JP6501038B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系焼結磁石 - Google Patents

Description

本発明はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に関する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏであり、Ｂは硼素である）は永久磁石のなかで最も高性能な磁石として知られており、ハードディスクドライブのボイスコイルモータ（ＶＣＭ）、電気自動車用（ＥＶ、ＨＶ、ＰＨＶなど）モータ、産業機器用モータなどの各種モータや家電製品などに使用されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。主相であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の特性の根幹をなしている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、高温で保磁力Ｈ_cJ（以下、単に「Ｈ_cJ」という場合がある）が低下するため不可逆熱減磁が起こる。そのため、特に電気自動車用モータに使用されるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、高いＨ_cJを有することが要求されている。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物中のＲに含まれる軽希土類元素ＲＬ（例えば、ＮｄやＰｒ）の一部を重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ及びＴｂの少なくとも一方）で置換すると、Ｈ_cJが向上することが知られている。ＲＨの置換量の増加に伴い、Ｈ_cJは向上する。

しかし、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物中のＲＬをＲＨで置換すると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＨ_cJが向上する一方、残留磁束密度Ｂ_r（以下、単に「Ｂ_r」という場合がある）が低下する。また、特にＤｙなどのＲＨは、資源存在量が少ないうえ、産出地が限定されているなどの理由から、供給が安定しておらず、価格が大きく変動するなどの問題を有している。そのため、近年、ＲＨをできるだけ使用することなく、Ｈ_cJを向上させることが求められている。

特許文献１には、Ｄｙの含有量を抑制しつつ保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石が開示されている。この焼結磁石の組成は、一般に用いられてきたＲ−Ｔ−Ｂ系合金に比べてＢ量が相対的に少ない特定の範囲に限定され、かつ、Ａｌ、Ｇａ、Ｃｕのうちから選ばれる一種以上の金属元素Ｍを含有している。その結果、粒界にＲ₂Ｔ₁₇相が生成され、このＲ₂Ｔ₁₇相から粒界に形成される遷移金属リッチ相（Ｒ₆Ｔ₁₃Ｍ）の体積比率が増加することにより、Ｈ_cJが向上する。

国際公開第２０１３／００８７５６号

特許文献１に開示されているＲ−Ｔ−Ｂ系希土類焼結磁石では、Ｄｙの含有量を低減しつつ高いＨ_cJが得られるものの、Ｂ_rが大幅に低下するという問題があった。また、近年、電気自動車用モータ等の用途において更に高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石が求められている。

本発明の様々な実施形態は、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＢ_rと高いＨ_cJを有するＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を提供する。

本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相結晶粒及び粒界相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、Ｒ：２７．５質量％以上３５．０質量％以下（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒを必ず含む）、Ｂ：０．８０質量％以上１．０５質量％以下、Ｇａ：０．０５質量％以上１．０質量％以下、Ｍ：０質量％以上２質量％以下（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）及び不純物を含有する。磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より低く、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より高く、前記磁石表面から磁石内部に向かって（深さ方向に向かって）Ｇａ濃度が漸減する部分を含む。

ある実施形態において、［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量であり、［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量とするとき、［Ｔ］／５５．８５＞１４［Ｂ］／１０．８が成立する。

ある実施形態において、重希土類元素（重希土類元素はＤｙ及びＴｂの少なくとも一方）は１質量％以下である。

ある実施形態において、重希土類元素（重希土類元素はＤｙ及びＴｂの少なくとも一方）は０．０５質量％以上０．３０質量％以下である。

ある実施形態において、前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い。

ある実施形態において、前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＰｒ／Ｎｄは１．１よりも高い。

ある実施形態において、Ｂ濃度は０．８０質量％以上０．９５質量％以下の範囲内にある。

ある実施形態において、前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＣの濃度が２質量％以下である。

本開示の実施形態によると、磁石内部の奥深くまでＰｒとＧａを拡散しているため、ＲＨの含有量を低減しつつ、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができる。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相と粒界相を示す模式図である。 図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大して模式的に示す断面図である。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相結晶粒及び粒界相を含み、実施形態において、
Ｒ：２７．５質量％以上３５．０質量％以下（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒを必ず含む）、
Ｂ：０．８０質量％以上１．０５質量％以下、
Ｇａ：０．０５質量％以上１．０質量％以下、
Ｍ：０質量％以上２質量％以下（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）及び不純物、
を含有する。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より低く、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より高い。また、磁石表面から磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減する部分を含む。

なお、「磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より低く、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より高い」という条件は、必ずしも磁石全面の磁石表面から３００μｍの深さ全ての主相結晶粒及び二粒界粒界内において満たされる必要はなく、磁石の一部が前記条件を満たしているだけでもよい。これは、高いＢ_r及び高いＨ_cJを得る必要がある場所が必ずしも磁石全体ではなく、磁石の一部分でもよい場合（例えば、磁石がモータに使用される場合、磁石端部において高いＢ_r及び高いＨ_cJが必要となる場合がある）があるからである。

より確実に高い保磁力を得るという観点からは、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＰｒ／Ｎｄは１．１よりも高いことが好ましい。また、同様の観点から、Ｂ濃度は０．８０質量％以上０．９５質量％以下の範囲内にあることが好ましい。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、表面から粒界拡散によって導入されたＰｒ及びＧａを含有している。好ましい実施形態において、希土類元素Ｒのうちの５０ｍｏｌ％以上（好ましくは、７０ｍｏｌ以上）をＮｄが占め、かつ、希土類元素Ｒのうちの０．５ｍｏｌ％以上５０ｍｏｌ％未満をＰｒが占めている。磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の中央部においてＰｒ／Ｎｄが１よりも低いにもかかわらず、二粒子粒界内においてＰｒ／Ｎｄが１より高いということは、Ｐｒが主相ではなく粒界内に偏って存在していることを意味している。また、磁石表面から磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減するということは、Ｇａが磁石表面から磁石内部（深さ方向）に拡散された状態にあることを意味している。なお、本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｐｒも磁石表面から磁石内部に拡散されているため、Ｇａの場合と同様に、磁石表面から磁石内部に向かってＰｒ濃度が漸減する部位を有している。Ｐｒ濃度が漸減する部位を有しているかどうかは、後述するＧａ濃度の漸減の場合と同様の方法で確認することができる。

好ましい実施形態において、Ｇａ濃度が漸減する部分は、磁石表面から磁石内部に向かって少なくとも２００μｍのサイズを有している。具体的には、磁石表面から厚さ１００μｍの層領域単位でＧａ濃度の平均値を測定すると、それぞれの層領域におけるＧａ濃度の平均値は、磁石表面側に位置する層領域に比べて、当該層領域に隣接して磁石内部側に位置する層領域で減少している。例えば、磁石表面から深さ１００μｍの位置までの領域における平均のＧａ濃度（第１Ｇａ濃度）と、深さ１００μｍの位置から深さ２００μｍの位置までの領域における平均のＧａ濃度（第２Ｇａ濃度）と、深さ２００μｍの位置から深さ３００μｍの位置までの領域における平均のＧａ濃度（第３Ｇａ濃度）とを測定した場合、第１Ｇａ濃度よりも第２Ｇａ濃度が低ければ、Ｇａ濃度が漸減する部分は、磁石表面から磁石内部に向かって少なくとも２００μｍのサイズを有していると判断する。また、第１Ｇａ濃度よりも第２Ｇａ濃度が低く、かつ、第２Ｇａ濃度よりも第３Ｇａ濃度が低ければ、Ｇａ濃度が漸減する部分は、磁石表面から磁石内部に向かって３００μｍ（少なくとも２００μｍ）のサイズを有していると判断する。

好ましい実施形態において、このＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、Ｔの含有量（質量％）を［Ｔ］、Ｂの含有量（質量％）を［Ｂ］とするとき、下記の不等式（１）を満足する。
［Ｔ］／５５．８５＞１４［Ｂ］／１０．８ （１）
この不等式を満足するということは、Ｂの含有量がＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論組成比よりも少ない、すなわち、主相（Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物）形成に使われるＴ量に対して相対的にＢ量が少ないことを意味している。

ここで、本開示における「磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄ」とは、磁石表面から（深さ方向へ）３００μｍにおける主相結晶粒の中央部におけるＰｒの濃度（質量％）をＮｄの濃度（質量％）で除したものである。「磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄ」とは、磁石表面から（深さ方向へ）３００μｍにおける２つの主相結晶粒が隣接する二粒子粒界内におけるＰｒの濃度（質量％）をＮｄの濃度（質量％）で除したものである。

Ｐｒ及びＮｄの濃度は例えば以下のようにして求める。

まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁石断面における結晶粒（主相結晶粒）及び二粒子粒界を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察する。主相結晶粒及び二粒子粒界を観察する箇所はいずれもＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面から３００μｍにおける任意の磁石断面である。

次に、主相結晶粒の中央部及び二粒子粒界（二粒子粒界内の任意の場所）が含有するＰｒの濃度（質量％）及びＮｄの濃度（質量％）をエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて組成分析を行う。これによりＰｒ及びＮｄの濃度を求めることができる。

本開示における「磁石表面から磁石内部に向かったＧａ濃度が漸減する部分を含む」は、磁石表面から磁石内部へ少なくとも２００μｍの深さまで連続的に主相結晶粒及び粒界のＧａ濃度を測定することで、Ｇａ濃度が漸減しているかどうかを確認する。Ｇａ濃度は、測定部位が主相結晶粒や粒界であったり、出発原料中（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材中）のＧａ化合物や拡散時に生じるＧａ化合物の種類や有無より局所的にはＧａの濃度が下がったり、上がったりする場合がある。しかしながら、全体的なＧａ濃度は、磁石内部にいくに従い漸減していく。よって、局所的にはＧａの濃度が下がったり、上がったりしていたとしても、磁石表面から磁石内部へ少なくとも２００μｍの深さにおいて全体的にＧａ量が漸減していれば、本開示の「磁石表面から磁石内部に向かったＧａ濃度が漸減する部分を含む」とする。測定方法としては、例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の任意の断面における磁石表面から磁石中央付近までを前記ＥＤＸにより線分析（ライン分析）することにより確認することができる。

本開示によるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、例えば、後で詳述するようにＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部にＰｒ−Ｇａ合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中、６００℃超９５０℃以下の温度で第一の熱処理を実施する工程と、この第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、前記第一の熱処理を実施する工程で実施した温度よりも低い温度で且つ、４５０℃以上７５０℃以下の温度で第二の熱処理を実施する工程とを含む製造方法によって好適に製造され得る。第一の熱処理を実施する工程は、第二の熱処理を実施する工程の前に実行される。第一の熱処理を実施する工程と、第二の熱処理を実施する工程との間に、他の工程、例えば冷却工程、Ｐｒ−Ｇａ合金とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とが混合した状態からＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を取り出す工程などが実行され得る。

ここで、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は、
Ｒ：２７．５質量％以上３５．０質量％以下（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む）、
Ｂ：０．８０質量％以上０．１．０５質量％以下、
Ｇａ：０質量％以上０．７質量％以下、
Ｍ：０質量％以上２質量％以下（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
を含有し、
残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）、及び不純物、
を含有する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＢ量は、好ましくは、０．８０質量％以上０．９９質量％以下の範囲内であり、さらに好ましくは、０．８０質量％以上０．９５質量％以下の範囲内である。より高いＨ_cJを得ることが出来るからである。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＧａ量は、好ましくは０．８質量％以下である。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材におけるＰｒ濃度及びＧａ濃度は、それぞれ、０質量％であっても良い。

また、Ｐｒ−Ｇａ合金は、６５質量％以上９７質量％以下のＰｒ及び３質量％以上３５質量％以下のＧａの合金である。ただし、Ｐｒの２０質量％以下をＮｄで置換することができる。また、Ｐｒの３０質量％以下をＤｙ及び／又はＴｂで置換してもよい。更に、Ｇａの５０質量％以下をＣｕで置換することができる。なお、「本開示におけるＰｒの２０質量％以下をＮｄで置換することができる」とは、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒの含有量（質量％）を１００％とし、そのうち２０％以下をＮｄで置換できることを意味する。例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒが８０質量％あれば、Ｎｄを１６質量％以下まで置換することができる。Ｄｙ、Ｔｂ、Ｃｕについても同様である。Ｐｒ−Ｇａ合金は、５質量％以下の不純物を含んでいても良い。

１．メカニズム
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、原料合金の粉末粒子が焼結によって結合した構造を有しており、主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相と、この主相の粒界部分に位置する粒界相とから構成されている。

図１Ａは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の主相と粒界相を示す模式図であり、図１Ｂは図１Ａの破線矩形領域内を更に拡大して模式的に示す断面図である。図１Ａには、一例として長さ５μｍの矢印が大きさを示す基準の長さとして参考のために記載されている。図１Ａ及び図１Ｂに示されるように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主としてＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相１２と、主相１２の粒界部分に位置する粒界相１４とから構成されている。また、粒界相１４は、図１Ｂに示されるように、２つのＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物粒子（グレイン）が隣接する二粒子粒界相１４ａと、３つの（場合によっては３つ以上の）Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物粒子が隣接する粒界三重点１４ｂとを含む。

主相１２であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物は高い飽和磁化と異方性磁界を持つ強磁性材料である。したがって、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石では、主相１２であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の存在比率を高めることによってＢ_rを向上させることができる。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の存在比率を高めるためには、原料合金中のＲ量、Ｔ量、Ｂ量を、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物の化学量論比（Ｒ量：Ｔ量：Ｂ量＝２：１４：１）に近づければよい。Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物を形成するためのＢ量又はＲ量が化学量論比を下回ると、粒界相１４にＦｅ相又はＲ₂Ｔ₁₇相等の磁性体が生成し、Ｈ_cJが急激に低下する。しかし、磁石組成にＧａが含有されていると、例えばＢ量が化学量論比を下回っても、Ｆｅ相及びＲ₂Ｔ₁₇相の代わりにＲ−Ｔ−Ｇａ相が粒界に生成され、Ｈ_cJの低下を抑制することができると考えられてきた。

しかし、本発明者らの検討の結果、Ｇａを原料合金中に添加した場合、又は原料合金の粉砕によって形成される原料合金粉末に添加した場合、Ｇａの一部が粒界相１４だけでなく主相１２中にも含有されることによって主相１２の磁化が低下し、それによりＢ_rが低下する場合のあることがわかった。したがって、高いＢ_rを得るには、Ｇａの添加量を抑制する必要がある。一方、Ｇａの添加量が少なすぎると、Ｆｅ相及びＲ₂Ｔ₁₇相が粒界相１４に残存し、それによりＨ_cJが低下してしまう。すなわち、Ｇａを原料合金段階及び／又は原料合金粉末の段階で添加する場合、高いＢ_rと高いＨ_cJの両方を得ることが困難であることがわかった。

上記の問題を解決するため、更に検討した結果、前述した特定組成のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面の少なくとも一部に、Ｐｒ−Ｇａ合金の少なくとも一部を接触させて特定の熱処理を行うことによってＧａをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に導入すると、Ｇａの一部が主相１２中に含有することを抑制できることがわかった。さらに、Ｇａを粒界相１４に拡散させるためには、Ｐｒを主成分とするＧａを含む合金を用いてＧａ及びＰｒを焼結磁石素材表面から内部に拡散させることが重要であることがわかった。

後述する実施例について示すように、Ｐｒの代わりにＮｄを用いた場合はＰｒを用いた場合と比べて高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができない。これは、本発明の特定組成においては、ＰｒがＮｄに比べて粒界相１４に拡散され易いからだと考えられる。言い換えると、ＰｒはＮｄに比べて粒界相１４中への浸透力が大きいと考えられる。Ｎｄは主相１２中にも浸透しやすいため、Ｎｄ−Ｇａ合金を用いた場合はＧａの一部が主相１２中にも拡散されると考えられる。

本発明の実施形態によれば、Ｐｒ−Ｇａ合金を使用することにより、Ｐｒ及びＧａを主相にはほとんど拡散させずに粒界を通じて拡散させることができる。また、Ｐｒの存在が粒界拡散を促進する結果、磁石内部の奥深くまでＧａを拡散させることができる。これにより、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができると考えられる。

２．用語
（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石）
本開示において、第一の熱処理前及び第一の熱処理中のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材」と称し、第一の熱処理後、第二の熱処理前及び第二の熱処理中のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を「第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材」と称し、第二の熱処理後のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を単に「Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石」と称する。
（Ｒ−Ｔ−Ｇａ相）
Ｒ−Ｔ−Ｇａ相とは、Ｒ、Ｔ及びＧａを含む化合物であり、その典型例は、Ｒ₆Ｔ₁₃Ｇａ化合物である。また、Ｒ₆Ｔ₁₃Ｇａ化合物は、Ｌａ₆Ｃｏ₁₁Ｇａ₃型結晶構造を有する。Ｒ₆Ｔ₁₃Ｇａ化合物は、Ｒ₆Ｔ_13-δＧａ₁₊δ化合物の状態にある場合があり得る。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中にＣｕ、Ａｌ及びＳｉが含有される場合、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相はＲ₆Ｔ_13-δ（Ｇａ_1-x-y-zＣｕ_xＡｌ_yＳｉ_z ）₁₊δであり得る。

３．組成等の限定理由
本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、
Ｒ：２７．５質量％以上３５．０質量％以下（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒを必ず含む）、
Ｂ：０．８０質量％以上１．０５質量％以下、
Ｇａ：０．０５質量％以上１．０質量％以下、
Ｍ：０質量％以上２質量％以下（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
を含有し、
残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）、及び不可避的不純物、
を含有する。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＢ量は、好ましくは、０．８０質量％以上０．９９質量％以下の範囲内であり、さらに好ましくは、０．８０質量％以上０．９５質量％以下の範囲内である。より高いＨ_cJを得ることが出来るからである。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＧａ量は、好ましくは０．０５質量％以上０．８質量％以下である。

（Ｒ）
Ｒの含有量は２７．５質量％以上３５．０質量％以下である。Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄを必ず含む。Ｒが２７．５質量％未満では焼結過程で液相が十分に生成せず、焼結体を充分に緻密化することが困難になる。一方、Ｒが３５．０質量％を超えても本発明の効果を得ることができるが、焼結体の製造工程中における合金粉末が非常に活性になり、合金粉末の著しい酸化や発火などが生じる可能性があるため、３５質量％以下が好ましい。Ｒは２８質量％以上３３質量％以下であることがより好ましく、２９質量％以上３３質量％以下であることがさらに好ましい。重希土類元素ＲＨ（Ｄｙ及びＴｂの少なくとも一方、以下単に「ＲＨ」という場合がある）の含有量は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石全体の５質量％以下が好ましい。本発明の実施形態はＲＨを使用しなくても高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができるため、より高いＨ_cJを求められる場合でもＲＨの添加量を削減できる。より好ましくは、ＲＨの含有量は、１質量％以下である。さらに好ましくは、０．０５質量％以上０．３０質量％以下である。

（Ｂ）
Ｂの含有量は、０．８０質量％以上１．０５質量％以下である。Ｂの含有量が０．８０質量％未満であるとＢ_rが低下する可能性があり、１．０５質量％を超えるとＨ_cJが低下する可能性がある。また、Ｂの一部はＣで置換できる。Ｂの含有量は、下記に詳述する不等式（１）を満たした方が好ましい。より高いＨ_cJを得ることができる。

（Ｇａ）
Ｇａの含有量は、０．０５質量％以上１．０質量％以下である。Ｇａの含有量が０．０５質量％未満であると高いＨ_cJを得ることができない。また、１．０質量％を超えると、高いＢ_rを得ることができない可能性がある。

（Ｍ）
Ｍの含有量は、０質量％以上２質量％以下である。本開示のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、元素Ｍをオプショナルに含有し得る。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中における元素Ｍの含有量は、０質量％、又は、０質量％超２質量％以下である。ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種である。Ｍは０質量％であっても本発明の効果を奏することができるが、合計で２質量％以下あることが好ましい。特にＣｕ、Ａｌを含有することによりＨ_cJを向上させることができる。Ｃｕ、Ａｌは積極的に添加してもよいし、使用原料や合金粉末の製造過程において不可避的に導入されるものを活用してもよい（不純物としてＣｕ、Ａｌを含有する原料を使用してもよい）。また、Ｎｂ、Ｚｒを含有することにより焼結時における結晶粒の異常粒成長を抑制することができる。Ｍは好ましくは、Ｃｕを必ず含み、Ｃｕを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有する。Ｃｕを０．０５質量％以上０．３０質量％以下含有することにより、よりＨ_cJを向上させることができるからである。

（残部Ｔ）
残部はＴ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）であり、本実施形態におけるＴは、下記に詳述する不等式（１）を満足する。質量比でＴの９０％以上がＦｅであることが好ましい。Ｆｅの一部をＣｏで置換することができる。但し、Ｃｏの置換量が、質量比でＴ全体の１０％を超えるとＢ_rが低下するため好ましくない。さらに、本発明の実施形態におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ジジム合金（Ｎｄ−Ｐｒ）、電解鉄、フェロボロンなどの合金中及び製造工程中に通常含有される不純物を含む少量のその他の元素を不純物として含有してもよい。不純物全体の含有量は２質量％以下であることが好ましい。不純物元素の例は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ（酸素）、Ｎ（炭素）、Ｃ（窒素）、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｙ、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｉである。これらのなかでも、不純物の好ましい含有量は、Ｔｉ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎはそれぞれ０．５質量％以下、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｇｅ、Ｙはそれぞれ０．２質量％以下、Ｈ、Ｆ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌは５００ｐｐｍ以下である。Ｏは６０００ｐｐｍ以下、Ｎは１０００ｐｐｍ以下、Ｃは１５００ｐｐｍ以下である。

（不等式（１））
本実施形態において、好ましくは、不等式（１）：［Ｔ］／５５．８５＞１４［Ｂ］／１０．８を満足することにより、Ｂの含有量を一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石よりも少なくする。一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、主相であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相以外にＦｅ相やＲ₂Ｔ₁₇相が生成しないよう［Ｔ］／５５．８５（Ｆｅの原子量）が１４［Ｂ］／１０．８（Ｂの原子量）よりも少ない組成となっている（［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量であり、［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量である）。本開示の好ましい実施形態におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石と異なり、［Ｔ］／５５．８５（Ｆｅの原子量）が１４［Ｂ］／１０．８（Ｂの原子量）よりも多くなるように不等式（１）で規定する。なお、実施形態におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＴはＦｅが主成分であるためＦｅの原子量を用いた。

さらに好ましくは、本実施形態におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＣの濃度が２質量％以下である。Ｃが二粒子粒界に多く含有すると高いＨ_cJを得ることができない。二粒子粒界にＣは含有しない方が好ましい。

（Ｐｒ−Ｇａ合金）
Ｐｒ−Ｇａ合金は、好ましくは、ＰｒがＰｒ−Ｇａ合金全体の６５質量％以上９７質量％以下であり、Ｐｒの２０質量％以下をＮｄで置換することができ、Ｐｒの３０質量％以下をＲＨ（Ｄｙ及びＴｂの少なくとも一方）で置換することができる。ＧａはＰｒ−Ｇａ合金全体の３質量％〜３５質量％であり、Ｇａの５０質量％以下をＣｕで置換することができる。Ｐｒ−Ｇａ合金は不純物を含んでいても良い。なお、本発明の実施形態における「Ｐｒの２０％以下をＮｄで置換することができ」とは、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒの含有量（質量％）を１００％とし、そのうち２０％をＮｄで置換できることを意味する。例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金中のＰｒが６５質量％（Ｇａが３５質量％）であれば、Ｎｄを１３質量％まで置換することができる。すなわち、Ｐｒが５２質量％、Ｎｄが１３質量％となる。Ｄｙ、Ｔｂ、Ｃｕの場合も同様である。Ｐｒ及びＧａを上記範囲内としたＰｒ−Ｇａ合金を本発明の実施形態における組成範囲のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して接触させ後述する第一の熱処理を行うことにより、Ｇａを、粒界を通じて磁石内部の奥深くまで拡散させることができる。本発明の実施形態は、Ｐｒを主成分とするＧａを含む合金を用いることを特徴とする。Ｐｒは、Ｎｄ、Ｄｙ及び／又はＴｂと置換することができるが、それぞれの置換量が上記範囲を超えるとＰｒが少なすぎるため、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることができない。前記Ｐｒ−Ｇａ合金のＮｄ含有量は、好ましくは１質量％以下である。Ｇａは、５０％以下をＣｕで置換することができるが、Ｃｕの置換量が５０％を超えるとＨ_cJが低下する可能性がある。

Ｐｒ−Ｇａ合金の形状及びサイズは、特に限定されず、任意である。Ｐｒ−Ｇａ合金は、フィルム、箔、粉末、ブロック、粒子などの形状をとり得る。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石にＲＨ（Ｄｙ及びＴｂの少なくとも一方）を含有させる際は、磁石表面から粒界拡散によって導入させることが好ましい。この場合、Ｐｒ−Ｇａ合金のＰｒの一部をＲＨで置換させた合金（Ｐｒ−ＲＨ−Ｇａ合金）を用いてもよいし、例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金とＲＨ化合物とをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面の少なくとも一部に接触させてもよい。ＲＨ化合物はＲＨフッ化物、ＲＨ酸化物、ＲＨ酸フッ化物から選ばれる少なくとも一種であり、例えば、ＴｂＦ₃、ＤｙＦ₃、Ｔｂ₂Ｏ₃、Ｄｙ₂Ｏ₃、Ｔｂ₄ＯＦ、Ｄｙ₄ＯＦが挙げられる。

ＲＨ化合物の形状及びサイズは、特に限定されず、任意である。ＲＨ化合物は、フィルム、箔、粉末、ブロック、粒子などの形状をとり得る。

例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石に０．１０質量％のＲＨを含有させる場合、後述する実施例に示すように、ＲＨを含有しないＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に、特定量（例えば６質量％）のＲＨを含有するＰｒ−Ｇａ合金（Ｐｒ−ＲＨ−Ｇａ合金）を接触させて、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲＨ含有量を０．１０質量％にしてもよいし、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に元々ＲＨが含有される場合（例えば０．０５質量％）は、Ｐｒ−Ｇａ合金（Ｐｒ−ＲＨ−Ｇａ合金）により磁石表面から粒界拡散によって導入させるＲＨ量（例えば０．０５質量％）との合算で、得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲＨ含有量を０．１０質量％としてもよい。

４．準備
（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を準備する工程）
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系焼結磁石に代表される一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法を用いて準備することができる。一例を挙げると、ストリップキャスト法等で作製された原料合金を、ジェットミルなどを用いて３μｍ以上１０μｍ以下に粉砕した後、磁界中で成形し、９００℃以上１１００℃以下の温度で焼結することにより準備することができる。

原料合金の粉砕粒径（気流分散式レーザー回折法による測定で得られる体積中心値＝Ｄ５０）が３μｍ未満では粉砕粉を作製するのが非常に困難であり、生産効率が大幅に低下するため好ましくない。一方、粉砕粒径が１０μｍを超えると最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の結晶粒径が大きくなり過ぎ、高いＨ_cJを得ることが困難となるため好ましくない。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材は、前記の各条件を満たしていれば、一種類の原料合金（単一原料合金）から作製してもよいし、二種類以上の原料合金を用いてそれらを混合する方法（ブレンド法）によって作製してもよい。

（Ｐｒ−Ｇａ合金を準備する工程）
Ｐｒ−Ｇａ合金は、一般的なＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の製造方法において採用されている原料合金の作製方法、例えば、金型鋳造法やストリップキャスト法や単ロール超急冷法（メルトスピニング法）やアトマイズ法などを用いて準備することができる。また、Ｐｒ−Ｇａ合金は、前記によって得られた合金をピンミルなどの公知の粉砕手段によって粉砕されたものであってもよい。

５．熱処理
（第一の熱処理を実施する工程）
前記によって準備したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面の少なくとも一部に、前記Ｐｒ−Ｇａ合金の少なくとも一部を接触させ、真空又は不活性ガス雰囲気中で熱処理をする。本発明の実施形態においてこの熱処理を第一の熱処理という。これにより、Ｐｒ−Ｇａ合金からＰｒやＧａを含む液相が生成し、その液相がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材中の粒界を経由して焼結素材表面から内部に拡散導入される。これにより、Ｐｒと共にＧａを、粒界を通じてＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の奥深くまで拡散させることができる。第一の熱処理温度は、６００℃超９５０℃以下の温度が好ましい。第一の熱処理温度が６００℃以下であると、ＰｒやＧａを含む液相量が少なすぎて高いＨ_cJを得ることが出来ない可能性があり、９５０℃を超えるとＨ_cJが低下する可能性がある。また、更に好ましくは、第一の熱処理（６００℃超９４０℃以下）が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を前記第一の熱処理を実施した温度から５℃／分以上の冷却速度で３００℃まで冷却する。より高いＨ_cJを得ることができるからである。さらに好ましくは、３００℃までの冷却速度は１５℃／分以上である。

第一の熱処理は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に、任意形状のＰｒ−Ｇａ合金を配置し、公知の熱処理装置を用いて行うことができる。例えば、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面をＰｒ−Ｇａ合金の粉末層で覆い、第一の熱処理を行うことができる。例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金を分散媒中に分散させたスラリーをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に塗布した後、分散媒を蒸発させてＰｒ−Ｇａ合金とＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材とを接触させてもよい。なお、分散媒として、アルコール（エタノール等）、アルデヒド及びケトンを例示できる。

またＰｒ−Ｇａ合金は、Ｐｒ−Ｇａ合金の少なくとも一部がＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の少なくとも一部に接触していれば、その配置位置は特に問わないが、後述する実施例に示すように、好ましくは、Ｐｒ−Ｇａ合金は、少なくともＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の配向方向に対して垂直な表面に接触させるように配置する。より効率よくＰｒやＧａを含む液相を磁石表面から内部に拡散導入させることができる。この場合、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の配向方向にＰｒ−Ｇａ合金を接触させても、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の全面にＰｒ−Ｇａ合金を接触させてもよい。

前記のように、例えば、Ｐｒ−Ｇａ合金とＲＨ化合物とをＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の表面を少なくとも一部に接触させ、第一の熱処理を実施する場合、Ｐｒ−Ｇａ合金とＲＨ化合物とを別々にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石表面に配置してもよいし、ＲＨ化合物とＰｒ−Ｇａ合金を混合した混合物をＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材表面に配置してもよい。

Ｐｒの一部をＲＨで置換したＰｒ−Ｇａ合金又はＰｒ−Ｇａ合金とＲＨ化合物とを用いて第一の熱処理を実施する場合、第一の熱処理を実施することによりＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＲＨの含有量が増加する。この時、好ましくは、最終的に得られるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲＨ含有量を０．０５質量％以上０．３０質量％以下という極めて少なくかつ狭い範囲に設定することにより、Ｐｒ及びＧａを含む液相の働きにより、ＲＨの磁石内部への拡散を大幅に進行させることができることができ、高いＨ_cJ向上効果が得られることがわかった。すなわち、極めて少ないＲＨ量（０．０５質量％以上０．３０質量％以下）をＰｒ及びＧａと共に磁石内部へ拡散させた場合に、ＲＨの使用量を低減しつつ、極めて高いＨ_cJ向上効果が得られることがわかった。

これにより得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石は、ＲＨの含有量が０．０５質量％以上０．３０質量％以下であり、磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度よりも高くなる。「主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い」ということは、ＲＨが磁石表面から磁石内部に拡散された状態にあることを意味している。また、「磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒」と規定したのは、磁石表面から３００μｍ未満に位置する（例えば磁石表面から２００μｍ）前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高いだけでは（３００μｍの深さの位置では外殻部のＲＨ濃度は中央部より高くない状態では）ＲＨの拡散が不十分となり、高いＨ_cJ向上効果を得ることができない恐れがあるからである。前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高くするためには、拡散時（処理時）の加熱温度、ＲＨ化合物の量、Ｐｒ−Ｇａ合金の量や処理時間等の各種条件を調整して行ってよい。これらのなかでも、拡散時の加熱温度を調整することにより比較的容易にＲＨの導入量（増加量）を制御できる。磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高くするための拡散時の加熱温度は、７００℃以上９５０℃以下の範囲であり、好ましくは、８００℃以上９５０℃以下の範囲である。なお、これにより得られた（極めて少ないＲＨ量（０．０５質量％以上０．３０質量％以下）をＰｒ及びＧａと共に磁石内部へ拡散させた）Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石はＲＨも磁石表面から磁石内部に拡散されているため、Ｇａ及びＰｒの場合と同様に、磁石表面から内部に向かってＲＨ濃度が漸減する部位を有している。ＲＨ濃度が漸減する部位を有しているかどうかは、Ｇａ及びＰｒ濃度の漸減の場合と同様の方法で確認することができる。

「磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い」は例えば以下のようにして確認する。まず、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の磁石断面における結晶粒（主相結晶粒）を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察する。主相結晶粒を観察する箇所はＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の表面から３００μｍにおける任意の磁石断面である。次に、主相結晶粒の中央部及び外殻部が含有するＲＨの濃度（質量％）をエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて組成分析を行う。これにより主相結晶粒の外殻部のＲＨの濃度が主相結晶粒の中央部のＲＨの濃度よりも高いかどうか確認することができる。なお、本開示における「主相結晶粒の外殻部」とは、主相結晶粒と該主相結晶粒に隣接する粒界相（結晶粒界）との界面から該主相結晶粒の中央部の方向へ１０ｎｍまでの範囲を言う。また、「主相結晶粒の中央部」とは、主相結晶粒断面における中心点近傍（中心点からφ１μｍ程度の範囲）のことを言う。磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の外殻部が中央部よりもＲＨ濃度が高い部位を有していれば、「主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い」とする。更に、本開示は、必すしも磁石表面から３００μｍの深さに位置する全ての前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い必要はない。本開示の効果を奏するためには、磁石表面から深さ３００μｍの位置において主相結晶粒をランダムに２０個選択し、選択した主相結晶粒の８０％以上（１６個以上）において主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高ければよい。

（第二の熱処理を実施する工程）
第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して、真空又は不活性ガス雰囲気中、前記第一の熱処理を実施する工程で実施した温度よりも低い温度で熱処理を行う。本発明の実施形態においてこの熱処理を第二の熱処理という。第二の熱処理を行うことにより、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相が生成され、高いＨ_cJを得ることができる。第二の熱処理温度は、４５０℃以上７５０℃以下が好ましい。第二の熱処理が第一の熱処理よりも高い温度であったり、第二の熱処理の温度が４５０℃未満及び７５０℃を超える場合は、Ｒ−Ｔ−Ｇａ相の生成量が少なすぎて高いＨ_cJを得ることができない可能性がある。

実施例１
［Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の準備］
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材がおよそ表１のＮｏ．Ａ−１及びＡ−２に示す組成となるように各元素の原料を秤量し、ストリップキャスティング法により合金を作製した。得られた各合金を水素粉砕法により粗粉砕し粗粉砕粉を得た。次に、得られた粗粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を粗粉砕粉１００質量％に対して０．０４質量％添加、混合した後、気流式粉砕機（ジェットミル装置）を用いて、窒素気流中で乾式粉砕し、粉砕粒径Ｄ５０が４μｍの微粉砕粉（原料合金粉末）を得た。前記微粉砕粉に、潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を微粉砕粉１００質量％に対して０．０５質量％添加、混合した後磁界中で成形し成形体を得た。なお、成形装置には、磁界印加方向と加圧方向とが直交するいわゆる直角磁界成形装置（横磁界成形装置）を用いた。得られた成形体を、真空中、１０６０℃以上１０９０℃以下（サンプル毎に焼結による緻密化が十分起こる温度を選定）で４時間焼結し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を得た。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の密度は７．５Ｍｇ／ｍ³ 以上であった。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表１に示す。なお、表１における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。以下の実施例におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材も同様に測定した。また、本発明の不等式（１）を満足する場合は「○」と、満足しない場合は「×」と記載した。以下、表５、８、１０、１３、１５、１８も同様である。なお、表１の各組成を合計しても１００質量％にはならない。これは、表１に挙げた成分以外の成分（例えばＯ（酸素）やＮ（窒素）など）が存在するためである。以下、表５、８、１０、１３、１５、１８、２１、２４も同様である。

［Ｐｒ−Ｇａ合金の準備］
Ｐｒ−Ｇａ合金がおよそ表２のＮｏ．ａ―１に示す組成となるように各元素の原料を秤量しそれらの原料を溶解して、単ロール超急冷法（メルトスピニング法）によりリボン又はフレーク状の合金を得た。得られた合金を、乳鉢を用いてアルゴン雰囲気中で粉砕した後、目開き４２５μｍの篩を通過させ、Ｐｒ−Ｇａ合金を準備した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の組成を表２に示す。なお、表２における各成分は、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定した。以下の実施例におけるＰｒ−Ｇａ合金の各成分も同様に測定した。

［熱処理］
表１のＮｏ．Ａ−１及びＡ−２のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を切断、研削加工し、７．４ｍｍ×７．４ｍｍ×７．４ｍｍの立方体とした。次に、Ｎｏ．Ａ−１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材において、配向方向に垂直な面（二面）にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の１００質量部に対してＰｒ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ａ−１）を３質量部（一面あたり１．５質量部）散布した。その後、５０Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表３に示す温度で４時間第一の熱処理を行った後室温まで冷却を行い、第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を得た。更に、当該第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及びＮｏ．Ａ−２（第一の熱処理を行わなかったＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材）に対して、５０Ｐａに制御した減圧アルゴン中で、表３に示す温度で３時間第二の熱処理を行った後室温まで冷却を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．１及び２）を作製した。なお、前記冷却（前記第一の熱処理を行った後室温まで冷却）は、炉内にアルゴンガスを導入することにより、熱処理した温度（９００℃）から３００℃までの平均冷却速度を２５℃／分の冷却速度で行った。平均冷却速度（２５℃／分）における冷却速度ばらつき（冷却速度の最高値と最低値の差）は、３℃／分以内であった。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｏ．１に対して、Ｐｒ−Ｇａ合金の濃化部を除去するため表面研削盤を用いて各サンプルの全面を０．２ｍｍずつ切削加工し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体状のサンプルを得た。Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＮｏ．２に対しても同様の切削加工を施し、７．０ｍｍ×７．０ｍｍ×７．０ｍｍの立方体状のサンプルを得た。得られたＮｏ．１のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｐｒ−Ｇａ合金を用いてＰｒやＧａを拡散させたサンプル）の組成を、高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ−ＯＥＳ）を使用して測定したところ、Ｎｏ．２（Ｎｏ．２は、Ｐｒ−Ｇａ合金を用いていないため、Ｎｏ．Ａ−２と同じ組成）の組成と同等であった。以下の実施例におけるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の各成分も同様に測定した。

［サンプル評価］
得られたサンプルを、Ｂ−ＨトレーサによってＢ_r及びＨ_cJを測定した。測定結果を表４に示す。

上述したようにＮｏ．１と２はほぼ同じ組成にも係らず、表４に示す通り本発明の実施形態（Ｎｏ．１）の方が高いＢ_r及び高いＨ_cJが得られている。なお、後述する実施例も含め、本発明例はいずれもＢ_r≧１．３０Ｔ且つＨ_cJ≧１４９０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られている。

実施例２
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材がおよそ表５のＮｏ．Ｂ−１に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を作製した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表５に示す。

Ｐｒ−Ｇａ合金がおよそ表６のＮｏ．ｂ−１及びｂ−２に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＰｒ−Ｇａ合金を作製した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の組成を表６に示す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｎｏ．Ｂ−１）を実施例１と同様に加工した後、実施例１のＮｏ．１と同様にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材にＰｒ−Ｇａ合金及びＮｄ−Ｇａ合金を散布し、表７に示す第一の熱処理を行い、更に第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して表７に示す第二の熱処理を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．３及び４）を作製した。作製条件（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及びＰｒ−Ｇａ合金の種類並びに第一の熱処理及び第二の熱処理の温度）を表７に示す。なお、第一の熱処理を行った後の室温までの冷却条件は実施例１と同様である。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の結果を表８に示す。

得られたサンプルを実施例１と同様に加工し、同様な方法により測定し、Ｂ_r及びＨ_cJを求めた。その結果を表９に示す。

表９に示す通り、Ｎｄ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ｂ−２）を用いたＮｏ．４と比べてＰｒ−Ｇａ合金（Ｎｏ．ｂ−１）を用いた本発明の実施形態であるＮｏ．３の方が高いＨ_cJが得られている。

実施例３
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材がおよそ表１０のＮｏ．Ｃ−１〜Ｃ−４に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を作製した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表１０に示す。

Ｐｒ−Ｇａ合金がおよそ表１１のＮｏ．ｃ−１〜ｃ−２０に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＰｒ−Ｇａ合金を作製した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の成分の結果を表１１に示す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｎｏ．Ｃ−１〜Ｃ−４）を実施例１と同様に加工した後、実施例１のＮｏ．１と同様にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材にＰｒ−Ｇａ合金を散布し、表１２に示す第一の熱処理を行い、更に第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して表１２に示す第二の熱処理を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．５〜２５）を作製した。作製条件（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及びＰｒ−Ｇａ合金の種類並びに第一の熱処理及び第二の熱処理の温度）を表１２に示す。なお、第一の熱処理を行った後の室温までの冷却条件は実施例１と同様である。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の結果を表１３に示す。

得られたサンプルを実施例１と同様に加工し、同様な方法により測定し、Ｂ_r及びＨ_cJを求めた。その結果を表１４に示す。

表１４に示す通り、本発明の実施形態であるＮｏ．６〜９、１１〜１３、Ｎｏ．１５〜１９、Ｎｏ．２２〜２４は、Ｂ_r≧１．３０Ｔ且つＨ_cJ≧１４９０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られている。これに対し、Ｐｒ−Ｇａ合金におけるＰｒ及びＧａの含有量が本発明の範囲外であるＮｏ．５及び１０やＰｒ−Ｇａ合金のＰｒにおけるＮｄ及びＤｙの置換量が本発明の範囲外であるＮｏ．１４、２０、２１やＰｒ−Ｇａ合金のＧａにおけるＣｕの置換量が本発明の範囲外であるＮｏ．２５は、Ｂ_r≧１．３０Ｔ且つＨ_cJ≧１４９０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られていない。

実施例４
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の組成が表１５のＮｏ．Ｄ−１〜Ｄ−１６に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を作製した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表１５に示す。

Ｐｒ−Ｇａ合金の組成が表１６のｄ−１に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＰｒ−Ｇａ合金を作製した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の成分の結果を表１６に示す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｄ−１６）を実施例１と同様に加工した後、実施例１のＮｏ．１と同様にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材にＰｒ−Ｇａ合金を散布し、表１７に示す第一の熱処理を行い、更に第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して表１７に示す第二の熱処理を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．２６〜４１）を作製した。作製条件（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及びＰｒ−Ｇａ合金の種類並びに第一の熱処理及び第二の熱処理の温度）を表１７に示す。なお、第一の熱処理を行った後の室温までの冷却条件は実施例１と同様である。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分の結果を表１８に示す。

得られたサンプルを実施例１と同様に加工し、同様な方法により測定し、Ｂ_r及びＨ_cJを求めた。その結果を表１９に示す。

表１９に示す通り、本発明の実施形態であるＮｏ．２７〜３８、Ｎｏ．４０、４１は、Ｂ_r≧１．３０Ｔ且つＨ_cJ≧１４９０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られている。これに対し、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の組成が本発明の不等式（１）を満たしていないＮｏ．２６及びＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＧａの含有量が本発明の範囲外であるＮｏ．３９は、Ｂ_r≧１．３０Ｔ且つＨ_cJ≧１４９０ｋＡ／ｍの高い磁気特性が得られていない。また、Ｎｏ．３４〜３８（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材におけるＧａの含有量が０．２質量％〜１．０質量％）から明らかなように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石におけるＧａの含有量は０．５質量％以下が好ましく、より高いＨ_cJ（Ｈ_cJ≧１７００ｋＡ／ｍ）が得られている。

実施例５
上記実施例中のＮｏ．１〜５、１０、１４及び１７について、「磁石表面から３００μｍの深さに位置する主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄ」及び「磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄ」を求めた。さらに、「磁石表面から磁石内部に向かったＧａ濃度が漸減する部分を含む」かどうかについても確認した。具体的には次のようにして行った。Ｎｏ．１〜５、１０、１４及び１７の磁石表面（ここでは磁化方向に対して垂直な面）から３００μｍにおける結晶粒（主相結晶粒）及び二粒子粒界を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて主相結晶粒の中央部及び二粒子粒界（二粒子粒界の任意の場所）が含有するＮｄ及びＰｒの濃度を測定し、主相結晶粒の中央部及び二粒子粒界におけるＰｒ／Ｎｄを求めた。測定結果及び計算結果を表２０に示す。さらに、Ｎｏ．１〜５、１０、１４及び１７の磁石断面における磁石表面から深さ方向に、磁石中央付近（少なくとも２００μｍ）までを前記ＥＤＸにより線分析（ライン分析）を行い、Ｇａ濃度が磁石表面から磁石中央部にかけて漸減しているか（徐々に濃度が低くなっているか）確認した。Ｇａ濃度が漸減している場合は○とし漸減していない場合は×として表２０に示す。

表２０に示すように、本発明例（Ｎｏ．１、３、１７）はいずれも磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より低く、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より高く、さらに磁石表面から磁石内部（少なくとも２００μｍ）に向かってＧａ濃度が漸減する部分を有していた。これに対し、拡散を行っていないＮｏ．２やＮｄ−Ｇａ合金を用いて拡散を行ったＮｏ．４やＰｒ−Ｇａ合金におけるＰｒの含有量が少ない試料Ｎｏ．５やＰｒ合金（Ｇａを含有していない）を用いて拡散を行ったＮｏ．１０やＰｒ−Ｇａ合金におけるＮｄの含有量が多いＮｏ．１４は、二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄが１よりも低くなったり、磁石表面から磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減していなかったりしている。

実施例６
Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の組成がおよそ表２１のＮｏ．Ｅ−１に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材を作製した。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の成分の結果を表２１に示す。また、参考のため、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材の１個に対して第二の熱処理（５００℃）のみを行い、Ｂ−ＨトレーサによってＢ_r及びＨ_cJを測定したところ、Ｂ_r：１．３９Ｔ、Ｈ_cJ：１３８５ｋＡ／ｍであった。

Ｐｒ−Ｇａ合金の組成が表２２のｅ−１〜ｅ−５に示す組成となるように配合する以外は実施例１と同様の方法でＰｒ−Ｇａ合金を作製した。得られたＰｒ−Ｇａ合金の成分の結果を表２２に示す。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材（Ｎｏ．Ｅ−１）を実施例１と同様に加工した後、実施例１のＮｏ．１と同様にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材にＰｒ−Ｇａ合金を散布し、表２３に示す第一の熱処理を行い、更に第一の熱処理が実施されたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材に対して表２３に示す第二の熱処理を行いＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石（Ｎｏ．４５〜４９）を作製した。作製条件（Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材及びＰｒ−Ｇａ合金の種類並びに第一の熱処理及び第二の熱処理の温度）を表２３に示す。なお、第一の熱処理を行った後の室温までの冷却条件は実施例１と同様である。得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石の成分を実施例１と同様な方法により測定した。結果を表２４に示す。

得られたサンプルを実施例１と同様な方法により測定し、Ｂ_r及びＨ_cJを求めた。その結果を表２５に示す。また、Ｈ_cJ向上量を表２５の△Ｈ_cJに示す。表２５における△Ｈ_cJは、Ｎｏ．４５〜４９のＨ_cJの値から拡散前（５００℃の熱処理後）のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石素材のＨ_cJ（１３８５ｋＡ／ｍ）の値を引いたものである。

表２５に示すように、ＲＨをＲＬ及びＧａと共に拡散し、ＲＨが拡散により０．０５質量％〜０．４０質量％増加した本発明例（Ｎｏ．４５〜４８）は、いずれも△Ｈ_cJが４００ｋＡ／ｍ以上と極めて高く、高いＢ_rと高いＨ_cJが得られている。これに対し、第一の温度が５００℃である比較例（Ｎｏ．４９）は、高いＨ_cJが得られていない。さらに、最終的に得られたＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石のＲＨ（Ｔｂ）の含有量が０．０２質量％とほとんどＲＨが導入されておらず、△Ｈ_cJも低くなっている。また、表２４及び２５のＮｏ４５〜４８に示すように、ＲＨが０．０５質量％から０．４０質量％（Ｎｏ．４５からＮｏ．４８）に増加していくとＨ_cJの向上量が次第に低くなる。すなわち、Ｎｏ．４５（ＲＨ（Ｔｂ）が０．０５質量％）からＮｏ．４６（ＲＨが０．１０質量％）へＲＨ導入量が０．０５質量％増加して△Ｈ_cJが１５ｋＡ／ｍ向上するが、Ｎｏ．４６（ＲＨが０．１０質量％）からＮｏ．４７（ＲＨが０．１５質量％）になるとＲＨの導入量が０．０５質量％増加して△Ｈ_cJが１０ｋＡ／ｍの向上となり、更にＮｏ．４７（ＲＨが０．１５質量％）からＮｏ．４８（０．４０質量％）になるとＲＨの導入量が０．２５質量％増加しても△Ｈ_cJが５ｋＡ／ｍの向上となる。このように徐々にＨ_cJの向上量が低くなる。そのため、ＲＨの導入量が０．４０質量％を超えると、Ｈ_cJ向上効果が低いため、ＲＨの使用量を低減しつつ、高いＢ_rと高いＨ_cJを得ることが出来ない恐れがある。

実施例７
上記実施例中のＮｏ．１７について、「磁石表面から前記磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減する部分」を含むかどうか確認した。更に、「前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い」かどうか確認した。具体的には次のようにして行った。Ｎｏ．１７の磁石断面における磁石表面から磁石中央付近（少なくとも２００μｍ）までを前記ＥＤＸにより線分析（ライン分析）を行い、Ｇａ濃度が磁石表面から磁石中央部にかけて漸減しているか（徐々に濃度が低くなっているか）確認した。Ｇａ濃度が漸減している場合は○とし漸減していない場合は×としてそれぞれ表２６に示す。

さらに、Ｎｏ．１７の磁石表面（ここでは磁化方向に対して垂直な面）から３００μｍにおける結晶粒（主相結晶粒）を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて主相結晶粒の外殻部（主相結晶粒と該主相結晶粒に隣接する粒界相（結晶粒界）との界面から該主相結晶粒の中央部の方向へ１０ｎｍまでの範囲）及び中央部が含有するＲＨ濃度（Ｔｂ及びＤｙ）を測定した。測定結果を表２６に示す。

表２６に示すように、本発明例（Ｎｏ．１７）は磁石表面から前記磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減する部分を含み、前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い。

なお、Ｎｏ．１７の磁石について磁石表面から深さ３００μｍの位置における主相結晶粒をランダムに２０個選択し、選択した主相結晶粒について確認したところ、８０％以上（１６個以上）において前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高くなっていることを確認した。また、Ｎｏ．１７の磁石断面における磁石表面から磁石中央付近（少なくとも２００μｍ）までを前記ＥＤＸにより線分析（ライン分析）を行い、Ｐｒ及びＲＨ濃度いずれも磁石表面から磁石中央部にかけて漸減していること（徐々に濃度が低くなっていること）を確認した。

本発明によれば、高残留磁束密度、高保磁力のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石を作製することができる。本発明の焼結磁石は、高温下に晒されるハイブリッド車搭載用モータ等の各種モータや家電製品等に好適である。

１２ Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物からなる主相
１４ 粒界相
１４ａ 二粒子粒界相
１４ｂ 粒界三重点

Claims (8)

1. 主相結晶粒及び粒界相を含み、粒径が３μｍ以上１０μｍ以下の粉砕粉の焼結体であるＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石であって、
   Ｒ：２７．５質量％以上３５．０質量％以下（Ｒは希土類元素うちの少なくとも一種であり、Ｎｄ及びＰｒを必ず含む）、
   Ｂ：０．８０質量％以上１．０５質量％以下、
   Ｇａ：０．０５質量％以上１．０質量％以下、
   Ｍ：０質量％以上２質量％以下（ＭはＣｕ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｚｒの少なくとも一種）、
   残部Ｔ（ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）及び不純物、
   を含有し、
   磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の中央部におけるＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より低く、磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＮｄの濃度に対するＰｒの濃度の比率であるＰｒ／Ｎｄは１より高く、
   前記磁石表面から磁石内部に向かってＧａ濃度が漸減する部分を含む、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
2. Ｇａ濃度が漸減する前記部分は、前記磁石表面から磁石内部に向かって少なくとも２００μｍのサイズを有する、請求項１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
3. ［Ｔ］は質量％で示すＴの含有量であり、［Ｂ］は質量％で示すＢの含有量とするとき、
   ［Ｔ］／５５．８５＞１４［Ｂ］／１０．８が成立する、請求項１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
4. 重希土類元素（重希土類元素はＤｙ及びＴｂの少なくとも一方）は１質量％以下である請求項１から３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
5. 重希土類元素（重希土類元素はＤｙ及びＴｂの少なくとも一方）は０．０５質量％以上０．３０質量％以下である、請求項４に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
6. 前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する前記主相結晶粒の外殻部のＲＨ濃度が前記主相結晶粒の中央部のＲＨ濃度より高い、請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
7. 前記磁石表面から３００μｍの深さに位置する二粒子粒界内のＰｒ／Ｎｄは１．１よりも高い、請求項１から６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
8. Ｂ濃度は０．８０質量％以上０．９５質量％以下の範囲内にある、請求項１から７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。

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