JP7843935B2 - 希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機 - Google Patents

Description

本開示は、希土類元素を含む材料を焼結した永久磁石である希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機に関する。

正方晶Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ金属間化合物を主相とするＲ－Ｔ－Ｂ系永久磁石が知られている。ここで、Ｒが希土類元素であり、ＴがＦｅ（鉄）または一部がＣｏ（コバルト）によって置換されたＦｅなどの遷移金属元素であり、Ｂがホウ素である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系永久磁石は、産業用モータを始めとして、種々の高付加価値な部品に用いられている。特に、ＲがＮｄ（ネオジム）であるＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石は、優れた磁気特性を有するために、種々の部品に用いられている。また、産業用モータは、１００℃を超えるような高温環境で使用されることが多いため、Ｎｄ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石にＤｙ（ディスプロシウム）等の重希土類元素を添加して、保磁力を向上させる試みが行われている。

近年、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系焼結磁石の生産量は拡大しており、ＮｄおよびＤｙ，Ｔｂ（テルビウム）等の重希土類元素の消費量が増加している。しかし、Ｎｄおよび重希土類元素は、高価であるとともに、地域偏在性が高く調達リスクがある。このため、Ｎｄおよび重希土類元素の消費量を減らす技術が研究されている。

特許文献１には、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ結晶からなる主相粒子を含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、Ｒは重希土類元素ＲＨを必須とする１種類以上の希土類元素であり、ＴはＦｅまたはＦｅおよびＣｏを必須とする１種類以上の遷移金属元素であり、Ｂはホウ素であり、主相粒子の一部が、複数の低重希土類元素結晶相と複数の非磁性Ｒリッチ相とを内部に含むＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が開示されている。ここで、低重希土類元素結晶相は、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ結晶からなり、重希土類元素の濃度が主相粒子全体における重希土類元素の濃度に対して相対的に低い相である。非磁性Ｒリッチ相は、Ｒの含有量が７０ａｔ．％以上１００ａｔ．％以下である相である。また、主相粒子の一部は、コア部と、コア部の周囲を囲み、全重希土類元素濃度がコア部よりも低いシェル部と、を有する１種類のコアシェル構造を有する。特許文献１に記載の技術によれば、保磁力を向上させ、かつ、低コストであるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が得られる。

特許文献２には、（Ｒ１_1-xＲ２_x）_aＴＭ_bＢ_cＭ_dの組成式で表され、主相と粒界相とからなる組織を有する焼結体を製造する第１ステップ、焼結体に熱間塑性加工を施して希土類磁石前駆体を製造する第２ステップ、Ｒ３－Ｍ改質合金の融液を希土類磁石前駆体の粒界相に拡散浸透させて希土類磁石を製造する第３ステップからなる希土類磁石の製造方法が開示されている。ここで、Ｒ１はＹ（イットリウム）を含む１種類以上の希土類元素であり、Ｒ２はＲ１と異なる希土類元素であり、ＴＭはＦｅ，Ｎｉ（ニッケル），Ｃｏの内の１種類以上を含む遷移金属であり、Ｂはホウ素であり、ＭはＴｉ（チタン），Ｇａ（ガリウム），Ｚｎ（亜鉛），Ｓｉ（シリコン），Ａｌ（アルミニウム），Ｎｂ（ニオブ），Ｚｒ（ジルコニウム），Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ（マンガン），Ｖ（バナジウム），Ｗ（タングステン），Ｔａ（タンタル），Ｇｅ（ゲルマニウム），Ｃｕ（銅），Ｃｒ（クロム），Ｈｆ（ハフニウム），Ｍｏ（モリブデン），Ｐ（リン），Ｃ（炭素），Ｍｇ（マグネシウム），Ｈｇ（水銀），Ａｇ（銀），Ａｕ（金）の内の１種類以上である。また、ｘ，ａ，ｂ，ｃ，ｄは、０．０１≦ｘ≦１，１２≦ａ≦２０，ｂ＝１００－ａ－ｃ－ｄ，５≦ｃ≦２０，０≦ｄ≦３であり、いずれもａｔ．％である。また、Ｒ３はＲ１，Ｒ２を含む希土類元素である。以下では、焼結体に施す熱間塑性加工は、熱間加工と称される。特許文献２に記載の技術によれば、重希土類元素を低減させるとともに、主相率が高い場合でも、磁化のみならず保磁力性能にも優れた希土類磁石を製造することができる。

特開２０１８－１７４３１３号公報 特開２０１５－１５３８１３号公報

しかしながら、特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、重希土類元素を含む相が主相内に存在していることから、保磁力を向上させることができるが、特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組織構造では、産業用モータ等に要求される残留磁束密度は得られず、熱負荷によって磁気特性が低下してしまう可能性がある。また、特許文献２に記載の製造方法で製造された希土類磁石は、重希土類元素を低減させ、保磁力を向上させることができるが、製造方法に熱間加工が含まれるため、主相の粒径が小さくなり、この結果、着磁性能が悪化してしまうという問題があった。

本開示は、上記に鑑みてなされたものであって、従来に比して残留磁束密度および着磁性能を低下させることなく保磁力を向上させることができる希土類焼結磁石を得ることを目的とする。

上述した課題を解決し、目的を達成するために、本開示に係る希土類焼結磁石は、ＲＨをＤｙおよびＴｂの少なくとも一方を含む重希土類元素とし、ＲをＮｄ，Ｐｒ（プラセオジム），Ｄｙ，Ｔｂ以外から選択される１種類以上の希土類元素としたとき、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、複数の主相の間に存在する副相と、を備える。主相は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。主相は、コア部のＮｄの濃度をＣＮｄとし、コア部のＰｒの濃度をＣＰｒとしたとき、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相と、を有する。第１主相のコア部における重希土類元素ＲＨの濃度は、第２主相のコア部における重希土類元素ＲＨの濃度よりも高い。第１主相と第２主相とは混在し、第１主相および第２主相における表面の少なくとも一部に重希土類元素が存在する。

本開示に係る希土類焼結磁石は、従来に比して残留磁束密度および着磁性能を低下させることなく保磁力を向上させることができるという効果を奏する。

実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図 実施の形態２による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図 実施の形態３による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図 正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図 実施の形態４による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャート 実施の形態４による希土類焼結磁石合金製造工程の手順の一例を示すフローチャート 実施の形態４による拡散前駆体製造工程の手順の一例を示すフローチャート 実施の形態５による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図 実施の形態６による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図

以下に、本開示の実施の形態に係る希土類焼結磁石、希土類焼結磁石の製造方法、回転子および回転機を図面に基づいて詳細に説明する。

実施の形態１．
図１は、実施の形態１による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態１による希土類焼結磁石１は、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０を有し、主相１０は、コア部とコア部を被覆するシェル部とを有する。ここで、ＲＨは重希土類元素であり、一例ではＤｙ，Ｔｂ，Ｇｄ（ガドリニウム），Ｈｏ（ホルミウム）であり、望ましくは、ＲＨは、ＤｙおよびＴｂの少なくとも一方を含む重希土類元素である。ＲはＮｄ，Ｐｒ，ＲＨ以外から選択される１種類以上の希土類元素である。シェル部は、コア部とは異なる組成を有し、コア部を覆うように設けられる。また、希土類焼結磁石１は、主相１０と主相１０との間、すなわち複数の主相１０の間に存在する副相２０をさらに有する。副相２０は、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｒ）－Ｏを主成分として表される酸化物相を基本とする相である。Ｏは酸素である。

実施の形態１による希土類焼結磁石１において、コア部１１ｃ，１２ｃのＮｄの濃度をＣＮｄとし、コア部１１ｃ，１２ｃのＰｒの濃度をＣＰｒとしたときに、主相１０は、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２と、を有し、第１主相１１と第２主相１２とが混在している。また、第１主相１１のコア部１１ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度は、第２主相１２のコア部１２ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度よりも高い。すなわち、第１主相１１のコア部１１ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度をＣ１ＲＨとし、第２主相１２のコア部１２ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度をＣ２ＲＨとすると、Ｃ１ＲＨ＞Ｃ２ＲＨである。第１主相１１は、コア部１１ｃと、コア部１１ｃとは組成が異なり、コア部１１ｃを覆うシェル部１１ｓと、を有する。第２主相１２は、コア部１２ｃと、コア部１２ｃとは組成が異なり、コア部１２ｃを覆うシェル部１２ｓと、を有する。

あるいは、実施の形態１による希土類焼結磁石１において、コア部１１ｃ，１２ｃのＮｄの濃度と重希土類元素ＲＨの濃度との和をＣ（Ｎｄ，ＲＨ）としたときに、主相１０は、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１と、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２と、を有し、第１主相１１と第２主相１２とが混在しているともいえる。

つまり、希土類焼結磁石１には、第１主相１１および第２主相１２の２種類の主相１０が存在し、２種類の主相１０のコア部１１ｃ，１２ｃに着目すると、第１主相１１ではＮｄの濃度と重希土類元素ＲＨの濃度との和がＰｒの濃度よりも高く、逆に第２主相１２ではＰｒの濃度がＮｄの濃度と重希土類元素ＲＨの濃度との和よりも高いということを意味している。このように異方性磁界、すなわち磁気異方性が異なるコアシェル構造を有する２種類の主相１０を混在させるとともに主相１０内で重希土類元素ＲＨを選択的に存在させることで、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨを削減しつつも、良好な着磁性を維持しながら残留磁束密度および保磁力を向上させることができる。さらに、重希土類元素ＲＨを添加することで保磁力が大きく向上するため、温度変化に伴う磁気特性における低下の抑制にも寄与する。

ここで「Ｃ１ＲＨ＞Ｃ２ＲＨ」に示される濃度差は、電子プローブマイクロアナライザ（Electron Probe Micro Analyzer：ＥＰＭＡ）を用いたマッピング分析により、第１主相１１のコア部１１ｃと第２主相１２のコア部１２ｃとにおける重希土類元素ＲＨの検出強度に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第１主相１１のコア部１１ｃの重希土類元素ＲＨの濃度については、ＥＰＭＡの検出強度が重希土類元素ＲＨの検出強度の平均より高く、第２主相１２のコア部１２ｃの重希土類元素ＲＨの濃度については、ＥＰＭＡの検出強度が重希土類元素ＲＨの検出強度の下限付近を示しているということである。一例では、重希土類元素ＲＨは、第１主相１１のコア部１１ｃには含まれるが、第２主相１２のコア部１２ｃにはほとんど含まれない。

また、「Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１と、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２」に示される濃度差はＥＰＭＡを用いたマッピング分析により、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの検出強度とＰｒの検出強度との間に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第１主相１１の場合を例として挙げると、コア部１１ｃのＮｄおよび重希土類元素ＲＨの濃度については、ＥＰＭＡの検出強度がＮｄおよび重希土類元素ＲＨの検出強度の平均よりも高く、Ｐｒの濃度については、ＥＰＭＡの検出強度がＰｒの検出強度の下限付近を示しているということである。第２主相１２は第１主相１１の場合と逆になっているといえる。

また、実施の形態１による希土類焼結磁石１は、第１主相１１のコア部１１ｃのＮｄ濃度をＣ１Ｎｄとし、第２主相１２のコア部１２ｃのＮｄ濃度をＣ２Ｎｄとし、第１主相１１のコア部１１ｃのＰｒ濃度をＣ１Ｐｒとし、第２主相１２のコア部１２ｃのＰｒ濃度をＣ２Ｐｒとしたとき、Ｃ１Ｎｄ＞Ｃ２Ｎｄ、Ｃ１Ｐｒ＜Ｃ２Ｐｒの関係式を満たす。つまり、Ｎｄ濃度については、第２主相１２のコア部１２ｃに比して第１主相１１のコア部１１ｃの方が高くなっており、逆にＰｒ濃度については、第１主相１１のコア部１１ｃに比して第２主相１２のコア部１２ｃの方が高くなっている。ここでの濃度差も上記のＥＰＭＡを用いたマッピング分析によるＮｄおよびＰｒの検出強度に差が出ていることを意味する。具体的に、Ｎｄの濃度の場合には、第１主相１１のコア部１１ｃのＮｄのＥＰＭＡの検出強度が、Ｎｄの検出強度の平均よりも高く、第２主相１２のコア部１２ｃのＮｄのＥＰＭＡの検出強度が、Ｎｄの検出強度の平均よりも低い状態であることを意味している。Ｐｒの濃度の場合には、第２主相１２のコア部１２ｃのＰｒのＥＰＭＡの検出強度が、Ｐｒの検出強度の平均よりも高く、第１主相１１のコア部１１ｃのＰｒのＥＰＭＡの検出強度が、Ｐｒの検出強度の平均よりも低い状態になっていることを意味する。つまり、Ｎｄ濃度が低い第２主相１２のコア部１２ｃにはＰｒが多く存在し、反対に、Ｐｒ濃度が低い第１主相１１のコア部１１ｃにはＮｄが多く存在していることになる。このような組織形態に制御することで、優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石１を得ることが可能となる。

また、実施の形態１による希土類焼結磁石１において、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２よりもＣ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１の方を多く存在させる。言い換えれば、（Ｎｄ，ＲＨ）₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する第１主相１１の数が、Ｐｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する第２主相１２の数よりも多いことを意味している。これは、（Ｎｄ，ＲＨ）₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する第１主相１１を増やした方が、Ｐｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する第２主相１２を増やすよりもより優れた磁気特性および温度特性が得られるためである。さらに、このような組織形態に制御することで、全体的な結晶粒の微細化も抑制されることから、着磁性を担保しつつ、かつ従来に比して優れた磁気特性を得ることが可能となる。

また、実施の形態１による希土類焼結磁石１において、コアシェル構造のシェル部１１ｓ，１２ｓに着目し、シェル部１１ｓ，１２ｓのＮｄの濃度をＳＮｄとし、シェル部１１ｓ，１２ｓのＰｒの濃度をＳＰｒとし、シェル部１１ｓ，１２ｓの重希土類元素ＲＨの濃度をＳＲＨとしたとき、第１主相１１は、ＣＮｄ＞ＳＮｄ、ＣＰｒ＜ＳＰｒ、ＣＲＨ＞ＳＲＨの関係式を満たし、第２主相１２は、ＣＮｄ＜ＳＮｄ、ＣＰｒ＞ＳＰｒ、ＣＲＨ＜ＳＲＨの関係式を満たす。具体的には、第１主相１１のシェル部１１ｓではＮｄおよび重希土類元素ＲＨの濃度がコア部１１ｃよりも低い代わりに、Ｐｒの濃度がコア部１１ｃよりも高い。また、第２主相１２のシェル部１２ｓではＰｒの濃度がコア部１２ｃよりも低い代わりに、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの濃度がコア部１２ｃよりも高い。

あるいは換言すると、実施の形態１による希土類焼結磁石１において、コアシェル構造のシェル部１１ｓ，１２ｓに着目し、シェル部１１ｓ，１２ｓのＮｄの濃度および重希土類元素ＲＨの濃度の和をＳ（Ｎｄ，ＲＨ）とし、シェル部１１ｓ，１２ｓのＰｒの濃度をＳＰｒとしたとき、第１主相１１は、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＞Ｓ（Ｎｄ，ＲＨ）、ＣＰｒ＜ＳＰｒの関係式を満たし、第２主相１２は、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜Ｓ（Ｎｄ，ＲＨ）、ＣＰｒ＞ＳＰｒの関係式を満たす。具体的には、第１主相１１のシェル部１１ｓではＮｄの濃度および重希土類元素ＲＨの濃度の和がコア部１１ｃよりも小さい代わりに、Ｐｒの濃度がコア部１１ｃよりも高い。また、第２主相１２のシェル部１２ｓではＰｒの濃度がコア部１２ｃよりも小さい代わりに、Ｎｄの濃度および重希土類元素ＲＨの濃度の和がコア部１２ｃよりも高い。

第１主相１１のようにＰｒの濃度が高いシェル部１１ｓを有する主相１０を形成させることで、保磁力を向上させることができる。さらに、第２主相１２のようにＮｄの濃度および重希土類元素ＲＨの和が高いシェル部１２ｓを有する主相１０を形成させることで、保磁力を維持させつつ残留磁束密度の低下を抑制することができる。このような組織形態となるように選択的に制御することで、希土類焼結磁石１は、従来に比して優れた磁気特性を発揮することが可能となる。

また、主相１０は、表面の少なくとも一部に重希土類元素ＲＨを含有する重希土類元素含有層３１を有する。つまり、主相１０、すなわち第１主相１１および第２主相１２の表面の少なくとも一部には、重希土類元素ＲＨが存在する。より具体的には、コア部１１ｃ，１２ｃには重希土類元素ＲＨが入り込んでいるが、シェル部１１ｓ，１２ｓの外周面の少なくとも一部にさらに重希土類元素ＲＨが存在している。このように、第１主相１１および第２主相１２のＲのサイトに重希土類元素ＲＨが入ることで保磁力が上がる。このような効果を得るためには、主相１０における重希土類元素ＲＨの割合は、０ａｔ．％よりも大きく１０ａｔ．％以下であることが望ましい。

さらに、主相１０の結晶粒の平均粒径は、１００μｍ以下にすることが好ましく、磁気特性向上のために、０．５μｍ以上５０μｍ以下にすることがより好ましい。さらには、１μｍ以上１０μｍ以下程度とすることで、熱間加工から製造される微細組織とは異なる粒径となり、良好な着磁性能が維持され、従来に比して優れた磁気特性を有する希土類焼結磁石１とすることが可能になる。

実施の形態１による希土類焼結磁石１は、磁気特性をさらに向上させる添加元素Ｍを含有していてもよい。添加元素Ｍは、Ｇａ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，ＮｂおよびＭｎの群から選択される１種類以上の元素である。したがって、実施の形態１による希土類焼結磁石１は、ＲＨをＤｙ，Ｔｂ，ＧｄおよびＨｏの群から選択される１種類以上の元素である重希土類元素とし、ＲをＮｄ，Ｐｒおよび重希土類元素ＲＨ以外の希土類元素とすると、一般式が（Ｎｄ_aＰｒ_bＲ_cＲＨ_d）Ｆｅ_eＢ_fＭ_gで表現される。ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇは、以下の関係式を満足することが望ましい。

５≦ａ＋ｂ≦２０
０＜ｃ＋ｄ＜（ａ＋ｂ）
０＜ｄ＜１０
７０≦ｅ≦９０
０．５≦ｆ≦１０
０≦ｇ≦５
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＋ｇ＝１００ａｔ．％

実施の形態１による希土類焼結磁石１は、ＲをＮｄ，Ｐｒおよび重希土類元素ＲＨ以外から選択される１種類以上の希土類元素とすると、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０において、コア部１１ｃ，１２ｃとコア部１１ｃ，１２ｃを被覆するシェル部１１ｓ，１２ｓとを有する主相１０が存在し、主相１０は、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２と、を有し、第１主相１１の重希土類元素ＲＨの濃度は、第２主相１２の重希土類元素ＲＨの濃度よりも高く、第１主相１１と第２主相１２とが混在している。このような構成によって、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、従来に比して磁気特性および着磁性を向上させた希土類焼結磁石１を得ることができる。

特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と実施の形態１による希土類焼結磁石１とを比較する。特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石では、重希土類元素ＲＨを必須とする１種類以上の希土類元素を有し、コア部とシェル部とから構成される１種類の主相粒子を有している。つまり、特許文献１では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石内のすべての主相粒子に重希土類元素ＲＨが含まれることになる。一方、実施の形態１による希土類焼結磁石１では、主相１０は、第１主相１１と第２主相１２とを有し、重希土類元素ＲＨの濃度は、第１主相１１に比して第２主相１２の方が少なくなっている。一例では、第１主相１１のコア部１１ｃには、重希土類元素ＲＨが含まれるが、第２主相１２のコア部１２ｃには、重希土類元素ＲＨはほとんど含まれない。つまり、重希土類元素ＲＨが主相１０内で選択的に配置されるようにしている。このように、１種類しかない主相のすべてに重希土類元素ＲＨが含まれるようにしなければならない特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に比して、第１主相１１と、第１主相１１に比して重希土類元素ＲＨの濃度が少ない第２主相１２と、を有する主相１０を備える実施の形態１による希土類焼結磁石１の方が、重希土類元素ＲＨの使用量を抑えることができる。特に、第２主相１２に重希土類元素ＲＨがほとんど含まれない場合には、重希土類元素ＲＨが選択的に配置されることになり、特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に比して、重希土類元素ＲＨの使用量を抑えることができる。

特許文献２に記載の技術で製造した希土類磁石と実施の形態１による希土類焼結磁石１とを比較する。特許文献２に記載の技術で製造した希土類磁石で実施の形態１による希土類焼結磁石１と同等の磁気特性を得ようとする場合には、後述する実施例に示されるように、実施の形態１による希土類焼結磁石１に比してより多くの重希土類元素ＲＨを入れなければならない。つまり、実施の形態１による希土類焼結磁石１は、同じ磁気特性を得ようとした場合に、特許文献２に記載の技術に比して重希土類元素ＲＨの使用量を抑えることができる。あるいは、特許文献２に記載の技術で製造した希土類磁石における重希土類元素ＲＨの含有量を、実施の形態１，２に係る希土類焼結磁石１における重希土類元素ＲＨの含有量と同じとした場合には、特許文献２に記載の技術で製造した希土類磁石の磁気特性は、実施の形態１，２に係る希土類焼結磁石１の磁気特性よりも低いものとなる。

実施の形態１による希土類焼結磁石１では、第１主相１１および第２主相１２は、Ｃ１Ｎｄ＞Ｃ２Ｎｄ、Ｃ１Ｐｒ＜Ｃ２Ｐｒの関係式を満たすようにした。あるいは、第２主相１２の数よりも第１主相１１の数の方が多くなるようにした。あるいは、第１主相１１はＣＮｄ＞ＳＮｄ、ＣＰｒ＜ＳＰｒ、ＣＲＨ＞ＳＲＨの関係式を満たし、第２主相１２はＣＮｄ＜ＳＮｄ、ＣＰｒ＞ＳＰｒ、ＣＲＨ＜ＳＲＨの関係式を満たすようにした。これによっても、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、磁気特性および着磁性を向上させた希土類焼結磁石１を得ることができる。

さらに、第１主相１１および第２主相１２の表面の少なくとも一部に重希土類元素ＲＨが存在するようにした。すなわち、第１主相１１および第２主相１２は、それぞれの表面の少なくとも一部に重希土類元素含有層３１を有する。これによっても、重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、保磁力を従来に比して向上させるとともに残留磁束密度の著しい低下を抑制した希土類焼結磁石１を得ることができる。すなわち、従来に比して希土類焼結磁石１の磁気特性を向上させることができるという効果を有する。

さらに、主相１０が重希土類元素ＲＨを含むことで、従来に比して保磁力が大きく向上した希土類焼結磁石１が得られる。また、後述する実施例に示されるように、保磁力の温度係数も従来に比して良好な希土類焼結磁石１が得られる。このため、希土類焼結磁石１に熱負荷を与えても、保磁力は従来に比して大きくなり、従来に比して保磁力の温度上昇による低下も緩やかとなる。つまり、従来の希土類焼結磁石に比して保磁力が大きく向上するため、希土類焼結磁石１に熱負荷を与えたときの磁気特性も従来に比して良好なものとなる。

実施の形態２．
図２は、実施の形態２による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。なお、実施の形態１と同一の構成要素には、同一の符号を付して、その説明を省略する。実施の形態２による希土類焼結磁石１は、主相１０と、副相２０と、を有する。

主相１０は、実施の形態１と同様の構造を有する。つまり、主相１０は、コアシェル構造を有する第１主相１１および第２主相１２を有し、コア部１１ｃ，１２ｃの組成およびシェル部１１ｓ，１２ｓの組成は、実施の形態１で説明したものと同様である。ただし、実施の形態２では、主相１０の表面には、重希土類元素含有層３１は存在していてもよいし、していなくてもよい。

副相２０は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｏを主成分として表される酸化物相を基本とする相である。つまり、実施の形態２では、副相２０は、重希土類元素ＲＨを含む。重希土類元素ＲＨは、副相２０の全体にわたって分布している。一例では、重希土類元素ＲＨは、副相２０の内部に均一に分布している。

このように、実施の形態２では、主相１０と主相１０との間に、重希土類元素ＲＨを有する副相２０が存在する。副相２０内には均一に重希土類元素ＲＨが分布しており、副相２０と接する主相１０の表面の一部には、重希土類元素ＲＨが入り込んでいるとも考えることができる。つまり、重希土類元素ＲＨは、シェル部１１ｓ，１２ｓの一部に入り込んでいると考えられる。このため、実施の形態１と同様に、希土類焼結磁石１の保磁力を向上させながら残留磁束密度の低下を抑えることができる。

図２に示されるように、希土類焼結磁石１の中で、主相１０は、副相２０を介さずに他の主相１０と接触したり、副相２０を介して、他の主相１０と接触したりする。すなわち、主相１０の表面の少なくとも一部は副相２０と接している状態となる。また、副相２０には、重希土類元素ＲＨが含まれている。このため、主相１０の表面の少なくとも一部は、重希土類元素ＲＨを含む副相２０によって覆われていることになる。このことから、主相１０の表面の少なくとも一部に、具体的には副相２０と接する主相１０の表面に、重希土類元素ＲＨが存在しているということができる。つまり、同じ希土類焼結磁石１について、主相１０と副相２０との界面に注目して、重希土類元素ＲＨの分布を示したものが実施の形態１であり、副相２０に注目して、重希土類元素ＲＨの分布を示したものが実施の形態２である。このように、実施の形態１および実施の形態２は、同じ希土類焼結磁石１を別の角度から見たものということができる。

実施の形態２によっても、実施の形態１と同様に、重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、保磁力を従来に比して向上させるとともに残留磁束密度の著しい低下を抑制した希土類焼結磁石１を得ることができる。あるいは、従来に比して少ない重希土類元素ＲＨの量で、従来のものと同等以上の磁気特性を有する希土類焼結磁石１を得ることができる。また、従来の希土類焼結磁石に比して保磁力が大きく向上するため、希土類焼結磁石１に熱負荷を与えたときの磁気特性も従来に比して良好なものとなる。すなわち、従来に比して希土類焼結磁石１の磁気特性を向上させることができるという効果を有する。

実施の形態３．
図３は、実施の形態３による希土類焼結磁石の焼結状態の構造の一例を模式的に示す図である。実施の形態３による希土類焼結磁石１は、主相１０と、副相２０と、を有する。主相１０は、実施の形態１で説明したように第１主相１１および第２主相１２を含む。副相２０は、主相１０間に存在する。

実施の形態３による希土類焼結磁石１では、希土類元素ＲにＬａ（ランタン），Ｓｍ（サマリウム）を選択する場合を示す。希土類元素ＲにＬａ，Ｓｍを選択する場合には、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、磁気特性を向上させ、従来に比して優れた着磁性を有するという効果がさらに大きくなる。この例では、主相１０は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）₂Ｆｅ₁₄Ｂの組成式を有する。正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を有する希土類焼結磁石１の希土類元素ＲをＬａおよびＳｍを含む希土類元素とする理由は、分子軌道法を用いた磁気的相互作用エネルギの計算結果から、ＬａとＳｍとを添加した組成とすることで、温度上昇に伴う磁気特性の低下を大きく抑制することのできる実用的な希土類焼結磁石１が得られるためである。また、ＬａとＳｍとを意図的に副相２０の一例である粒界にも偏析させることによって、相対的にＮｄおよびＰｒを主相１０に拡散させ、主相１０の結晶磁気異方性を高めることができる。これによって、主相１０内において磁気異方性の高い部分と低い部分とが存在するコアシェル構造が形成され、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２と、が混在し、第１主相１１のコア部１１ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度は、第２主相１２のコア部１２ｃにおける重希土類元素ＲＨの濃度よりも高い希土類焼結磁石１ができやすい状態を形成する。

なお、ＬａとＳｍとの添加量が多過ぎると、磁気異方性定数および飽和磁気分極の高い元素であるＮｄおよびＰｒの量が減少し、磁気特性の低下を招いてしまう。このため、Ｎｄ，Ｐｒ，ＬａおよびＳｍの組成比率をそれぞれＡ，Ｂ，ＣおよびＤとしたとき、（Ａ＋Ｂ）＞（Ｃ＋Ｄ）とすることが好ましい。

実施の形態３による希土類焼結磁石１においては、Ｒ＝Ｌａ，Ｓｍとしたとき、実施の形態１，２における第１主相１１および第２主相１２に加え、副相２０を有する。副相２０は、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏとして表される結晶性の第２副相２２と、を有する。副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いという特徴を有する。つまり、第１副相２１は、第２副相２２に比してＳｍ濃度が高いＳｍ濃化部４１を形成している。これにより、室温の磁気特性のみならず、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制する効果を奏する。

ここで、「Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高い」とは、ＥＰＭＡを用いたマッピング分析により、第２副相２２よりも第１副相２１においてＳｍの検出強度が平均して高いことを意味する。

結晶性の副相２０は、結晶性の第１副相２１および結晶性の第２副相２２の総称であり、主相１０の間に存在する。結晶性の第１副相２１は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表され、結晶性の第２副相２２は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏで表される。ここで、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）は、Ｎｄ，Ｐｒの一部が重希土類元素ＲＨ、ＬａおよびＳｍによって置換されていることを意味している。なお、ここでは主成分の元素を括弧内に記載しているので、第１副相２１および第２副相２２は、括弧内に示される元素のほかに他の成分を微量含んでいてもよい。一例では、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏで表される第２副相２２は、極微量のＳｍを含んでいる。

実施の形態３による希土類焼結磁石１において、主相１０と副相２０とでは、ＬａおよびＳｍの濃度差が存在し、ＬａおよびＳｍは、主相１０よりも副相２０に偏析している。つまり、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上である。具体的には、副相２０のＬａおよびＳｍの濃度は、主相１０のＬａおよびＳｍの濃度以上である。ここでの主相１０のＬａの濃度は、第１主相１１のＬａの濃度と第２主相１２のＬａの濃度との和である。つまり、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、第１主相１１および第２主相１２におけるＬａの濃度の和よりも高い。また、主相１０のＳｍの濃度は、第１主相１１のＳｍの濃度と第２主相１２のＳｍの濃度との和である。つまり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、第１主相１１および第２主相１２におけるＳｍの濃度の和よりも高い。

ここで、主相１０に含まれるＬａ濃度をＸとし、第１副相２１に含まれるＬａ濃度をＸ₁とし、第２副相２２に含まれるＬａ濃度をＸ₂とし、主相１０に含まれるＳｍ濃度をＹとし、第１副相２１に含まれるＳｍ濃度をＹ₁とし、第２副相２２に含まれるＳｍ濃度をＹ₂としたときに、次式（１）の関係が満たされる。

１＜（Ｙ₁＋Ｙ₂）／Ｙ＜（Ｘ₁＋Ｘ₂）／Ｘ ・・・・（１）

さらに、磁気特性向上の観点から、主相１０に含まれるＮｄおよびＰｒの濃度に対しては、次式（２）、（３）の関係が満たされる。

（ＣＮｄ＋ＳＮｄ）＞（Ｘ＋Ｙ） ・・・・（２）
（ＣＰｒ＋ＳＰｒ）＞（Ｘ＋Ｙ） ・・・・（３）

なお、上記では、主相１０のＬａの濃度は、第１主相１１および第２主相１２におけるＬａの濃度の和であり、主相１０のＳｍの濃度は、第１主相１１および第２主相１２におけるＳｍの濃度の和であるとした。これは、Ｌａ，Ｓｍが、ともに主相１０よりも副相２０に偏析していることを示すものである。ただし、局所的に見た場合には、第１主相１１および第２主相１２におけるＬａおよびＳｍのそれぞれの濃度の和と、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａおよびＳｍのそれぞれの濃度の和と、が上記した関係を満たさない場合もあり得る。このため、より具体的には、主相１０のＬａの濃度は、第１主相１１および第２主相１２におけるＬａの濃度の平均を示し、主相１０のＳｍの濃度は、第１主相１１および第２主相１２におけるＳｍの濃度の平均を示すものである。この場合には、副相２０のＬａの濃度、すなわち第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の平均を意味し、副相２０のＳｍの濃度、すなわち第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の平均を意味するものとなる。

Ｌａは、製造工程、特に熱処理過程で粒界に高濃度に存在することによって、相対的にＮｄおよびＰｒを主相１０に拡散させる。この結果、実施の形態３における希土類焼結磁石１は、主相１０のＮｄおよびＰｒが粒界で消費されずに結晶磁気異方性が向上する。Ｓｍにおいても、主相１０に比して副相２０、特に第１副相２１に高濃度に存在するため、Ｌａと同様に相対的にＮｄを主相１０に拡散させ、結晶磁気異方性を向上させる。

実施の形態２で説明したように、副相２０は重希土類元素ＲＨを含むので、第１副相２１および第２副相２２は重希土類元素ＲＨを含むが、実施の形態３では第１副相２１と第２副相２２とで重希土類元素ＲＨの分布が異なる。Ｓｍ濃度が第１副相２１よりも低い第２副相２２では、重希土類元素ＲＨは、第２副相２２内に均一に分布している。一方、Ｓｍ濃化部４１を形成している第１副相２１では、重希土類元素ＲＨは、第１副相２１内に均一に分布しているのではなく、第１副相２１の外郭とＳｍ濃化部４１との間、すなわち第１副相２１の外郭の内周部に選択的に分布している。具体的には、第１副相２１のＳｍ濃度が高いＳｍ濃化部４１の外郭を選択的に取り囲むように重希土類元素ＲＨが存在する。このことから、第１副相２１は、Ｓｍ濃化部４１と、Ｓｍ濃化部４１の外郭を選択的に取り囲む重希土類元素ＲＨが存在する重希土類元素含有部４２と、を有するともいえる。第１副相２１の外郭は、第１副相２１と主相１０との境界部である。

実施の形態２と同様に、主相１０と主相１０との間に、重希土類元素ＲＨを有する第１副相２１および第２副相２２が存在する。このため、重希土類元素ＲＨを有する第１副相２１および第２副相２２と接する主相１０の表面の一部には、重希土類元素ＲＨが入り込んでいると考えることができる。つまり、副相２０の重希土類元素ＲＨは、シェル部１１ｓ，１２ｓの一部に入り込んでいると考えられる。このため、実施の形態３による希土類焼結磁石１でも、実施の形態１と同様に、希土類焼結磁石１の保磁力を向上させながら残留磁束密度の低下を抑えることができる。

なお、実施の形態３による希土類焼結磁石の断面を電界放出型電子プローブマイクロアナライザ（Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer：ＦＥ－ＥＰＭＡ）で分析すると、図３のように、コア部１１ｃに重希土類元素ＲＨが分布している第１主相１１と、コア部１２ｃに重希土類元素ＲＨがほとんど分布していない第２主相１２と、を有する主相１０が存在し、主相１０と主相１０との間に副相２０が存在していることが確認される。また、副相２０には、Ｓｍ濃化部４１を有する第１副相２１と、第１副相２１よりもＳｍ濃度が低い第２副相２２と、が存在することも確認される。第２副相２２では、上記したように重希土類元素ＲＨであるＴｂが均一に分布している一方、第１副相２１では、Ｔｂの分布に偏りが生じていることも確認される。また、第１副相２１の中のＳｍ濃度が高くなっているＳｍ濃化部４１の周囲を選択的に取り囲むように重希土類元素含有部４２が存在していることも確認される。さらに、Ｓｍ濃化部４１の中には、重希土類元素ＲＨはほとんど存在していないこと、Ｓｍ濃化部４１の周囲に選択的に分布している重希土類元素ＲＨの濃度は、第２副相２２の内部に全体的に分布している重希土類元素ＲＨの濃度よりも高くなっていることも確認される。

次に、ＬａおよびＳｍが正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造のどの原子サイトにおいて置換されているかについて説明する。図４は、正方晶Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における原子サイトを示す図である。なお、図４に示される結晶構造は、一例では、下記に示す参考技術文献１のＦＩＧ．１に記載されている。置換されるサイトは、バンド計算およびハイゼンベルグモデルの分子場近似によって、置換による安定化エネルギを求め、そのエネルギの数値によって判断される。
（参考技術文献１）J.F.Herbst et al. “Relationships between crystal structure and magnetic properties in Nd₂Fe₁₄B”. PHYSICAL REVIEW B. 1984, Vol.29, No.7, p. 4176-4178.

まず、Ｌａにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｌａにおける安定化エネルギは、Ｎｄ₈Ｆｅ₅₆Ｂ₄結晶セルを用いて、（Ｎｄ₇Ｌａ₁）Ｆｅ₅₆Ｂ₄＋Ｎｄと、Ｎｄ₈（Ｆｅ₅₅Ｌａ₁）Ｂ₄＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。エネルギの値が小さいほど、そのサイトに原子が置換された場合に、より安定である。すなわち、Ｌａは、原子サイトの中で、エネルギが最も小さくなる原子サイトに置換されやすい。この計算では、Ｌａが元の原子と置換された場合に、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における格子定数は、原子半径の違いによって変わらないとしている。表１は、環境温度を変えた場合の各置換サイトにおけるＬａの安定化エネルギを示す表である。

表１によると、Ｌａの安定な置換サイトは、１０００Ｋ以上の温度では、Ｎｄ（ｆ）サイトであり、温度２９３Ｋおよび５００Ｋでは、Ｆｅ（ｃ）サイトである。実施の形態３による希土類焼結磁石１は、後述するように、希土類焼結磁石１の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融した後、急冷される。このため、希土類焼結磁石１の原料は、１０００Ｋ以上、すなわち７２７℃以上、好ましくは１３００Ｋ程度、すなわち１０２７℃の状態が維持されていると考えられる。その際、ＬａはＮｄ（ｆ）サイトまたはＮｄ（ｇ）サイトに置換されていると考えられる。ここで、エネルギ的に安定なＮｄ（ｆ）サイトに優先的にＬａが置換されると考えられるが、Ｌａの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｇ）サイトへの置換もあり得る。このため、Ｎｄ（ｇ）サイトもＬａの置換サイトの候補として挙げられている。

さらに、後述する製造方法によって希土類焼結磁石１を製造した場合には、焼結時には１０００Ｋ以上であるものの、後述する第１次時効工程、第２次時効工程、さらには第３次時効工程、第４次時効工程および冷却工程を経ることで、幾度となく表１に記載のＦｅ（ｃ）サイトがエネルギ的に安定な温度帯で保持される。言い換えれば、主相１０のＮｄサイトにおけるＬａの置換は不安定なエネルギ状態で保たれていることになる。つまり、希土類焼結磁石１の原料段階においては、Ｌａは主相１０のＮｄサイトに主に置換されていたが、後述する製造方法では、主相１０のＮｄサイトに対して、敢えて不安定なエネルギ状態の温度域で幾度となく希土類焼結磁石１を保持することにより、主相１０のＮｄサイトからある程度のＬａが選択的に放出された結果、Ｌａは副相２０に偏析することになる。この結果、主相１０はコアシェル構造という特徴的な構造形成を促進していることになる。

次に、Ｓｍにおける安定化エネルギの計算方法について説明する。Ｓｍの安定化エネルギについては、（Ｎｄ₇Ｓｍ₁）Ｆｅ₅₆Ｂ₄＋Ｎｄと、Ｎｄ₈（Ｆｅ₅₅Ｓｍ₁）Ｂ₄＋Ｆｅと、のエネルギ差によって求めることができる。原子が置換されることによって、正方晶Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造における格子定数が変化しないとした点については、Ｌａの場合と同様である。表２は、環境温度を変えた場合の各置換サイトにおけるＳｍの安定化エネルギを示す表である。

表２によると、Ｓｍの安定な置換サイトは、Ｌａとは異なり、いずれの温度においても、Ｎｄ（ｇ）サイトである。Ｓｍにおいても、エネルギ的に安定なＮｄ（ｇ）サイトに優先的に置換されると考えられるが、Ｓｍの置換サイトの中でエネルギ差の小さいＮｄ（ｆ）サイトへの置換もあり得る。

後述する製造方法によって希土類焼結磁石１を製造した場合には、エネルギ的には主相１０のＮｄ（ｇ）サイトへの置換が最も安定である。しかし、上記した通り、Ｌａにおいて主相１０のＮｄサイトへの置換が不安定になる温度域で保持することで、一部のＳｍもＬａと一緒に主相１０のＮｄサイトから放出され、副相２０に偏析する。この結果、ＬａおよびＳｍの濃度は主相１０と副相２０とで濃度差が存在し、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の和は、主相１０におけるＬａの濃度以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の和は、主相１０におけるＳｍの濃度以上である。より具体的には、第１副相２１および第２副相２２におけるＬａの濃度の平均は、第１主相１１および第２主相１２におけるＬａの濃度の平均以上であり、第１副相２１および第２副相２２におけるＳｍの濃度の平均は、第１主相１１および第２主相１２におけるＳｍの濃度の平均以上である。つまり、ＬａおよびＳｍは、副相２０に偏析するといえる。

ＬａおよびＳｍで比較すると、エネルギ的な観点から、不安定なエネルギ状態の温度域で保持されるＬａの方が、圧倒的に副相２０に偏析しやすいことがわかる。これにより、ＬａおよびＳｍの濃度を同程度で調製された希土類焼結磁石１の場合、希土類焼結磁石１に存在するＬａとＳｍとでは、Ｌａの方が副相２０への偏析割合が大きくなる。この温度領域で幾度となく保持されることにより、副相２０において、偏析割合の少ないＳｍの濃度差が生まれ、第１副相２１と第２副相２２とが形成される。これにより、主相１０におけるコアシェル構造の形成を促進させていることになる。

今回、図４に示されるように代表的にＮｄについての説明とするが、Ｄｉ（ジジム）に代表されるように、ＮｄとＰｒとは混合物として産出されることから、ＮｄおよびＰｒのエネルギ準位が近いと考えられる。このため、ＮｄをＰｒに置き換えた場合でも同様のことがいえる。ＮｄおよびＰｒの２種類を存在させることで、２種類のコアシェル構造を有する主相１０を形成させることができる。

以上のように、実施の形態３の希土類焼結磁石１は、ＲはＮｄ，Ｐｒ，ＲＨ以外から選択される１種類以上の希土類元素である場合に、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０を有し、主相１０は、コア部１１ｃ，１２ｃとコア部１１ｃ，１２ｃを被覆するシェル部１１ｓ，１２ｓとを有し、Ｒ＝Ｌａ，Ｓｍとしたとき、実施の形態１における第１主相１１および第２主相１２に加え、副相２０を有する。副相２０は、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏで表される結晶性の第２副相２２と、を有し、Ｓｍの濃度については、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高くなるようにし、第１副相２１は、Ｓｍが選択的に分布したＳｍ濃化部４１を有する。つまり、２種類の主相１０および２種類の副相２０が存在するようにした。これにより、磁気特性の温度特性など、磁気特性が従来に比して優れた希土類焼結磁石１の提供が可能になる。また、ＲをＬａ，Ｓｍとすることで、主相１０は、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１と、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２と、が混在している状態となる。言い換えれば、希土類焼結磁石１には２種類の第１主相１１および第２主相１２を有する主相１０が存在し、２種類の主相１０のコア部１１ｃ，１２ｃに着目すると、第１主相１１ではＮｄ濃度がＰｒ濃度よりも高く、逆に第２主相１２ではＰｒ濃度がＮｄ濃度よりも高く、第１主相１１の重希土類元素ＲＨの濃度は、第２主相１２の重希土類元素ＲＨの濃度よりも高くなるような、２種類のコアシェル構造を有する主相１０が生じやすくなる。この結果、Ｎｄおよび重希土類元素ＲＨの使用を従来に比して抑えながら、磁気特性を向上させ、従来に比して優れた着磁性を有するという効果をさらに高めることができる。

また、実施の形態３でも、実施の形態１と同様に、重希土類元素ＲＨの使用を抑えながら、保磁力を従来に比して向上させるとともに残留磁束密度の著しい低下を抑制した希土類焼結磁石１を得ることができる。また、従来の希土類焼結磁石に比して保磁力が大きく向上するため、希土類焼結磁石１に熱負荷を与えたときの磁気特性も従来に比して良好なものとなる。すなわち、従来に比して希土類焼結磁石１の磁気特性を向上させることができるという効果を有する。

実施の形態４．
実施の形態４では、実施の形態１，２，３で説明した希土類焼結磁石１を製造する方法について説明する。図５は、実施の形態４による希土類焼結磁石の製造方法の手順の一例を示すフローチャートである。図５に示されるように、希土類焼結磁石１の製造方法は、重希土類元素ＲＨを含む希土類焼結磁石１に重希土類元素ＲＨを拡散させる前の焼結体である拡散前駆体の原料となる希土類焼結磁石合金を製造する希土類焼結磁石合金製造工程（ステップＳ１０）と、拡散前駆体を形成する拡散前駆体製造工程（ステップＳ２０）と、拡散前駆体に重希土類元素ＲＨを拡散させる粒界拡散工程（ステップＳ３０）と、重希土類元素ＲＨを拡散させた拡散前駆体を冷却して希土類焼結磁石１を得る冷却工程（ステップＳ４０）と、を含む。

まず、ステップＳ１０の希土類焼結磁石合金製造工程の詳細について説明する。図６は、実施の形態４による希土類焼結磁石合金製造工程の手順の一例を示すフローチャートである。まず、図６に示されるように、拡散前駆体の原料となる希土類焼結磁石合金の製造工程は、拡散前駆体を構成する元素を含む希土類焼結磁石合金の原料を１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する溶融工程（ステップＳ１１）と、溶融状態の原料を回転する回転体上で冷却して凝固合金を得る第１次冷却工程（ステップＳ１２）と、凝固合金を容器の中でさらに冷却する第２次冷却工程（ステップＳ１３）と、を含む。これにより、希土類焼結磁石合金を製造することができる。以下、各工程について説明する。

ステップＳ１１の溶融工程では、Ａｒ（アルゴン）などの不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で、拡散前駆体の原料を坩堝の中で１０００Ｋ以上の温度に加熱して溶融する。これによって、希土類焼結磁石合金が溶融した合金溶湯が調製される。実施の形態１，２の希土類焼結磁石１を製造する場合には、原料として、Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ，ＦｅおよびＢを用いることができる。実施の形態３の希土類焼結磁石１を製造する場合には、原料として、Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＢを用いることができる。実施の形態３の場合には、実施の形態１，２で希土類元素ＲをＬａおよびＳｍとする場合となる。ＲＨとして、Ｄｙ，Ｔｂを挙げることができる。また、原料として、Ｂの代わりにＦｅＢを用いてもよい。このとき、添加元素ＭとしてＧａ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，ＮｂおよびＭｎの群から選択される１種類以上の元素を、原料に含めてもよい。

次いで、ステップＳ１２の第１次冷却工程では、溶融工程で調製された合金溶湯を、タンディッシュに流し、続けて、回転体である単ロールの上に流す。これによって、合金溶湯は定められた方向に回転する単ロール上で急速に冷却され、合金溶湯からインゴット合金よりも厚さの薄い凝固合金が単ロール上で調製される。ここでは、回転する回転体として、単ロールを用いたが、これに限定されるものではなく、双ロール、回転ディスク、回転円筒鋳型等に接触させて急速に冷却させてもよい。厚さの薄い凝固合金を効率良く得る観点から、第１次冷却工程における冷却速度は、１０℃／秒以上１０⁷℃／秒以下とすることが好ましく、１０³℃／秒以上１０⁴℃／秒以下とすることがより好ましい。凝固合金の厚さは、０．０３ｍｍ以上１０ｍｍ以下の範囲にある。合金溶湯は、単ロールと接触した部分から凝固が始まり、単ロールとの接触面から厚さ方向に結晶が柱状または針状に成長する。ステップＳ１２の第１次冷却工程は、第１次合金冷却工程に対応する。

その後、ステップＳ１３の第２次冷却工程では、第１次冷却工程で調製された厚さの薄い凝固合金をトレイ容器の中に入れて冷却する。厚さの薄い凝固合金は、トレイ容器に入る際に砕けて鱗片状の希土類焼結磁石合金となって冷却される。冷却速度によっては、リボン状の希土類焼結磁石合金が得られることもあり、鱗片状に限定されるものではない。磁気特性の温度特性が良好な組織構造を有する希土類焼結磁石合金を得る観点から、第２次冷却工程における冷却速度は、１０^-2℃／秒以上１０⁵℃／秒以下とすることが好ましく、１０^-1℃／秒以上１０²℃／秒以下とすることがより好ましい。ステップＳ１３の第２次冷却工程は、第２次合金冷却工程に対応する。

これらの工程を経て得られる希土類焼結磁石合金は、短軸方向サイズが３μｍ以上１０μｍ以下であり、かつ長軸方向サイズが１０μｍ以上３００μｍ以下である。実施の形態３の場合、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相２０と、を含有する微細結晶組織を有する。以下では、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで示される酸化物の結晶性の副相２０は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と称される。（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相は、希土類元素の濃度が比較的高い酸化物からなる非磁性相である。（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相の厚さは、粒界の幅に相当し、１０μｍ以下である。以上の製造工程によって製造された希土類焼結磁石合金は、急速に冷却される工程を経ているため、鋳型鋳造法によって得られる希土類焼結磁石合金と比較して、組織が微細化されている。

次に、図５のステップＳ２０の拡散前駆体製造工程について説明する。図７は、実施の形態４による拡散前駆体製造工程の手順の一例を示すフローチャートである。以下では、実施の形態３の希土類焼結磁石１を製造する場合を例に挙げて説明するが、使用する希土類焼結磁石合金の原料を変えることで実施の形態１，２の希土類焼結磁石１を製造することができる。つまり、実施の形態３のＬａおよびＳｍは、Ｎｄ，Ｐｒおよび重希土類元素ＲＨ以外の希土類元素Ｒとすることができる。図７に示されるように、拡散前駆体製造工程は、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と、を有する希土類焼結磁石合金を粉砕する粉砕工程（ステップＳ２１）と、粉砕された希土類焼結磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程（ステップＳ２２）と、定められた温度である焼結温度で成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程（ステップＳ２３）と、希土類焼結磁石１の保磁力等の磁気特性を高めるために焼結体を時効する時効工程（ステップＳ２４）と、時効処理された焼結体を冷却する焼結体冷却工程（ステップＳ２５）と、を含む。以下、各工程について説明する。

ステップＳ２１の粉砕工程では、図６の希土類焼結磁石合金製造工程に従って製造された（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相と、を有する希土類焼結磁石合金を粉砕し、粒径が２００μｍ以下、好ましくは０．５μｍ以上１００μｍ以下、さらに着磁性能を考慮した場合には、１μｍ以上１０μｍ以下程度である希土類焼結磁石合金粉末を得る。希土類焼結磁石合金の粉砕は、一例では、めのう乳鉢、スタンプミル、ジョークラッシャまたはジェットミルを用いて行われる。特に、粉末の粒径を小さくする場合には、希土類焼結磁石合金の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことが好ましい。希土類焼結磁石合金の粉砕を、不活性ガスを含む雰囲気中で行うことによって、粉末中への酸素の混入を抑制することができる。ただし、粉砕を行う際の雰囲気が磁石の磁気特性に影響を与えない場合には、希土類焼結磁石合金の粉砕を大気中で行ってもよい。なお、実施の形態１，２の希土類焼結磁石１を製造する場合には、実施の形態３の希土類焼結磁石１を製造する際に使用する希土類焼結磁石合金のＬａおよびＳｍを、Ｎｄ，Ｐｒおよび重希土類元素ＲＨ以外の希土類元素Ｒとすることができる。つまり、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｏ相と、を有する希土類焼結磁石合金を粉砕すればよい。

ステップＳ２２の成形工程では、希土類焼結磁石合金の粉末を、磁場をかけた金型の中で圧縮成形し、成形体を調製する。ここで、印加する磁場は、一例では２Ｔとすることができる。なお、成形は、磁場中ではなく、磁場を印加せずに行ってもよい。

ステップＳ２３の焼結工程では、圧縮成形された成形体を９５０℃以上１３００℃以下、好ましくは１０００℃以上１１５０℃未満の範囲内の焼結温度で０．１時間以上１０時間以下の範囲内の時間、好ましくは１．０時間以上６．０時間以下の範囲内の時間で保持することで、焼結体を得る。焼結は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。焼結は、磁場を印加しながら行ってもよい。

ステップＳ２４の時効工程は、図７の場合には、ステップＳ２４－１の第１次時効工程、ステップＳ２４－２の第２次時効工程、ステップＳ２４－３の第３次時効工程、およびステップＳ２４－４の第４次時効工程を含む。時効は、酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。

ステップＳ２４－１の第１次時効工程では、得られた焼結体を焼結温度未満の温度である第１次時効温度で、０．１時間以上１０時間以下、好ましくは０．５時間以上５時間以下の範囲内の時間で焼結体を保持する。第１次時効温度は、具体的には７００℃以上９５０℃未満の範囲内の温度であり、焼結温度よりも低い温度である。

ステップＳ２４－２の第２次時効工程では、第１次時効工程後、第１次時効工程で保持された焼結体を、第１次時効温度未満の温度である第２次時効温度で、０．１時間以上１０時間以下、好ましくは１．０時間以上７時間以下の範囲内の時間で保持する。第２次時効温度は、具体的には４５０℃以上７００℃未満の範囲内の温度であり、第１次時効温度よりも低い温度である。

ステップＳ２４－３の第３次時効工程では、第２次時効工程後、第２次時効工程で保持された焼結体を、再び第１次時効温度、具体的には７００℃以上９５０℃未満の範囲内の温度に昇温し、第１次時効温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは０．５時間以上５時間以下の範囲内の時間で保持する。

ステップＳ２４－４の第４次時効工程では、第３次時効工程後、第３次時効工程で保持された焼結体を、再び第２次時効温度、具体的には４５０℃以上７００℃未満の範囲内の温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは１．０時間以上７時間以下の範囲内の時間で保持する。

最後に、ステップＳ２５の焼結体冷却工程では、第４次時効工程で保持された焼結体を、２００℃以上４５０℃未満の範囲内の温度である冷却温度で０．１時間以上５時間以下の範囲内の時間で保持する。その後、室温まで冷却することにより、希土類焼結磁石１の拡散前駆体が製造される。冷却も酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。

以上のようにして、最終的な希土類焼結磁石１の形状を有する焼結体である拡散前駆体が形成される。

図５に戻り、ステップＳ３０の粒界拡散工程では、ステップＳ２５で形成された拡散前駆体と重希土類元素ＲＨとが存在する条件下で熱処理を行い、重希土類元素ＲＨを拡散前駆体に粒界拡散させる。一例では、ステップＳ２３の焼結工程における焼結温度未満の温度で拡散前駆体を保持する熱処理が行われる。粒界拡散工程は、ステップＳ２４の時効工程と同時に行ってもよい。粒界拡散工程において、重希土類元素ＲＨが、第１副相２１のＳｍ濃化部４１の外郭の少なくとも一部に選択的に拡散され、第２副相２２に均一に拡散される。粒界拡散工程における処理には、既知の粒界拡散法を用いることができる。粒界拡散法は、重希土類元素ＲＨの供給形態によって種々の技術が提案されており、塗布拡散法、スパッタ拡散法、蒸気拡散法が代表的な方法である。以下ではこれらの代表的な粒界拡散法について説明する。

＜塗布拡散法＞
塗布拡散法では、粒界拡散工程は、重希土類元素ＲＨを含有する材料であり、拡散前駆体への重希土類元素ＲＨの供給源となる重希土類元素供給部を付着させる拡散元素付着工程と、重希土類元素供給部から拡散前駆体へと重希土類元素ＲＨを拡散させるために熱処理を行う拡散熱処理工程と、を含む。拡散元素付着工程では、粉末状の重希土類元素合物を水または有機溶媒などに混合したスラリーを拡散前駆体の表面に付着させる。拡散前駆体の表面に付着したスラリーは、重希土類元素供給部となる。スラリーの付着は、スプレー噴霧、ディップコート、スピンコート、スクリーンプリント、電着等によって行うことができる。拡散熱処理工程では、重希土類元素供給部が付着された拡散前駆体をステップＳ２３の焼結工程における焼結温度未満の拡散温度で熱処理することで、拡散前駆体の内部へ重希土類元素ＲＨを拡散させる。熱処理の条件は、焼結温度未満の拡散温度で、０．１時間以上１００時間以下の範囲内の時間とする。拡散温度は、一例では３００℃以上１０００℃以下の範囲内の温度であり、焼結温度よりも低い温度である。熱処理は酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。

＜スパッタ拡散法＞
スパッタ拡散法でも塗布拡散法と同様に、粒界拡散工程は、拡散元素付着工程と、拡散熱処理工程と、を含む。拡散元素付着工程では、拡散前駆体の表面に乾式環境下で重希土類元素ＲＨの単体金属または合金組成の薄膜を形成する。拡散前駆体の表面に形成される薄膜は、重希土類元素供給部となる。薄膜は、一例ではスパッタ法によって形成される。拡散熱処理工程では、重希土類元素供給部が形成された拡散前駆体をステップＳ２３の焼結工程における焼結温度未満の拡散温度で熱処理することで、拡散前駆体の内部へ重希土類元素ＲＨを拡散させる。熱処理の条件は、焼結温度未満の拡散温度で、０．１時間以上１００時間以下の範囲内の時間とする。拡散温度は、一例では３００℃以上１０００℃以下の範囲内の温度であり、焼結温度よりも低い温度である。熱処理は酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。

＜蒸気拡散法＞
蒸気拡散法では、真空炉内に拡散前駆体と重希土類元素供給部とを設置した後、真空炉内で拡散前駆体をステップＳ２３の焼結工程における焼結温度未満の温度で熱処理することで、拡散前駆体の内部へ重希土類元素ＲＨを拡散させる熱処理を行う。熱処理では、真空加熱によって重希土類元素供給源を気相にし、気相を介して重希土類元素ＲＨを拡散前駆体に供給する。熱処理の条件は、焼結温度未満の拡散温度で、０．１時間以上１００時間以下の範囲内の時間とする。拡散温度は、一例では６００℃以上９００℃以下の範囲内の温度であり、焼結温度よりも低い温度である。また、蒸気拡散法では、塗布拡散法およびスパッタ拡散法のように、重希土類元素供給部を拡散前駆体に付着させる必要がなく、拡散元素付着工程を省略することができるため、粒界拡散工程の時間を短縮することができる。

図５に戻り、最後のステップＳ４０の冷却工程では、粒界拡散工程で重希土類元素ＲＨが拡散された拡散前駆体を、２００℃未満の温度で、０．１時間以上５時間以下の範囲内の時間で保持する。その後、室温まで冷却することにより、実施の形態１から３に示した希土類焼結磁石１が形成される。実施の形態１の場合には、重希土類元素ＲＨを含む主相１０の表面の少なくとも一部に重希土類元素ＲＨが存在する希土類焼結磁石１が形成される。実施の形態２の場合には、重希土類元素ＲＨを含む主相１０と主相１０との間に存在する副相２０に重希土類元素ＲＨが拡散した希土類焼結磁石１が形成される。実施の形態３の場合には、重希土類元素ＲＨを含む主相１０と、重希土類元素ＲＨがＳｍ濃化部４１の外郭を選択的に取り囲むように拡散した第１副相２１および重希土類元素ＲＨが均一に拡散した第２副相２２と、を含む希土類焼結磁石１が形成される。冷却は酸化抑制のために、不活性ガスを含む雰囲気中または真空中で行われることが好ましい。

以上のように、最終的な希土類焼結磁石１の形状を有する拡散前駆体に重希土類元素ＲＨを粒界拡散させることによって、所望の形状の希土類焼結磁石１が得られる。

以上のように、実施の形態４では、（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂ結晶相と（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏ相とを有する希土類焼結磁石合金を粉砕した希土類焼結磁石合金粉末を成形し、成形した成形体を焼結して焼結体を形成した後に、焼結体を時効して、希土類焼結磁石１を製造する。これによって、実施の形態３で説明した構造を有する希土類焼結磁石１を製造することができる。また、重希土類元素を所望の濃度となるように調製してから希土類焼結磁石合金を製造し、この希土類焼結磁石合金を用いて希土類焼結磁石１を製造するので、主相１０の内部に重希土類元素ＲＨが入りやすくなる。

また、実施の形態４では、焼結工程、時効工程および焼結体冷却工程での温度と時間とを制御する。特に、第１次時効工程にて、得られた焼結体を焼結温度未満の温度である第１次時効温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは０．５時間以上５時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第２次時効工程にて、第１次時効温度未満の温度である第２次時効温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは１．０時間以上７時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第３次時効工程にて、再び第１次時効温度に昇温し、第１次時効温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは０．５時間以上５時間以下の範囲内で焼結体を保持する。第４次時効工程にて、再び第２次時効温度で０．１時間以上１０時間以下、好ましくは１．０時間以上７時間以下の範囲内で焼結体を保持する。このように、第１次時効工程および第２次時効工程を２セット実施するように、温度および時間を制御する。これによって、不安定なエネルギ状態の温度域で幾度となく焼結体が保持される状態が作り出される。この結果、ＣＮｄ＞ＣＰｒからなる第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒからなる第２主相１２と、が混在し、第１主相１１の重希土類元素ＲＨの濃度を第２主相１２の重希土類元素ＲＨの濃度よりも高くさせることが可能となる。言い換えれば、希土類焼結磁石１には第１主相１１および第２主相１２の２種類の主相１０が存在し、２種類の主相１０のコア部１１ｃ，１２ｃに着目すると、第１主相１１はＮｄの濃度および重希土類元素ＲＨの濃度の和がＰｒの濃度よりも高く、逆に第２主相１２はＰｒの濃度がＮｄの濃度および重希土類元素ＲＨの濃度の和よりも高くなる希土類焼結磁石１を選択的に製造することができる。

さらに、実施の形態１における第１主相１１および第２主相１２に加え、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏで表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏで表される結晶性の第２副相２２と、を有し、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高くなり、第１副相２１にはＳｍ濃化部４１が形成されるという特徴的な組織構造を有する希土類焼結磁石１を選択的に製造することができる。

また、実施の形態４による希土類焼結磁石１の製造方法では、ＮｄおよびＰｒを含む希土類元素Ｒとして含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系の希土類焼結磁石合金を粉砕し、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系の希土類焼結磁石合金の粉末の成形体を焼結し、時効処理を行うことによって、第１主相１１および第２主相１２を有し、第１主相１１の重希土類元素ＲＨの濃度が第２主相１２の重希土類元素ＲＨの濃度よりも高い拡散前駆体を形成する。実施の形態４による希土類焼結磁石１の製造方法では、拡散前駆体に重希土類元素ＲＨを粒界拡散させる熱処理によって、第１主相１１および第２主相１２の内部に重希土類元素ＲＨが存在するとともに、第１主相１１および第２主相１２の表面の一部に重希土類元素ＲＨが存在する希土類焼結磁石１、あるいは副相２０に重希土類元素ＲＨが存在する希土類焼結磁石１を製造することができる。

さらに、実施の形態４による希土類焼結磁石１の製造方法では、Ｎｄ，Ｐｒ，ＬａおよびＳｍを含む希土類元素Ｒとして含有するＲ－Ｆｅ－Ｂ系の希土類焼結磁石合金を粉砕し、Ｒ－Ｆｅ－Ｂ系の希土類焼結磁石合金の粉末の成形体を焼結し、時効処理を行うことによって、重希土類元素ＲＨを含む第１主相１１および第１主相１１よりも重希土類元素ＲＨの濃度が低い第２主相１２に加えて、Ｓｍが濃化したＳｍ濃化部４１を有する第１副相２１と、第１副相２１よりもＳｍ濃度が低い第２副相２２と、を有する拡散前駆体を形成する。実施の形態４による希土類焼結磁石１の製造方法では、拡散前駆体に重希土類元素ＲＨを粒界拡散させる熱処理によって、第１副相２１では、Ｓｍ濃化部４１の外郭を重希土類元素ＲＨが選択的に取り囲み、第２副相２２では、重希土類元素ＲＨが均一に分布した希土類焼結磁石１を作製することができる。

特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と比較すると、特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、重希土類元素ＲＨを必須とする１種類以上の希土類元素を有し、コア部とシェル部とから構成される１種類の主相粒子を有している。つまり、特許文献１では、すべての主相粒子に重希土類元素ＲＨが含まれることになる。一方、実施の形態１による希土類焼結磁石１の主相１０は、重希土類元素ＲＨがコア部１１ｃに含まれる第１主相１１と、重希土類元素ＲＨがコア部１２ｃにほとんど含まれない第２主相１２と、を混在させている。つまり、２種類の主相１０のうち一方の第１主相１１に重希土類元素ＲＨが選択的に配置されるようにしている。このように、１種類しかない主相のすべてに重希土類元素ＲＨが含まれるようにしなければならない特許文献１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に比して、２種類の主相１０のうち一方の第１主相１１に重希土類元素ＲＨが含まれるようにすればよい実施の形態１による希土類焼結磁石１の方が重希土類元素ＲＨの使用量を抑えることが可能となる。また、希土類焼結磁石１の全体の体積に占める副相２０の体積の割合は極めて小さいため、副相２０に重希土類元素ＲＨが拡散して存在しているとしても、特許文献１の技術に比して重希土類元素ＲＨの使用量を抑制することができる。

また、特許文献２に記載の技術と比較すると、特許文献２に記載の方法で製造した希土類磁石で実施の形態１による希土類焼結磁石１と同等の磁気特性を得ようとする場合には、後述するように、重希土類元素ＲＨを大量に入れなければならない。つまり、同じ磁気特性を得ようとした場合に、特許文献２に記載の技術に比して実施の形態１による希土類焼結磁石１では、重希土類元素ＲＨの使用量を抑えることができる。また、特許文献２に記載の方法は熱間加工を含むが、実施の形態４による希土類焼結磁石１の製造方法は熱間加工を含まない。このため、主相１０の粒径が小さくなることが抑えられ、残留磁束密度および着磁性の低下を、特許文献２に記載の技術で製造した希土類磁石に比して抑えることが可能となる。

これによって、重希土類元素ＲＨの使用を従来に比して抑制しながら、従来に比して磁気特性を向上させる希土類焼結磁石１を得ることができる。

実施の形態５．
実施の形態５では、実施の形態４の製造方法で製造された実施の形態１，２，３における希土類焼結磁石１を用いた回転子について説明する。図８は、実施の形態５による希土類焼結磁石を搭載した回転子の構成の一例を模式的に示す断面図である。図８では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。

回転子１００は、回転軸ＲＡを中心に回転可能である。回転子１００は、回転子鉄心１０１と、回転子１００の周方向に沿って回転子鉄心１０１に設けられた磁石挿入穴１０２に挿入される希土類焼結磁石１と、を備える。図８では、４つの磁石挿入穴１０２を回転子鉄心１０１に設け、４つの希土類焼結磁石１を磁石挿入穴１０２に挿入する例を示しているが、磁石挿入穴１０２および希土類焼結磁石１の数は回転子１００の設計に応じて変更してもよい。回転子鉄心１０１は、円盤形状の電磁鋼板が、回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層して形成されている。

希土類焼結磁石１は、実施の形態４で説明した製造方法に従って製造されたものである。４つの希土類焼結磁石１は、それぞれ対応する磁石挿入穴１０２に挿入されている。４つの希土類焼結磁石１は、回転子１００の径方向外側における希土類焼結磁石１の磁極が、隣り合う希土類焼結磁石１との間で異なるように、それぞれ着磁されている。

このように、実施の形態５による回転子１００は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態１、実施の形態２または実施の形態３による希土類焼結磁石１を備える。このように、重希土類元素ＲＨの使用を従来に比して抑制し、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる希土類焼結磁石１であるため、１００℃を超えるような高温環境下においても磁気特性の低下が抑制される。これによって、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるＮｄおよび重希土類元素ＲＨを安価な希土類元素で代替しながら、磁気特性および着磁性を向上させ、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００の動作を安定化することができる。さらに、実施の形態１、実施の形態２または実施の形態３による希土類焼結磁石１は従来に比して優れた着磁性能を有することから、回転子１００に希土類焼結磁石１をセットしたアッセンブリ状態での着磁も可能とするため、製造工程の取り扱いが容易になる。さらに、電圧を抑制した着磁工程が実現できるため、省エネルギ化にも寄与する。

実施の形態６．
実施の形態６では、実施の形態５における回転子１００を搭載した回転機について説明する。図９は、実施の形態６による回転機の構成の一例を模式的に示す断面図である。図９では、回転子１００の回転軸ＲＡに垂直な方向の断面を示している。

回転機１２０は、回転軸ＲＡを中心に回転可能な、実施の形態５で説明した回転子１００と、回転子１００と同軸に設けられ、回転子１００に対向配置された環状の固定子１３０と、を備える。固定子１３０は、電磁鋼板を回転軸ＲＡの軸線方向に複数積層させることによって形成される。固定子１３０の構成はこれに限定されるものではなく、既存の構成を採用することもできる。固定子１３０は、回転子１００側に突出したティース１３１が、固定子１３０の内面に沿って設けられる。ティース１３１には巻線１３２が備え付けられている。巻線１３２の巻き方は、一例では、集中巻きでもよいし、分布巻きでもよい。つまり、固定子１３０は、回転子１００が配置される側の内面に、回転子１００に向かって突出したティース１３１に備え付けられる巻線１３２を有し、回転子１００に対向配置される環状の構造を有する。回転機１２０の中にある回転子１００の磁極数は２極以上、すなわち、希土類焼結磁石１は、２つ以上であればよい。また、図９では、磁石埋込型の回転子１００の例を示したが、希土類焼結磁石１を外周部に接着剤で固定した表面磁石型の回転子１００でもよい。

このように、実施の形態６における回転機１２０は、室温における磁気特性の向上と温度上昇に伴う磁気特性の低下の抑制とを実現することができる実施の形態１、実施の形態２または実施の形態３による希土類焼結磁石１を備える。このように、重希土類元素ＲＨの使用を従来に比して抑制し、高い残留磁束密度と保磁力とを維持しながら、温度上昇に伴う磁気特性の低下を抑制することのできる希土類焼結磁石１であるため、１００℃を超えるような高温環境下においても、磁気特性の低下が抑制される。この結果、高価で地域偏在性が高く調達リスクがあるＮｄおよび重希土類元素ＲＨを安価な希土類元素で代替しながら、磁気特性および着磁性を向上させ、１００℃を超えるような高温環境下においても、回転子１００を安定的に駆動させ、回転機１２０の動作を安定化することができる。

以下に、実施例および比較例によって本開示の希土類焼結磁石１の詳細を説明する。

実施例１から８では、組成の異なる複数の希土類焼結磁石合金の（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂで示される試料を用いて、実施の形態４に示される方法によって希土類焼結磁石１を製造する。実施例１から８では、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，ＬａおよびＳｍの含有量を変更した希土類焼結磁石合金を用いて、拡散前駆体を形成し、重希土類元素ＲＨであるＴｂが０．１０ａｔ．％となるように拡散前駆体にＴｂを粒界拡散させて、希土類焼結磁石１を製造する。つまり、実施例１から８では、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂで示される希土類焼結磁石合金から、実施の形態４で示した製造方法を用いて、重希土類元素ＲＨであるＴｂが０．１０ａｔ．％拡散された希土類焼結磁石１を製造する。

比較例１から１４では、組成の異なる複数の希土類焼結磁石合金Ｒ－Ｆｅ－Ｂで示される試料を用いて、特許文献１または特許文献２に示されるような一般的な希土類磁石の製造方法によって実験的に重希土類元素ＲＨであるＴｂを粒界拡散させた希土類焼結磁石１を製造する。比較例１から１４による希土類焼結磁石１の試料では、Ｒの部分を変更している。

比較例１から７では、ＲがＮｄである希土類焼結磁石合金から、あるいはＲがＮｄと、Ｄｙ，Ｐｒ，ＬａおよびＳｍの群から選択される１つ以上の元素と、を含む希土類焼結磁石合金から、特許文献１に示される製造方法を用いて重希土類元素ＲＨであるＴｂが０．１５ａｔ．％拡散された希土類焼結磁石１を製造する。

比較例８から１４では、ＲがＮｄである希土類焼結磁石合金から、あるいはＲがＮｄと、Ｄｙ，Ｐｒ，ＬａおよびＳｍの群から選択される１つ以上の元素と、を含む希土類焼結磁石合金から、特許文献２に示される製造方法を用いて重希土類元素ＲＨであるＴｂが０．１５ａｔ．％拡散された希土類焼結磁石１を製造する。

表３は、実施例および比較例による希土類焼結磁石の一般式、Ｒを構成する元素の含有量、組織形態の分析結果、および磁気特性と着磁性能との判定結果を示す表である。表３には、実施例１から８および比較例１から１４の希土類焼結磁石１である各試料の主相１０の一般式が示されている。

次に、実施例１から８および比較例１から１４の希土類焼結磁石１の組織を分析する方法について説明する。希土類焼結磁石１の組織形態は、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）およびＥＰＭＡを用いた元素分析により決定される。ここでは、ＳＥＭおよびＥＰＭＡとして、ＦＥ－ＥＰＭＡ（日本電子株式会社製、製品名：ＪＸＡ－８５３０Ｆ）を用いる。元素分析の条件は、加速電圧が１５．０ｋＶであり、照射電流が２．２７１ｅ^-008Ａであり、照射時間が１３０ｍｓであり、画素数が５１２ピクセル×５１２ピクセルであり、倍率が５０００倍であり、積算回数が１回である。

次に、実施例１から８および比較例１から１４の希土類焼結磁石１の磁気特性の評価方法について説明する。磁気特性の評価は、パルス励磁式のＢＨトレーサを用いて、複数の試料の保磁力を測定することによって行われる。ＢＨトレーサによる最大印加磁場は、希土類焼結磁石１が完全に着磁された状態となる６Ｔ以上である。パルス励磁式のＢＨトレーサの他に、６Ｔ以上の最大印加磁場を発生させることができれば、直流式のＢＨトレーサとも呼ばれる直流自記磁束計、振動試料型磁力計（Vibrating Sample Magnetometer：ＶＳＭ）、磁気特性測定装置（Magnetic Property Measurement System：ＭＰＭＳ）、物理特性測定装置（Physical Property Measurement System：ＰＰＭＳ）等を用いてもよい。測定は、窒素等の不活性ガスを含む雰囲気中で行われる。各試料の磁気特性は、印加磁場により着磁された希土類焼結磁石１をサーチコイルまたは磁気センサによってピックアップされた磁化を検出することにより測定される。測定された磁気ヒステリシスであるＪ－ＨカーブまたはＢ－Ｈカーブより、磁気特性を測定する。また、各試料の磁気特性は、互いに異なる第１測定温度Ｔ１および第２測定温度Ｔ２のそれぞれの温度で測定される。残留磁束密度の温度係数α［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度と第２測定温度Ｔ２での残留磁束密度との差と、第１測定温度Ｔ１での残留磁束密度との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。また、保磁力の温度係数β［％／℃］は、第１測定温度Ｔ１での保磁力と第２測定温度Ｔ２での保磁力との差と、第１測定温度Ｔ１での保磁力との比を、温度の差（Ｔ２－Ｔ１）で割った値である。したがって、磁気特性の温度係数の絶対値｜α｜および｜β｜が小さくなるほど、温度上昇に対する磁石の磁気特性の低下が抑制されることになる。

さらに、着磁性能の測定については、一定のパーミアンス係数において、任意の磁場を印加することにより描かれる磁気ヒステリシスより測定される磁束密度と、飽和する磁場を印加することにより描かれる磁気ヒステリシスより測定される磁束密度と、の比より着磁率を算出することによって求められる。より低い磁場でも高い着磁率が得られれば、着磁性能が高いといえる。

まず、実施例１から８および比較例１から１４による各試料における分析結果について説明する。図示は省略するが、実施例１から８の各試料をＦＥ－ＥＰＭＡで元素マッピングしたところ、ＲＨをＤｙ，Ｔｂとし、ＲをＮｄ，Ｐｒ，ＲＨ以外から選択される１種類以上の希土類元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０において、コア部１１ｃ，１２ｃとコア部１１ｃ，１２ｃを被覆するシェル部１１ｓ，１２ｓとを有する主相１０が存在することが確認できる。また、主相１０には、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２と、が混在していることが確認できる。また、第１主相１１のＤｙの濃度をＣ１Ｄｙとし、第２主相１２のＤｙの濃度をＣ２Ｄｙとしたときに、Ｃ１Ｄｙ＞Ｃ２Ｄｙとなっていることも確認できる。

ここで「ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２」に示される濃度差は、ＥＰＭＡを用いたマッピング分析により、Ｎｄの検出強度とＰｒの検出強度との間に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第１主相１１の場合を例として挙げると、コア部１１ｃのＮｄの濃度はＥＰＭＡの検出強度が平均よりも高く、Ｐｒの濃度はＥＰＭＡの検出強度が下限付近を示しているということである。第２主相１２は第１主相１１の場合と逆になっているといえる。

また、「Ｃ１Ｄｙ＞Ｃ２Ｄｙ」に示される濃度差は、ＥＰＭＡを用いたマッピング分析により、第１主相１１のＤｙの検出強度と第２主相１２のＤｙの検出強度との間に明確に差が出ていることを意味する。具体的には、第１主相１１のＤｙの濃度はＥＰＭＡの検出強度が平均よりも高く、第２主相１２のＤｙの濃度はＥＰＭＡの検出強度が下限付近を示しているということである。

また、Ｒ＝Ｌａ，Ｓｍとしたとき、希土類焼結磁石１は、実施の形態１における第１主相１１と第２主相１２とに加え、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ）－Ｏとして表される結晶性の第２副相２２と、を有することも確認できる。さらに、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことが確認できる。

表３には、Ｎｄの濃度および重希土類元素ＲＨであるＴｂの濃度の和をＣ（Ｎｄ，Ｔｂ）と表記すると、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１、およびＣ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２の状態が確認できた試料については、それぞれ第１主相１１および第２主相１２の欄に「〇」が入力され、確認できなかった試料については、それぞれ第１主相１１および第２主相１２の欄に「×」が入力されている。不等号の濃度差については、ＮｄおよびＤｙの検出強度とＰｒの検出強度との間に明確に差が出ていることを意味する。具体的な例を挙げると、第１主相１１の場合においては、Ｎｄの濃度およびＤｙの濃度はＥＰＭＡの検出強度が平均より高いことを示し、Ｐｒの濃度はＥＰＭＡの検出強度が下限値付近であることを示している。第２主相１２の場合においては第１主相１１の場合とは逆になっているといえる。第２主相１２のようなＣ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒしか確認されなかった場合は、第２主相１２の欄のみに「〇」が入力され、第１主相１１の欄には「×」が入力されている。

さらに、表３には、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ）－Ｏとして表される結晶性の第２副相２２と、を有し、第２副相２２に比して第１副相２１の方がＳｍの濃度が高くなることが確認できた試料については、第１副相２１および第２副相２２の欄のそれぞれに「〇」が入力され、確認できなかった試料については、第１副相２１および第２副相２２の欄のそれぞれに「×」が入力されている。また、副相２０が１つしか存在しない、または、副相２０間のＳｍの濃度差がない状態のものは、第１副相２１しか存在しないとして、第１副相２１の欄のみに「〇」が入力され、第２副相２２の欄には「×」が入力されている。なお、第１副相２１と第２副相２２との濃度差は、ＥＰＭＡを用いたマッピング分析により、第２副相２２より第１副相２１においてＳｍの検出強度が平均して高いことを意味する。

また、ＦＥ－ＥＰＭＡで分析して得られた元素マッピングの強度比から、Ｃ（Ｎｄ，ＲＨ）＜ＣＰｒである第２主相１２の数よりもＣ（Ｎｄ，ＲＨ）＞ＣＰｒである第１主相１１の数の方が多く存在していることも確認できる。コア部１１ｃ，１２ｃにおけるＤｙの濃度をＣＤｙとし、シェル部１１ｓ，１２ｓにおけるＤｙの濃度をＳＤｙとし、コアシェル構造のシェル部１１ｓ，１２ｓに着目したとき、第１主相１１はＣＮｄ＞ＳＮｄ、ＣＰｒ＜ＳＰｒ、ＣＤｙ＞ＳＤｙの関係式を満たし、第２主相１２はＣＮｄ＜ＳＮｄ、ＣＰｒ＞ＳＰｒ、ＣＤｙ＜ＳＤｙの関係式を満たすことも確認できる。

次に、実施例１から８および比較例１から１４による各試料における磁気特性の測定結果について説明する。磁気測定を行う各試料の形状は、縦、横および高さがすべて７ｍｍのブロック形状である。第１測定温度Ｔ１は２３℃であり、第２測定温度Ｔ２は２００℃である。２３℃は、室温である。第２測定温度Ｔ２の２００℃は、自動車用モータおよび産業用モータの動作時の環境として、起こり得る温度である。

まず、実施例１から８および比較例２から１４による各試料における残留磁束密度および保磁力の判定は、比較例１と比較して行う。各試料の２３℃における残留磁束密度および保磁力の値が、比較例１での値と比較して測定誤差と考えられる１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、１％以上高い値を示した場合には、「良」と判定し、１％以下の低い値を示した場合には、「不良」と判定する。

次に、残留磁束密度の温度係数αは、第１測定温度Ｔ１の２３℃における残留磁束密度および第２測定温度Ｔ２の２００℃における残留磁束密度を用いて算出される。また、保磁力の温度係数βは、第１測定温度Ｔ１の２３℃における保磁力および第２測定温度Ｔ２の２００℃における保磁力を用いて算出される。実施例１から８および比較例２から１４による各試料における残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数は、比較例１と比較して判定される。各試料について、比較例１による試料における残留磁束密度の温度係数の絶対値｜α｜および保磁力の温度係数の絶対値｜β｜と比較して、測定誤差と考えられる±１％以内の値を示した場合には、「同等」と判定し、－１％より低い値を示した場合には、「良」と判定し、＋１％より高い値を示した場合には、「不良」と判定する。「良」と判定された試料については、温度係数がより小さいことから、温度上昇に伴う磁気特性の低下が抑制され、高温環境下においても、安定的な磁気特性を有する希土類焼結磁石１を提供することができる。

次に、着磁性能は、印加磁場２０ｋＯｅの磁気ヒステリシスとパーミアンス係数Ｐｃとの１の交点である磁束密度と、飽和磁化状態である印加磁場８０ｋＯｅの磁気ヒステリシスとパーミアンス係数Ｐｃとの１の交点である磁束密度と、の比から着磁率を算出する。実施例１から８および比較例２から１４による各試料における着磁性能は、比較例１と比較して判定される。つまり、各試料について、比較例１による試料における着磁率と比較して、測定誤差と考えられる－１％以上の値を示した場合には、「同等以上」と判定し、－１％より低い値を示した場合には、「不良」と判定する。「同等以上」と判定された試料については、着磁性能が高い希土類焼結磁石１を提供することができる。

以上の残留磁束密度、保磁力、残留磁束密度の温度係数、保磁力の温度係数および着磁性能の判定結果は、表３に示されている。

比較例１は、（Ｎｄ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒと、Ｌａ，Ｓｍと、は添加されていないことから、主相１０におけるコアシェル構造は確認できず、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は１．２５Ｔであり、保磁力は１９００ｋＡ／ｍである。残留磁束密度および保磁力の温度係数は、それぞれ｜α｜＝０．１８５％／℃、｜β｜＝０．４５５％／℃である。また着磁率は９８．６％である。比較例１のこれらの値がリファレンスとして用いられる。

比較例２は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒと、Ｌａ，Ｓｍと、は添加されていないことから、主相１０におけるコアシェル構造は確認できず、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、重希土類元素ＲＨであるＤｙ，Ｔｂが主相１０に入っていないため、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となる。また、残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、保磁力の温度係数は「同等」となり、着磁性能は「同等以上」となる。

比較例３は、（Ｎｄ，Ｐｒ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されたことにより、ＮｄおよびＰｒが混ざり合った主相１０は確認できたものの、コアシェル構造を形成していない。また、Ｌａ，Ｓｍが添加されていないことから、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、重希土類元素ＲＨであるＤｙ，Ｔｂが母材に入っていないため、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となる。また、Ｐｒが添加されたことによって、保磁力の温度係数は「不良」となる。製造方法に熱間加工を含まないので、着磁性能は「同等以上」となる。なお、残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。また、重希土類元素ＲＨが入っていない母材である拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例４は、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、ＮｄおよびＰｒが混ざり合った主相１０は確認できたものの、コアシェル構造を形成していない。また、Ｌａ，Ｓｍが添加されていないことから、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、Ｐｒを添加し、また重希土類元素ＲＨであるＤｙの添加が比較例１と同等であることによって、残留磁束密度は「同等」となる。重希土類元素ＲＨであるＤｙの添加に加えて、Ｐｒが添加されたことによって、保磁力は「良」となり、保磁力の温度係数は「不良」となる。製造方法に熱間加工を含まないので、着磁性能は「同等以上」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となり、これは、ＴｂおよびＰｒの添加により、主相１０の磁気異方性が高まり、保磁力は向上するものの、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。

比較例５は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されていないことにより、主相１０のコアシェル構造は確認できない。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、重希土類元素ＲＨであるＤｙが母材に入っていないため、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となる。また、ＬａおよびＳｍが添加されることによって、保磁力の温度係数は「良」となる。製造方法に熱間加工を含まないので、着磁性能は「同等以上」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。これは、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、室温における磁気特性は向上せず、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例６は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。比較例５とはＮｄ，Ｌａ，Ｓｍの組成比が異なっている。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されていないことにより、主相１０のコアシェル構造は確認できない。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、重希土類元素ＲＨであるＤｙが母材に入っていないため、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となる。また、ＬａおよびＳｍの添加量の最適化によって、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となる。製造方法に熱間加工を含まないので、着磁性能は「同等以上」となる。これは、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、重希土類元素ＲＨであるＤｙが母材に添加されていないので、室温における磁気特性は向上せず、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍの組成比を変えても、比較例５とほぼ同様の結果が得られる。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例７は、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献１に記載されている製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されたことにより、ＮｄおよびＰｒが混ざり合った主相１０は確認できるものの、コアシェル構造を形成していない。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、重希土類元素ＲＨであるＤｙが母材に入っていないため、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「不良」となる。また、ＬａおよびＳｍの添加量の最適化によって、残留磁束密度の温度係数および保磁力の温度係数が「良」となるはずであるが、Ｐｒが添加されたことによって保磁力の温度係数のみ「同等」に低下している。製造方法に熱間加工を含まないので、着磁性能は「同等以上」となる。

比較例８は、（Ｎｄ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒと、Ｌａ，Ｓｍと、は添加されていないことから、主相１０におけるコアシェル構造は確認できず、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。しかし、熱間加工で作製される磁石の特徴である組織の微細化が確認される。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力は「良」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。これは、熱間加工による磁粉の微細化に伴い、保磁力の絶対値および保磁力の温度係数は向上しているものの、磁気モーメントが揃いにくいことから残留磁束密度の低下と着磁性能の悪化とを反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例９は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒと、Ｌａ，Ｓｍと、は添加されていないことから、主相１０におけるコアシェル構造は確認できず、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。しかし、熱間加工で作製される磁石の特徴である組織の微細化が確認される。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力は「良」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。これは、熱間加工による組織の微細化に伴い、保磁力は向上しているものの、残留磁束密度の低下を反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例１０は、（Ｎｄ，Ｐｒ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒの添加に加え、熱間加工により、コアシェル構造が確認されるが、コアシェル構造が確認されるのはコア部のＰｒ濃度が高い１種類の主相１０のみである。また、Ｌａ，Ｓｍが添加されていないことから、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力は「良」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。これは、コア部のＰｒ濃度が高いコアシェル構造の形成により、Ｄｙを添加している希土類焼結磁石１のレベルまで保磁力が大幅に向上するものの、その他の特性については、組織微細化を反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例１１は、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒの添加に加え、熱間加工により、コアシェル構造が確認されるが、コアシェル構造が確認されるのはコア部のＰｒ濃度が高い１種類の主相１０のみである。また、Ｌａ，Ｓｍは添加されていないことから、副相２０におけるＳｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力は「良」となり、保磁力の温度係数は「同等」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「同等」となる。これは、熱間加工により作製されることに加え、結晶磁気異方性が高いＤｙがＮｄの一部と置換されることによって保磁力が大幅に向上するものの、その他の特性については、熱間加工による組織の微細化を反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例１２は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されていないことにより、主相１０のコアシェル構造は確認できない。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力および保磁力の温度係数は「良」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「良」となる。これは、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することによって、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、磁気モーメントが揃いにくいことから室温における残留磁束密度および着磁性能は向上せず、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果となっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例１３は、（Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。比較例１２とはＮｄ，Ｌａ，Ｓｍの組成比が異なっている。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒが添加されていないことにより、主相１０のコアシェル構造は確認できない。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力および保磁力の温度係数は「良」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「良」となる。これは、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数は良好な結果を示しているものの、磁気モーメントが揃いにくいことから室温における残留磁束密度および着磁性能は向上せず、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果となる。Ｎｄ，Ｌａ，Ｓｍの組成比を変えても、比較例１２とほぼ同様の結果が得られる。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

比較例１４は、（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｆｅ－Ｂとなるように、Ｎｄ，Ｐｒ，Ｌａ，Ｓｍ，ＦｅおよびＦｅＢを原料として用いて特許文献２に記載されている熱間加工を含む製造方法に従って作製した０．１５ａｔ．％のＴｂを拡散させた希土類焼結磁石１の試料である。この試料の組織形態を上述した方法に従って観察すると、Ｐｒの添加に加え、熱間加工により、コアシェル構造が確認されるが、コアシェル構造が確認されるのはコア部のＰｒ濃度が高い１種類の主相１０のみである。また、ＬａおよびＳｍが添加されることにより、Ｓｍの濃度は、Ｌａの偏析に伴い、１つの副相２０に偏析しているものの、第２副相２２は存在しない。さらに、Ｓｍの濃度が第２副相２２に比して第１副相２１の方が高いことも確認できない。また、この試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、磁粉の微細化によって、保磁力および保磁力の温度係数は「良」となる。また、磁気モーメントが揃いにくいことから、残留磁束密度および着磁性能は「不良」となる。残留磁束密度の温度係数は「良」となる。これは、コア部のＰｒ濃度が高いコアシェル構造の形成により、Ｄｙを添加している希土類焼結磁石１のレベルまで保磁力が大幅に向上し、Ｌａ，Ｓｍが主相１０または副相２０に存在することにより、磁気特性の温度係数、特に保磁力の温度係数は良好な結果を示している。しかし、磁気モーメントが揃いにくいことから室温における残留磁束密度は向上せず、主相１０および副相２０における最適な組織形態でないことを反映した結果ともなっている。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、このような拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させても、磁気特性は向上しない。

実施例１から８の試料は、重希土類元素ＲＨをＤｙ，Ｔｂとし、ＲをＮｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ以外から選択される１種類以上の希土類元素とし、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相１０を有し、主相１０は、コア部１１ｃ，１２ｃとコア部１１ｃ，１２ｃを被覆するシェル部１１ｓ，１２ｓとを有し、主相１０は、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相１１と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相１２と、が混在し、第１主相１１のコア部１１ｃにおける重希土類元素ＲＨであるＤｙの濃度は、第２主相１２のコア部１２ｃにおけるＤｙの濃度よりも高い希土類焼結磁石１である。また、実施例１から８の希土類焼結磁石１は、Ｒ＝Ｌａ，Ｓｍとした場合であり、第１主相１１および第２主相１２に加え、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相２１と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｌａ）－Ｏとして表される結晶性の第２副相２２と、を有し、Ｓｍの濃度は、第２副相２２に比して第１副相２１の方が高く、第１副相２１にＳｍ濃化部４１を形成していることを特徴としている。実施例１から８の試料の磁気特性を上述した方法に従って評価すると、残留磁束密度は「良」となり、保磁力は「良」となり、残留磁束密度の温度係数は「良」となり、保磁力の温度係数は「良」となり、着磁性能は「同等以上」となる。この結果、これらの希土類焼結磁石１は、高価でかつ地域偏在性が高く調達リスクがあるＮｄおよび重希土類元素Ｄｙ，Ｔｂの使用を抑えながら、従来に比して優れた磁気特性を有するという効果を奏する。また、磁気特性は、母材である拡散前駆体の組織構造に依存しているため、磁気特性の良好な拡散前駆体に重希土類元素ＲＨであるＴｂを拡散させると、さらに磁気特性が向上する。また、実施例１から８では、比較例１から１４でのＴｂの拡散量である０．１５ａｔ．％よりも低い０．１０ａｔ．％の拡散量で、磁気特性の良好な希土類焼結磁石１を得ることができる。つまり、比較例１から１４に比して、重希土類元素ＲＨの使用量を抑えながら、残留磁束密度を低減させずに、保磁力を大きく向上させることができる希土類焼結磁石１を得ることができる。

また、表３からわかるように、実施例１から８の試料では、比較例１，４，８，１１の試料に比して一般式の重希土類元素ＲＨであるＤｙの含有量が少なく、重希土類元素ＲＨであるＴｂの拡散量も少ないが、磁気特性は、比較例１，４，８，１１の試料よりも優れた結果が得られている。特に特許文献２の製造方法で製造される比較例８，１１の試料で実施例１から８の試料と同等の磁気特性を得ようとした場合には、Ｄｙ，Ｔｂをさらに含有させなければならない。このため、実施の形態１，２，３に係る希土類焼結磁石１は、特許文献２の技術に比して、重希土類元素ＲＨの使用量を低減させることができるという効果を有する。あるいは、特許文献２の製造方法で製造される希土類磁石における重希土類元素ＲＨの含有量を、実施の形態１，２，３に係る希土類焼結磁石１における重希土類元素ＲＨの含有量と同じとした場合には、特許文献２の製造方法で製造される希土類磁石の磁気特性は、実施の形態１，２，３に係る希土類焼結磁石１の磁気特性よりも低いものとなる。また、表３には、特許文献１の製造方法で製造される比較例１，４の試料と比較して、実施例１から８の試料では、一般式の重希土類元素ＲＨであるＤｙの含有量を少なくするとともに、重希土類元素ＲＨであるＴｂの拡散量も少なくしながら、磁気特性を向上させることが可能であることが示されている。

以上の実施の形態に示した構成は、一例を示すものであり、別の公知の技術と組み合わせることも可能であるし、実施の形態同士を組み合わせることも可能であるし、要旨を逸脱しない範囲で、構成の一部を省略、変更することも可能である。

１ 希土類焼結磁石、１０ 主相、１１ 第１主相、１１ｃ，１２ｃ コア部、１１ｓ，１２ｓ シェル部、１２ 第２主相、２０ 副相、２１ 第１副相、２２ 第２副相、３１ 重希土類元素含有層、４１ Ｓｍ濃化部、４２ 重希土類元素含有部、１００ 回転子、１０１ 回転子鉄心、１０２ 磁石挿入穴、１２０ 回転機、１３０ 固定子、１３１ ティース、１３２ 巻線。

Claims (10)

1. ＲＨをＤｙおよびＴｂの少なくとも一方を含む重希土類元素とし、ＲをＮｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ以外から選択される１種類以上の希土類元素としたとき、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、
   複数の前記主相の間に存在する副相と、
   を備え、
   前記主相は、コア部と前記コア部を被覆するシェル部とを有し、
   前記主相は、前記コア部のＮｄの濃度をＣＮｄとし、前記コア部のＰｒの濃度をＣＰｒとしたとき、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相と、を有し、
   前記第１主相の前記コア部における重希土類元素ＲＨの濃度は、前記第２主相の前記コア部における重希土類元素ＲＨの濃度よりも高く、
   前記第１主相と前記第２主相とは混在し、
   前記第１主相および前記第２主相における表面の少なくとも一部に重希土類元素が存在することを特徴とする希土類焼結磁石。
2. ＲＨをＤｙおよびＴｂの少なくとも一方を含む重希土類元素とし、ＲをＮｄ，Ｐｒ，Ｄｙ，Ｔｂ以外から選択される１種類以上の希土類元素としたとき、一般式（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たし、Ｎｄ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶構造を基本とする結晶粒を含む主相と、
   複数の前記主相の間に存在する副相と、
   を備え、
   前記主相は、コア部と前記コア部を被覆するシェル部とを有し、
   前記主相は、前記コア部のＮｄの濃度をＣＮｄとし、前記コア部のＰｒの濃度をＣＰｒとしたとき、ＣＮｄ＞ＣＰｒである第１主相と、ＣＮｄ＜ＣＰｒである第２主相と、を有し、
   前記第１主相の前記コア部における重希土類元素ＲＨの濃度は、前記第２主相の前記コア部における重希土類元素ＲＨの濃度よりも高く、
   前記第１主相と前記第２主相とは混在し、
   前記副相に重希土類元素が存在することを特徴とする希土類焼結磁石。
3. 前記第２主相の数よりも前記第１主相の数の方が多いことを特徴とする請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
4. 前記シェル部のＮｄの濃度をＳＮｄとし、前記シェル部のＰｒの濃度をＳＰｒとし、前記主相の前記コア部の重希土類元素ＲＨの濃度をＣＲＨとし、前記シェル部の重希土類元素ＲＨの濃度をＳＲＨとしたとき、
   前記第１主相はＣＮｄ＞ＳＮｄ、ＣＰｒ＜ＳＰｒ、ＣＲＨ＞ＳＲＨの関係式を満たし、前記第２主相はＣＮｄ＜ＳＮｄ、ＣＰｒ＞ＳＰｒ、ＣＲＨ＜ＳＲＨの関係式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
5. 前記副相は、ＲをＬａ，Ｓｍとしたとき、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ，Ｓｍ）－Ｏとして表される酸化物相を基本とする結晶性の第１副相と、主成分が（Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｌａ）－Ｏとして表される結晶性の第２副相と、を有し、
   Ｓｍの濃度は、前記第２副相に比して前記第１副相の方が高いことを特徴とする請求項１または２に記載の希土類焼結磁石。
6. 前記第１副相は、前記第２副相に比してＳｍの濃度が高いＳｍ濃化部を有することを特徴とする請求項５に記載の希土類焼結磁石。
7. 前記第１副相では、前記重希土類元素は、前記Ｓｍ濃化部の外郭を取り囲むように存在していることを特徴とする請求項６に記載の希土類焼結磁石。
8. 請求項１または２に記載の希土類焼結磁石の製造方法であって、
   前記希土類焼結磁石に前記重希土類元素を拡散させる前の拡散前駆体の原料となる希土類焼結磁石合金を製造する希土類焼結磁石合金製造工程と、
   前記拡散前駆体を製造する拡散前駆体製造工程と、
   前記拡散前駆体に前記重希土類元素を拡散させる拡散工程と、
   前記重希土類元素を拡散させた前記拡散前駆体を冷却する冷却工程と、
   を含み、
   前記希土類焼結磁石合金製造工程は、
   前記拡散前駆体を構成する元素を含む希土類焼結磁石合金の原料を溶融する溶融工程と、
   前記溶融工程で溶融状態の前記原料を冷却して凝固合金を得る第１次合金冷却工程と、
   前記凝固合金をさらに冷却して希土類焼結磁石合金を得る第２次合金冷却工程と、
   を含み、
   前記拡散前駆体製造工程は、
   （Ｎｄ，Ｐｒ，ＲＨ，Ｒ）－Ｆｅ－Ｂを満たす前記希土類焼結磁石合金を粉砕する粉砕工程と、
   前記粉砕工程で粉砕された前記希土類焼結磁石合金の粉末を成形することによって成形体を調製する成形工程と、
   定められた温度である焼結温度で前記成形体を焼結して焼結体を得る焼結工程と、
   前記焼結体を前記焼結温度未満の温度である第１次時効温度で保持する第１次時効工程と、
   前記第１次時効工程で保持された前記焼結体を前記第１次時効温度未満の温度である第２次時効温度で保持する第２次時効工程と、
   前記第２次時効工程で保持された前記焼結体を再び前記第１次時効温度で保持する第３次時効工程と、
   前記第３次時効工程で保持された前記焼結体を前記第２次時効温度で保持する第４次時効工程と、
   前記第４次時効工程で保持された前記焼結体を冷却し、前記拡散前駆体を得る焼結体冷却工程と、
   を含み、
   前記拡散工程では、前記拡散前駆体と前記重希土類元素とが存在する条件下で、前記焼結温度未満の温度で前記拡散前駆体を熱処理することを特徴とする希土類焼結磁石の製造方法。
9. 回転子鉄心と、
   前記回転子鉄心に設けられる請求項１または２に記載の希土類焼結磁石と、
   を備えることを特徴とする回転子。
10. 請求項９に記載の回転子と、
    前記回転子が配置される側の内面に、前記回転子に向かって突出したティースに備え付けられる巻線を有し、前記回転子に対向配置される環状の固定子と、
    を備えることを特徴とする回転機。