JP2007119882A - Ｒ−ｔ−ｂ系合金及びｒ−ｔ−ｂ系合金薄片の製造方法、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石用微粉、ｒ−ｔ−ｂ系希土類永久磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた磁気特性を有する希土類系永久磁石の原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を提供すること。
【解決手段】希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを必須とする遷移金属、Ｂは硼素である。）合金であって、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が０．５〜１０％であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金とする。
【選択図】図２

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金及びＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉、Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石に係り、特にストリップキャスト法により製造されるＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片に関するものである。

永久磁石の中で最大の磁気エネルギー積を有するＲ−Ｔ−Ｂ系磁石は、その高特性からＨＤ（ハードディスク）、ＭＲＩ（磁気共鳴映像法）、各種モーター等に使用されている。近年、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石の耐熱性向上に加え、省エネルギーへの要望が高まっていることから、自動車を含めたモーター用途の比率が上昇している。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石は、主成分がＮｄ、Ｆｅ、Ｂである事からＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系、あるいはＲ−Ｔ−Ｂ系磁石と総称されている。Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石のＲは、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ、Ｔｂ等の他の希土類元素で置換したものが主であり、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種である。ＴはＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等の他の遷移金属で置換したものである。Ｂは硼素であり、一部をＣまたはＮで置換できる。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石には、添加元素としてＣｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｈｆなどを１種または複数組み合わせて添加してもよい。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系磁石となるＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁化作用に寄与する強磁性相であるＲ₂Ｔ₁₄Ｂ相を主相とし、非磁性で希土類元素の濃縮した低融点のＲリッチ相が共存する合金で、活性な金属であることから一般に真空又は不活性ガス中で溶解や鋳造が行われる。また、鋳造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金塊から粉末冶金法によって焼結磁石を作製するには、合金塊を３μｍ（ＦＳＳＳ：フィッシャーサブシーブサイザーでの測定）程度に粉砕して合金粉末にした後、磁場中でプレス成形し、焼結炉で約１０００〜１１００℃の高温にて焼結し、その後必要に応じ熱処理、機械加工し、さらに耐食性を向上するためにメッキを施し、焼結磁石とするのが普通である。

Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石において、Ｒリッチ相は、以下のような重要な役割を担っている。
１）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度化、従って磁化の向上に寄与する。
２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーションサイトを減少させ保磁力を高める。
３）主相を磁気的に絶縁し保磁力を増加する。
従って、成形した磁石中のＲリッチ相の分散状態が悪いと局部的な焼結不良、磁性の低下をまねくため、成形した磁石中にＲリッチ相が均一に分散していることが重要となる。ここでＲリッチ相の分布は、原料であるのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組織に大きく影響される。

また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の鋳造において生じるもう一つの問題は、鋳造された合金中にα−Ｆｅが生成することである。α−Ｆｅは、変形能を有し、粉砕されずに粉砕機中に残存するため、合金を粉砕する際の粉砕効率を低下させるだけでなく、粉砕前後での組成変動、粒度分布にも影響を及ぼす。さらに、α−Ｆｅが、焼結後も磁石中に残存すれば、磁石の磁気特性の低下をもたらす。そのため、α−Ｆｅは、原料合金からは極力排除されるべきものとして扱われてきた。そこで従来の合金では、必要に応じ高温で長時間にわたる均質化処理を行い、α―Ｆｅの消去を行っていた。原料合金中の少量のα−Ｆｅであれば、均質化熱処理によって除去することが出来る。しかし、α−Ｆｅは包晶核として存在するため、その消去には長時間の固相拡散が必要であり、厚さ数ｃｍのインゴットで希土類量が３３％以下となると、α−Ｆｅの消去は事実上不可能であった。

このＲ−Ｔ−Ｂ系合金中にα−Ｆｅが生成する問題を解決するため、より速い冷却速度で合金塊を鋳造するストリップキャスト法（ＳＣ法と略す。）が開発され実際の工程に使用されている。
ＳＣ法は、内部が水冷された銅ロール上に溶湯を流して０．１〜１ｍｍ程度の薄片を鋳造することにより、合金を急冷凝固させる方法である。ＳＣ法では、溶湯を主相Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の生成温度以下まで過冷却するため、合金溶湯から直接Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相を生成することが可能であり、α‐Ｆｅの析出を抑制することができる。さらに、ＳＣ法を行なうことにより合金の結晶組織が微細化するため、Ｒリッチ相が微細に分散した組織を有する合金を生成することが可能となる。Ｒリッチ相は水素雰囲気中で水素と反応、膨張し脆い水素化物となる。この性質を利用すると、Ｒリッチ相の分散程度に見合った、微細なクラックが導入される。この水素化工程を経てから微粉砕すると、水素化で生成した多量の微細クラックをきっかけに合金が壊れるため、粉砕性が極めて良好となる。このように、ＳＣ法で鋳造された合金は、内部のＲリッチ相が微細に分散しているため、粉砕、焼結後の磁石中のＲリッチ相の分散性も良好となり、磁石の磁気特性の向上に成功している（例えば、特許文献１参照）。

またＳＣ法により鋳造された合金薄片は、組織の均質性も優れている。組織の均質性は、結晶粒径やＲリッチ相の分散状態で比較することが出来る。ＳＣ法で作製した合金薄片では、合金薄片の鋳造用ロール側（以降、鋳型面側とする）にチル晶が発生することもあるが、全体として急冷凝固でもたらされる適度に微細で均質な組織を得ることが出来る。

以上のように、ＳＣ法で鋳造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、Ｒリッチ相が微細に分散し、α−Ｆｅの生成も抑制されているため、焼結磁石を作製する場合には、最終的な磁石中のＲリッチ相の均質性が高まり、またα−Ｆｅに起因する粉砕、磁性への弊害を防止することができる。このように、ＳＣ法で鋳造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金塊は、焼結磁石を作製するための優れた組織を有している。しかし、磁石の特性が向上するにつれて、ますます原料合金の組織、特にＲリッチ相の存在状態の高度な制御が求められるようになってきている。

先に本発明者らは、鋳造されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組織と、水素解砕や微粉砕の際の挙動との関係を研究した結果、焼結磁石用の合金粉末の粒度を制御するためには、Ｒリッチ相の分散状態を制御することが重要であることを見出した（例えば、特許文献２参照）。そして、合金中の鋳型面側に生成されるＲリッチ相の分散状態が極端に細かな領域（微細Ｒリッチ相領域）は微粉化しやすく、合金の粉砕安定性を低下させると共に、粉末の粒度分布をブロードにすることを見出し、微細Ｒリッチ相領域を減少させることが磁石特性を向上させるために必要であることを確認した。
特開平５−２２２４８８号公報 特開２００３-１８８００６号公報

しかしながら、上記の特許文献２に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金においても、より一層、磁気特性を向上させることが要求されている。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、優れた磁気特性を有する希土類系永久磁石の原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系合金を提供することを目的とする。

本発明者らは、様々な条件で鋳造凝固させた合金薄片の断面組織を詳細に観察し、２−１７相の析出状態と磁気特性に関係があることを見出した。そして、本発明者は、合金中に微細な２−１７相（Ｒ_２Ｔ_１７相）を析出させることで、磁気特性向上をもたらす事が可能であるという知見を得た。
また、本発明者らは、微細なＲ_２Ｔ_１７相が存在する合金、あるいはＳＣ法における鋳造ロール上での冷却速度や鋳造ロールを離脱する温度を制御した合金から作製した焼結磁石の保磁力が安定して増加し、優れた磁気特性が得られる事実を確認し、本発明に至った。

すなわち本発明は、下記の各発明を提供するものである。
（１）希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを必須とする遷移金属、Ｂは硼素である。）合金であって、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が０．５〜１０％であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（２）短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相と、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲリッチ相とが共存している領域の体積率が０．５〜１０％であることを特徴とする（１）記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（３）短軸方向の平均粒径が１０μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が１０％以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（４）短軸方向の平均粒径が５μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が１０％以下であることを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（５）Ｒ_２Ｔ_１７相は非平衡相であることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（６）ストリップキャスト法で製造された平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片であることを特徴とする（１）ないし（５）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（７）ストリップキャスト法によるＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法であって、
平均厚さを０．１〜１ｍｍとするとともに、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
（８）前記鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度が、毎秒５００〜３０００℃であることを特徴とする（７）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
（９）前記鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度が、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態での凝固温度よりも１００〜４００℃低いことを特徴とする（７）または（８）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
（１０）（７）ないし（９）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法により作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
（１１）（１）ないし（６）または（１０）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
（１２）（１１）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が０．５〜１０％であるので、保磁力の高い磁気特性に優れた希土類永久磁石を実現できる。
また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法では、ＳＣ法によって製造し、平均厚さを０．１〜１ｍｍとするとともに、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることで、保磁力の高いＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。

図１は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の一例を示した写真であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したときの写真である。
図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ＳＣ法で製造されたものである。このＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、重量比でＮｄ２２％、Ｄｙ９％、Ｂ０．９５％、Ｃｏ１％、Ａｌ０．３％、Ｃｕ０．１％、残部Ｆｅであり、過冷却の大きい通常のＳＣ法では、Ｒ_２Ｔ_１７相は析出せず、常温の平衡状態においてもＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点である１１７０℃以下の温度ではＲ_２Ｔ_１７相は安定に存在しない組成である。図１において、Ｒリッチ相は白色で示され、Ｒ_２Ｔ_１７相は主相Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相よりも若干暗い色で示されている。

図１に示すように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、全体的にＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の柱状晶とその長軸方向に伸張したＲリッチ相とから構成されている。Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相は、主に柱状晶、一部等軸晶からなり、その短軸方向の平均結晶粒径は１０〜５０μｍである。Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の粒界と粒内には、柱状晶の長軸方向に沿って線状のＲリッチ相、あるいは一部が途切れるか粒状となったＲリッチ相が存在する。Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の粒界と粒内に存在するＲリッチ相の平均間隔は３〜１０μｍである。また、図１に示すように、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金には、非常に微細なＲ_２Ｔ_１７相とＲリッチ相とが共存している領域が、それぞれ面積比率（体積率）で３％程度存在している。

（１）Ｒ_２Ｔ_１７相
図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金において、Ｒ_２Ｔ_１７相は、希土類−鉄系の２元状態図に常温から高温域まで安定に存在する組成幅を有しない金属間化合物である。常温では面内異方性の軟磁性相であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石中に存在すれば、逆磁区のニュークリエイションサイトとして機能し保磁力の低下をもたらす。しかし、原料合金中に少量のＲ_２Ｔ_１７相が存在したとしても、焼結過程で消滅して無害化される場合が多い。また、Ｒ_２Ｔ_１７相は展延性を有しない金属間化合物であるため、磁石作成工程での粉砕挙動に対する影響は殆ど無い。

また、Ｒ_２Ｔ_１７相はＤｙ、Ｔｂなどの重希土類の比率が多くなると、α−Ｆｅに代わって初晶として析出する。磁気的にソフトであるが、上記のとおりα−Ｆｅのような粉砕挙動への影響は少なく、ＳＣ法では大きな過冷却によってα−Ｆｅ同様に生成を防止することができる。

（２）Ｒ_２Ｔ_１７相の結晶粒径
図２は、図１に示した写真の拡大写真であり、図１において白線で囲んだ領域およびその周辺領域の写真である。図２において白線で囲んだ領域は、Ｒ_２Ｔ_１７相の析出した領域を示している。
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１７相の短軸方向の平均結晶粒径は細かいほどよく、図１に示すＲ−Ｔ−Ｂ系合金では１〜２μｍ程度である。上記したようにＲ_２Ｔ_１７相の結晶粒径が大きくなると、焼結時に消滅しにくくなり、焼結体に残存すると磁気特性の低下を招く。焼結温度の上昇、焼結時間の増加で消滅は可能であるが、主相結晶粒も粗大化するため、保磁力低下の原因となる。Ｒ_２Ｔ_１７相の短軸方向の平均結晶粒径を３μｍ以下とすることで、本発明の効果をもたらすことが可能となる。
粗大なＲ_２Ｔ_１７相の弊害は、焼結体への残存可能性、焼結温度上昇、時間増大によってもたらされる保磁力あるいは角型性の低下のほかに、配向率の低下となって現れる。配向率低下の原因は２つ考えられる。一つ目は、Ｒ_２Ｔ_１７相が面内異方性であり、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相とは磁化も異なるために磁場中成型中のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相配向挙動に影響する可能性があること。２つ目は、焼結温度で小さなＲ_２Ｔ_１７相は隣接するＲ_２Ｔ_１４Ｂ相に合体するか、液相となるものと考えられる。しかし、Ｒ_２Ｔ_１７相が主相Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の粒度程度まで大きくなると、消滅までに時間がかかり、消滅するまでの間に近傍のＢリッチ相等と反応して、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の核を生成、成長することが考えられる。ここで新規に核生成、成長したＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の結晶方位はランダムとなるため、全体としての配向率の低下をもたらす。

（３）Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率
本発明では、図２に示すようにＲ_２Ｔ_１７相が析出している領域を「Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域」と定義する。この領域は、周囲の主に柱状晶の主相と、その長軸方向に伸長したＲリッチ相からなる合金組織部分からは容易に区別することが出来る。
特にＲ_２Ｔ_１７相の短軸方向の平均粒径が３μｍ以下の場合、上記した焼結性改善と磁気特性の向上の効果が認められ、その好ましい体積率は０．５〜１０％である。短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相の体積率が０．５％よりも少ないと焼結性改善と磁気特性の向上の効果が少なくなる。また、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相の体積率が１０％よりも多いと粉砕時の組成、粒度変動が大きくなり、磁気特性の変動が大きくなるし、配向率低下による磁化減少も発生する。短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相のより好ましい体積率は１〜５％である。ただし、Ｒ_２Ｔ_１７相の短軸方向の平均結晶粒径が５μｍを超えるとＲ_２Ｔ_１７相析出の効果は乏しくなり、そのようなＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が１０％を超えると磁気特性の変動が大きくなる。また、Ｒ_２Ｔ_１７相の短軸方向の平均粒径が１０μｍ以上となりその体積率が１０％以上となると磁気特性が明らかに低下する。また、短軸方向の平均粒径が１０μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域のより好ましい体積率は５％以下である。

（４）Ｒ_２Ｔ_１７相の安定性
本発明の好ましい実施態様におけるＲ−Ｔ−Ｂ系合金に存在するＲ_２Ｔ_１７相は非平衡相（準安定相）として存在することを特徴とする。準安定相として存在する析出物は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を構成するＲ_２Ｔ_１７相に限らず、エネルギー的に高い状態にあるため、拡散が十分機能する高温域、例えばその化合物の絶対温度で示される分解温度の１／２程度で消滅する。非平衡相として存在するＲ_２Ｔ_１７相の消滅に要する時間は温度、Ｒ_２Ｔ_１７相の大きさなどに依存するが、平衡状態で存在するＲ_２Ｔ_１７相と比較して消滅は容易であり、磁石作製工程では数時間以内の一般的な焼結時間内で消滅する。

（５）Ｒリッチ相
本発明の好ましい実施態様におけるＲ−Ｔ−Ｂ系合金では、図２に示すようにＲ_２Ｔ_１７相析出部位にＲリッチ相が同程度の大きさで共存している。Ｒリッチ相は微粉砕前の水素解砕工程で水素を吸蔵、膨張、脆化し、微細なクラックの起点となる。Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域は、Ｒリッチ相が共存していることにより、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相よりも細かく粉砕され、微細なＲ_２Ｔ_１７相の効果がさらに高められる。また、Ｒリッチ相の分散性が良くなることで焼結性もさらに改善される。しかし、Ｒリッチ相の短軸方向の平均粒径が１０μｍ程度に大きくなると、Ｒリッチ相だけからなる微粉が増加し、成型体中での均質性が低下し、焼結性の悪化をもたらす。また、焼結体中のＲリッチ相の均質性も低下するため、保磁力が低下する。さらに、水素化されたＲリッチ相は主相よりも脆いため、粉砕初期に短時間で微粉化され、粉砕時の組成、粒度変動を増大させ、特性変動の原因となる。したがって、Ｒリッチ相の短軸方向の平均粒径は、３μｍ以下とされることが望ましい。

（６）ストリップキャスト法（ＳＣ法）
図１に示す本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、ストリップキャスト法で製造された薄片である。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、例えば、以下に示すＳＣ法によって鋳造することができる。
図３は、ＳＣ法によって鋳造するための装置を示した模式図である。通常、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、その活性な性質のため真空または不活性ガス雰囲気中で、耐火物ルツボ１を用いて溶解される。溶解されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金の溶湯は１３００〜１５００℃で所定の時間保持された後、必要に応じて整流機構、スラグ除去機構を設けたタンディッシュ２を介して、内部を水冷された鋳造用回転ロール３（鋳造ロール）に供給される。溶湯の供給速度と鋳造ロールの回転数は、求める合金の厚さに応じて制御される。一般に鋳造ロールの回転数は、周速度にして０．５〜３ｍ／ｓ程度である。鋳造ロールの材質は、熱伝導性がよく入手が容易である点から銅、或いは銅合金が適当である。鋳造ロールの材質や鋳造ロールの表面状態によっては、鋳造ロールの表面にメタルが付着しやすいため、必要に応じて清掃装置を設置すると、鋳造されるＲ−Ｔ−Ｂ系合金の品質が安定する。鋳造ロール上で凝固した合金４はタンディッシュの反対側でロールから離脱し、捕集コンテナ５で回収される。捕集コンテナに加熱、冷却機構を設けることでＲリッチ相の組織の状態を制御できることは、特開平１０‐３６９４９に記載されている。また、本発明において、ロール離脱後の冷却、保温は、Ｒリッチ相の分散状態を制御するために、幾つかの工程に分解して制御してもよい。具体的には例えば、最終的に捕集コンテナで収集する以前に加熱冷却機構を設けて、合金の加熱、保温、冷却を実施することで、合金の組織の大きさと均質性、粉砕後の微粉の粒度分布、金型への供給性、嵩密度、焼結時の縮率の調整、磁気特性の改善が可能である。

（７）合金の厚さ
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金は、平均厚さ０．１ｍｍ以上１ｍｍ以下の薄片とするのが好ましい。薄片の平均厚さが０．１ｍｍより薄いと凝固速度が過度に増加し、Ｒリッチ相の分散が細かくなりすぎる。また、薄片の平均厚さが１ｍｍより厚いと凝固速度低下によるＲリッチ相の分散性の低下、α−Ｆｅの析出、Ｒ_２Ｔ_１７相の粗大化などを招く。

（８）鋳造ロールへの平均溶湯供給速度
鋳造ロールへの平均溶湯供給速度は、幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることができ、幅１ｃｍあたり毎秒２０ｇ以上とすることが好ましく、幅１ｃｍあたり毎秒２５ｇ以上とすることがさらに好ましく、さらに好ましくは毎秒１００ｇ以下とする。溶湯の供給速度が毎秒１０ｇよりも低下すると、溶湯自身粘性、鋳造ロール表面との濡れ性のため、溶湯がロール上に薄く濡れ広がらず、収縮し、合金品質の変動をもたらす。また、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度が幅１ｃｍあたり毎秒１００ｇを越えると、鋳造ロール上での冷却が不十分となり、組織の粗大化、α−Ｆｅの析出などが発生する。タンディッシュに整流機構を設けることである程度制御することができる。
本発明では、ロール表面で溶湯が安定して薄く濡れ広がるために必要な最低の溶湯供給速度よりも供給速度を高めた方が目的とするＲ_２Ｔ_１７相を含む領域を有する合金を容易に生成できることを確認している。

（９）鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度
溶湯の鋳造ロール接触直前の温度と鋳造ロール離脱時の温度との差を、鋳造ロール上に接触している時間で除した値である。鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、毎秒５００〜３０００℃とすることが望ましく、毎秒５００℃未満では、冷却速度不足でα−Ｆｅの析出、Ｒリッチ相、Ｒ_２Ｔ_１７相などの組織の粗大化をもたらす。一方、毎秒３０００℃よりも大きくなると、過冷却が大きくなりすぎて本発明の特徴であるＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の生成量が低下する。

（１０）鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度
鋳造ロールを離脱する際のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度は、鋳造ロールとの接触程度の微妙な相違、厚さのゆらぎなどにより微妙に変化する。合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は、例えば鋳造開始時から終了時まで放射温度計で合金表面を幅方向に走査して測定し、得られた測定値を平均化することで得られる。
合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は、溶湯のＲ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態での凝固温度よりも１００〜４００℃低いことが好ましく、１００〜３００℃低いことがより好ましい。Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の溶解温度は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂの３元系では１１５０℃とされているが、Ｎｄの他の希土類元素への置換、Ｆｅの他の遷移元素への置換、その他の添加元素の種類、添加量に応じて変化する。鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度と、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態での凝固温度との差が、１００℃未満である場合は、冷却速度不足に相当する。一方、その差が４００℃を超える場合は、冷却速度が速すぎるため、溶湯の過冷却が大きくなりすぎる。溶湯の過冷却の程度は合金内で一様ではなく、鋳造ロールとの接触程度、鋳造ロールとの接触部からの距離に応じて変化する。

鋳造ロール離脱時の合金温度は、上述したように、同一鋳造工程（タップ）内でも変動するが、その変化幅が大きいと、組織、品質の変動をもたらす。そのため、タップ内での温度変化幅は、２００℃よりも小さいことが適当であり、好ましくは１００℃以下、さらに好ましくは５０℃であり、さらにより好ましくは２０℃である。

また、鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度が、溶湯の合金組成でのＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態における凝固温度よりも３００℃以上低くなると、微細なＲ_２Ｔ_１７相の析出量が減少し、磁気特性改善効果が乏しくなる。したがって、Ｒ_２Ｔ_１７相の析出が過冷度の比較的小さな部分で発生しているものと推定できる。また、希土類中の重希土類が占める割合が低下すると、Ｒ_２Ｔ_１７相の析出量も低下し、存在を確認できなくなるが、磁気特性向上の効果は持続する。これは、凝固速度が適度に遅くなることでＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の結晶欠陥が減少し、安定性が向上したためと推定している。
従来、ストリップキャスト法では、結晶粒が過度に微細化されない範囲内であれば、冷却速度が大きくても問題ないものと解釈されてきた。例えば特開平０８−２６９６４３では、ロール上の冷却を一次冷却と称して、２×１０^３℃／ｓｅｃ〜７×１０^３℃／ｓｅｃ冷却速度にて鋳片温度７００℃〜１０００℃まで冷却することが好ましいとしている。

（１１）Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石を作製するには、まず、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金からＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を作製する。本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉は、例えば、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金からなる薄片を水素解砕したのち、ジェットミルなどの粉砕機を用いて微粉砕する方法によって得られる。ここでの水素解砕は、例えば、所定の圧力の水素雰囲気中に保持する水素吸蔵工程をあらかじめ行なうことが望ましい。
次に、得られたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉を、例えば、横磁場中成型機などを用いてプレス成型して、焼結させることによりＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石が得られる。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金では、微細なＲ_２Ｔ_１７相や、Ｒ_２Ｔ_１７相と共存する微細なＲリッチ相が、焼結時に速やかに液相となり、焼結性、Ｒリッチ相の分散性向上に寄与するので、保磁力の高い磁気特性に優れた希土類永久磁石を実現できる。

Ｒ_２Ｔ_１７相を含む合金としては、例えば、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相を主相とするＳＣ法による合金粉末に、Ｒ_２Ｔ_１７相を含むＳＣ法による合金粉末を混合してＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の体積率を増加したものがある（例えば、特開平７−４５４１３参照）。しかし、特開平７−４５４１３に記載のＲ_２Ｔ_１７相を含む合金が、Ｂ量を減少して平衡状態でＲ_２Ｔ_１７相を析出する組成としていることは、請求項、実施例の記載から明らかである。この場合、合金中のＲ_２Ｔ_１７相の体積率が増加し、合金中のＲ_２Ｔ_１７相の結晶粒径も大きくなる。したがって、焼結時にＲ_２Ｔ_１７相を消滅させるために、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む合金粉末の粒度を細かくする必要がある。粒度を細かくしないと、Ｒ_２Ｔ_１７相の消滅に要する十分な拡散を得るために、焼結温度の上昇、焼結時間の延長が必要となり、焼結体組織を粗大化させるので、保磁力低下の原因となる。また、特開平７−４５４１３に記載のＲ_２Ｔ_１７相は、常温からその分解温度まで安定に存在することは組成的に容易に類推できる。さらに、特開平７−４５４１３では、Ｒ_２Ｔ_１７相の添加が液相の増加をもたらすとしているが、液相となるまでの速度論的な議論には触れていない。
これに対し、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を構成するＲ_２Ｔ_１７相は、上述したように非平衡相として析出している。非平衡相として存在するＲ_２Ｔ_１７相は、平衡状態で存在するＲ_２Ｔ_１７相と比較して容易に消滅するので、磁石作製工程では一般的である数時間の焼結時間で消滅する。

また、上述した実施例においては、Ｒ_２Ｔ_１７相が析出する組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する方法について説明したが、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法は、Ｒ_２Ｔ_１７相が析出する組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造する方法に限定されるものではなく、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法によりＲ_２Ｔ_１７相が析出しない組成のＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造してもよい。
この場合においても上述したＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法によりＲ−Ｔ−Ｂ系合金を製造することで、後述する実施例に示すように、保磁力の大きいＲ−Ｔ−Ｂ系合金が得られる。
この原因は、上述したＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法により作製した場合、結晶欠陥が少ないものとなることが一因ではないかと推定している。

（実施例１）
合金組成が重量比で、Ｎｄ２２％、Ｄｙ９％、Ｂ０．９５％、Ｃｏ１％、Ａｌ０．３％、Ｃｕ０．１％、残部Ｆｅになるように、金属ネオジウム、金属ディスプロシウム、フェロボロン、コバルト、アルミニウム、銅、鉄を配合した原料を、アルミナ坩堝を使用して、アルゴンガスで１気圧の雰囲気中で、高周波溶解炉で溶解し、溶湯をＳＣ法にて鋳造して、合金薄片を作製した。

鋳造用回転ロールの直径は６００ｍｍ、材質は銅に微量のＣｒ、Ｚｒを混合した合金であり、内部は水冷されており、鋳造時のロールの周速度は１．３ｍ／ｓで、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒２８ｇ、合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は放射温度計で測定したところ８９０℃であった。その測定値の最高温度と最低温度との相違は３５℃であった。本合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点が約１１７０℃であることから、平均離脱温度との差は２８０℃である。また、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、９８０℃／秒であり、平均厚さは０．２９ｍｍであった。また、ロールを離脱した合金薄片を収容する回収コンテナ内は、冷却用Ａｒガスを流通させた仕切り板を有する。合金薄片の製造条件を表１に示す。

なお、表１において「供給速度」とは、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度であり、幅１ｃｍ、１秒あたりの供給量のことであり、「冷却速度」とは、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度のことであり、「凝固温度」とは、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態での凝固温度（融点）のことであり、「平均温度差」とは、「凝固温度」と鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度との温度差のことであり、「平均厚さ」とは、ストリップキャスト法で製造された薄片の平均厚さのことである。

「合金薄片の評価」
得られた合金薄片を１０枚埋め込み、研摩した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で各合金薄片について反射電子線像（ＢＥＩ）を倍率３５０倍で撮影した。撮影した写真のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域およびＲリッチ相を含む領域中のＲ_２Ｔ_１７相とＲリッチ相それぞれの短軸方向の平均結晶粒径を画像解析装置で解析した。また、撮影した写真のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域およびＲリッチ相を含む領域の写真を切断し重量比から体積率を算出した。ここで、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率については、その領域中のＲ_２Ｔ_１７相の平均粒径が３μｍ以下、平均粒径が５μｍ以上のものについてそれぞれ算出した。合金薄片の各組織の平均粒径および体積率を表１に示す。

なお、表１において、平均粒径１および体積率１とは、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相の平均粒径およびそのＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率を示し、平均粒径２および体積率２とは、短軸方向の平均粒径が５μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の平均粒径およびそのＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率を示し、平均粒径３および体積率３とは、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域中に存在する短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲリッチ相の平均粒径およびその領域の体積率を示す。

さらに、得られた合金薄片を１０００℃で２時間熱処理した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で各合金薄片について反射電子線像（ＢＥＩ）を倍率３５０倍で撮影した。その結果、Ｒ_２Ｔ_１７相は完全に消滅していた。このことから熱処理前の合金薄片中のＲ_２Ｔ_１７相は準安定相であったと言える。なお、実施例１の合金組成ではＲ_２Ｔ_１７相がＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点である１１７０℃以下では安定に存在しないことは、組成的にも明らかである。

（比較例１）
実施例１と同様の組成に原料を配合し、実施例１と同様にして溶解およびＳＣ法による鋳造を実施した。但し、鋳造時のロールの周速度は０．８ｍ／ｓで、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１３．０ｇ、合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は放射温度計で測定したところ６３０℃であった。その測定値の最高温度と最低温度との相違は１６０℃であった。本合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点が約１１７０℃であることから、平均離脱温度との差は５４０℃である。また、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、９２０℃／秒であり、平均厚さは０．２３ｍｍであった。
得られた合金薄片を実施例１と同様に評価した結果を表１に示す。なお、比較例１では、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域は確認できなかった。

（実施例２）
合金組成が重量比で、Ｎｄ２６．０％、Ｐｒ５．０％、Ｂ０．９５％、Ｃｏ１．０％、Ａｌ０．３％、Ｃｕ０．１％、残部Ｆｅになるように、金属ネオジウム、金属プラセオジム、フェロボロン、コバルト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、実施例１と同様にして溶解およびＳＣ法による鋳造を実施した。但し、鋳造時のロールの周速度は１．３ｍ／ｓで、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒２８ｇ、合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は放射温度計で測定したところ８５０℃であった。その測定値の最高温度と最低温度との相違は２０℃であった。本合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点が約１１４０℃であることから、平均離脱温度との差は２９０℃である。また、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、１０６０℃／秒であり、平均厚さは０．２９ｍｍであった。
得られた合金薄片を実施例１と同様に評価した結果を表１に示す。なお、実施例２のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の組成は、Ｒ_２Ｔ_１７相が析出しない組成であり、実施例２では、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域は確認できなかった。

（比較例２）
実施例２と同様の組成に原料を配合し、実施例１と同様にして溶解およびＳＣ法による鋳造を実施した。但し、鋳造時のロールの周速度は０．８ｍ／ｓで、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１３．０ｇ、合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は放射温度計で測定したところ６２０℃であった。その測定値の最高温度と最低温度との相違は１８０℃であった。本合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点が約１１４０℃であることから、平均離脱温度との差は５２０℃である。また、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、９３０℃／秒であり、平均厚さは０．２３ｍｍであった。
得られた合金薄片を実施例１と同様に評価した結果を表１に示す。なお、比較例２では、Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域は確認できなかった。

（比較例３）
実施例１と同様の組成に原料を配合し、実施例１と同様にして溶解およびＳＣ法による鋳造を実施した。但し、鋳造時のロールの周速度は０．８ｍ／ｓで、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒７０ｇ、合金が鋳造ロールを離脱する平均温度は放射温度計で測定したところ１０００℃であった。その測定値の最高温度と最低温度との相違は２５０℃であった。本合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点が約１１７０℃であることから、平均離脱温度との差は１７０℃である。また、鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度は、２９０℃／秒であり、平均厚さは１．２ｍｍであった。
得られた合金薄片を実施例１と同様に評価した結果を表１に示す。また、比較例３では、実施例１と同様に１０００℃で２時間熱処理した後でも若干量のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の存在が確認された。この原因は、熱処理前に存在するＲ_２Ｔ_１７相の粒径が大きいために、消滅するのに必要な時間が長いためと言える。なお、比較例３は、実験例１と同様、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ相の融点である１１７０℃以下の温度では、Ｒ_２Ｔ_１７相が安定に存在しない組成である。

次に焼結磁石を作製した実施例を説明する。
（実施例３）
実施例１で得られた合金薄片を水素解砕し、ジェットミルで微粉砕した。水素解砕工程の前工程である水素吸蔵工程の条件は、１００％水素雰囲気、２気圧で１時間保持とした。水素吸蔵反応開始時の金属片の温度は２５℃であった。また後工程である脱水素工程の条件は、０．１３３ｈＰａの真空中で、５００℃で１時間保持とした。この粉末に、ステアリン酸亜鉛粉末を０．０７質量％添加し、１００％窒素雰囲気中でＶ型ブレンダーで十分混合した後、ジェットミル装置で微粉砕した。粉砕時の雰囲気は、４０００ｐｐｍの酸素を混合した窒素雰囲気中とした。その後、再度、１００％窒素雰囲気中でＶ型ブレンダーで十分混合した。得られた粉体の酸素濃度は２５００ｐｐｍで、粉体の炭素濃度の分析から、粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は０．０５質量％であると計算された。

次に、得られた粉体を１００％窒素雰囲気中で横磁場中成型機でプレス成型した。成型圧は０．８ｔ/ｃｍ²であり、金型のキャビティ内の磁界は１５ｋＯｅとした。得られた成型体を、１．３３×１０^-5ｈＰａの真空中、５００℃で１時間保持し、次いで１．３３×１０^-5ｈＰａの真空中、８００℃で２時間保持した後、さらに１．３３×１０^-5ｈＰａの真空中、１０３０℃で２時間保持して焼結させた。焼結密度は７．７ｇ／ｃｍ³以上であり十分な大きさの密度となった。さらに、この焼結体をアルゴン雰囲気中、５３０℃で１時間熱処理し、焼結磁石を作製した。

得られた実施例３の焼結磁石の磁気特性を直流ＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表２に示す。

なお、表２において「Ｂｒ」とは、残留磁束密度であり、「ｉＨｃ」とは、保持力であり、「（ＢＨ）ｍａｘ」とは、最大磁気エネルギー積であり、「ＳＱ」とは、角型性であり、磁化が飽和磁化の９０％となる外部磁場の値をｉＨｃで割った値を％表示したものである。

（比較例４）
比較例１で得られた合金薄片を、実施例３と同様の方法で焼結磁石を作製した。そして、得られた比較例４の焼結磁石の磁気特性を直流ＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表２に示す。

（実施例４）
実施例２で得られた合金薄片を、実施例３と同様の方法で焼結磁石を作製した。そして、得られた実施例４の焼結磁石の磁気特性を直流ＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表２に示す。

（比較例５）
比較例２で得られた合金薄片を、実施例３と同様の方法で粉砕して微粉を得た。そして、得られた比較例５の焼結磁石の磁気特性を直流ＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表２に示す。

（比較例６）
比較例３で得られた合金薄片を、実施例３と同様の方法で粉砕して微粉を得た。そして、得られた比較例６の焼結磁石の磁気特性を直流ＢＨカーブトレーサーで測定した。その結果を表２に示す。

Ｒ_２Ｔ_１７相を含む領域が確認されず、平均温度差が３００℃を越える比較例４では、表２に示すように、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法により製造された実施例３と比較して保磁力（ｉＨｃ）が低い。この原因は、実施例１の合金中のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域が焼結性を改善したためと推定できる。
また、Ｒ_２Ｔ_１７相の粒径や体積率の大きい比較例３の合金を使用した比較例６では、実施例３と比較して保磁力（ｉＨｃ）および最大磁気エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が低くなることが分かった。
さらに、重希土類を含まず、Ｒ_２Ｔ_１７相の析出しない組成であって、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法により製造された実施例２の合金を使用した実施例４も、平均温度差が３００℃を越える比較例５と比較して保磁力が大きい。この原因は未だ調査中ではあるが、実施例２の合金の方が、凝固速度が低いために結晶欠陥が少ないことが一因ではないかと推定している。

図１は、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系合金の一例を示した写真であり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金の薄片の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したときの写真である。 図２は、図１に示した写真の拡大写真である。 ストリップキャスト法の鋳造装置の模式図である。

符号の説明

１ 耐火物ルツボ
２ タンディッシュ
３ 鋳造ロール
４ 合金
５ 捕集コンテナ

Claims (12)

1. 希土類系永久磁石に用いられる原料であるＲ−Ｔ−Ｂ系（但し、ＲはＹを含む希土類元素のうち少なくとも１種、ＴはＦｅを必須とする遷移金属、Ｂは硼素である。）合金であって、
   短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が０．５〜１０％であることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
2. 短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲ_２Ｔ_１７相と、短軸方向の平均粒径が３μｍ以下のＲリッチ相とが共存している領域の体積率が０．５〜１０％であることを特徴とする請求項１記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
3. 短軸方向の平均粒径が１０μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が１０％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
4. 短軸方向の平均粒径が５μｍ以上のＲ_２Ｔ_１７相を含む領域の体積率が１０％以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
5. Ｒ_２Ｔ_１７相は非平衡相であることを特徴とする請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
6. ストリップキャスト法で製造された平均厚さ０．１〜１ｍｍの薄片であることを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
7. ストリップキャスト法によるＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法であって、
   平均厚さを０．１〜１ｍｍとするとともに、鋳造ロールへの平均溶湯供給速度を幅１ｃｍあたり毎秒１０ｇ以上とすることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
8. 前記鋳造ロール上でのＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均冷却速度が、毎秒５００〜３０００℃であることを特徴とする請求項７に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
9. 前記鋳造ロールを離脱するＲ−Ｔ−Ｂ系合金の平均温度が、前記Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金のＲ_２Ｔ_１４Ｂ相の平衡状態での凝固温度よりも１００〜４００℃低いことを特徴とする請求項７または請求項８に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法。
10. 請求項７ないし請求項９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金薄片の製造方法により作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系合金。
11. 請求項１ないし請求項６または請求項１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系合金から作製したＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉。
12. 請求項１１に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石用微粉から作製されたＲ−Ｔ−Ｂ系希土類永久磁石。
    
    

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