JP6926861B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石 - Google Patents

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に関する。

永久磁石を用いたモータにおける永久磁石としては、高い磁気特性、特に高い保磁力が得られることから希土類焼結磁石が盛んに用いられている。特に、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が盛んに用いられている。

モータの高性能化に伴う要求から、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にはさらなる改良が求められている。例えば残留磁束密度Ｂｒの向上、保磁力ＨｃJの向上、強度の向上、耐食性の向上、渦電流の抑制のための高電気抵抗化等が挙げられる。中でも高耐熱用途への対応から保磁力ＨｃＪ向上に対する期待は大きい。

例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の室温における保磁力ＨｃＪを高める手法として、主相を構成する結晶粒子（以下、主相粒子ともいう）であるＲ_２Ｆｅ_１４Ｂ化合物において、Ｒ＝Ｎｄの一部を、Ｄｙ、Ｔｂといった重希土類元素で置換する手法が知られている。Ｎｄの一部を重希土類元素で置換することで、Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ化合物の結晶磁気異方性が高まり、結果としてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石の保磁力ＨｃＪを充分に高めることができる。例えば、特許文献１には、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ化合物のＮｄの一部をＤｙまたはＴｂに置換することで保磁力ＨｃＪを高める発明が記載されている。

特開２００４−１０３６５９号公報

多種多様な要求に応えるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を得るためには、上記のＲ＝Ｎｄの一部をＤｙ、Ｔｂといった重希土類元素で置換する手法以外の手法でも、保磁力ＨｃＪをさらに向上させられるようにすることが重要である。保磁力ＨｃＪをさらに向上させるためには、主相粒子であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の組成や粒径等を最適化するだけではなく、粒界に存在する粒界相の最適化も重要であることを本発明者らは見出した。そして、本発明者らは、粒界に存在する粒界相の種類や各種粒界相の面積比率等に着目して種々の検討を行った。その結果、特定の種類の粒界相を含む場合において、残留磁束密度Ｂｒ、保磁力ＨｃＪ、強度、粒界相の電気抵抗、および焼結安定性が優れたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得ることが出来ることを見出した。

本発明は、このような実状に鑑みてなされ、さらなる保磁力ＨｃＪおよび残留磁束密度Ｂｒの向上が実現されているとともに、強度、粒界相の電気抵抗または焼結安定性が良好なＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相粒子および粒界を含むＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
ＲはＮｄを必須とする１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏであり、Ｂはホウ素であり、
さらにＸ，ＺおよびＭを含有し、
ＸはＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＨｆおよびＴａから選択される１種以上であり、Ｚは、ＣおよびＮから選択される１種以上であり、ＭはＧａを必須とし、さらにＡｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃｕ，ＢｉおよびＳｎから選択される１種以上からなり、
前記粒界が面心立方構造からなるＸＺ相を含むことを特徴とする。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、上記の特徴を有することで、さらなる保磁力ＨｃＪおよび残留磁束密度Ｂｒの向上が実現されているとともに、強度、粒界相の電気抵抗または焼結安定性が良好である。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ，Ｔ，Ｂ，ＭおよびＸの各元素の含有量の合計を１００ａｔ％として、
Ｒの含有量が１３．３ａｔ％以上１５．５ａｔ％以下、
Ｍの含有量が０．５ａｔ％以上５．０ａｔ％以下、
Ｂの含有量が４．０ａｔ％以上５．５ａｔ％以下、
Ｘの含有量が０．０５ａｔ％以上０．５ａｔ％以下、
Ｔが実質的な残部であり、
さらに以下の式を全て満たしていてもよい。
４．５＜Ｔ／Ｒ＜７．０，１４＜Ｔ／Ｂ＜１８，２．５＜Ｒ／Ｂ＜３．０

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記ＸＺ相の最大面積が１６μｍ^２以下であってもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記ＸＺ相の最大面積が１２μｍ^２以下であってもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記ＸＺ相全体に含まれるＺｒの存在比率がＸ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上であり、前記ＸＺ相全体に含まれるＣの存在比率がＺ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上であってもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の一の断面の一領域における前記ＸＺ相の面積比率が０．１〜２％であってもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記粒界がＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相を含んでもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記結晶相がＲ，Ｍ，ＢおよびＸを含み、前記結晶相において
Ｒの含有量が２７．０ａｔ％以上３２．０ａｔ％以下、
Ｍの含有量が３．０ａｔ％以上８．０ａｔ％以下、
Ｂの含有量が０ａｔ％以上０．４０ａｔ％以下、
Ｘの含有量が０ａｔ％以上０．４５ａｔ％以下であってもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記粒界が、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相を含んでいてもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記粒界が、体心立方格子相を含んでいてもよい。

本発明に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、前記粒界が、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相、Ｒリッチ相、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相および体心立方格子相を含み、
前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面における前記結晶相の面積をＳ１、前記Ｒリッチ相の面積をＳ２、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相の面積をＳ３、前記体心立方格子相の面積をＳ４、前記ＸＺ相の面積をＳ５とした場合に、
Ｓ１＞Ｓ２、
Ｓ１＞Ｓ３、
Ｓ１＞Ｓ４、かつ、
Ｓ１＞Ｓ５、
であってもよい。

実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面におけるＳＥＭ画像である。 図１Ａの概略図である。 実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面におけるＳＥＭ画像である。 実施例３のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面におけるＳＥＭ画像である。 実施例１のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面におけるＴＥＭ画像である。 図４Ａにおける主相粒子と粒界との境界を明確にしたＴＥＭ画像である。 実験例１におけるＴ／ＢとＨｃＪとの関係を表すグラフである。 実験例２におけるＳ５とＨｃＪとの関係を表すグラフである。

以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。なお、本発明は下記の実施形態に限定されるものではない。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相粒子および複数の主相粒子の間に存在する粒界を含む。

Ｒは１種以上の希土類元素である。ＲはＮｄを必須とする１種以上の希土類元素であってよい。また、低コスト化および高残留磁束密度化を考慮する場合には、Ｒとして重希土類元素を実質的に含有しないことが好ましい。Ｒとして重希土類元素を実質的に含有しないとは、Ｒ全体に対する重希土類元素の含有量が１ａｔ％以下であることをいう。ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏである。Ｂはホウ素である。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の断面をＳＥＭの反射電子画像（以下、単にＳＥＭ画像と呼ぶことがある）で観察すると、例えば図１Ａに示すように主相粒子および粒界に存在する複数種の粒界相が見える。そして、複数種の粒界相は、それぞれ組成に応じた色の濃淡や結晶系に応じた形状を持つ。

ＥＰＭＡを用いて各粒界相を点分析し組成を明らかにすることで、それらがどのような粒界相であるかを特定することができる。

さらに各粒界相の結晶構造をＴＥＭにより確認することで、粒界相を明確に特定することができる。例えば図１Ａに示されたＳＥＭ画像について、各粒界相を特定し概略図としたものが図１Ｂである。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、主相粒子１０および粒界からなり、粒界にＸＺ相５を含む。ＸＺ相５は、面心立方構造を有する結晶相である。粒界にＸＺ相５を含むことにより、残留磁束密度を低下させずに保磁力を向上させることができる。さらに強度、粒界相の電気抵抗、または焼結安定性を良好にすることができる。

ＸＺ相５は、図１Ａでは濃い黒色部として観察される。また、形状が非常に小さな多角形となっている。後述する他の粒界相と比べて面積が小さいため、この相の組成分析はＴＥＭで行うことが好ましい。ＸＺ相５の最大面積は好ましくは１６μｍ^２以下、より好ましくは１２μｍ^２以下である。ここで、最大面積とは、各試料の１つの研磨断面を観察したＳＥＭ画像において確認されたＸＺ相の中で、最大の大きさを持つものの面積を指す。このとき、ＸＺ相を複数の視野において最低２０個以上観察し、大きさを比較する。
例えば、本実施形態の範囲内であるが図１Ａとは異なるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石についてＳＥＭ観察を行った図２および図３では、ＸＺ相５の最大面積は１μｍ^２程度である。

ＸＺ相５は、面心立方晶格子(ＮａＣｌ構造)を有する結晶相である。具体的には、Ｘは、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、またはＴａから選択される１種以上である。また、ＸはＺｒ、ＴｉまたはＮｂから選択される１種以上であることが好ましく、Ｚｒであることが特に好ましい。ＸとしてＺｒを用いることがＴｉまたはＮｂを用いることより好ましいのは、添加量に対する残留磁化Ｂｒの低下が小さいためである。Ｚは、Ｃ、Ｎ、またはＣおよびＮであり、Ｃであることが好ましい。ＸＺ相５は、例えばＺｒＣ、ＴｉＣ、ＺｒＮ等からなる。ＸＺ相５に含まれるＺｒの存在比率がＸ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上であり、前記ＸＺ相全体に含まれるＣの存在比率がＺ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上であることが好ましい。

ＸＺ相５が粒界に存在する場合にＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力が改善するメカニズムは明らかではない。ＸＺ相５が粒界に存在する場合にはＣおよび／またはＮが化合物として主に粒界に捕捉されるため、Ｃおよび／またはＮが主相粒子に含まれることによる保磁力低下が抑制され、保磁力が改善されると考えられる。また、ＸＺ相５を粒界に存在させることで粒界の電気抵抗を高くすることができ、渦電流の影響を抑制させていると考えられる。さらに、ＸＺ相５は焼結時の主相粒子１０の粒成長を抑制する効果もあると考えられる。そして、主相粒子１０の粒成長を抑制することでもＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力を向上させていると考えられる。

主相粒子１０の平均粒径は１μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい。特に５μｍ以下に制御することで保磁力が向上する。２μｍ以上に制御することで後述する製造工程における粉砕時間を短くできる。それに伴い、生産性を向上させることができる。また、主相粒子１０の平均粒径は２μｍ以上５μｍ以下であることが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の１つの研磨断面におけるＸＺ相５の面積比率（以下、Ｓ５と記載することがある）には特に制限はないが、０．０１％以上、２％以下であることが好ましく、０．１％以上、２％以下であることがより好ましい。０．１％以上とすることで上記の効果が発揮されやすくなり、２％以下とすることで主相粒子１０の面積比率を十分に確保し、残留磁束密度Ｂｒを高く維持できる。Ｓ５は、さらに好ましくは０．２％以上、１％以下とする。なお、Ｓ５が０．０１％未満である場合には、ＸＺ相５を含まないとみなす。

さらに、ＸＺ相５は粒界のみに存在しているのではなく、主相粒子１０内にも非常に微細な大きさで存在している。例えば、図１とは異なる箇所についてＴＥＭ観察を行った画像を図４Ａに示す。また、図４Ａの主相粒子と粒界との境界を明確にした図が図４Ｂである。図４Ａに記載されているように、粒界中のＸＺ相５ａの他、主相粒子１０中にもＸＺ相５ｂが存在する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、さらに粒界にＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相（以下、単に結晶構造相と呼ぶことがある）を含むことができる。図１Ｂでは結晶構造相１として図示されている。これにより、保磁力を向上させ、電気抵抗、耐食性および曲げ強度を良好にすることができる。

なお、結晶構造相１は、図１Ａにおいて濃い灰色となっている部分である。結晶構造相１の結晶構造がＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型であることは例えば、ＴＥＭを用いて確認することができる。

結晶構造相１の組成には特に制限はない。例えばＲ、ＴおよびＭからなるＲ−Ｔ−Ｍ系組成である。Ｍは、Ｇａを必須とし、さらにＡｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃｕ、ＢｉおよびＳｎから選択される１種以上である。Ｇａを必須とすることで、保磁力が良好になる傾向にある。

本実施形態に係る粒界は、図１Ａおよび図１Ｂに示すように、ＸＺ相５、結晶構造相１の他にも、例えばＲリッチ相６、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相３、および体心立方格子相４が含まれていてもよい。

Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相３は、Ｒ／（Ｏ＋Ｃ＋Ｎ）が原子数比でおよそ１である組成比を持つ化合物相で、Ｏ、Ｃ、およびＮは不定比である。

Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相３は、図１ＡではＲリッチ相６などの粒界相と白黒濃淡の大きな差が無いが、略円形または略楕円形の特徴的な形状を有している。

体心立方格子相４とは、結晶構造格子が体心立方格子である粒界相である。具体的には、主にＲ−Ｔ−Ｍ系化合物からなる。結晶構造相１と構成元素は類似しているが、結晶構造が異なる。体心立方格子相４はＴの含有量が１０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であり、Ｒ，ＴおよびＭを少なくとも含有する。

体心立方格子相４は、図１Ａでは白黒濃淡がＲリッチ相６とＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相１との中間となっている。体心立方格子相４の結晶構造が体心立方格子であることは、例えば、ＴＥＭを用いて確認することができる。

Ｒリッチ相６は、Ｒの含有量が５０ａｔ％以上である粒界相である。

ここで、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の１０箇所以上の異なる視野（総観察視野における主相粒子の数が２００個以上）でＳＥＭ観察し、各粒界相の面積を算出する。合計視野における主相粒子および粒界の合計面積を１００％とし、各粒界相の面積の合計との比率を面積割合とする。Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相（結晶構造相）の面積割合をＳ１（％）、Ｒリッチ相の面積割合をＳ２（％）、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相の面積割合をＳ３（％）、体心立方格子相の面積割合をＳ４（％）、ＸＺ相の面積割合をＳ５（％）とする。これらの関係が、Ｓ１＞Ｓ２、Ｓ１＞Ｓ３、Ｓ１＞Ｓ４かつＳ１＞Ｓ５であってよい。結晶構造相１の面積割合Ｓ１が相対的に大きいことにより本願発明の効果がより大きくなる。

以下、ＳＥＭおよびＥＰＭＡによる測定条件について、より詳細に述べる。

観測対象の研磨断面において結果的に２００個程度の主相粒子が観察できるように倍率と視野を設定し撮影するが、各粒界相のサイズや分散状態などに応じて、適宜適切に決定すればよい。研磨断面は主相粒子の配向軸に平行であっても、配向軸に直交していても、あるいは配向軸と任意の角度であってよい。この断面を、ＳＥＭ-ＥＤＳおよびＥＰＭＡを用いて観察する。これにより、各元素の分布状態が明らかになり、主相粒子および各粒界相の分布状態が明らかになる。さらに、面分析を行った視野に含まれる各種粒界相を複数個ＥＰＭＡで点分析し、各粒界相の組成を求める。例えば、結晶構造相１の組成を求める場合には、少なくとも５個、好ましくは１０個以上の結晶構造相１の組成を測定し、平均する。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、Ｒ、Ｔ、Ｂ、ＭおよびＸの各元素の含有量の合計を１００ａｔ％として、
Ｒの含有量が１３．３ａｔ％以上１５．５ａｔ％以下、
Ｍの含有量が０．５ａｔ％以上５．０ａｔ％以下、
Ｂの含有量が４．０ａｔ％以上５．５ａｔ％以下、
Ｘの含有量が０．０５ａｔ％以上０．５ａｔ％以下、
Ｔが実質的な残部であり、さらに
４．５＜Ｔ／Ｒ＜７．０
１４＜Ｔ／Ｂ＜１８
２．５＜Ｒ／Ｂ＜３．０
を全て満たすことが好ましい。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が上記の組成を有することが好ましいのは、結晶構造相１を粒界相に生成しやすくするためである。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の組成は上記の範囲外であってもよく、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の組成が同一であって粒界相にＸＺ相５を含む場合には粒界相にＸＺ相５を含まない場合と比較して保磁力ＨｃＪが向上する。

Ｔが実質的に残部であるとは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、Ｏ、ＣおよびＮを除いた全原子量に対するＲ，Ｂ，Ｍ,ＴおよびＸ以外の元素の割合が１ａｔ％以下であることを指す。また、ここでのＲ，Ｂ，Ｍ，ＸおよびＴ以外の元素とは、主に原料または製造工程起因の不可避的不純物のことであり、例えば、Ｃａ，Ｍｎ，ＰおよびＳ等が含まれる。

Ｒの含有量は１３．３ａｔ％以上１５．５ａｔ％以下であることが好ましい。Ｒは主相粒子であるＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の形成に不可欠な元素である。Ｒの含有量が１３．３ａｔ％未満であると保磁力ＨｃＪおよび／または角形比Ｈｋ／ＨｃＪが低下することがある。Ｒの含有量が１５．５ａｔ％超であると残留磁束密度Ｂｒが低下することがある。また、Ｒの含有量は、好ましくは１３．３ａｔ％以上、１５．０ａｔ％以下である。

Ｍの含有量は０．５ａｔ％以上５．０ａｔ％以下であることが好ましい。Ｍの含有量が０．５ａｔ％未満であると保磁力ＨｃＪが低下することがある。Ｍの含有量が５.０ａｔ％超であると残留磁束密度Ｂｒが低下することがある。また、Ｍの含有量は、好ましくは０．５ａｔ％以上３．０ａｔ％以下である。また、Ｇａの含有量は好ましくは０．１９ａｔ％以上２．５０ａｔ％以下である。

Ｂの含有量は４．５ａｔ％以上５．５ａｔ％以下であることが好ましい。Ｂは主相粒子を構成するＲ_２Ｔ_１４Ｂ化合物の形成に不可欠な元素である。Ｂの含有量が４．５ａｔ％未満であると保磁力が低下する場合がある。Ｂの含有量が５．５ａｔ％超であると保磁力ＨｃＪが低下する場合がある。特にＢの含有量が大きすぎるとＸがＺよりもＢに対して結合しやすくＸＢ相が生成しやすいため、ＸＺ相が粒界相に生成しにくくなる。

４．５＜Ｔ／Ｒ＜７．０および１４＜Ｔ／Ｂ＜１８を満たすことが好ましい。Ｔ／Ｒおよび／またはＴ／Ｂが上記の数値範囲を満たさないと保磁力および／または曲げ強度が低下する場合がある。

さらに、２．５＜Ｒ／Ｂ＜３．０を満たすことが好ましい。Ｒ／Ｂが上記の数値範囲を満たさない場合には、耐食性が低下する場合がある。また、焼結安定性が低下する場合がある。

また、本実施形態では、粒界相には、ＸとＢとが主要元素として含まれる相（例えばＺｒＢ_２相）は実質的に存在しないことが好ましい。粒界相におけるＸとＢとが主要元素として含まれる相のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の断面全体に対する面積割合が０．５％以下であることが好ましい。

Ｘの含有量は０．０５ａｔ％以上０．５ａｔ％以下であることが好ましい。Ｘの含有量が０．０５ａｔ％未満であると保磁力ＨｃＪが低下する場合がある。Ｘの含有量が０．５ａｔ％以下であると残留磁束密度Ｂｒが低下する場合がある。また、Ｘの含有量は好ましくは０．０５ａｔ％以上、０．４ａｔ％以下である。

ＴはＦｅのみでもよく、ＦｅおよびＣｏを含んでいてもよい。主にＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力ＨｃＪを向上させる観点からは、Ｃｏの含有量を０ａｔ％とすること、すなわちＣｏを含有させないことが特に好ましい。主にＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の耐食性を向上させる観点からは、Ｃｏの含有量を０．５０ａｔ％以上３．５ａｔ％以下とすることが好ましく、１．０ａｔ％以上３．０ａｔ％以下とすることが特に好ましい。Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石はＣｏの含有量を増加させることで保磁力ＨｃＪが低下する傾向がある一方、耐食性が向上する傾向がある。また、Ｃｏの含有量を３．５ａｔ％より大きくしてもＣｏの含有量が３．５ａｔ％の場合と比較して耐食性が大きく変化しなくなる一方、コストが増大する。

本実施形態に係る希土類永久磁石におけるＯ、ＣおよびＮの含有量には特に制限はない。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、粒界に含まれる結晶構造相１の組成には特に制限はなく、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を維持する範囲であれば良い。例えば、結晶構造相１に含まれる全原子量に対する各元素の含有量が、それぞれ以下の通りであってもよい。

Ｒ：２７．０ａｔ％以上３２．０ａｔ％以下
Ｍ：３．０ａｔ％以上８．０ａｔ％以下
Ｂ：０ａｔ％以上０．４０ａｔ％以下
Ｘ：０ａｔ％以上０．４５ａｔ％以下
上記の元素のうち、ＢおよびＸは、結晶構造相１における含有量が少ないほど好ましく、結晶構造相１に含まれなくてもよい。

また、結晶構造相１に含まれるＲ，Ｍ，ＢおよびＸ以外の元素は、通常は実質的にＴのみである。すなわち、Ｔは結晶構造相１における実質的な残部である。なお、Ｔの含有量が実質的に残部であるとは、結晶構造相１に含まれる全原子量に対するＲ，Ｍ，Ｂ，ＸおよびＴ以外の元素の割合が２ａｔ％以下であることを指す。

また、結晶構造相１におけるＧａの含有量に対するＡｌの含有量（Ａｌ／Ｇａ）は０．３５以下であることが好ましい。Ａｌ／Ｇａが０．３５を超えると耐食性が低下する場合がある。さらに、結晶構造相における電気抵抗が主相粒子における電気抵抗と比較して低下しやすくなる。また、結晶構造相１におけるＣｕの含有量に対するＧａの含有量（Ｃｕ／Ｇａ）は０．０９以下であることが好ましい。Ｃｕ／Ｇａが０．０９未満であると耐食性が低下する場合がある。

さらに、磁石全体におけるＮｄの含有量に対するＰｒの含有量を原子数比でＡ１（＝Ｐｒ／Ｎｄ）、磁石全体におけるＦｅの含有量に対するＣｏの含有量を原子数比でＡ２（＝Ｃｏ／Ｆｅ）、結晶構造相１におけるＮｄの含有量に対するＰｒの含有量を原子数比でＢ１（＝Ｐｒ／Ｎｄ）、結晶構造相１におけるＦｅの含有量に対するＣｏの含有量を原子数比でＢ２（＝Ｃｏ／Ｆｅ）、とする場合において、０．８５＜Ｂ１／Ａ１＜１．２５であることが好ましい。Ｂ１／Ａ１が１．２５以上であると耐食性が低下する場合がある。また、Ｂ２／Ａ２＞０．９であることが好ましい。Ｂ２／Ａ２が０．９以下であると耐食性が低下する場合がある。

以下、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法の一例を説明する。実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は下記の製造方法に特定されないが、下記の製造方法とすることにより、本発明の目的を達成しやすくなる。

本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は通常の粉末冶金法により製造することができる。粉末冶金法は、原料合金を調製する調製工程、原料合金を粉砕して原料微粉末得る粉砕工程、原料微粉末を成形して成形体を作製する成形工程、成形体を焼成して焼結体を得る焼結工程、及び焼結体に時効処理を施す熱処理工程を有する。

調製工程は、本実施形態に係る希土類磁石に含まれる各元素を有する原料合金を調製する工程である。まず、所定の元素を有する原料金属を準備する。これらにストリップキャスティング法等を用い、溶解、凝固させることによって原料合金を調製することができる。原料金属としては、例えば、希土類金属や希土類合金、純鉄、純コバルト、フェロボロン、またはこれらの合金が挙げられる。これらの原料金属を用い、所望の組成を有する希土類磁石が得られるような原料合金を調製する。

また、原料合金に対して、組織・組成均一化を目的として熱処理（溶体化処理）を施しても良い。原料合金全体に含まれるＣは５００ｐｐｍ以下、好ましくは３００ｐｐｍ以下である。原料合金に含有されるＣ量が多すぎると、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の保磁力が低下する。原料合金に含有されるＣ量が少なすぎると原料合金が高価となる。

なお、この溶体化処理により、主相粒子に含まれていたＸ（例えばＺｒ）が主相粒子外（粒界）に排出されることがある。以後の粉砕工程〜熱処理工程の間でＸとＺ（例えばＣおよび／またはＮ）とが結合してＸＺ相が生成する。また、Ｂが多い場合には、ＸとＢとが優先的に結合しやすくなるため、ＸとＺとが結合しにくくなる。

粉砕工程は、調製工程で得られた原料合金を粉砕して原料粉末を得る工程である。この工程は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の２段階で行うことが好ましいが、１段階としても良い。粗粉砕工程は、例えばスタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中で行うことができる。水素を吸蔵させた後に粉砕を行う水素吸蔵粉砕を行うこともできる。粗粉砕工程においては、原料合金の粒径が数百μｍから数ｍｍ程度となるまで粉砕を行う。

微粉砕工程は、粗粉砕工程で得られた粉末に粉砕助剤を添加し、混合した後に粉砕して、平均粒径が数μｍ程度の原料粉末を調製する工程である。原料粉末の平均粒径は、焼結後の粒径を勘案して設定すればよい。微粉砕は、例えば、ジェットミルを用いて行うことができる。また、粉砕助剤の種類には特に制限はないが、例えば、オレイン酸アミド、ラウリン酸アミド等を用いることができる。

成形工程は、原料粉末を磁場中で成形して成形体を作製する工程である。具体的には、原料粉末を電磁石中に配置された金型内に充填した後、電磁石により磁場を印加して原料粉末の結晶軸を配向させながら、原料粉末を加圧することにより成形を行う。この磁場中成形は、例えば、１０００ｋＡ／ｍ以上１６００ｋＡ／ｍ以下の磁場を印加し、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下程度の圧力で加圧すればよい。

焼結工程は、成形体を焼結して焼結体を得る工程である。磁場中成形後、成形体を真空もしくは不活性ガス雰囲気中で焼結し、焼結体を得ることができる。焼結条件は、成形体の組成、原料粉末の粉砕方法、粒度等の条件に応じて適宜設定することができる。例えば、焼結温度を１０００℃以上１１００℃以下で、焼結温度を１時間以上３６時間以下に設定すればよい。

なお、上述した合金溶体化処理の処理時間が短く、焼結工程での燒結時間が短いほどＸＺ相の最大面積が小さくなる傾向にある。また、Ｘの含有量が大きいほどＸＺ相の最大面積が大きくなる傾向にある。

ここで、ＸＺ相の最大面積が小さいほど焼結安定性に優れ、残留磁束密度および曲げ強度が向上する傾向にある。理由としては、ＸＺ相が大きいほど磁石内での分散が悪化し、ＸＺ相による粒成長抑制効果が低くなるためであると考えられる。また、粗大なＸＺ相は焼結時の主相粒子の配向を阻害し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の残留磁束密度を低下させると考えられる。また、上記したＸＺ相のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石内での分散の悪化によりＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の曲げ強度が低下すると考えられる。

また、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に含まれるＸＺ相の元となる化合物ＸＺを粉砕工程にて別添加してもよい。

熱処理工程は、焼結体を時効処理する工程である。この工程により、最終的に各粒界相、特に結晶構造相の面積割合や組成が決定される。しかしながら、各粒界相の面積割合や組成は熱処理工程のみで制御されるのではなく、上記した焼結工程の諸条件及び原料微粉末の状況との兼ね合いで制御される。従って、熱処理条件と粒界相の構造との関係を勘案しながら、熱処理温度（時効処理温度）および熱処理時間（時効処理時間）を設定すればよい。熱処理は５００℃〜９００℃の温度範囲で行えばよいが、７００℃以上９００℃以下での熱処理（第１時効処理）を行った後に、４５０℃以上６００℃以下での熱処理（第２時効処理）を行うというように２段階に分けて行ってもよい。

なお、第２時効処理後の冷却速度には特に制限はないが、８０℃／ｍｉｎ以下であることが好ましく、４０℃／ｍｉｎ以下であることがさらに好ましく、１０℃／ｍｉｎ以下であることが最も好ましい。第２時効処理後の冷却速度を低下させることにより、結晶構造相の生成量が増加し、保磁力が向上するためである。

以上の方法により、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）が得られるが、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の製造方法は上記に限定されず、適宜変更してよい。

本実施形態に係る希土類永久磁石におけるＯ、ＣおよびＮの含有量は製造条件により制御できる。Ｏの含有量は酸素濃度を変化させることにより制御可能である。例えば粉砕工程から焼結工程までを１００ｐｐｍ以下の低酸素雰囲気で実施した場合、希土類永久磁石に含有されるＯは１０００ｐｐｍ未満とすることができる。また、１０００ｐｐｍ〜１００００ｐｐｍの酸素雰囲気で実施した場合には、２０００ｐｐｍ〜５０００ｐｐｍ程度となる。

Ｃ量は、例えば原料金属中の含有量、粉砕時および／または成形時に助剤として添加する有機物の種類および量に依存する。本実施形態では、例えば１５０ｐｐｍ〜１５００ｐｐｍ程度に制御することが好ましい。

Ｎ量は、例えば微粉砕工程にジェットミルを用いる場合には、用いるＮ_２ガス気流の量、濃度、または微粉砕時間などを変化させることで制御可能である。本実施形態では、例えば、１００ｐｐｍ〜７００ｐｐｍ程度に制御することが好ましい。

また、本実施形態に係るＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は上記のように焼結を行うことにより製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に限定されない。例えば、焼結の代わりに熱間成型および熱間加工を行い製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であってもよい。

室温にて原料粉末を成型することにより得られる冷間成型体に対して、加熱しながら加圧する熱間成型を行うと、冷間成型体に残存する気孔が消滅し、焼結によらずに緻密化させることができる。さらに、熱間成型により得られた成型体に対して熱間加工として熱間押出し加工を行うことにより、所望の形状を有し、かつ、磁気異方性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得ることができる。

次に、本発明を具体的な実施例に基づきさらに詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例に限定されない。

（実験例１）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成が表１で表される各試料の組成となるように原料金属を準備した。原料金属を用いてストリップキャスティング法を行うことで、原料合金を作製した。なお、表１に示した各元素の含有量は、Ｒ、Ｔ、ＸおよびＭについては蛍光Ｘ線分析により、ＢについてはＩＣＰ発光分析により測定した。

作製した原料合金に対し、Ａｒ雰囲気下で、表２に示す処理温度および処理時間で溶体化処理を行った。なお、比較例１については溶体化処理を行わなかった。

次に、原料合金に水素粉砕処理を施して合金粗粉末を得た。水素粉砕処理では、原料合金に水素を吸蔵させた後にＡｒ雰囲気下で６００℃、１時間の脱水素を行い、その後、Ａｒ雰囲気下で室温まで冷却した。

得られた合金粗粉末に粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．１０重量％添加し、混合した後に、ジェットミルを用いて微粉砕を行った。得られた原料粉末の平均粒径Ｄ５０は３．９μｍ以上４．１μｍ以下であった。

得られた原料粉末を金型に充填した。その後、低酸素雰囲気下において、配向磁場１２００ｋＡ／ｍ、成形圧力５０ＭＰａの条件で成形を行って、成形体を得た。

その後、成形体を、真空中で焼結した後、急冷して焼結体を得た。得られた焼結体に対し、二段階の熱処理（時効処理）を行った。焼結温度は１０３０℃以上１０９０℃以下、焼結時間は４時間以上３６時間以下、第１時効温度は８００℃以上９００℃以下、第１時効時間は１時間以上２時間以下、第２時効温度は５１℃以上５５０℃以下、第２時効時間は１時間以上２時間以下とした。具体的な条件は表２に示す。

以上の方法で得られた各試料のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石につき、Ｂ−Ｈトレーサーを用いて、残留磁束密度Ｂｒおよび保磁力ＨｃJをそれぞれ測定した。また、各試料のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体の組成を、Ｒ、Ｔ、ＺｒおよびＭについては蛍光Ｘ線分析により、ＢについてはＩＣＰ発光分析により測定した。組成を表１に磁気特性を表２に示す。

また、各実施例および比較例について、異常粒成長を起こさずに高密度かつ高磁気特性が維持できる温度範囲（焼結温度範囲レンジ）を評価した。具体的には、１０３０℃以上１０９０℃以下の温度範囲において、５℃間隔で設定した複数の焼結温度で処理した磁石サンプルの破断面をＳＥＭ観察し、平均粒径の１０倍以上の粒径を持つ異常粒の有無を確認した。異常粒の個数割合が０．５個／ｃｍ^２以下である温度では異常粒成長を起こさずに高密度かつ高磁気特性が維持できているとした。そして、異常粒の個数割合が０．５個／ｃｍ^２以下である温度範囲を焼結温度範囲レンジとした。焼結温度範囲レンジの大きさは量産上２０℃以上あることが好ましく、３０℃以上であることがより好ましい。

さらに、それぞれの試料について、研磨断面をＳＥＭおよびＥＰＭＡにより観察し、粒界に含まれる各粒界相を同定するとともに、研磨断面における各粒界相の面積比率を算出した。具体的には、ＳＥＭの反射電子画像における濃淡から、複数の粒界相に分類した。そして、分類された各粒界相についてＥＰＭＡマッピングの結果から得られた組成と照らし合わせることで、各粒界相がどのような相であるかを同定特定した。そして、各粒界相の面積割合を算出した。なお、本実施例においては、研磨断面の異なる場所のＳＥＭ画像を１０枚観察した。各粒界相の面積割合は、観察した各ＳＥＭ画像における各粒界相の面積割合を平均して算出した。

例えば、図１Ａは実施例１のＳＥＭ画像の一つである。当該ＳＥＭ画像における主相粒子および各粒界相を特定して模式図としたものが図１Ｂである。

そして、結晶構造相１の面積割合をＳ１（％）、Ｒリッチ相６の面積割合をＳ２（％）、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相３の面積割合をＳ３（％）、体心立方格子相４の面積割合をＳ４（％）、ＸＺ相５の面積割合をＳ５（％）とした。なお、本実施例においては、研磨断面の異なる場所のＳＥＭ画像を１０枚観察した。各粒界相の面積割合は、観察した各ＳＥＭ画像における各粒界相の面積割合を平均して算出した。結果を表２に示す。なお、本実験例におけるＸＺ相５はＺｒＣ相で、Ｎ等を含む相も含めた。

図２は実施例２のＳＥＭ画像、図３は実施例３のＳＥＭ画像である。図２および図３には実験例１および後述する実験例２の中では比較的大きめのＸＺ相５が粒界に存在する場合のＳＥＭ画像が記載されているが、その最大面積は１μｍ^２程度であった。

また、各試料の研磨断面についてＴＥＭを用いて観察した。実施例１のＴＥＭ画像を図４Ａおよび図４Ｂに示す。図４Ａにおける主相粒子と粒界との境界を明確にした図面が図４Ｂである。図４Ｂより、実施例１には粒界相中にＸＺ相５ａが存在し、かつ、主相粒子中にもＸＺ相５ｂが存在していることが確認できる。なお、全ての実施例において、主相粒子中にもＸＺ相５ｂが存在していることが確認できる。

結晶構造相の平均組成はＥＰＭＡにて測定した。同一サンプルに対しＥＰＭＡの複数視野観察範囲内で１０点の組成を測定して平均組成を算出した。結果を表３に示す。

さらに、上記のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石について、磁石内の電気抵抗の観察を行った。具体的には、ＳＰＭのＳＳＲＭモードを使用した。装置は（株）日立ハイテクサイエンス製のＡＦＭ５０００およびＡＦＭ５３００Ｅを用いた。本実施例では、探針にはＢドープダイヤモンドコートタイプを使用した。また、ＳＳＲＭモードを使用する際には、探針のダメージ抑制および研磨屑の影響抑制のため、ＳＩＳモードで行った。

まず、焼結磁石のサイズを調整して観察サンプルを作製した。観察サンプルのサイズは、観察面約１０ｍｍ角、厚み５ｍｍとした。

次に、観察面となる焼結磁石表面（磁場配向方向に垂直な面）を鏡面研磨した。具体的には、まず、研磨紙♯１８０、研磨紙♯４００、研磨紙♯８００および研磨紙♯１２００を順番に使用し乾式で粗研磨した。その後、６μｍのダイヤモンド砥粒を付着させた研磨布および丸本ストルアス製のＤＰ−ルーブリカント青を用いて研磨した。さらに、０．５μｍのダイヤモンド砥粒を付着させた研磨布および前記ＤＰ−ルーブリカント青を用いて研磨した。最後に、０．０６μｍのＡｌ_２Ｏ_３粒子をアルコールに分散させた溶液と研磨布を用いて仕上げを行った。鏡面研磨後の観察サンプルはすぐに真空パックし、観察直前に大気中に取り出した。

次に、観察サンプルを試料ホルダーにセットした。本実施例では、観察サンプルと試料ホルダーとを直接接触させることで観察サンプルと試料ホルダーとを導通させた。

次に、観察サンプルの観察面をＳＳＲＭモードで観察した。観察は真空中で行った。表面酸化層を除去して明瞭な観察像を取得するため、同一箇所を複数回走査した。そして、電気抵抗の大小によって色が異なる二次元の電気抵抗像を取得した。バイアス電圧は０．１Ｖで測定した。

また、複数回走査したので、観察面の硬さに応じた高低差が生じた。当該高低差によって色が異なる二次元の高低差像を取得した。

電気抵抗像および高低差像を参考にして、目視にて主相粒子と粒界との境界を定めた。そして、測定線を設定し、当該測定線上における電気抵抗の変化を観察した。本実施例では、ＳＥＭ画像を参考にして、結晶構造相（Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相）の電気抵抗と主相粒子の電気抵抗とを比較できるように測定線を設定した。

結晶構造相における電気抵抗が主相粒子の電気抵抗の１倍程度以上となっている場合、焼結磁石全体の渦電流の抑制効果があり、減磁が発生しにくいことを、別途確認している。また、結晶構造相における電気抵抗が主相粒子の電気抵抗の５倍を超えることが最も好ましい。そのため本実施例の表４および表９では、結晶構造相における電気抵抗が主相粒子の電気抵抗の５倍を超えている場合を○、１倍程度から５倍を超えていない場合を△とした。なお、比較例１では結晶構造相が存在しなかった。比較例２では５倍程度であり５倍を超えてはいなかった。Ａｌ／Ｇａが高い実施例１９では１倍程度であった。

強度（曲げ強度）については、JＩＳ Ｒ１６０１に基づき、島津製作所製ＡＧ−Ｘを用いて３点曲げ試験をｎ＝３０で実施した。磁石サイズは４０ｘ１０ｘ４ｍｍである。結果を表５に示す。表５には曲げ強度の平均値を記載した。曲げ強度は最低でも２５０ＭＰａ以上であり、３００ＭＰａ以上であることが好ましく、４００ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。

耐食性試験は１２０℃、１００％ＲＨ、２ａｔｍの条件でＰＣＴ装置を用いて行った。そして、耐食性試験前の試料の重量に対する耐食性試験後の試料の重量減少率を測定した。結果を表５に示す。重量減少率が小さいほど耐食性が高い。

さらに、実験例１の各実施例（ＸＺ相を含む）および比較例（ＸＺ相を含まない）についてＴ／ＢとＨｃＪとを比較したグラフを図５に示す。

表１〜表５より、ＸＺ相としてＺｒＣ相を含む各実施例は、ＸＺ相を含まない各比較例と比べてＨｃＪが優れており、ＨｃＪが同等程度である場合にはＢｒが優れている結果となった。

比較例１〜３でＸＺ相が生成しなかったのは、Ｂの含有量が多すぎたためである。比較例４は、そもそもＸに該当する元素を含有しない組成であるため、ＸＺ相は当然に生成しなかった。

また、図５より、Ｔ／Ｂが高いほどＨｃＪが低くなる傾向にある。そして、ＸＺ相を含む各実施例は、Ｔ／Ｂが同等程度であるがＸＺ相を含まない各比較例と比べて保磁力が高くなる。

（実験例２）
実験例１では、主にＲおよびＢの組成および含有量を変化させて各実施例および比較例を作製したが、実験例２では表６に示すようにＲおよびＢの組成をほぼ同一とし、その他の組成等を変化させて各実施例を作製し、実験例１と同様の試験を行った。ただし、実施例１９については、合金溶体化処理を行わず、かわりにＡｌを含まない主相合金とＡｌを含む粒界合金を使用するいわゆる２合金法で実施例を作製した。結果を表６〜表１０に示す。

さらに、実験例２の各実施例および比較例４についてＸＺ相の面積割合およびＨｃＪを比較したグラフを図６に示す。

表６〜表１０および図６より、ＸＺ相を含む各実施例は、ＲおよびＢが同等の組成でありＸＺ相を含まない比較例４と比べてＨｃＪが優れている結果となった。

さらに、Ｘに占めるＺｒおよびＴｉの割合のみが異なる実施例１、実施例２４および実施例２１を比較すると、全体的に見て実施例１が最も良好な試験結果となった。

さらに、Ａｌ／Ｇａが低いほど重量減少率が低くなる傾向があり、耐食性が向上する傾向がある。

（実験例３）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成が表１１で表される各試料の組成となるように原料金属を準備し、表１２に記載の条件で試験を行った点以外は実験例１と同条件にて実施例３１〜３５を作製した。なお、実施例３４は合金溶体化処理を行わず、Ｚｒを含まない原料合金を粗粉砕した後に、Ｄ５０＝５μｍのＺｒＣを添加して微粉砕した点以外は実施例３３と同条件で実施した。結果を表１２に示す。

表１２に記載の特性のうち、ＸＺ相最大面積については、各試料についてＳＥＭ観察を行い、特定した。

実施例３１〜３４より、ＸＺ相の１個当たりの大きさは各種製造条件を制御することによって変化させることができる。また、実施例３５のようにＸの含有量が大きい場合には、ＸＺ相最大面積が大きくなることが分かる。

また、表１２よりＸＺ相の最大面積が小さいほど各種特性、特に残留磁束密度Ｂｒ、焼結温度範囲レンジおよび曲げ強度が向上することが確認できた。

１…Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相（結晶構造相）
３…Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相
４…体心立方格子相
５…ＸＺ相
５ａ…ＸＺ相（粒界相中）
５ｂ…ＸＺ相（主相中）
６…Ｒリッチ相
１０…主相粒子

Claims (11)

1. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相粒子および粒界を含むＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
   ＲはＮｄを必須とする１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏであり、Ｂはホウ素であり、
   さらにＸ，ＺおよびＭを含有し、
   ＸはＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＨｆおよびＴａから選択される１種以上であり、Ｚは、ＣおよびＮから選択される１種以上であり、ＭはＧａを必須とし、さらにＡｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃｕ，ＢｉおよびＳｎから選択される１種以上からなり、
   前記粒界が面心立方構造からなるＸＺ相およびＲ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
2. Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ化合物からなる主相粒子および粒界を含むＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石であって、
   ＲはＮｄを必須とする１種以上の希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏであり、Ｂはホウ素であり、
   さらにＸ，ＺおよびＭを含有し、
   ＸはＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＨｆおよびＴａから選択される１種以上であり、Ｚは、ＣおよびＮから選択される１種以上であり、ＭはＧａを必須とし、さらにＡｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃｕ，ＢｉおよびＳｎから選択される１種以上からなり、
   前記粒界が面心立方構造からなるＸＺ相および体心立方格子相を含むことを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
3. Ｒ，Ｔ，Ｂ，ＭおよびＸの各元素の含有量の合計を１００ａｔ％として、
   Ｒの含有量が１３．３ａｔ％以上１５．５ａｔ％以下、
   Ｍの含有量が０．５ａｔ％以上５．０ａｔ％以下、
   Ｂの含有量が４．０ａｔ％以上５．５ａｔ％以下、
   Ｘの含有量が０．０５ａｔ％以上０．５ａｔ％以下、
   Ｔが実質的な残部であり、
   さらに以下の式を全て満たす請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
   ４．５＜Ｔ／Ｒ＜７．０
   １４＜Ｔ／Ｂ＜１８
   ２．５＜Ｒ／Ｂ＜３．０
4. 前記ＸＺ相の最大面積が１６μｍ^２以下である請求項１〜３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
5. 前記ＸＺ相の最大面積が１２μｍ^２以下である請求項１〜４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
6. 前記ＸＺ相全体に含まれるＺｒの存在比率がＸ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上であり、前記ＸＺ相全体に含まれるＣの存在比率がＺ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以上である請求項１〜５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
7. 前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の一の断面の一領域における前記ＸＺ相の面積比率が０．１〜２％である請求項１〜６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
8. 前記粒界がＬａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相を含む請求項１〜７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
9. 前記結晶相がＲ，Ｍ，ＢおよびＸを含み、前記結晶相において
   Ｒの含有量が２７．０ａｔ％以上３２．０ａｔ％以下、
   Ｍの含有量が３．０ａｔ％以上８．０ａｔ％以下、
   Ｂの含有量が０ａｔ％以上０．４０ａｔ％以下、
   Ｘの含有量が０ａｔ％以上０．４５ａｔ％以下である請求項８に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
10. 前記粒界が、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相を含む請求項２〜９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
11. 前記粒界が、Ｌａ_６Ｃｏ_１１Ｇａ_３型結晶構造を有する結晶相、Ｒリッチ相、Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相および体心立方格子相を含み、
    前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の一の断面における前記結晶相の面積をＳ１、前記Ｒリッチ相の面積をＳ２、前記Ｒ−Ｏ−Ｃ−Ｎ相の面積をＳ３、前記体心立方格子相の面積をＳ４、前記ＸＺ相の面積をＳ５とした場合に、
    Ｓ１＞Ｓ２、
    Ｓ１＞Ｓ３、
    Ｓ１＞Ｓ４、かつ、
    Ｓ１＞Ｓ５、
    である請求項１〜１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。

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