内部に進行していく。
　すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食は、以下のようなプロセスで進行すると考えられる。まず、粒界に存在するＲリッチ相は酸化されやすいことから、粒界に存在するＲリッチ相のＲが使用環境下の水蒸気などによる水により酸化されてＲは腐食され、水酸化物に変わり、その過程で水素を発生する。
２Ｒ　＋　６Ｈ2　Ｏ　→　２Ｒ（ＯＨ）3　＋３Ｈ2　　・・・（Ｉ）
　次に、この発生した水素が、腐食されていないＲリッチ相に吸蔵される。
２Ｒ　＋　ｘＨ2　　→　２ＲＨｘ　・・・（II）
　そして、水素吸蔵することでＲリッチ相がより腐食され易くなると共に、水素吸蔵されたＲリッチ相と水とによる腐食反応により、Ｒリッチ相に吸蔵された量以上の水素を発生する。
２ＲＨｘ　＋　６Ｈ２　Ｏ　→　２Ｒ（ＯＨ）３　＋　（３＋ｘ）Ｈ２　…（III）
　上記（I）～（III）の連鎖反応によりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食がＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の内部に進行していき、Ｒリッチ相がＲ水酸化物、Ｒ水素化物に変化していく。この変化に伴う体積膨張によって応力が蓄積され、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相を構成する結晶粒（主相粒子）の脱落に至る。そして、主相の結晶粒の脱落によって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の新生面が現れ、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食はさらにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の内部に進行していく。
　そこで、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒界、特に三重点に、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有する。この濃縮部は、水素を吸蔵しにくいため、腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを防ぐことができ、上記プロセスによる腐食の内部への進行を抑制できる。また、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部はＲリッチ相と比較して酸化され難いため、腐食による水素発生自体も抑制することができる。そのため、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石によれば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上することができる。また、本実施形態では、図１Ａに示す二粒子界面４では、保磁力ＨｃＪの発現に必要なＲリッチ相が残っていても良い。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、後述するように、主に主相を形成するＲ－Ｔ－Ｂ系原料合金（第１合金）以外に、主に粒界相を形成する第２合金を添加し、製造プロセスにおける雰囲気中の窒素濃度等の製造条件を制御することにより製造することができる。あるいは、必要に応じて窒素源となる原料を添加しても良い。なお、本実施形態では、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金をわけずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界に形成されるＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、以下のようにして生成されていると考えられる。すなわち、第２合金中に存在するＲ、Ｃｏ、Ｃｕと窒素が、粗粉砕工程、および／または焼結工程などで化合物を形成し、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部という形で粒界に析出すると考えられる。
　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、当該磁石を加工して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）第１合金と第２合金とを準備する合金準備工程（ステップＳ１１）
　（ｂ）第１合金と第２合金とを粉砕する粉砕工程（ステップＳ１２）
　（ｃ）第１合金粉末と第２合金粉末とを混合する混合工程（ステップＳ１３）
　（ｄ）混合した混合粉末を成形する成形工程（ステップＳ１４）
　（ｅ）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Ｓ１５）
　（ｆ）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Ｓ１６）
　（ｇ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を冷却する冷却工程（ステップＳ１７）
　（ｈ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を加工する加工工程（ステップＳ１８）
　（ｉ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界中に重希土類元素を拡散させる粒界拡散工程（ステップＳ１９）
　（ｊ）Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に表面処理する表面処理工程（ステップＳ２０）
　［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、主に主相を形成する第１合金と主に粒界相を形成する第２合金とを準備する（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の不活性ガス雰囲気中で溶解した後、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第１合金および第２合金を作製する。なお、本実施形態では、第１合金と第２合金との２合金を混合して原料粉末を作製する２合金法の場合について説明するが、第１合金と第２合金をわけずに単独の合金を使用する１合金法でもよい。
　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。
　［粉砕工程：ステップＳ１２］
　第１合金および第２合金が作製された後、第１合金および第２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）では、第１合金および第２合金が作製された後、これらの第１合金および第２合金を別々に粉砕して粉末とする。なお、第１合金および第２合金を共に粉砕してもよい。
　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）
　第１合金および第２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、第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を得る。粗粉砕は、第１合金および第２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。
　Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部の形成に必要な窒素の添加量は、第２合金の水素吸蔵粉砕において、脱水素処理時の雰囲気の窒素ガス濃度を調節することにより、制御することができる。最適な窒素ガス濃度は原料合金の組成等により変化するが、好ましくは１５０ｐｐｍ以上、さらに好ましくは２００ｐｐｍ以上、特に好ましくは３００ｐｐｍ以上とする。なお、第１合金の水素吸蔵粉砕においては、窒素ガス濃度は、好ましくは１５０ｐｐｍよりも小さく、さらに好ましくは１００ｐｐｍ以下、特に好ましくは５０ｐｐｍ以下である。
　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、低酸素濃度とすることが好ましい。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第１合金および第２合金の粉末中の希土類元素が酸化してＲ酸化物が生成されてしまい、焼結中に還元されずＲ酸化物の形でそのまま粒界に析出し、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＢｒが低下する。そのため、例えば、各工程の酸素の濃度を１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
　（微粉砕工程：ステップＳ１２－２）
　第１合金および第２合金を粗粉砕した後、得られた第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を平均粒子径が数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、第１合金および第２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、好ましくは１μｍ以上１０μｍ以下、より好ましくは３μｍ以上５μｍ以下の粒子を有する微粉砕粉末を得ることができる。
　なお、本実施形態においては、第１合金および第２合金を別々に粉砕して微粉砕粉末を得るようにしているが、微粉砕工程（ステップＳ１２－２）において第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を混合してから微粉砕粉末を得るようにしてもよい。
　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、ボールミル、振動ミル、湿式アトライター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第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を加速して第１合金および第２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方法である。
　第１合金および第２合金の粗粉砕粉末を微粉砕する際、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することにより、成形時に配向性の高い微粉砕粉末を得ることができる。
　［混合工程：ステップＳ１３］
　第１合金および第２合金を微粉砕した後、各々の微粉砕粉末を低酸素雰囲気で混合する（混合工程（ステップＳ１３））。これにより、混合粉末が得られる。低酸素雰囲気は、例えば、Ｎ2　ガス、Ａｒガス雰囲気など不活性ガス雰囲気として形成する。第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。
　また、粉砕工程（ステップＳ１２）において、第１合金および第２合金を一緒に粉砕する場合の配合比率も、第１合金および第２合金を別々に粉砕する場合と同様に、第１合金粉末および第２合金粉末の配合比率は、質量比で８０対２０以上９７対３以下とするのが好ましく、より好ましくは質量比で９０対１０以上９７対３以下である。
　本実施形態では、第１合金および第２合金は、相互に、合金組成が異なることが好ましい。たとえば第１合金に比較して、第２合金は、Ｃｕ、Ｃｏが多く含まれる。
　第２合金に含まれるＣｏの質量％は、好ましくは１％～８０％、さらに好ましくは３％～６０％である。第１合金はＣｏを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＣｏを含む場合、第１合金に含まれるＣｏの質量％は、１％以下であることが好ましい。第２合金に含まれるＣｕの質量％は、好ましくは０．２％～２０％、さらに好ましくは０．５％～１０％である。第１合金はＣｕを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＣｕを含む場合、第１合金に含まれるＣｕの質量％は、０．２％以下であることが好ましい。
　［成形工程：ステップＳ１４］
　第１合金粉末と第２合金粉末とを混合した後、混合粉末を目的の形状に成形する（成形工程（ステップＳ１４））。成形工程（ステップＳ１４）では、第１合金粉末および第２合金粉末の混合粉末を、電磁石に抱かれた金型内に充填して加圧することによって、混合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、磁場印加によって原料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で行うことが好ましい。印加する磁場は、９５０ｋＡ／ｍ～１６００ｋＡ／ｍであることが好ましい。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、上記のように混合粉末をそのまま成形する乾式成形のほか、原料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。
　混合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Ｓ１５］
　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Ｓ１５））。焼結温度は、組成、粉砕方法、粒度と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、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、１０００℃以上１２００℃以下で１時間以上１０時間以下で加熱する処理を行うことにより焼成する。これにより、混合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することが好ましい。
　［時効処理工程：ステップＳ１６］
　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Ｓ１６））。焼成後、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で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、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。また、時効処理工程（ステップＳ１６）は加工工程（ステップＳ１８）や粒界拡散工程（ステップＳ１９）の後に行ってもよい。
　［冷却工程：ステップＳ１７］
　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Ｓ１７））。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。冷却速度は、特に限定されるものではなく、３０℃／ｍｉｎ以上とするのが好ましい。
　［加工工程：ステップＳ１８］
　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（加工工程：ステップＳ１８）。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。
　［粒界拡散工程：ステップＳ１９］
　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（粒界拡散工程：ステップＳ１９）。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ができる。
　［表面処理工程：ステップＳ２０］
　以上の工程により得られた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（表面処理工程（ステップＳ２０））。これにより、耐食性をさらに向上させることができる。
　なお、本実施形態では、加工工程（ステップＳ１８）、粒界拡散工程（ステップＳ１９）、表面処理工程（ステップＳ２０）を行っているが、これらの各工程は必ずしも行う必要はない。
　このように、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造し、処理を終了する。また、着磁させることで、磁石製品が得られる。
　以上のようにして得られる本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒界中にＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有することから、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を有する。
　このようにして得られる本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、モータなど回転機用の磁石に用いた場合、耐食性が高いため長期に渡って使用することができ、信頼性の高いＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。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）モータ、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）モータ、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。
　＜モータ＞
　次に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石をモータに用いた好適な実施形態について説明する。ここでは、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石をＳＰＭモータに適用した一例について説明する。図３は、ＳＰＭモータの一実施形態の構成を簡略に示す断面図であり、図３に示すように、ＳＰＭモータ１０は、ハウジング１１内に、円柱状のロータ１２と、円筒状のステータ１３と、回転軸１４とを有する。回転軸１４はロータ１２の横断面の中心を貫通している。
　ロータ１２は、鉄材等からなる円柱状のロータコア（鉄芯）１５と、そのロータコア１５の外周面に所定間隔で設けられた複数の永久磁石１６と、永久磁石１６を収容する複数の磁石挿入スロット１７とを有する。永久磁石１６には本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が用いられる。この永久磁石１６は、ロータ１２の円周方向に沿って各々の磁石挿入スロット１７内にＮ極とＳ極が交互に並ぶように複数設けられている。これによって、円周方向に沿って隣り合う永久磁石１６は、ロータ１２の径方向に沿って互いに逆の方向の磁力線を発生する。
　ステータ１３は、その筒壁（周壁）の内部の周方向にロータ１２の外周面に沿って所定間隔で設けられた複数のステータコア１８とスロットル１９とを有している。この複数のステータコア１８はステータ１３の中心に向けてロータ１２に対向するように設けられる。また、各々のスロットル１９内にはコイル２０が巻装されている。永久磁石１６とステータコア１８とは互いに対向するように設けられている。
　ロータ１２は、回転軸１４と共にステータ１３内の空間内で回動可能に設けられている。ステータ１３は電磁気的作用によってロータ１２にトルクを与え、ロータ１２は円周方向に回転する。
　ＳＰＭモータ１０は、永久磁石１６として本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を用いている。永久磁石１６は、耐食性を有しつつ高い磁気特性を有するため、ＳＰＭモータ１０は、モータのトルク特性などモータの性能を向上させることができ、長期間に亘って高出力を有することができ、信頼性に優れる。
　［第２実施形態］
　本発明の第２実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、第１実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に比較して、以下の点が相違し、共通する部分の説明は部分的に省略する。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ2　Ｔ14Ｂ結晶粒を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、図１Ｂに示すように、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒から成る粒子（主相）２を有し、隣り合う２つ以上の粒子２によって形成された粒界中に、サブ濃縮部８を有する。サブ濃縮部８では、粒子２内よりも、Ｒ、Ｏ、Ｃの濃度が共に高くなっている。または、サブ濃縮部８では、粒子２内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度が共に高くなっている。
　本実施形態では、粒界の内の特に三重点６において、サブ濃縮部８の周囲に位置する粒界において、粒子２内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を、さらに有する。サブ濃縮部８は、主に三重点６に形成される。Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、三重点６以外に、二粒子界面４にも形成されていても良い。さらに、二粒子界面４では、保磁力ＨｃＪの発現に必要なＲリッチ相が残っていても良い。
　本実施形態では、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、サブ濃縮部８の周囲であって、粒界領域と粒子２との境界近くの粒界領域内に存在する。サブ濃縮部８を有さない粒界領域では、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が粒界領域の中央付近に存在していても良い。
　サブ濃縮部８におけるＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部には、Ｒ、Ｏ、Ｃが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。また、サブ濃縮部８におけるＲ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部には、Ｒ、Ｏ、Ｃ、Ｎが主な成分として含まれていれば、これら以外の成分が含まれていてもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、一定量の酸素（Ｏ）を含む必要がある。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、酸素量は、耐食性の観点から、５００ｐｐｍ以上が好ましく、磁気特性の観点からは２０００ｐｐｍ以下であることが好ましい。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の炭素（Ｃ）量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、炭素量が増えると磁気特性は低下し、炭素量が少ないとＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部（またはＲ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部／以下同様）が形成されない。そのため、炭素量は、４００ｐｐｍ以上３０００ｐｐｍ以下が好ましく、より好ましくは４００ｐｐｍ以上２５００ｐｐｍ以下、特に好ましくは４００ｐｐｍ以上２０００ｐｐｍ以下とする。
　また、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界のＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部は、Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部におけるＲ原子に対するＯ原子の比率（Ｏ／Ｒ）が、下記式（１）を満たすように含まれることが好ましい。すなわち、（Ｏ／Ｒ）は、化学量論比組成のＲ酸化物（Ｒ2　Ｏ3　、ＲＯ2　、ＲＯなど）よりも小さいことが好ましい。なお、本明細書において、Ｒ原子に対するＯ原子の比率は、（Ｏ／Ｒ）として表記する。粒界中に（Ｏ／Ｒ）が所定範囲内のＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部が存在することにより、水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応により発生する水素が内部のＲリッチ相へ吸蔵されていくことを効果的に抑制し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食の内部への進行を抑制することができると共に、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は良好な磁気特性を有することができる。
０＜（Ｏ／Ｒ）＜１　・・・（１）
　また、（Ｏ／Ｒ）は、下記式（２）を満たすことがより好ましい。（Ｏ／Ｒ）が０．４１より少ないと、水とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中のＲとによる腐食反応で発生する水素の粒界への吸蔵を十分に抑制できなくなり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性が低下する傾向がある。また、（Ｏ／Ｒ）が０．７０よりも多くなると、主相粒子との整合性が悪くなり、保磁力ＨｃＪが劣化する傾向がある。
０．４１≦（Ｏ／Ｒ）≦０．７０・・・（２）
　（Ｏ／Ｒ）は、下記式（３）を満たすことが更に好ましい。（Ｏ／Ｒ）を下記式（３）の範囲内とすることで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を更に向上させることができる。
０．５０≦（Ｏ／Ｒ）≦０．７０・・・（３）
　また、Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部は、立方晶系の結晶構造を有することが好ましい。立方晶系の結晶構造を有することにより、さらに粒界に水素が吸蔵されるのを抑制することができ、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を向上させることができる。
　Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部に含まれるＲとしては、ＲＬ（Ｎｄ、Ｐｒの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）と、ＲＨ（Ｄｙ、Ｔｂの何れか一方または両方を少なくとも含む希土類元素）とを含むことが好ましい。Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部にＲＬとＲＨの両方が含まれることにより、優れた耐食性を有しつつ更に磁気特性を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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系原料合金に対して、Ｒ－Ｔ－Ｂ系原料合金とは異なる、酸素源および炭素源となる原料を所定量添加すると共に、製造プロセスにおける雰囲気中の酸素濃度、窒素濃度等の製造条件を制御することにより製造することができる。
　Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部の酸素源としては、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍの酸化物を含む粉末が使用できる。Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部の炭素源としては、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍ’の炭化物、または黒鉛、カーボンブラック等の炭素を含む粉末、あるいは熱分解により炭素を発生する有機化合物が使用できる。また、酸素源として表面部分を酸化させた金属粒子、炭素源として鋳鉄などのように炭化物を含む金属粒子を使用してもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界に形成されるＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部は、以下のようにして生成されていると考えられる。すなわち、添加した酸素源に含まれるＭの酸化物は、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素Ｒよりも高い。そのため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系原料合金に、酸素源および炭素源を添加して焼結し、焼結体を作製する際、Ｍの酸化物は、焼結中に発生したＲリッチの液相によって還元され、Ｍ単体とＯを生成する。また、炭素源としてＭ’（炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素）の炭化物を添加したときも同様にして、Ｍ’単体とＣを生成する。これらのＭ、Ｍ’はＲ2　Ｔ14Ｂ結晶、またはＲリッチ相に取り込まれる一方で、Ｏ、ＣはＲリッチ相の一部と反応して、Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部として粒界、特に多結晶粒界部に析出すると考えられる。
　従来のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石でも、大気中で成形を行う際の原料粉の酸化等により、不可避的不純物としてＯが含まれていた。しかし、このときに含まれるＯは、原料粉中の希土類元素Ｒが酸化して、Ｒ酸化物の形態となっているため、焼結過程で還元されず、Ｒ酸化物の形でそのまま粒界に析出していたと考えられる。
　一方、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、その製造する工程において、原料合金の粉砕、成形、焼結の各工程を通じて非常に低い酸素濃度（例えば、１００ｐｐｍ以下程度）に制御した雰囲気で行うことで、Ｒ酸化物の形成を抑制している。そのため、焼結工程のＭ酸化物の還元によって生じたＯが、炭素源として添加したＣと共に、Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部という形で粒界に析出したと考えられる。すなわち、従来の方法では粒界にＲ酸化物が析出していたが、本実施形態の方法では粒界のＲ酸化物の形成を抑制しつつ、所定量のＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部を析出できる。
　また、粒界に含まれるものとして、Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部以外に、Ｒ2　Ｔ14Ｂ結晶粒よりもＲ濃度およびＣ濃度が高いＲ－Ｃ濃縮部、Ｒ2　Ｔ14Ｂ結晶粒よりもＲ濃度およびＯ濃度が高いＲ－Ｏ濃縮部（Ｒ酸化物を含む）などが考えられる。また、それら以外にＲ2　Ｔ14Ｂ結晶粒よりもＲ濃度が高いＲリッチ相が存在する。Ｒリッチ相は、保磁力ＨｃＪの発現のために一定量必要であるが、Ｒ－Ｃ濃縮部およびＲ－Ｏ濃縮部は少ないほうが好ましい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒界にＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部およびＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が形成された磁石であり、粒界に水素が吸蔵されるのを抑制することができ、Ｒの腐食が内部に進行するのを抑制することができる。よって、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石によれば、優れた耐食性を有すると共に、良好な磁気特性を有することができる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、以下に示す以外は、第１実施形態と同様である。すなわち、本実施形態では、混合粉末には、原料合金とは異なる、酸素源および炭素源を添加する。混合粉末に原料合金とは異なる、酸素源および炭素源を所定量添加することにより、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の隣り合う２つ以上のＲ2　Ｔ14Ｂ結晶粒によって形成された粒界には目的とするＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部が形成できる。
　酸素源としては、酸化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素より高い元素Ｍの酸化物を含む粉末が使用できる。Ｍとしては、具体的には、例えばＡｌ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒなどが挙げられるが、これには限定されない。また、表面部分を酸化させた金属粒子を使用してもよい。
　炭素源としては、炭化物の標準生成自由エネルギーが希土類元素よりも高い元素Ｍ’の炭化物、または黒鉛、カーボンブラック等の炭素を含む粉末、あるいは熱分解により炭素を発生する有機化合物等が使用できる。Ｍ’としては、具体的には、例えばＳｉ、Ｆｅなどが挙げられるが、これに限定されない。また、鋳鉄などのように炭化物を含む粉末も使用できる。
　酸素源および炭素源の添加方法は特に限定されないが、微粉砕粉末を混合する際に添加するか、微粉砕前の粗粉砕粉末に対して添加することが好ましい。
　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。
　（実施例１）
　まず、表１に示す磁石組成Ｉを有する焼結磁石が得られるように、ストリップキャスティング法により原料合金を準備した。原料合金としては、主に磁石の主相を形成する第１合金Ａと、主に粒界を形成する第２合金ａの２種類を、表１に示す組成でそれぞれ作製して準備した。なお、表１（後述する表２および表５～８も同様）では、bal.は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示し、（Ｔ．ＲＥ）は、希土類の合計質量％を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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、第１合金は、Ａｒ雰囲気下で、第２合金は、３００ｐｐｍの窒素ガスを含んだＡｒ雰囲気下で、それぞれ６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。特に、粒界相合金を窒素ガスを含んだＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理することにより、第２合金と窒素とを反応させた。
　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Ａｒ雰囲気下で行った（以下の実施例および比較例において同じ）。
　次に、それぞれの合金に対して、水素粉砕後微粉砕を行う前に粗粉砕粉末に粉砕助剤として、ステアリン酸亜鉛０．１質量％を添加し、ナウタミキサを用いて混合した。その後、ジェットミルを用いて微粉砕を行い、平均粒径が４．０μｍ程度の微粉砕粉末とした。
　その後、ナウタミキサを用いて、第１合金の微粉砕粉末と第２合金の微粉砕粉末を９５：５の重量割合で混合し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の原料粉末である混合粉末を調製した。
　得られた混合粉末を、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、真空中１０６０℃で４時間保持して焼成した後、急冷して、表１に示す磁石組成１を有する焼結体（Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石）を得た。そして、得られた焼結体を、８５０℃で１時間、および、５４０℃で２時間（ともにＡｒ雰囲気下）の２段階の時効処理を施し、実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　（実施例２）
　表２に示す磁石組成IIを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表２に示す組成の第２合金ｂを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　（実施例３）
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の原料粉末である混合粉末を調整する際に、第１合金と第２合金を９５：５の割合で配合し、さらにアルミナ粒子０．２％とカーボンブラック粒子０．０２％を添加して混合した以外は、実施例１と同様にして、実施例３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　（比較例１）
　第２合金を、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例１と同様にして、比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　＜評価＞
　［組成分析］
　実施例１～３および比較例１で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石も仕込み組成（表１および２にそれぞれ示す組成）と一致していることが確認できた。
　［組織評価］
　実施例１～３および比較例１で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）で元素分布を観察し、分析した。具体的には、５０μｍ角の領域について、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素のマッピング分析を行い、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素が主相粒よりも濃く分布する部分を観察した。
　その結果、実施例１～３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は確認できなかった。
　さらに、粒界にＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が観察された実施例１～３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石については、さらにＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部（５点）と、主相の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。結果を表３に示す。
　なお、表中の組成比とは、Ｎｄ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例１～３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。
　また、図４Ａおよび図４Ｂは、それぞれ実施例１および実施例３における粒界付近をＥＰＭＡで分析した際の、各元素の特性Ｘ線強度分布を示す。図４Ａおよび図４Ｂにおいて、横軸は、粒界付近の各測定位置を示し、図４Ａの横軸は、図１Ａの測定点α１～α７に沿った測定位置に対応する。また、図４Ｂの横軸は、図１Ｂの測定点β１～β７に沿った測定位置に対応する。これらの図４Ａおよび図４Ｂにおいて、縦軸は、各元素の特性Ｘ線強度を示す。ここで示している特性Ｘ線強度の値は、前述の定量分析で測定した各元素の濃度とは異なり、測定時のバックグラウンド等も含まれるため、必ずしも各元素の濃度を正確に表す指標ではないが、各元素の測定位置間での濃度の大小を相対比較することは可能である。また、図４Ａおよび図４Ｂは、各測定位置での各元素の特性Ｘ線強度をまとめて記載したものであり、各元素間の組成比を表してはいない。
　図４Ａにも示すように、実施例１では、粒界相中には、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。なお、図４Ａに示すように、主相結晶粒内と粒界相との境界では、Ｆｅの濃度が大きく変化し、粒界相では、Ｆｅの濃度が低い。
　また、図４Ｂに示すように、実施例３では、粒界相中には、Ｎｄ，Ｃ，Ｏ，Ｎの各元素の濃度が、主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部またはＲ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部）が存在し、その周囲に位置する粒界相内で、主相結晶粒との界面近くでは、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。なお、図４Ｂに示すように、主相結晶粒内と粒界相との境界では、Ｆｅの濃度が大きく変化し、粒界相では、Ｆｅの濃度が低い。
　［磁気特性］
　実施例１～３および比較例１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４に示す。
　［耐食性］
　実施例１～３および比較例１で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を、１３ｍｍ×８ｍｍ×２ｍｍの板状に加工した。この板状磁石を１２０℃、２気圧、相対湿度１００％の飽和水蒸気雰囲気中に２００時間放置し、腐食による重量減少量を評価した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示されるように、実施例１～３のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と同等の磁気特性を有するとともに、いずれも比較例１の磁石と比較して、大幅に耐食性が向上していることが確認された。
　（実施例４）
　表５に示す磁石組成III を有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表５に示す組成の第１合金Ｃおよび第２合金ｃを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例４のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　（実施例５）
　表６に示す磁石組成IVを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表６に示す組成の第１合金Ｄおよび第２合金ｄを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　（実施例６）
　表７に示す磁石組成Ｖを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表７に示す組成の第１合金Ｅおよび第２合金ｅを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例６のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　（実施例７）
　表８に示す磁石組成VIを有する焼結磁石が得られるように、原料合金として、表８に示す組成の第１合金Ｆおよび第２合金ｆを用いた以外は、実施例１と同様にして、実施例７のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　（比較例２）
　第２合金ｃを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例４と同様にして、比較例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　（比較例３）
　第２合金ｄを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例５と同様にして、比較例３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　（比較例４）
　第２合金ｅを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例６と同様にして、比較例４のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　（比較例５）
　第２合金ｆを、窒素ガス濃度が１００ｐｐｍ以下のＡｒ雰囲気下で水素粉砕処理した以外は、実施例７と同様にして、比較例５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
　＜評価＞
　［組成分析］
　実施例４～７および比較例２～５で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、蛍光Ｘ線分析法および誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により組成分析した。その結果、いずれのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石も仕込み組成（表５～表８にそれぞれ示す組成）と一致していることが確認できた。
　［組織評価］
　実施例４～７および比較例２～５で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、断面の表面をイオンミリングで削り、最表面の酸化等の影響を除いた後、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー：Electron Probe Micro Analyzer）で元素分布を観察し、分析した。具体的には、５０μｍ角の領域について、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素のマッピング分析を行い、Ｎｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、およびＮの各元素が主相粒よりも濃く分布する部分を観察した。
　その結果、実施例４～７のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界に、Ｎｄ，Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。しかし、比較例２～５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界には、Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は確認できなかった。
　さらに、粒界にＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部が観察された実施例４～７のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石については、さらにＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部（５点）と、主相の粒内（１点）についてそれぞれ、ＥＰＭＡでの定量分析を行った。結果を表９に示す。
　なお、表中の組成比とは、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｎの原子数の合計を１００としたときの各元素の割合である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９に示すように、ＥＰＭＡでの定量分析においても、実施例４～７のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界中には、Ｒ（Ｎｄ＋Ｐｒ＋Ｄｙ＋Ｔｂの合計），Ｃｏ，Ｃｕ、Ｎの各元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部）が存在することが確認された。
　［磁気特性］
　実施例４～７および比較例２～５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１０に示す。
　［耐食性］
　実施例４～７および比較例２～５で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を、１３ｍｍ×８ｍｍ×２ｍｍの板状に加工した。この板状磁石を１２０℃、２気圧、相対湿度１００％の飽和水蒸気雰囲気中に２００時間放置し、腐食による重量減少量を評価した。結果を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１０に示されるように、実施例４～７のＲ－Ｔ－Ｂ系磁石は、比較例２～５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と同等の磁気特性を有するとともに、いずれも比較例２～５の磁石とそれぞれ比較して、大幅に耐食性が向上していることが確認された。
　２　粒子（主相）
　４　２粒子界面
　６　三重点
　８　濃縮部
　１０　ＳＰＭモータ
　１１　ハウジング
　１２　ロータ
　１３　ステータ
　１４　回転軸
　１５　ロータコア（鉄芯）
　１６　永久磁石
　１７　磁石挿入スロット
　１８　ステータコア
　１９　スロットル
　２０　コイル

Claims (5)

  1. 　Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、
    　隣り合う２つ以上の前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｎの濃度がともに高いＲ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部を有することを特徴とするＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  2. 　前記粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、ＯおよびＣの濃度がともに高いＲ－Ｏ－Ｃ濃縮部をさらに有することを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  3. 　前記粒界中で、前記Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、前記Ｒ－Ｏ－Ｃ濃縮部の周囲に形成されることを特徴とする請求項２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 　前記粒界中に、前記Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ、Ｏ、ＣおよびＮの濃度がともに高いＲ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部をさらに有することを特徴とする請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  5. 　前記粒界中で、前記Ｒ－Ｃｏ－Ｃｕ－Ｎ濃縮部は、前記Ｒ－Ｏ－Ｃ－Ｎ濃縮部の周囲に形成されることを特徴とする請求項４に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017017121A (ja) * 2015-06-30 2017-01-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
WO2017132075A1 (en) * 2016-01-28 2017-08-03 Urban Mining Company Grain boundary engineering of sintered magnetic alloys and the compositions derived therefrom
US20170250014A1 (en) * 2016-02-29 2017-08-31 Tdk Corporation Rare earth permanent magnet
JP2017183318A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2019075493A (ja) * 2017-10-18 2019-05-16 Tdk株式会社 磁石接合体
JP2019160949A (ja) * 2018-03-12 2019-09-19 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10388441B2 (en) * 2013-08-09 2019-08-20 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet and motor
WO2019058588A1 (en) * 2017-09-20 2019-03-28 Kabushiki Kaisha Toshiba MAGNETIC MATERIAL, PERMANENT MAGNET, ROTATING ELECTRIC MACHINE AND VEHICLE
US11152142B2 (en) * 2018-03-29 2021-10-19 Tdk Corporation R-T-B based permanent magnet
CN112385006A (zh) * 2018-06-18 2021-02-19 Abb瑞士股份有限公司 用于生产磁粉的方法
CN113614864B (zh) 2019-03-13 2023-08-04 Tdk株式会社 R－t－b系永久磁体及其制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07272914A (ja) * 1994-03-31 1995-10-20 Tdk Corp 焼結磁石およびその製造方法
JP2003031409A (ja) * 2001-07-18 2003-01-31 Hitachi Metals Ltd 耐食性に優れた希土類焼結磁石
WO2004029995A1 (ja) * 2002-09-30 2004-04-08 Tdk Corporation Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP2006165008A (ja) * 2004-12-02 2006-06-22 Tdk Corp Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2011210823A (ja) * 2010-03-29 2011-10-20 Tdk Corp 希土類焼結磁石の製造方法及び希土類焼結磁石
JP2011258935A (ja) * 2010-05-14 2011-12-22 Shin Etsu Chem Co Ltd Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石
JP2012028704A (ja) * 2010-07-27 2012-02-09 Tdk Corp 希土類焼結磁石

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH046806A (ja) 1990-04-24 1992-01-10 Hitachi Metals Ltd 耐食性のすぐれた希土類磁石及びその製造方法
JP3066806B2 (ja) 1990-11-20 2000-07-17 信越化学工業株式会社 耐触性に優れた希土類永久磁石
US5641363A (en) 1993-12-27 1997-06-24 Tdk Corporation Sintered magnet and method for making
US5858123A (en) 1995-07-12 1999-01-12 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth permanent magnet and method for producing the same
US7192493B2 (en) 2002-09-30 2007-03-20 Tdk Corporation R-T-B system rare earth permanent magnet and compound for magnet
US7314531B2 (en) 2003-03-28 2008-01-01 Tdk Corporation R-T-B system rare earth permanent magnet
US9773599B2 (en) * 2012-02-13 2017-09-26 Tdk Corporation R-T-B based sintered magnet

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07272914A (ja) * 1994-03-31 1995-10-20 Tdk Corp 焼結磁石およびその製造方法
JP2003031409A (ja) * 2001-07-18 2003-01-31 Hitachi Metals Ltd 耐食性に優れた希土類焼結磁石
WO2004029995A1 (ja) * 2002-09-30 2004-04-08 Tdk Corporation Ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石
JP2006165008A (ja) * 2004-12-02 2006-06-22 Tdk Corp Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法
JP2011210823A (ja) * 2010-03-29 2011-10-20 Tdk Corp 希土類焼結磁石の製造方法及び希土類焼結磁石
JP2011258935A (ja) * 2010-05-14 2011-12-22 Shin Etsu Chem Co Ltd Ｒ−ｔ−ｂ系希土類焼結磁石
JP2012028704A (ja) * 2010-07-27 2012-02-09 Tdk Corp 希土類焼結磁石

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017017121A (ja) * 2015-06-30 2017-01-19 日立金属株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石の製造方法およびｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP2022172062A (ja) * 2016-01-28 2022-11-15 ノヴェオン マグネティックス，インク． 焼結磁性合金及びそれから誘導される組成物の粒界工学
WO2017132075A1 (en) * 2016-01-28 2017-08-03 Urban Mining Company Grain boundary engineering of sintered magnetic alloys and the compositions derived therefrom
JP2019511133A (ja) * 2016-01-28 2019-04-18 アーバン マイニング カンパニー 焼結磁性合金及びそれから誘導される組成物の粒界工学
US12347592B2 (en) 2016-01-28 2025-07-01 Noveon Magnetics Inc. Grain boundary engineering of sintered magnetic alloys and the compositions derived therefrom
JP2024038123A (ja) * 2016-01-28 2024-03-19 ノヴェオン マグネティックス，インク． 焼結磁性合金及びそれから誘導される組成物の粒界工学
JP7412484B2 (ja) 2016-01-28 2024-01-12 ノヴェオン マグネティックス，インク． 焼結磁性合金及びそれから誘導される組成物の粒界工学
US11557411B2 (en) 2016-01-28 2023-01-17 Noveon Magnetics Inc. Grain boundary engineering of sintered magnetic alloys and the compositions derived therefrom
JP7108545B2 (ja) 2016-01-28 2022-07-28 ノヴェオン マグネティックス，インク． 焼結磁性合金及びそれから誘導される組成物の粒界工学
US20170250014A1 (en) * 2016-02-29 2017-08-31 Tdk Corporation Rare earth permanent magnet
JP2017183318A (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石
JP7020051B2 (ja) 2017-10-18 2022-02-16 Tdk株式会社 磁石接合体
JP2019075493A (ja) * 2017-10-18 2019-05-16 Tdk株式会社 磁石接合体
CN110265201A (zh) * 2018-03-12 2019-09-20 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
JP2019160949A (ja) * 2018-03-12 2019-09-19 Tdk株式会社 Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

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