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WO2015020181A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石、および、モータ - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石、および、モータ Download PDF

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WO2015020181A1
WO2015020181A1 PCT/JP2014/070969 JP2014070969W WO2015020181A1 WO 2015020181 A1 WO2015020181 A1 WO 2015020181A1 JP 2014070969 W JP2014070969 W JP 2014070969W WO 2015020181 A1 WO2015020181 A1 WO 2015020181A1
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WO
WIPO (PCT)
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rtb
based sintered
sintered magnet
alloy
grain boundary
Prior art date
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Application number
PCT/JP2014/070969
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English (en)
French (fr)
Inventor
功 金田
将史 三輪
春菜 中嶋
加藤　英治
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
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Priority to US14/906,732 priority patent/US10410777B2/en
Priority to DE112014003674.9T priority patent/DE112014003674T5/de
Priority to CN201480044345.5A priority patent/CN105453196B/zh
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    • H01F41/0293—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets for manufacturing permanent magnets diffusion of rare earth elements, e.g. Tb, Dy or Ho, into permanent magnets

Definitions

  • the present invention relates to an RTB system mainly composed of at least one kind of rare earth element (R), at least one kind of transition metal element (T) which essentially contains Fe or Fe and Co, and boron (B).
  • R rare earth element
  • T transition metal element
  • B boron
  • the present invention relates to a sintered magnet and a motor including an RTB-based sintered magnet.
  • the RTB-based sintered magnet has excellent magnetic properties, it has a tendency to have low corrosion resistance because it contains a rare earth element that is easily oxidized as a main component.
  • the surface of the magnet body is often subjected to surface treatment such as resin coating or plating.
  • 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% by 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 mass% or less, lubrication is added to improve the 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 excellent magnetic properties, and a motor including the same. is there.
  • the present inventors have intensively studied the corrosion mechanism of the RTB system sintered magnet.
  • the corrosion of the RTB-based sintered magnet is caused by the fact that the hydrogen generated by the corrosion reaction between water caused by water vapor and the like in the environment of use and R in the RTB-based sintered magnet is It was found that it progresses by being occluded by the R-rich phase present at the grain boundaries in the -B based sintered magnet.
  • 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 volume expansion accompanying this change, and R2T14B crystal grains (main phase particles) constituting the main phase of the RTB-based sintered magnet are dropped off. A new surface of the RTB-based sintered magnet appears due to the drop of the main phase crystal grains. The nascent surface reacts again with water vapor or the like in the environment of use, and the chain reactions (I) to (III) occur, and a nascent surface is generated again. By this cycle, the corrosion of the RTB-based sintered magnet further proceeds to the inside of the RTB-based sintered magnet.
  • the present inventors have intensively studied a method for suppressing the progress of corrosion at the grain boundary, and have found that the grain boundary formed by two or more adjacent R2T14B crystal grains in the RTB-based sintered magnet (In particular, in the triple point formed by three or more adjacent R2T14B crystal grains), R (R is at least one selected from rare earth elements), Cu, M (M is Ga, Si) than in the R2T14B crystal grains. , Sn, Ge, Bi), and the formation of the R—Cu—MC enriched portion having a high C concentration, hydrogen storage at the grain boundary can be suppressed, and R It has been found that the corrosion resistance of the -TB sintered magnet 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 An RTB-based sintered magnet having R2T14B crystal grains, wherein R (R is a rare earth element) at a grain boundary formed by two or more adjacent R2T14B crystal grains than in the R2T14B crystal grains.
  • R is a rare earth element
  • the area occupied by the R-Cu-MC concentrated portion in the grain boundary is preferably 1% or more.
  • the ratio (Cu + M) / R of the sum of Cu and M atoms to the total number of R atoms in the R—Cu—MC enrichment portion is 0.2 or more and 0.6 or less.
  • the presence of the R—Cu—MC concentrating portion at the grain boundary effectively suppresses the hydrogen generated by the corrosion reaction from being occluded into the R-rich phase present at the grain boundary.
  • -Corrosion resistance of TB sintered magnets can be greatly improved.
  • the formation of the R—Cu—MC enriched portion hardly affects the magnetic properties and can maintain good magnetic properties.
  • the R-rich phase is defined as a grain boundary phase that contains more R than the R2T14B crystal grains, but at least C of Cu, M, and C is contained only to the same extent or less as the R2 T14B crystal grains.
  • the present invention further provides a motor provided with the RTB-based sintered magnet of the present invention. Since the motor of the present invention includes the above-described RTB-based sintered magnet of the present invention, even when used under severe conditions such as high humidity, the RTB-based sintered magnet is free from rust and the like. Since there is little corrosion due to the occurrence, excellent performance can be exhibited over a long period of time.
  • an RTB-based sintered magnet having excellent corrosion resistance and good magnetic properties can be obtained.
  • a motor capable of maintaining excellent performance over a long period of time in a high temperature and high humidity environment is provided. Is possible.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing the vicinity of a grain boundary formed by a plurality of R2T14B crystal grains of an RTB-based sintered magnet according to the present invention.
  • FIG. 2 is a flowchart showing an example of a method for producing an RTB-based sintered magnet according to the present invention.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of an embodiment of the motor. 4 is an enlarged view (10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m) of Nd mapping data on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2.
  • FIG. FIG. 5 is an enlarged view (10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m) of mapping data of Pr on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2.
  • FIG. 6 is an enlarged view (10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m) of mapping data of Cu on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2.
  • FIG. 7 is an enlarged view (10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m) of Ga mapping data on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2.
  • FIG. 8 is an enlarged view (10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m) of C mapping data on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2.
  • FIG. 9 shows a region (R—Cu—) in which the concentration of each element of R, Cu, M, and C on the cut surface of the RTB-based sintered magnet of Example 2 is higher than that in the crystal grains of the main phase.
  • 1 is a diagram illustrating an example of an MC concentration unit).
  • the RTB-based sintered magnet according to this embodiment includes RTB (R represents at least one selected from rare earth elements, and T represents one or more transition metals including Fe or Fe and Co. It is a sintered body formed by using an alloy (which represents an element, and B represents B or B and C). As shown in FIG. 1, the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment has particles (main phase) 2 made of R2T14B crystal grains, and is formed by two or more adjacent particles 2. In the grain boundary, there is an R—Cu—MC concentrating part in which the concentrations of R, Cu, M, and C are all higher than in the R 2 T 14 B crystal grains. The grain boundary includes a two-grain grain boundary 4 formed by two R2T14B crystal grains and a triple point 6 (polycrystalline grain boundary part) formed by three or more adjacent R2T14B crystal grains.
  • the particles (main phase) made of the R2T14B crystal grains have a crystal structure made of R2T14B type tetragonal crystals.
  • the average particle size of the R2T14B crystal grains is usually about 1 ⁇ m to 30 ⁇ m.
  • the grain boundary has at least one selected from R (R is at least one selected from rare earth elements), Cu, M (M is Ga, Si, Sn, Ge, Bi) than in the R2T14B crystal grains. Seeds) and an R-Cu-MC enriched part having a high C concentration and an R-rich phase with more R than R2T14B crystal grains. In addition, other phases such as a B-rich phase having a high compounding ratio of boron (B) atoms may be included. As long as R, Cu, M, and C are contained as main components, the R-Cu-MC concentrating part may contain components other than these.
  • R represents at least one selected from rare earth elements.
  • Rare earth elements refer to Sc, Y, and lanthanoid elements belonging to Group 3 of the long-period periodic table.
  • the lanthanoid elements include La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
  • 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 magnetic properties, 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) may be included.
  • T in the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment 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.
  • transition metal elements other than 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 in the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment represents boron, and a part of B can be replaced with carbon (C).
  • C carbon
  • the magnet can be easily manufactured and the manufacturing cost can be reduced.
  • the substitution amount of C is an amount that does not substantially affect the magnetic characteristics.
  • O, Ca, etc. may inevitably be mixed.
  • Each of these may be contained in an amount of about 0.5% by mass or less.
  • the R content in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment is 25% by mass or more and 35% by mass or less, preferably 29.5% by mass or more and 33% by mass or less, more preferably 29.% by mass. It is 5 mass% or more and 32 mass% or less. If the R content is less than 25% by mass, the R2T14B 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 volume ratio of the R2T14B compound which is the main phase of the RTB-based sintered magnet, may decrease, resulting in a decrease in magnetic properties, and corrosion resistance. Tend to decrease.
  • 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 0.75 mass% or more and 0.95 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.
  • the B content is in the range of 0.75% by mass or more and 0.95% by mass or less, the R—Cu—MC enriched part is easily formed.
  • T in the RTB-based sintered magnet according to this embodiment indicates 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 with Co. May be.
  • the content of Co is preferably in the range of 0.3% by mass to 3.0% by mass, and more preferably 1.0% by mass to 2.0% by mass. If the Co content exceeds 3.0% by mass, the residual magnetic flux density tends to decrease, and the raw material costs tend to be expensive. Further, when the Co content is less than 0.3% by mass, the corrosion resistance tends to decrease.
  • 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.
  • the RTB-based sintered magnet of this embodiment contains Cu.
  • the Cu content is preferably 0.01 to 1.5% by mass, more preferably 0.05 to 1.0% by mass, and still more preferably 0.05 to 0.55% by mass.
  • the Cu content is preferably 0.01 to 1.5% by mass, more preferably 0.05 to 1.0% by mass, and still more preferably 0.05 to 0.55% by mass.
  • the RTB-based sintered magnet of this embodiment includes M (one or more elements selected from Ga, Si, Sn, Ge, Bi).
  • the content of M is preferably 0.01 to 1.5% by mass, more preferably 0.05 to 1.0% by mass.
  • M Ga is particularly preferable.
  • M it is possible to increase the coercive force, the corrosion resistance, and the temperature characteristics of the obtained magnet.
  • the corrosion resistance is improved when the contained M forms an R-Cu-MC concentrated portion. If the M content exceeds 1.5 mass%, the residual magnetic flux density tends to decrease. On the other hand, when the M content is less than 0.01% by mass, it is difficult to form the R—Cu—MC concentrated portion, and the corrosion resistance tends to be lowered.
  • the RTB-based sintered magnet of this 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 0.6% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or more and 0.25% by mass or less.
  • Zr may be included as necessary. By containing Zr, it is possible to suppress grain growth during sintering and to improve the sintering temperature range.
  • the content of Zr is preferably 0.01% by mass or more and 1.5% 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 determined by other parameters, but the oxygen amount is preferably 500 ppm or more from the viewpoint of corrosion resistance, and is preferably 2500 ppm or less, more preferably 2000 ppm or less from the viewpoint of magnetic properties. preferable.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment may contain nitrogen (N), and the amount of nitrogen varies depending on other parameters and the like, and an appropriate amount is determined. As the amount increases, the magnetic properties decrease.
  • the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment contains carbon (C).
  • the amount of carbon is 100 to 2000 ppm, preferably 200 to 1500 ppm, particularly preferably 500 to 1500 ppm.
  • the method of adding carbon (C) in the RTB-based sintered magnet is not particularly limited, but it may be added as carbon or a carbon compound during the manufacturing process of the sintered body, or carbon may be added to the diffusion material. May be introduced into the grain boundary from the surface of the sintered body.
  • 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 RTB-based sintered magnet according to this embodiment has an R-Cu-MC concentration in which the concentrations of R, Cu, M, and C are higher at the grain boundaries than in the R2T14B crystal grains. Part. Since this concentrating part is hard to occlude hydrogen, hydrogen generated by the corrosion reaction can be prevented from being occluded into the internal R-rich phase, and the progress of corrosion into the interior can be suppressed. In addition, since the R-Cu-MC concentrated portion is less oxidized than the R-rich phase, hydrogen generation due to corrosion is suppressed. Therefore, the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet can be greatly improved. In addition, the formation of the R—Cu—MC enriched portion at the grain boundary has little influence on the magnetic properties, and the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet can be kept good.
  • the area occupied by the R-Cu-MC concentrated portion in the grain boundary is preferably 1% or more.
  • the method for obtaining the area will be described later. If the area of the R-Cu-MC concentrated portion is too small, the effect of improving corrosion resistance tends to be reduced.
  • the ratio (Cu + M) / R of the sum of the number of Cu atoms and the number of M atoms to the total number of R atoms (Cu + M) / R in the R—Cu—MC enrichment part is 0.2 or more and 0.6 or less. It is preferable. Even if an R—Cu—MC concentrated portion outside this range is formed, it has an effect of improving the corrosion resistance, but the R—Cu—MC concentrated portion has a composition particularly suitable for enhancing the corrosion resistance. It is considered that it exists, and the effect is particularly high within this range.
  • the preferred C concentration in the R—Cu—MC enrichment part of this embodiment is 3 to 30 atomic%, more preferably 9 to 20 atomic%.
  • 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 heat processing conditions in a manufacturing process.
  • the element group for forming the R—Cu—MC enriched portion may be added at any stage of alloy preparation and pulverization. Moreover, you may introduce
  • the R—Cu—MC enriched portion formed at the grain boundary of the RTB-based sintered magnet according to the present embodiment includes R, Cu, M (M is Ga, Si) present in the second alloy. , Sn, Ge, Bi) and carbon form a compound in a heat treatment step such as sintering or aging, and appear at the grain boundary in the form of an R-Cu-MC concentrated portion. Conceivable. Even if Cu, M, and carbon are not contained in the second alloy, those elements may be introduced into the grain boundaries by a method such as grain boundary diffusion after the sintering step. At this time, it is considered important for the formation of the R—Cu—MC concentrated portion to appropriately perform the diffusion heat treatment or the heat treatment after the diffusion heat treatment.
  • 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
  • an alloy having a composition mainly constituting a main phase (first alloy) and an alloy having a composition constituting a grain boundary phase (second alloy) are prepared ( 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.
  • 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. In addition, although you may grind
  • 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).
  • C may be mixed with the coarsely pulverized powder, and heat treatment may be performed in a temperature range of 500 to 900 ° C.
  • 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.
  • the jet mill generates a high-speed gas flow by opening a high-pressure inert gas (for example, N2 gas or Ar gas) from a narrow nozzle, and coarsely pulverizes the first alloy and the second alloy by this high-speed gas flow.
  • a high-pressure inert gas for example, N2 gas or Ar 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. Further, these pulverization aids may be used as a carbon source in order to form the R—Cu—MC enriched portion, or other carbon sources may be used. Alternatively, in this step, no carbon component is added to form the R—Cu—MC concentrated portion, and carbon is introduced into the RTB-based magnet sintered body in the grain boundary diffusion step described later. You can go.
  • a grinding aid such as zinc stearate or oleic amide.
  • these pulverization aids may be used as a carbon source in order to form the R—Cu—MC enriched portion, or other carbon sources may be used.
  • no carbon component is added to form the R—Cu—MC concentrated portion, and carbon is introduced into the RTB-based magnet sintered body in the grain boundary diffusion step described later. You can go.
  • 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 N 2 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 M and Cu.
  • the total mass% of one or more kinds of M selected from Ga, Si, Sn, Ge, and Bi contained in the second alloy is preferably 0.2% to 20%, more preferably 0.5% to 10%. It is.
  • the first alloy may or may not contain M, but when the first alloy contains M, the total mass% of M contained in the first alloy is preferably 0.2% 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 the first alloy contains Cu, 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. It sinters by performing the process heated at 1 degreeC or less for 48 hours or less below 1 degreeC.
  • 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.
  • the carbon source is introduced before the sintering step
  • a stable part is provided in the temperature range of 500 to 700 ° C. in the temperature raising process of the sintering, or the temperature is slowly raised, so that the rare earth and Cu and A liquid phase containing M such as Ga reacts with the introduced carbon and forms an R—Cu—MC enriched portion.
  • such a heat treatment causes a dehydrogenation reaction, which further promotes formation of an R—Cu—MC concentrated portion.
  • step S16 After sintering the compact, the RTB-based sintered magnet is subjected to aging treatment (aging treatment step (step S16)). After sintering, 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 sintering.
  • the aging treatment is, for example, two-step heating at a temperature of 700 ° C. to 900 ° C. for 10 minutes to 6 hours, and further at a temperature of 500 ° C. to 700 ° C. for 10 minutes to 6 hours, or at a temperature around 600 ° C. for 10 minutes to 6 hours.
  • the processing conditions are appropriately adjusted according to the number of times of aging treatment such as one-step heating.
  • 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.
  • Step S19 There is a step of introducing R, Cu, M, and C by grain boundary diffusion to form an R-Cu-MC concentrated portion with respect to the grain boundary of the processed RTB-based sintered magnet.
  • Grain boundary diffusion can be carried out, for example, by preparing an alloy powder containing R, Cu, and M, attaching it to an RTB-based sintered magnet, and performing a heat treatment. Alternatively, the heat treatment can be performed by attaching each element to the surface of the RTB-based sintered magnet by vapor deposition or the like.
  • R, Cu, M and C can be simultaneously introduced into the grain boundary, so that the R—Cu—M—C concentrated portion is formed. It is effective.
  • a heavy rare earth element such as Dy or Tb may be contained in a part or all of R of the diffusing element.
  • a heat treatment for forming the R—Cu—MC concentrated portion may be appropriately added.
  • an aging heat treatment may be performed at about 500 to 600 ° C. for about 0.5 to 5 hours in order to obtain good magnetic properties.
  • 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—Cu—MC enriched portion in the grain boundary, and thus has excellent corrosion resistance and good quality. 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 the present embodiment includes an embedded internal magnet 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 a type (Interior Permanent Magnet: IPM) motor, PRM (Permanent Magnet Reluctance Motor), or the like.
  • 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.
  • a raw material alloy was prepared by a strip casting method so that sintered magnets having the magnet compositions I and II shown in Tables 1 and 2 were obtained.
  • the raw material alloys four types of first alloys A and B mainly forming the main phase of the magnet and second alloys a and b mainly forming the grain boundary phase were prepared and prepared.
  • bal. Indicates the remainder when the total composition of each alloy is 100% by mass, and (T.RE) indicates the total mass% of the rare earth.
  • 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 sintered by holding at 1060 ° C. in a vacuum for 4 hours, and then rapidly cooled to obtain a sintered body having the magnet composition I shown in Table 1 (RTB-based sintered magnet). ) Then, the obtained magnet was processed into a rectangular parallelepiped of 13.2 mm ⁇ 8.2 mm ⁇ 4.2 mm. The orientation direction of the c-axis of the R2T14B crystal grains was set to be 4.2 mm thick.
  • Comparative Example 1 The sintered body of the magnet composition I produced by the above method was subjected to a two-stage aging treatment at 850 ° C. for 1 hour and then at 540 ° C. for 2 hours (both in an Ar atmosphere). Thereafter, each surface of the sintered body was ground by 0.1 mm by a processing machine to obtain an RTB-based sintered magnet having a size of 13 mm ⁇ 8 mm ⁇ 4 mm. This was designated as Comparative Example 1.
  • Example 1 The sintered body of the magnet composition II produced by the above method was subjected to two-stage aging treatment at 850 ° C. for 1 hour and then at 540 ° C. for 2 hours (both in an Ar atmosphere). Thereafter, each surface of the sintered body was ground by 0.1 mm by a processing machine to obtain an RTB-based sintered magnet having a size of 13 mm ⁇ 8 mm ⁇ 4 mm. This was designated Example 1.
  • Example 2 to 6 Cu, Ga, Si, Ge, Bi, and C were introduced into the grain boundary by the grain boundary diffusion method to the RTB-based sintered magnet having the magnet composition I, and R-Cu-M- This is an attempt to form a C concentration part.
  • Table 3 shows the weighed composition of the produced diffusion sources. A single metal was weighed to the composition shown in Table 3, and melting and casting were repeated three times in an arc melting furnace to produce an alloy. The obtained alloy was melted by high frequency induction heating, and the molten metal was quenched and rolled to form a quenched ribbon.
  • the obtained quenched ribbon was coarsely pulverized in a glove box in an Ar atmosphere, and placed in a sealed container in an Ar atmosphere together with a steel medium. Thereafter, it was pulverized in an airtight container to obtain a powder having an average particle size of 10 to 20 ⁇ m.
  • a binder resin was added to the obtained diffusion material powder, and a coating material for the diffusion material was prepared using alcohol as a solvent.
  • the mixing ratio when the weight of the diffusing material powder is 100, butyral fine powder as a binder resin is 2 and alcohol is 100.
  • the mixture was put in a resin-made cylindrical lidded container in an Ar atmosphere, the lid was closed, and the mixture was placed on a ball mill frame and rotated at 120 rpm for 24 hours to form a paint.
  • the sintered product processed with the magnet composition I was dipped in the obtained paint, and then pulled up and dried. This was repeated to apply an amount of 2.5% of the sintered body processed product weight.
  • heat treatment was performed in an Ar atmosphere at 900 ° C. for 6 hours and then at 540 ° C. for 2 hours. After heat treatment, the residue of the diffusion material on the surface of the sintered body was lightly scraped off with sandpaper, and then each surface was ground by 0.1 mm with a processing machine to obtain an RTB-based sintered magnet.
  • Samples were prepared by the above method using the diffusing materials having the respective compositions shown in Table 3, and Examples 2 to 6 were obtained.
  • Example 7 to 8 Ga was introduced into the grain boundary by the grain boundary diffusion method in the RTB-based sintered magnet having the magnet composition I, and an attempt was made to form an R—Cu—Ga—C enriched portion. is there.
  • the sintered product of the magnet composition I was immersed in the paint of the diffusion material containing Ga in Table 3 and dried by lifting. By repeating this, the coating amount was 1.6% of the sintered body weight in Example 7, and 0.6% of the sintered body weight in Example 8. Thereafter, heat treatment was performed in an Ar atmosphere at 900 ° C. for 6 hours and then at 540 ° C. for 2 hours.
  • FIG. 9 shows a region (R—Cu—MC concentrating portion) to be used.
  • the enriched part of the R element is a part where each of the R elements (Nd and Pr in Example 2) is densely distributed.
  • the enriched portion of the Cu element is a portion where Cu is densely distributed.
  • the M concentration portion is a portion where any one of M is densely distributed.
  • the concentrated portion of C element is a portion where C is densely distributed.
  • Corrosion resistance tends to improve as the area occupied by the grain boundary of the R-Cu-MC concentrated part increases, and it is particularly effective when the area occupied by the grain boundary of the R-Cu-MC concentrated part is 1% or more. Is expensive. Furthermore, in Examples 2, 3, and 4 where particularly good results were obtained, an area of 2% or more was obtained.
  • (Cu + M) / R obtained from the composition of the R—Cu—M—C enrichment part, in Examples 2, 3, and 4 showing particularly good corrosion resistance
  • (Cu + M) / R It can be seen that the value is in the range of 0.2 to 0.6. In other embodiments, the minimum value is less than 0.2, the maximum value is greater than 0.6, or both. That is, it is considered that there is a particularly preferable composition range of the R—Cu—MC enriched part in order to improve the corrosion resistance, and it is considered that the progress of the corrosion cycle due to hydrogen storage at the grain boundary can be effectively suppressed in the above range.
  • the decrease in the residual magnetic flux density Br is small compared to the comparative example, and the coercive force Hcj is slightly improved. That is, in the examples, it can be said that the corrosion resistance is greatly improved while keeping the magnetic characteristics good.
  • Table 6 shows an example of the composition of the R-Cu-MC concentration part, which was confirmed in Example 2 showing particularly good corrosion resistance.
  • Example 9 to 12 RTB-based sintered magnets having magnet compositions II to VI shown in Tables 7 to 10 were produced.
  • the process up to the molding step was performed in the same manner as in Example 1.
  • 0.1% by mass of carbon black was added in addition to 0.1% by mass of zinc stearate in the pulverization of any second alloy.
  • the obtained first alloy and second alloy were mixed and molded in the same manner as in Comparative Example 1.
  • the temperature shown in Table 11 was held for 4 hours, and then rapidly cooled. Thereafter, a two-stage aging treatment was performed at 850 ° C. for 1 hour and then at 540 ° C. for 2 hours (both in an Ar atmosphere).
  • each surface of the sintered body was ground by 0.1 mm by a processing machine to obtain an RTB-based sintered magnet having a size of 13 mm ⁇ 8 mm ⁇ 4 mm.
  • the direction of 4 mm thickness is the c-axis orientation direction of the R2T14B crystal grains.
  • Examples 13 to 17 are produced with the same composition as Examples 9 to 12, respectively, but the method of adding carbon to form the R—Cu—MC enriched part is different.
  • 0.1% by mass of carbon black was added to the coarsely pulverized powder of the second alloy, mixed with a Nauta mixer, and then heat-treated at 600 ° C. for 1 h in an Ar atmosphere.
  • the subsequent pulverization step and molding step are the same as in Comparative Example 1.
  • the temperature was maintained at 700 ° C. during the temperature increase for 24 hours. After the temperature rise, the temperature shown in Table 11 was kept for 4 hours, and then rapidly cooled.
  • each surface of the sintered body was ground by 0.1 mm by a processing machine to obtain an RTB-based sintered magnet having a size of 13 mm ⁇ 8 mm ⁇ 4 mm.
  • the direction of 4 mm thickness is the c-axis orientation direction of the R2T14B crystal grains.
  • Example 1 and Examples 9 to 17 the presence of the R-Cu-MC concentration part and improvement in corrosion resistance were confirmed. Particularly in Examples 13 to 17, the ratio of the concentrated portion of R—Cu—MC was high, and (M + Cu) / R was in the range of 0.2 to 0.6, indicating good corrosion resistance.
  • the RTB-based sintered magnets of the examples have the R—Cu—MC enriched part at the grain boundary, and the corrosion resistance is greatly improved while maintaining the magnetic properties in good condition. It was confirmed that

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Abstract

【課題】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。 【解決手段】Ｒ２Ｔ１４Ｂ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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（ＲはＳｃとＹとランタノイド元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ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、および、モータ
　本発明は、１種以上の希土類元素（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、および、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備えるモータに関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ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。
　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。
　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、例えば、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、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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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、及びそれを備えるモータ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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の腐食は、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進行していくことが分かった。
　詳細を述べると、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　＋　６Ｈ２Ｏ　→　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　＋　６Ｈ２Ｏ　→　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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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る。新生面が再び使用環境下の水蒸気などと反応し、上記（Ｉ）～（ＩＩＩ）の連鎖反応がおき、再度新生面が生じる。このサイクルによって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、本発明者らは、粒界の腐食の進行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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された三重点）中に、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりもＲ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、およびＣの濃度がいずれも高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成することにより、粒界への水素吸蔵は抑制でき、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、
Ｒ２Ｔ１４Ｂ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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界部に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を有することを特徴とする。
前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の前記粒界中に占める面積が１％以上であることが好ましい。
またさらに、前記Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることが好ましい。
　本発明では、粒界にＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を存在させることで、腐食反応で発生する水素が粒界に存在するＲリッチ相へ吸蔵されるのを効果的に抑制し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を大幅に向上できる。さらに、このＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成は、磁気特性にほとんど影響せず、良好な磁気特性を保つことができる。なお、Ｒリッチ相とは、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲは多いが、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの内の少なくともＣに関しては、Ｒ２　Ｔ１４Ｂ結晶粒と同等以下程度にしか含まない粒界相として定義される。
　本発明は更に、上記本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備えるモータを提供する。本発明のモータは、上記本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備えることから、高湿度等の過酷な条件で使用されても、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の錆等の発生による腐食が少ないため、長期間にわたって優れた性能を発揮することができる。
　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。また、本発明によれば、そのようなＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備えることにより、高温高湿環境でも長期間に亘って優れた性能を維持することが可能なモータを提供することが可能となる。
図１は、本発明に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の複数のＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界付近を模式的に示す図である。 図２は、本発明に係る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４は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＮｄのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図５は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＰｒのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図６は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＣｕのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図７は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＧａのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図８は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＣのマッピングデータの拡大図（１０μｍ×１０μｍ）である。 図９は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面におけるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素の濃度が主相の結晶粒内よりも濃く分布する領域（Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部）の一例を示す図面である。
　以下、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の実施形態について説明する。
　　＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石＞
本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ－Ｔ－Ｂ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも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）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、図１に示すように、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒からなる粒子（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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりもＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を有する。　粒界とは、２つのＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成される二粒子粒界４と、隣り合う３つ以上のＲ２Ｔ１４Ｂ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。
　前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒からなる粒子（主相）は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ型の正方晶からなる結晶構造を有するものである。また、Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒の平均粒子径は、通常１μｍ～３０μｍ程度である。
前記粒界には、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部やＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒よりＲが多いＲリッチ相を含む。その他に、ホウ素（Ｂ）原子の配合割合が高いＢリッチ相など、他の相が含まれていてもよい。Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部には、Ｒ、Ｃｕ、Ｍ、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。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＲは、希土類元素から選ばれる少なくとも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、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ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）の両方を含んでもよい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の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系焼結磁石のＢはホウ素を表し、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、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２９．５質量％以上３３質量％以下、より好ましくは２９．５質量％以上３２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Ｒ２Ｔ１４Ｂ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。また、Ｒの含有量が３５質量％を超えると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の主相となるＲ２Ｔ１４Ｂ化合物の体積比率が減少し、磁気特性が低下する可能性があり、また、耐食性も低下する傾向にある。
　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、好ましくは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０．７５質量％以上０．９５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。特に、Ｂの含有量が０．７５質量％以上０．９５％質量％以下の範囲にあるときに、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部が形成しやすくなる。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における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の一部をＣｏで置換してもよい。Ｃｏの含有量は０．３質量％以上３．０質量％以下の範囲が好ましく、１．０質量％以上２．０質量％以下とすることがより好ましい。Ｃｏの含有量が３．０質量％を超えると、残留磁束密度が低下する傾向にあり、また、原料費が高価となる傾向にある。また、Ｃｏの含有量が０．３質量％未満となると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系焼結磁石には、Ｃｕが含まれる。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％、またさらに好ましくは、０．０５～０．５５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－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成しにくく、耐食性が低下する傾向にある。特に、Ｃｕの含有量が、０．０５質量％以上、０．５５質量％以下の範囲にあるときに、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部が形成しやすくなる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石には、Ｍ（Ｇａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる１種以上の元素）が含まれる。Ｍの含有量は、０．０１～１．５質量％が好ましく、さらに好ましくは０．０５～１．０質量％である。Ｍとしては、Ｇａが特に好ましい。Ｍ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。特に、含有するＭがＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成することにより耐食性が改善される。Ｍ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、Ｍの含有量が０．０１質量％未満となるとＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ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０．６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。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。Ｚｒを含有させることにより、焼結時の粒成長を抑制し、焼結温度幅を改善することが可能となる。Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒの含有量は０．０１質量％以上１．５質量％以下であることが好ましい。
　本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、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２５００ｐｐｍ以下、より好ましくは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、窒素（Ｎ）が含まれても良く、その窒素量は、他のパラメータ等によって変化し適量決定されるが、窒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系焼結磁石は、炭素（Ｃ）を含む。炭素量は、１００～２０００ｐｐｍ、好ましくは２００～１５００ｐｐｍ、特に好ましくは５００～１５００ｐｐｍである。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石中の炭素（Ｃ）の添加方法は、特に限定されないが、焼結体の製造プロセスの途中で炭素または炭素化合物として添加してもよいし、拡散材に炭素を含有させて焼結体表面から粒界に導入しても良い。
　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、従来から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。
前述のように、本実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒界にＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりもＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ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、腐食の内部への進行を抑制できる。また、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部はＲリッチ相と比較して酸化されにくいため、腐食による水素発生自体も抑制される。そのため、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、粒界へのＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成は磁気特性への影響が小さく、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性を良好に保つことができる。
本実施形態では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の粒界中に占める面積が１％以上であることが好ましい。面積の求め方は後述する。Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積が小さすぎると耐食性改善の効果が低下する傾向にある。
　さらに、本実施形態では、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕ原子数とＭ原子数の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることが好ましい。この範囲をはずれたＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部が形成されても耐食性改善の効果は有しているが、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部に耐食性を高めるのに特に適した組成が存在すると考えられ、この範囲であると特に効果が高い。
さらに本実施形態のＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部における好ましいＣの濃度は３～３０原子％、さらに好ましくは９～２０原子％である。
　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熱処理条件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－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するための元素群は、合金作製、粉砕のいずれの段階で添加してもよい。また、粒界拡散法を用いて焼結体表面から粒界に導入してもよい。
　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－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部は、第２合金中に存在するＲ、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）と炭素が、焼結あるいは時効などの熱処理工程で化合物を形成し、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部という形で粒界に現れると考えられる。第２合金にＣｕ，Ｍ，炭素が含有されなくても、それらの元素を焼結工程の後に粒界拡散などの方法で粒界に導入してもよい。その際、拡散熱処理または拡散熱処理後の熱処理を適切に行うことがＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成に重要と考えられる。
　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希土類元素等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構成する組成の合金（第１合金）と粒界相を構成する組成の合金（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が、組成ずれを抑える観点などから別々に粉砕することがより好ましい。
　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。なお、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成を促進するために、粗粉砕粉にＣを混合し、５００～９００℃の温度域で熱処理を行ってもよい。
　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　ガスやＡｒガスなど）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。また、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するためにこれらの粉砕助剤を炭素源として用いてもよいし、他の炭素源を用いてもよい。あるいは、この工程では、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するための炭素成分の添加は行わず、後述の粒界拡散工程においてＲ－Ｔ－Ｂ系磁石焼結体内に炭素の導入を行っても良い。
　［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、Ｍ、Ｃｕが多く含まれる。
　第２合金に含まれるＧａ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｂｉから選ばれる１種以上のＭの合計の質量％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Ｍを含んでも含まなくてもかまわないが、第１合金にＭを含む場合、第１合金に含まれるＭの合計の質量％は、０．２％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４８時間以下で加熱する処理を行うことにより焼結する。これにより、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。なお、焼結工程以前に炭素源の導入を行った場合には、焼結の昇温過程における５００～７００℃の温度域に安定部を設けるか、ゆっくり昇温することで、希土類とＣｕおよびＧａなどのＭを含む液相が生成して導入した炭素と反応し、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部が形成される。特に、粗粉砕工程で水素吸蔵粉砕を行った場合には、そのような熱処理を行うことで脱水素反応が起きるため、よりＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成が促される。
　［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））。焼結後、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を焼結時よりも低い温度で保持することなどによって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に時効処理を施す。時効処理は、例えば、７００℃以上９００℃以下の温度で１０分から６時間、更に５００℃から７００℃の温度で１０分から６時間加熱する２段階加熱や、６００℃付近の温度で１０分から６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、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するためのＲ，Ｃｕ，Ｍ，Ｃを粒界拡散で導入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、例えばＲ、Ｃｕ、Ｍを含有する合金粉末を作製してＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に付着させ、熱処理を行うことにより実施することができる。あるいは各元素を蒸着等によりＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の表面に付着させ熱処理を行うことにより実施することができる。また、例えば、拡散成分の合金粉末の成分として炭素を含有させると、Ｒ、Ｃｕ、ＭおよびＣを同時に粒界へ導入することができるため、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するのに効果的である。さらに、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに向上させるために、拡散元素のＲの一部または全部にＤｙ，Ｔｂなどの重希土類元素を含有させてもよい。粒界拡散熱処理の後には、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するための熱処理を適宜追加してもよい。粒界拡散工程の最後に、良好な磁気特性を得るために、５００～６００℃付近で０．５～５時間程度の時効熱処理を行ってもよい。
　［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－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ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。
　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。
　まず、表１および表２に示す磁石組成ＩおよびＩＩ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およびＢと、主に粒界相を形成する第２合金ａおよびｂの計４種類を作製して準備した。なお、表１および表２（後述する表３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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次いで、合金に対してそれぞれ室温で水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気下で、６００℃、１時間の脱水素を行う水素粉砕処理（粗粉砕）を行った。
　なお、本実施例では、この水素粉砕処理から焼結までの各工程（微粉砕および成形）を、５０ｐｐｍ未満の酸素濃度の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、各合金に対して、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。ここで、磁石組成ＩＩの第２合金ｂにのみ、ステアリン酸亜鉛に加えてカーボンブラックを０．１質量％添加した。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時間保持して焼結した後、急冷して、表１に示す磁石組成Ｉを有する焼結体（Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石）を得た。その後、得られた磁石を１３．２ｍｍ×８．２ｍｍ×４．２ｍｍの直方体に加工した。Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向は４．２ｍｍの厚さの方向となるようにした。
（比較例１）
上記の方法で作製した磁石組成Ｉの焼結体を、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。これを比較例１とした。
（実施例１）
上記の方法で作製した磁石組成ＩＩの焼結体を、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。これを実施例１とした。
（実施例２～６）
実施例２～６は、磁石組成ＩのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に粒界拡散法でＣｕ，Ｇａ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｂｉ、Ｃを粒界に導入し、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成を試みたものである。表３は、作製した拡散源の秤量組成である。表３に示した組成に単体金属を秤量してアーク溶解炉で溶解・鋳造を３回繰り返して合金を作製した。得られた合金を高周波誘導加熱で熔解し、熔湯をロール急冷することにより急冷薄帯とした。得られた急冷薄帯をＡｒ雰囲気のグローブボックス中において粗粉砕し、鋼鉄製メディアとともにＡｒ雰囲気中で密閉容器に入れた。その後、密閉容器内で粉砕して平均粒径１０～２０μｍの粉末を得た。得られた拡散材粉末にバインダー樹脂を添加し、アルコールを溶媒として拡散材の塗料を作製した。混合の比率は拡散材粉末の重量を１００とした場合、バインダー樹脂としてのブチラール微粉末を２、アルコールを１００とした。Ａｒ雰囲気中で樹脂製の円筒形フタ付き容器に前記混合物を入れてフタを閉め、ボールミル架台に置き２４時間１２０ｒｐｍで回転させて塗料化した。得られた塗料に磁石組成Ｉの焼結体加工品を浸し、引き上げて乾燥した。これを繰り返して焼結体加工品重量の２．５％の量を塗布した。その後Ａｒ雰囲気中で９００℃６時間、次いで５４０℃２時間の熱処理を施した。熱処理後、焼結体表面の拡散材の残渣をサンドペーパーで軽く削り落とした後、各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。表３に示した各組成の拡散材を用いて上記の方法で試料を作製し、実施例２～６を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例７～８）
実施例７～８は、磁石組成ＩのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に粒界拡散法でＧａを粒界に導入し、Ｒ－Ｃｕ－Ｇａ－Ｃ濃縮部の形成を試みたものである。表３のＧａを含有する拡散材の前記塗料を塗料に磁石組成Ｉの焼結体加工品を浸し、引き上げて乾燥した。これを繰り返すことにより、塗布量は実施例７では焼結体重量の１．６％、実施例８では焼結体重量の０．６％とした。その後Ａｒ雰囲気中で９００℃６時間、次いで５４０℃２時間の熱処理を施した。熱処理後、焼結体表面の拡散材の残渣をサンドペーパーで軽く削り落とした後、各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍの実施例７および８を得た。
　＜評価＞
　　［組成分析］
　　実施例１～８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。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
［組織］
（元素分布の観察）
　実施例１～８および比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の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。５０μｍ角の領域について、実施例４のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組織をＥＰＭＡにより観察し、ＥＰＭＡによる元素マッピング（２５６点×２５６点）を行なった。実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面のＮｄ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素のＥＰＭＡによる観察結果を図４～８に示す。また、実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石切断面の、Ｒ（Ｎｄ、Ｐｒ）、Ｃｕ、Ｍ（Ｇａ）、Ｃの各元素の濃度が主相の結晶粒内よりも濃く分布する領域（Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部）を図９に示す。
（粒界に占めるＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積比率の算出）
　実施例１～８および比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のマッピングデータより、以下のような手順で、粒界に占めるＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を算出した。（１）反射電子像の画像を所定レベルで２値化し、主相結晶粒部分と粒界部分を特定し、粒界部分の面積（Ｂ）を算出した。なお、２値化は反射電子像の信号強度を基準に行った。反射電子像の信号強度は原子番号が大きい元素の含有量が多いほど強くなることが知られている。粒界部分には、原子番号の大きい希土類元素が主相部分よりも多く存在しており、所定レベルで２値化して主相結晶粒部分と粒界部分とを特定することは一般的に行われる方法である。また、測定の際に２値化して二粒子粒界の部分が特定されていない部分が生じても、その特定されない二粒子粒界の部分は、粒界部分全体の誤差範囲であり、粒界部分の面積（Ｂ）を算出する際に数値範囲に影響を与えるものではない。
（２）ＥＰＭＡによるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの特性Ｘ線強度のマッピングデータから、上記（１）で特定された主相結晶粒部分におけるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの各元素の特性Ｘ線強度の平均値と標準偏差を算出した。
（３）ＥＰＭＡによるＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃの特性Ｘ線強度のマッピングデータから、上記（２）で求めた主相結晶粒部分における特性Ｘ線強度の（平均値＋３×標準偏差）の値よりも特性Ｘ線強度の値の大きい部分を、それぞれの元素について特定し、この部分をその元素の濃度が主相結晶粒内よりも濃く分布する部分（濃縮部）と定義した。
（４）上記（３）で特定された各元素の濃縮部のうち、Ｒ元素の濃縮部は、各Ｒ元素（実施例２ではＮｄおよびＰｒ）のいずれかが濃く分布している部分とする。Ｃｕ元素の濃縮部は、Ｃｕが濃く分布している部分とする。Ｍの濃縮部は、Ｍが複数ある場合、各Ｍのいずれかが濃く分布している部分とする。Ｃ元素の濃縮部は、Ｃが濃く分布している部分とする。
（５）上記（１）で特定された粒界と、上記（４）で特定されたＲ、Ｃｕ、Ｍ、Ｃのそれぞれが主相結晶粒内よりも濃く分布する部分がすべて重なり合う部分を粒界におけるＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部として特定し、その部分の面積（Ａ）を算出した。
（５）上記（４）で算出したＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積（Ａ）を、上記（１）で算出した粒界の面積（Ｂ）で割ることにより、粒界に占めるＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を算出した。
　このようにして求められた実施例１～８及び比較例１の各Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の粒界に占めるＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の面積比率（Ａ／Ｂ）を表５に示す。
（Ｒ原子に対するＣｕとＭ原子の比率（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの算出）
　次に、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の組成について定量分析を行った。ＥＰＭＡマッピングで特定したＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部に対して、ＥＰＭＡを用いて各元素の定量分析を行い、求められた各元素の濃度から、全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の比率（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒを算出した。１サンプルにつき１０箇所の測定し、各箇所において（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値を求めた。各試料における（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの最大値、最小値を表５に示す。また、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の組成例として、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の分析結果および（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
［磁気特性］
各実施例、比較例の試料（１３ｍｍ×８ｍｍ×４．０ｍｍ）をそれぞれ３枚重ねにして３Ｔのパルス着磁を行った後、ＢＨトレーサーで減磁曲線を測定した。減磁曲線から求めた残留磁束密度Ｂｒ、保磁力Ｈｃｊを表５に示す。
［耐食性］
　比較例１および実施例１～８のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石をＰＣＴ（プレッシャークッカーテスト）槽に入れ、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５に示す。
　各試料についての微細構造、耐食性、磁気特性の比較結果について述べる。表５に示したように、比較例１の試料ではＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の存在が確認できなかった。一方、実施例１～８の各試料においては、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の存在が確認された。さらに、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の粒界に占める面積の増大により耐食性の指標であるＰＣＴ２００時間後の重量減少は小さくなっており、耐食性が改善されている。
Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の粒界に占める面積が増えるほど耐食性は改善する傾向にあり、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の粒界に占める面積が１％以上であると特に効果が高い。またさらに、特に良好な結果が得られた実施例２，３，４においては、２％以上の面積が得られている。
　さらに、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の組成から得られた（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値に着目すると、特に良好な耐食性を示す実施例２，３，４においては、（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒの値が０．２～０．６の範囲となっていることがわかる。その他の実施例においては、最小値が０．２未満であるか、最大値が０．６を超えているか、あるいはその両方となっている。すなわち、耐食性を高めるために特に好ましいＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の組成範囲があると考えられ、上記範囲において粒界の水素吸蔵による腐食サイクルの進行を効果的に抑止できると考えられる。
　磁気特性に着目すると、実施例においては、比較例に対して残留磁束密度Ｂｒの低下は小さい、保磁力Ｈｃｊはやや向上している。すなわち、実施例においては、磁気特性を良好に保ったまま、耐食性を大幅に改善しているといえる。
　表６は、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の組成の例であり、特に良好な耐食性を示した実施例２において確認されたものである。
　（実施例９～１２）
　表７～１０に示した磁石組成ＩＩ～ＶＩのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製した。成型工程までのプロセスは実施例１と同じ方法で行い、いずれの第２合金の微粉砕においてもステアリン酸亜鉛０．１質量％に加えカーボンブラックを０．１質量％の添加を行った。得られた第１合金、第２合金の混合、成形は比較例１と同様に行った。焼結工程は、表１１に示した温度で４時間の温度保持を行った後、急冷した。その後、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。４ｍｍの厚さの方向がＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向である。

Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
（実施例１３～１７）
実施例１３～１７は、実施例９～１２とそれぞれ同じ組成で作製しているが、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を形成するための炭素の添加方法が異なる。実施例１３～１７においては、第２合金の粗粉砕粉末にカーボンブラックを０．１質量％添加し、ナウタミキサーで混合した後、Ａｒ雰囲気で６００℃１ｈの熱処理を行った。その後の微粉砕工程、成形工程は比較例１と同様である。焼結工程においては、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の形成を促進するために、昇温途中の７００℃で２４時間の温度保持を行った。昇温後、表１１に示した温度で４時間の温度保持を行った後、急冷した。その後、８５０℃で１時間、次いで、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た。その後、焼結体の各面を０．１ｍｍずつ加工機で研削し、１３ｍｍ×８ｍｍ×４ｍｍのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。４ｍｍの厚さの方向がＲ２Ｔ１４Ｂ結晶粒のｃ軸の配向方向である。
　表１１に示すように、実施例１および実施例９～１７において、Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の存在および耐食性の改善が確認された。特に実施例１３～１７でＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の比率が高く、（Ｍ＋Ｃｕ）／Ｒが０．２～０．６の範囲となり、良好な耐食性を示した。
　以上から、実施例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、粒界にＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部を有しており、磁気特性を良好に保ったまま、耐食性が大幅に改善されていることが確認された。
　２　粒子（主相）
　４　二粒子粒界
　６　三重点
　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 (4)

  1. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ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Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒によって形成された粒界部に、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ結晶粒内よりも、Ｒ（Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種）、Ｃｕ、Ｍ（ＭはＧａ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｇｅ，Ｂｉの中から選ばれる少なくとも１種）、Ｃの濃度が共に高いＲ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ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Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面において、前記Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部の前記粒界中に占める面積が１％以上であ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Ｒ－Ｃｕ－Ｍ－Ｃ濃縮部における全Ｒ原子数に対するＣｕとＭ原子の合計の比（Ｃｕ＋Ｍ）／Ｒが、０．２以上０．６以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 請求項１～３のいずれかに記載されたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を用いたモータ。
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