WO2013054842A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石及びその製造方法、並びに回転機 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石及びその製造方法、並びに回転機 Download PDF

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rare earth
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石坂　力
多恵子 坪倉
保 石山
信宏 神宮
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Tdk株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based sintered magnet, a manufacturing method thereof, and a rotating machine including the RTB-based sintered magnet.
  • RTB-based sintered magnet (R is at least one element selected from rare earth elements including Y, T is a transition element, and B is boron) has excellent magnetic properties. Therefore, it is used for various electric devices.
  • HcJ coercive force
  • Such an RTB-based sintered magnet is manufactured by a general powder metallurgy process, and its cross-sectional structure is typically as shown in FIG. That is, the RTB-based sintered magnet 100 includes a crystal grain 120 including an R 2 T 14 B phase, which is a main crystal phase (main phase), and a grain boundary region 140 existing at the grain boundary. . In the grain boundary region 140, there exists a phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase.
  • the RTB-based sintered magnet has a structure as shown in FIG. 1, when Dy is used as R, Dy is also present in a phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase. Will exist. However, since Dy has the characteristic of being easily oxidized among rare earth elements, it may reduce the corrosion resistance of the RTB-based sintered magnet. On the other hand, RTB-based sintered magnets are required to maintain not only initial characteristics but also high magnetic characteristics over a long period of time.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide an RTB-based sintered magnet having high magnetic characteristics and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same. Moreover, an object of this invention is to provide the rotary machine which can maintain a high output over a long period of time.
  • the present invention is an RTB-based sintered magnet having a composition containing a rare earth element, a transition element, and boron, which does not substantially contain dysprosium as the rare earth element,
  • a triple-point region which is a grain boundary region surrounded by three or more crystal grains, includes crystal grains having a composition containing boron, and grain boundary regions formed between the crystal grains.
  • it has a composition in which the mass ratio of rare earth elements is higher than that of crystal grains, the average value of the area of the triple point region in the cross section is 2 ⁇ m 2 or less, and the standard deviation of the distribution of the area is
  • An RTB-based sintered magnet having 3 or less is provided.
  • R represents a rare earth element other than dysprosium
  • T represents a transition element
  • B represents boron.
  • the RTB-based sintered magnet of the present invention does not substantially contain dysprosium, oxidation is suppressed more than that of a sintered magnet containing dysprosium, and thus the corrosion resistance is excellent. Moreover, since the average value of the area of the triple point region is smaller than the conventional one and the uniformity of the distribution is improved, segregation of the phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase is suppressed. be able to. As described above, since the RTB-based sintered magnet of the present invention has improved structure uniformity while miniaturizing the structure, it can maintain high magnetic characteristics even without containing dysprosium. it can. That is, the RTB-based sintered magnet of the present invention realizes both high magnetic properties and excellent corrosion resistance by the synergistic action of selection of rare earth elements and structure control.
  • the average grain size of the crystal grains contained in the RTB-based sintered magnet of the present invention is preferably 0.5 to 5 ⁇ m.
  • the RTB-based sintered magnet composed of fine crystal grains can further enhance the magnetic characteristics.
  • the rare earth element content is 25 to 37% by mass
  • the boron content is 0.5 to 1.5% by mass
  • the cobalt content in the transition metal Is 3% by mass or less (excluding 0) is preferably iron.
  • R-T-B based sintered magnet of the present invention a grain boundary region that includes a dendrite-like crystal grains containing R 2 T 14 B phase, the content of R than R 2 T 14 B phase is high phase , And a pulverized product of RTB-based alloy flakes having an average interval interval of 3 ⁇ m or less having a higher R content than the R 2 T 14 B phase in the cross section is obtained by firing. It is preferable.
  • Such an RTB-based sintered magnet is obtained by using a pulverized product that is sufficiently fine and has a sharp particle size distribution. Therefore, the RTB-based sintered magnet is composed of fine crystal grains. A sintered body is obtained.
  • the ratio of the phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase is present not in the pulverized product but in the outer peripheral portion, the R content is higher than that of the sintered R 2 T 14 B phase.
  • the dispersed state of the phase having a high amount tends to be good. For this reason, the structure of the RTB-based sintered body becomes finer and the uniformity is improved. Therefore, the magnetic properties of the RTB-based sintered body can be further enhanced.
  • the present invention also provides a rotating machine provided with the above RTB system sintered magnet of the present invention. Since the rotating machine according to the present invention includes the RTB-based sintered magnet having the above-described characteristics, the rotating machine can stably exhibit high output for a long period of time.
  • the present invention further relates to a method for producing an RTB-based sintered magnet substantially free of dysprosium, comprising dendritic crystal grains having a composition containing a rare earth element, a transition element and boron, A step of preparing an RTB-based alloy flake having a grain boundary region having a composition in which the mass ratio of the rare earth element is higher than that of the grains, and an average value of the spacing between the grain boundary regions being 3 ⁇ m or less; A process of pulverizing a TB alloy flake to obtain an alloy powder, and an RTB sintering having a composition containing a rare earth element, a transition element, and boron by molding and firing the alloy powder in a magnetic field And a step of producing a magnet.
  • a method for producing an RTB-based sintered magnet is provided.
  • R represents a rare earth element other than dysprosium
  • T represents a transition element
  • B represents boron.
  • the RTB-based alloy flakes having an average value of the grain boundary region interval of 3 ⁇ m or less are used, an alloy powder that is sufficiently fine by pulverization and has a small variation in particle size is obtained. Obtainable.
  • the proportion of the phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase contained in the grain boundary region is higher in the outer peripheral portion than in the pulverized product. The dispersed state in the triple point region after sintering tends to be good. Therefore, it is possible to obtain an RTB-based sintered magnet that is composed of fine crystal grains and in which segregation in the triple point region is suppressed.
  • the RTB-based sintered magnet obtained by the manufacturing method of the present invention can achieve both high magnetic properties and excellent corrosion resistance by synergistic action of selection of rare earth elements contained in the raw material and structure control. It is a thing.
  • the present invention it is possible to provide an RTB-based sintered magnet having high magnetic properties and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same. Moreover, according to this invention, the rotary machine which can maintain a high output over a long period of time can be provided.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a preferred embodiment of an RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a cross-sectional structure in an embodiment of an RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic view showing an example of a cross-sectional structure of an alloy flake used in the method for producing an RTB-based sintered magnet of the present invention. It is a schematic diagram of the apparatus used for the strip casting method.
  • FIG. 3 is an enlarged plan view showing an example of a roll surface of a cooling roll used for manufacturing the RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a preferred embodiment of an RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a cross-sectional structure in an embodiment of an RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic view showing an example of a cross
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an example of a cross-sectional structure in the vicinity of a roll surface of a cooling roll used for manufacturing the RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an example of a cross-sectional structure in the vicinity of a roll surface of a cooling roll used for manufacturing the RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • 3 is an SEM-BEI image (magnification: 350 times) showing an example of a cross section along the thickness direction of an RTB-based alloy flake used for manufacturing an RTB-based sintered magnet of the present invention.
  • FIG. 3 is an image (magnification: 100 ⁇ ) of one surface of an RTB-based alloy flake used for manufacturing the RTB-based sintered magnet of the present invention by a metallographic microscope.
  • FIG. 2 is a plan view schematically showing dendritic crystals contained in an RTB-based alloy flake used for manufacturing an RTB-based sintered magnet of the present invention. It is explanatory drawing which shows the internal structure in suitable embodiment of the motor of this invention.
  • 7 is a SEM-BEI image (magnification: 350 times) of a cross section along the thickness direction of an RTB-based alloy flake used in Example 6.
  • 7 is an image (magnification: 1600 times) of a cross section of an RTB-based sintered magnet of Example 6 taken with a metal microscope.
  • FIG. 6 is a graph showing the particle size distribution of particles containing an R 2 T 14 B phase in an RTB-based sintered magnet of Example 6.
  • 3 is an image (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake used in Comparative Example 1 with a metallographic microscope.
  • 4 is an image (magnification: 100 ⁇ ) of one surface of an RTB-based alloy flake used in Comparative Example 2 with a metallographic microscope.
  • 4 is an image (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake used in Comparative Example 3 with a metallographic microscope.
  • 4 is an image (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake used in Comparative Example 3 with a metallographic microscope.
  • FIG. 3 is a diagram showing element map data in which a triple point region is painted black in the RTB-based sintered magnet of Example 1.
  • FIG. 10 is a diagram showing element map data in which a triple point region is painted black in the RTB-based sintered magnet of Comparative Example 5.
  • FIG. 1 is a perspective view of an RTB-based sintered magnet 10 according to a preferred embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view schematically showing a cross-sectional structure of the RTB-based sintered magnet 10 according to a preferred embodiment of the present invention.
  • the RTB-based sintered magnet 10 of the present embodiment includes a plurality of crystal grains 12 and three or more crystal grains 12 in a grain boundary region between the crystal grains 12. And a triple point region 14 surrounded.
  • a grain boundary region may be formed between two adjacent crystal grains 12.
  • the RTB-based sintered magnet 10 of the present embodiment as a whole has a composition containing a rare earth element, a transition element other than the rare earth element, and boron, and the rare earth element (R) is a rare earth other than Dy. Contains elements.
  • R is scandium (Sc), yttrium (Y), lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), samarium (Sm), europium (Eu), gadolinium (Gd), It contains at least one element selected from terbium (Tb), holmium (Ho), erbium (Er), thulium (Tm), ytterbium (Yb) and lutetium (Lu).
  • the RTB-based sintered magnet 10 preferably contains not only Dy but also at least one of Tb and Ho as R, and more preferably does not contain heavy rare earth elements. . That is, it is more preferable that R contains only light rare earth elements.
  • heavy rare earth elements (HR) are Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu
  • light rare earth elements (LR) are other rare earth elements.
  • the RTB-based sintered magnet 10 may contain heavy rare earth elements (Dy, Tb, Ho, etc.) as impurities derived from the raw materials or impurities mixed during the production.
  • the content is preferably 0.01% by mass or less based on the entire RTB-based sintered magnet.
  • the upper limit of the content is 0.1% by mass as a range that hardly affects the purpose and effect of the present invention.
  • substantially free of Dy means that, for example, Dy may be contained to the extent that it is contained as an inevitable impurity in the raw material. Therefore, in the RTB-based sintered magnet 10, the ratio of Dy to the entire R is, for example, less than 0.1% by mass. Further, “substantially does not contain at least one of Tb and Ho” means that, for example, Tb and / or Ho may be contained to the extent that the raw material is included as an inevitable impurity. Therefore, in the RTB-based sintered magnet 10, the ratio of Tb and Ho to the entire R is, for example, less than 0.1% by mass.
  • the RTB-based sintered magnet 10 preferably includes at least Fe as a transition element (T), and more preferably includes a combination of Fe and a transition element other than Fe.
  • transition elements other than Fe include Co, Cu, and Zr.
  • the RTB-based sintered magnet 10 preferably contains at least one element selected from Al, Cu, Ga, Zn and Ge. As a result, the coercive force of the RTB-based sintered magnet 10 can be further increased.
  • the RTB-based sintered magnet 10 preferably contains at least one element selected from Ti, Zr, Ta, Nb, Mo, and Hf. By including such an element, it is possible to suppress grain growth during firing, and the coercive force of the RTB-based sintered magnet 10 can be further increased.
  • the content of R in the RTB-based sintered magnet 10 is preferably 25 to 37% by mass, more preferably 28 to 35% by mass, from the viewpoint of further improving the magnetic characteristics.
  • the content of B in the RTB-based sintered magnet 10 is preferably 0.5 to 1.5% by mass, more preferably 0.7 to 1.2% by mass. Mass ratio.
  • the amount of R 2 T 14 B phase which is the main phase of the RTB-based sintered magnet 10, is reduced, and ⁇ -Fe having soft magnetism, etc. Tends to precipitate, and HcJ may be reduced. On the other hand, if it exceeds 37% by mass, the volume ratio of the R 2 T 14 B phase is lowered and Br may be lowered.
  • the RTB-based sintered magnet 10 contains 0.2 to 2 mass% in total of at least one element selected from Al, Cu, Ga, Zn and Ge from the viewpoint of further increasing the coercive force. It is preferable. From the same viewpoint, the RTB-based sintered magnet 10 contains at least one element selected from Ti, Zr, Ta, Nb, Mo and Hf in a total amount of 0.1 to 1% by mass. It is preferable.
  • the content of the transition element (T) in the RTB-based sintered magnet 10 is the remainder of the rare earth element, boron, and additive element described above.
  • Co When Co is contained as a transition element, the content is preferably 3% by mass or less (excluding 0), more preferably 0.3 to 1.2% by mass. Co forms the same phase as Fe, but by containing Co, the Curie temperature and the corrosion resistance of the grain boundary phase can be improved.
  • the content of oxygen in the RTB-based sintered magnet 10 is preferably 300 to 3000 ppm, more preferably 500 to 1500 ppm, from the viewpoint of achieving both higher magnetic properties and corrosion resistance.
  • the content of nitrogen in the RTB-based sintered magnet 10 is 200 to 1500 ppm, more preferably 500 to 1500 ppm.
  • the carbon content in the RTB-based sintered magnet 10 is 500 to 3000 ppm, and more preferably 800 to 1500 ppm.
  • the crystal grains 12 in the RTB-based sintered magnet 10 preferably include an R 2 T 14 B phase.
  • the triple point regions 14, than R 2 T 14 B phase the content of R of mass contains a higher phase than R 2 T 14 B phase.
  • the average value of the area of the triple point region 14 in the cross section of the RTB-based sintered magnet 10 is an arithmetic average of 2 ⁇ m 2 or less, and preferably 1.9 ⁇ m 2 or less. Further, the standard deviation of the area distribution is 3 or less, preferably 2.6 or less.
  • the average value of the area of the triple point region 14 in the cross section and the standard deviation of the distribution of the area can be obtained by the following procedure. First, the RTB-based sintered magnet 10 is cut and the cut surface is polished. An image of the polished surface is observed with a scanning electron microscope. Then, image analysis is performed to determine the area of the triple point region 14. The arithmetic average value of the obtained areas is the average area. And based on the area of each triple point area
  • the rare earth element content in the triple point region 14 is preferably 80 to 99% by mass from the viewpoint of providing an RTB-based sintered magnet having sufficiently high magnetic properties and sufficiently excellent corrosion resistance. More preferably, it is 85 to 99% by mass or more, and still more preferably 90 to 99% by mass. From the same viewpoint, the rare earth element content in each triple point region 14 is preferably the same. Specifically, the standard deviation of the content distribution of the triple point region 14 in the RTB-based sintered magnet 10 is preferably 5 or less, more preferably 4 or less, and even more preferably 3 It is as follows.
  • the average grain size of the crystal grains 12 in the RTB-based sintered magnet 10 is preferably 0.5 to 5 ⁇ m, more preferably 2 to 4.5 ⁇ m, from the viewpoint of further improving the magnetic characteristics.
  • This average grain size is obtained by performing image processing of an electron microscope image obtained by observing a cross section of the RTB-based sintered magnet 10 to measure the grain size of each crystal grain 12 and arithmetically averaging the measured values. Can be obtained.
  • the manufacturing method of the present embodiment includes a dendrite-like crystal grain including an R 2 T 14 B phase substantially not containing dysprosium, and a phase having a higher rare earth element mass ratio than the R 2 T 14 B phase.
  • a process hereinafter, details of each process will be described.
  • an RTB-based alloy flake is prepared in which the average value of the interval between the grain boundary regions including the phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase is 3 ⁇ m or less.
  • a compound having R (excluding Dy), T, and B as constituent elements, or a simple substance of R, T, and B is prepared.
  • an RTB alloy flake having a predetermined composition is produced by strip casting.
  • FIG. 3 is an enlarged schematic cross-sectional view showing a cross-sectional structure along the thickness direction of the RTB-based alloy flakes used in the manufacturing method of the present embodiment.
  • the RTB-based alloy flakes of the present embodiment include crystal grains 2 including an R 2 T 14 B phase as a main phase and a grain boundary region 4 having a composition different from that of the R 2 T 14 B phase.
  • the grain boundary region 4 contains a phase in which the content of R is higher than that of the R 2 T 14 B phase.
  • the RTB-based alloy flake has a crystal nucleus 1 on one surface.
  • the grain boundary region 4 the content of the crystal grains 2 and R columnar comprises a phase higher than the R 2 T 14 B phase (R-rich phase) starting the crystal nuclei 1 containing R 2 T 14 B phase It extends radially towards the other surface. That is, the content of R is higher than R 2 T 14 B phase phase are precipitated along the grain boundary of the R 2 T 14 B phase.
  • the RTB-based alloy flake used in the manufacturing method of the present embodiment has a cross section along the thickness direction as shown in FIG. 3 where the crystal grains 2 including the R 2 T 14 B phase are in the thickness direction. It grows substantially uniformly in the thickness direction (up and down direction in FIG. 3) without spreading much in the vertical direction (left and right direction in FIG. 3). For this reason, as compared with the conventional RTB-based alloy flakes, the interval M between the grain boundary regions 4 is small and the variation in the interval M is small. In normal grinding, the RTB-based alloy flakes break along the grain boundary region 4. For this reason, when the RTB-based alloy flakes are pulverized in the second step, it is possible to obtain an alloy powder that is fine and has small variations in particle size and shape.
  • the RTB-based alloy flakes preferably have an average value D AVE of the interval M between the grain boundary regions 4 of 1 to 3 ⁇ m.
  • D AVE the RTB-based sintered magnet 10 having higher magnetic characteristics can be obtained.
  • the lower limit of D AVE may be 1.5 ⁇ m.
  • the upper limit of D AVE may be 2.7 ⁇ m.
  • D AVE can be obtained by the following procedure. First, in the cross section as shown in FIG. 3, the average value of the interval M between the grain boundary regions 4 on one (lower) surface side, the average value of the interval M between the grain boundary regions 4 in the central portion, An average value of the interval M between the grain boundary regions 4 on the surface side is obtained. These average values, and D 1, D 2 and D 3, respectively.
  • D 1 , D 2 and D 3 are obtained as follows. First, the cross section as shown in FIG. 3 is observed (magnification: 1000 times) by SEM (scanning electron microscope) -BEI (reflection electron image). Then, a photograph of a cross section is taken for each of 15 fields on one surface side, the other surface side, and the central portion. In such a photograph, a straight line is drawn at a position of 50 ⁇ m from one surface to the central part, a position of 50 ⁇ m from the other surface to the central part, and the central part. These straight lines are substantially parallel to one surface and the other surface in a cross section as shown in FIG. D 1 , D 2 , and D 3 can be obtained from the length of the straight line and the number of crystal grains 2 that the straight line crosses. The average value of D 1 , D 2 and D 3 obtained in this way is D AVE .
  • the RTB-based alloy flakes can be manufactured by a strip casting method using a cooling roll described later.
  • R 2 T 14 B phase crystal nuclei 1 precipitate on the contact surface (casting surface) with the cooling roll.
  • crystal grains 2 including the R 2 T 14 B phase grow radially from the casting surface side of the RTB-based alloy flake toward the surface (free surface) opposite to the casting surface. Therefore, in the RTB-based alloy flakes shown in FIG. 3, the lower surface is the casting surface.
  • D 1 is the average value of the distance M in the grain boundary regions 4 of the casting surface
  • D 2 is the average value of the distance M in the grain boundary regions 4 of the free surface side.
  • D 1 , D 2 and D 3 are, for example, 1 to 4 ⁇ m, preferably 1.4 to 3.5 ⁇ m, and more preferably 1.5 to 3.2 ⁇ m.
  • molten alloy having a predetermined composition is poured onto the roll surface of a cooling roll, and the molten alloy is cooled by the roll surface to generate crystal nuclei.
  • the gap M between the grain boundary regions may be adjusted by processing the surface of the roll surface, or the temperature of the molten metal, the surface state of the cooling roll, the material of the cooling roll, the material of the cooling roll, the temperature of the roll surface, the cooling roll You may adjust by changing the rotational speed of this, a cooling temperature, etc.
  • the cooling roll preferably has a concavo-convex pattern formed by mesh-like grooves on the roll surface.
  • the concavo-convex pattern is, for example, a plurality of first recesses arranged at a predetermined interval a along the circumferential direction of the cooling roll, and is substantially orthogonal to the first recesses and predetermined in parallel to the axial direction of the cooling roll. And a plurality of second recesses arranged at intervals b.
  • the first recess and the second recess are substantially linear grooves and have a predetermined depth.
  • FIG. 4 is a schematic view showing an example of an apparatus used for cooling the molten alloy in the strip casting method.
  • the molten alloy 13 prepared in the high frequency melting furnace 11 is first transferred to the tundish 15. Thereafter, the molten alloy 13 is poured from the tundish 15 onto the roll surface 17 of the cooling roll 16 rotating at a predetermined speed in the direction of arrow A. The molten alloy 13 comes into contact with the roll surface 17 of the cooling roll 16 and is removed by heat exchange. As the molten alloy 13 is cooled, crystal nuclei are generated in the molten alloy 13 and at least a part of the molten alloy 13 is solidified.
  • an R 2 T 14 B phase (melting temperature of about 1100 ° C.) is first generated, and then at least a part of the R rich phase (melting temperature of about 700 ° C.) is solidified.
  • These crystal precipitations are affected by the structure of the roll surface 17 with which the molten alloy 13 contacts.
  • the roll surface 17 of the cooling roll 16 it is preferable to use a roll having a concavo-convex pattern composed of a mesh-shaped concave portion and a convex portion formed by the concave portion.
  • FIG. 5 is an enlarged schematic view showing a part of the roll surface 17 in a planar shape.
  • the roll surface 17 is formed with a mesh-like groove, which forms a concavo-convex pattern.
  • the roll surface 17 is substantially divided into a plurality of first recesses 32 arranged at a predetermined interval a along the circumferential direction (direction of arrow A) of the cooling roll 16 and the first recesses 32.
  • a plurality of second recesses 34 that are orthogonal and parallel to the axial direction of the cooling roll 16 and arranged at a predetermined interval b are formed.
  • the 1st recessed part 32 and the 2nd recessed part 34 are substantially linear grooves, and have a predetermined depth.
  • a convex portion 36 is formed by the first concave portion 32 and the second concave portion 34.
  • the surface roughness Rz of the roll surface 17 is preferably 3 to 5 ⁇ m, more preferably 3.5 to 5 ⁇ m, and further preferably 3.9 to 4.5 ⁇ m.
  • Rz becomes excessive the thickness of the flakes tends to fluctuate and the variation in cooling rate tends to increase.
  • Rz becomes excessively small the adhesiveness between the molten alloy and the roll surface 17 becomes insufficient.
  • the alloy flakes tend to peel off faster than the target time. In this case, the heat removal from the molten alloy does not proceed sufficiently, and the molten alloy moves to the secondary cooling section. For this reason, the alloy flakes tend to stick to each other in the secondary cooling section.
  • the surface roughness Rz in this specification is a ten-point average roughness, and is a value measured according to JIS B 0601-1994. Rz can be measured using a commercially available measuring device (Surf Test manufactured by Mitutoyo Corporation).
  • the angle ⁇ formed by the first recess 32 and the second recess 34 is preferably 80 to 100 °, more preferably 85 to 95 °.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing an enlarged cross section taken along line VI-VI in FIG. That is, FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a part of the cross-sectional structure when the cooling roll 16 is cut by a plane passing through the axis and parallel to the axial direction.
  • the height h1 of the convex portion 36 is obtained as the shortest distance between the straight line L1 passing through the bottom of the first concave portion 32 and parallel to the axial direction of the cooling roll 16 and the apex of the convex portion 36 in the cross section shown in FIG. be able to.
  • the interval w1 between the convex portions 36 can be obtained as the distance between the apexes of the adjacent convex portions 36 in the cross section shown in FIG.
  • FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing an enlarged cross section along the line VII-VII in FIG. That is, FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing a part of the cross-sectional structure when the cooling roll 16 is cut along a plane parallel to the side surface.
  • the height h2 of the convex portion 36 is obtained as the shortest distance between the straight line L2 passing through the bottom of the second concave portion 34 and perpendicular to the axial direction of the cooling roll 16 and the apex of the convex portion 36 in the cross section shown in FIG. be able to.
  • the interval w2 between the convex portions 36 can be obtained as the distance between the apexes of the adjacent convex portions 36 in the cross section shown in FIG.
  • the average value H of the heights of the convex portions 36 and the average value W of the intervals between the convex portions 36 are obtained as follows.
  • the height h1 and the height h2 of the arbitrarily selected convex portion 36 are each measured at 100 points. At this time, only those whose heights h1 and h2 are 3 ⁇ m or more are measured, and those whose height is less than 3 ⁇ m are not included in the data.
  • the arithmetic average value of the measurement data of a total of 200 points is set as the average value H of the height of the convex portion 36.
  • the uneven pattern of the roll surface 17 can be prepared by processing the roll surface 17 with a short wavelength laser, for example.
  • the average value H of the heights of the convex portions 36 is preferably 7 to 20 ⁇ m. Thereby, the molten alloy can be sufficiently permeated into the recesses 32 and 34, and the adhesion between the molten alloy 12 and the roll surface 17 can be sufficiently increased.
  • the upper limit of the average value H is more preferably 16 ⁇ m and even more preferably 14 ⁇ m from the viewpoint of allowing the molten alloy to more fully penetrate the recesses 32 and 34.
  • the lower limit of the average value H is more preferable from the viewpoint of obtaining crystals of the R 2 T 14 B phase oriented more uniformly in the thickness direction of the alloy flakes while sufficiently increasing the adhesion between the molten alloy and the roll surface 17. Is 8.5 ⁇ m, more preferably 8.7 ⁇ m.
  • the average value W of the interval between the convex portions 36 is 40 to 100 ⁇ m.
  • the upper limit of the average value W is preferably 80 ⁇ m, more preferably 70 ⁇ m, and still more preferably from the viewpoint of obtaining a magnet powder having a small particle size by further reducing the width of the columnar crystals of the R 2 T 14 B phase. 67 ⁇ m.
  • the lower limit of the average value W is preferably 45 ⁇ m, more preferably 48 ⁇ m. As a result, an RTB-based sintered magnet having higher magnetic characteristics can be obtained.
  • the molten alloy 13 When the molten alloy 13 is poured onto the roll surface 17 of the cooling roll 16, the molten alloy 13 first contacts the convex portion 36. Crystal nuclei 1 are generated at the contact portions, and crystal grains 2 including the R 2 T 14 B phase grow in a columnar shape starting from the crystal nuclei 1. By generating a large number of such crystal nuclei 1 and increasing the number of crystal nuclei 1 per unit area, the growth of the R 2 T 14 B phase along the roll surface 17 is suppressed, and FIG. As shown, an RTB-based alloy flake with a small interval M can be obtained.
  • the average value of the intervals a and b is preferably 40 to 100 ⁇ m.
  • RTB-based alloy flakes having a small interval M between the grain boundary regions 4 and a small variation in the interval M can be obtained.
  • the alloy cooled by the cooling surface of the cooling roll may be further cooled by a normal secondary cooling section.
  • the cooling rate is preferably from 1000 to 3000 ° C./second, more preferably from 1500 to 2500 ° C./second, from the viewpoint of suppressing the occurrence of heterogeneous phases while making the structure of the obtained alloy flakes sufficiently fine.
  • the cooling rate is less than 1000 ° C./second, the ⁇ -Fe phase tends to precipitate, and when the cooling rate exceeds 3000 ° C./second, chill crystals tend to precipitate.
  • a chill crystal is an isotropic fine crystal having a particle size of 1 ⁇ m or less. When a large amount of chill crystals are produced, the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet finally obtained tend to be impaired.
  • secondary cooling may be performed by cooling with a gas blowing method or the like.
  • the secondary cooling method is not particularly limited, and a conventional cooling method can be employed.
  • the gas piping 19 which has the gas blowing hole 19a is provided, and the aspect which sprays the cooling gas from this gas blowing hole 19a to the alloy flakes deposited on the rotary table 20 rotating in the circumferential direction is mentioned.
  • the alloy flakes 18 can be sufficiently cooled.
  • the alloy flakes are recovered after being sufficiently cooled by the secondary cooling unit 20. In this manner, an RTB-based alloy flake having a cross-sectional structure as shown in FIG. 3 can be manufactured.
  • the thickness of the RTB-based alloy flakes of this embodiment is preferably 0.5 mm or less, more preferably 0.1 to 0.5 mm.
  • the thickness of the alloy flake becomes too large, the structure of the crystal grains 2 becomes coarse due to the difference in cooling rate, and the uniformity tends to be impaired. Further, it becomes possible and the structure near the surface opposite (free surface) is different from the structure and the casting surface near the surface of the roll side of the alloy flake (casting surface), the difference D 1 and D 2 is increased tendency It is in.
  • FIG. 8 is an SEM-BEI image showing a cross section of the RTB-based alloy flake along the thickness direction.
  • FIG. 8A is an SEM-BEI image (magnification: 350 times) showing a cross section along the thickness direction of the RTB-based alloy flakes prepared by the manufacturing method of the present embodiment.
  • FIG. 8B is an SEM-BEI image (magnification: 350 times) showing a cross section along the thickness direction of an RTB-based alloy flake prepared by a conventional manufacturing method.
  • the lower surface of the RTB-based alloy flake is a contact surface (cast surface) with the roll surface.
  • the dark color portion is the R 2 T 14 B phase
  • the light color portion is the R rich phase.
  • the RTB-based alloy flakes prepared by the conventional manufacturing method have a crystal nucleus precipitation number of R 2 T 14 B phase as compared with FIG. 8 (A). It is running low.
  • the R 2 T 14 B phase crystal grows not only in the vertical direction but also in the horizontal direction. For this reason, the length (width) of the crystal grains of the R 2 T 14 B phase in the direction perpendicular to the thickness direction is larger than that in FIG. If the RTB-based alloy flakes have such a structure, it is impossible to obtain a fine alloy powder with excellent shape and size uniformity.
  • FIG. 9 is a metal microscope image (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake prepared by the manufacturing method of the present embodiment.
  • One surface of the RTB-based metal flake prepared by the manufacturing method of the present embodiment is composed of a number of petal-like dendrite-like crystals including the R 2 T 14 B phase, as shown in FIG. .
  • FIG. 9 is a metal microscope image of the surface of the RTB-based alloy flake taken from the side having the crystal nucleus 1 in FIG.
  • FIG. 10 is an enlarged plan view schematically showing a dendrite-like crystal constituting one surface of an RTB-based alloy flake prepared by the manufacturing method of the present embodiment.
  • the dendrite-like crystal 60 has a crystal nucleus 1 in the center and filler-like crystal grains 2 extending radially from the crystal nucleus 1 as a starting point.
  • the dendrite-like crystal 60 as a whole is continuous in one direction (vertical direction in FIG. 1), forming a crystal group.
  • the aspect ratio is calculated as C2 / C1, where C1 is the length of the long axis in the crystal group of dendritic crystals and C2 is the length of the short axis perpendicular to the long axis.
  • the average aspect ratio calculated in this way is preferably 0.8 or more, more preferably 0.7 to 1.0, still more preferably 0.8 to 0.98, Preferably, it is 0.88 to 0.97.
  • the average value of the aspect ratio of the crystal group of the dendritic crystal 60 is an arithmetic average value of the ratio (C2 / C1) in 100 crystal groups arbitrarily selected.
  • the surface of the RTB-based alloy flakes shown in FIGS. 9 and 10 has a larger number of crystal nuclei 1 per unit area on the surface than the surface of the conventional RTB-based alloy flakes, and dendrite.
  • the width P of the crystal 60 is small.
  • the interval M between the filler-like crystal grains 2 constituting the dendritic crystal 60 is small, and the size of the filler-like crystal grains 2 is also small. That is, the surface of the RTB-based alloy flakes of this embodiment is composed of dendritic crystals 60 that are fine and have reduced size variations. Thus, the uniformity of the dendritic crystal 60 is greatly improved.
  • variations in the length S and the width Q of the filler-like crystal grains 2 on the surface of the RTB-based alloy flakes are greatly reduced.
  • the RTB-based alloy flakes are pulverized into particles.
  • the raw material alloy is preferably pulverized in two stages, a coarse pulverization process and a fine pulverization process.
  • the coarse pulverization step is performed in an inert gas atmosphere using, for example, a stamp mill, a jaw crusher, a brown mill, or the like.
  • hydrogen is occluded in the raw material alloy and pulverized by utilizing crack generation due to volume expansion. It is preferable to perform hydrogen storage and pulverization.
  • pulverization is performed until the particle diameter of the raw material alloy becomes several hundred ⁇ m.
  • the pulverized product obtained in the coarse pulverization step is further finely pulverized until the average particle size becomes 3 to 5 ⁇ m to obtain an alloy powder (alloy fine powder).
  • the fine pulverization can be performed using, for example, a jet mill.
  • the grain boundary region 4 of the alloy flakes is preferentially broken. For this reason, the particle size of the alloy powder depends on the interval between the grain boundary regions 4. As shown in FIG. 3, the alloy flakes used in the manufacturing method of the present embodiment have a smaller interval M between the grain boundary regions 4 and less variation than the conventional one. An alloy powder with sufficiently reduced variation can be obtained.
  • the third step is a step of forming an RTB-based sintered magnet containing the R 2 T 14 B phase and containing no dysprosium by molding and firing the alloy powder in a magnetic field.
  • an alloy powder is molded in a magnetic field to obtain a molded body.
  • the alloy powder is filled in a mold disposed in an electromagnet.
  • the magnetic field is applied by an electromagnet to pressurize the alloy powder while orienting the crystal axes of the alloy powder.
  • molding is performed in a magnetic field to produce a molded body.
  • the molding in the magnetic field may be performed, for example, at a pressure of about 0.7 to 1.5 ton / cm 2 in a magnetic field of 12.0 to 17.0 kOe.
  • Firing conditions are preferably set as appropriate according to conditions such as composition, pulverization method, and particle size.
  • the firing temperature can be 1000 to 1100 ° C.
  • the firing time can be 1 to 6 hours.
  • the RTB-based sintered magnet obtained by the manufacturing method of the present embodiment is made of an alloy powder containing crystal grains 2 containing an R 2 T 14 B phase, which is sufficiently fine and has a sufficiently reduced size variation. Since it is used, it is possible to obtain an RTB-based sintered magnet having a finer structure and a more uniform structure than conventional ones. Such an RTB-based sintered magnet has a small area average value of the triple point region 14 and a small standard deviation of the area distribution. Therefore, it can be said that this is a suitable method for manufacturing the above-described RTB-based sintered magnet 10. Since the Dy source is not substantially used as a raw material, the RTB-based sintered magnet does not substantially contain Dy. Therefore, according to the manufacturing method of the present embodiment, it is possible to manufacture an RTB-based sintered magnet that can achieve both high magnetic properties and excellent corrosion resistance at an extremely high level.
  • the aging treatment can be performed, for example, in two stages, and it is preferable to perform the aging treatment under two temperature conditions near 800 ° C. and 600 ° C. When an aging treatment is performed under such conditions, a particularly excellent coercive force tends to be obtained.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram showing the internal structure of the motor according to the preferred embodiment.
  • a motor 200 shown in FIG. 11 is a permanent magnet synchronous motor (SPM motor 200), and includes a cylindrical rotor 40 and a stator 50 disposed inside the rotor 40.
  • the rotor 40 includes a cylindrical core 42 and a plurality of RTB-based sintered magnets 10 such that N poles and S poles alternate along the inner peripheral surface of the cylindrical core 42.
  • the stator 50 has a plurality of coils 52 provided along the outer peripheral surface. The coil 52 and the RTB-based sintered magnet 10 are disposed so as to face each other.
  • the SPM motor 200 includes the RTB-based sintered magnet 10 according to the above embodiment in the rotor 40.
  • This RTB-based sintered magnet 10 has both high magnetic properties and excellent corrosion resistance at a high level. Therefore, the SPM motor 200 including the RTB-based sintered magnet 10 can continuously exhibit a high output over a long period of time.
  • Example 1 ⁇ Production of alloy flakes> Using the alloy flake manufacturing apparatus as shown in FIG. 4, the strip casting method was performed in the following procedure. First, raw material compounds of the respective constituent elements are blended so that the composition of the alloy flakes is the ratio (mass%) of the elements shown in Table 1, and heated to 1300 ° C. in the high-frequency melting furnace 10 to obtain RTB. A molten alloy 12 having a system composition was prepared. This molten alloy 12 was poured onto a roll surface 17 of a cooling roll 16 rotating at a predetermined speed through a tundish. The cooling rate of the molten alloy 12 on the roll surface 17 was 1800 to 2200 ° C./second.
  • the roll surface 17 of the cooling roll 16 includes a linear first recess 32 extending along the rotation direction of the cooling roll 16 and a linear second recess 34 orthogonal to the first recess 32. Had an uneven pattern.
  • the average height H of the convex portions 36, the average value W of the intervals between the convex portions 36, and the surface roughness Rz were as shown in Table 2, respectively. Note that a measurement device (trade name: Surf Test) manufactured by Mitutoyo Corporation was used for measuring the surface roughness Rz.
  • the alloy flakes obtained by cooling with the cooling roll 16 were further cooled by the secondary cooling section 20 to obtain alloy flakes having an RTB-based composition.
  • the composition of the alloy flakes was as shown in Table 1.
  • SEM-BEI images of a cross section along the thickness direction of the alloy flakes were taken for each of 15 fields of view on the casting surface side, the free surface side and the central portion, and a total of 45 SEM-BEI images (magnification: 1000). Times). Then, using these images, a straight line of 0.15 mm was drawn at a position of 50 ⁇ m from the casting surface to the central portion side, a position of 50 ⁇ m from the free surface to the central portion side, and a central portion, respectively. D 1 , D 2 and D 3 were determined from the length of this straight line and the number of crystal grains crossed by this straight line.
  • D 1 is the average value of the crystal grain length on the casting surface side in the direction perpendicular to the thickness direction
  • D 2 is the average value of the crystal grain length on the free surface side in the direction perpendicular to the thickness direction
  • D 3 is an average value of the lengths of the crystal grains in the center in the direction perpendicular to the thickness direction.
  • D MAX the value of the image in which the crystal grain length was the maximum was defined as D MAX .
  • the area occupancy of the R 2 T 14 B phase crystal is the ratio of the area of the dendrite-like crystal to the entire image in the metal microscope image on the casting surface of the RTB-based alloy flake as shown in FIG. It is.
  • dendritic crystals correspond to white portions.
  • the value of the aspect ratio of the crystal group in Table 3 is an arithmetic average value of the ratio (C2 / C1) in 100 arbitrarily selected crystal groups.
  • an RTB-based sintered magnet was produced by the following procedure. First, the obtained alloy flakes were occluded with hydrogen at room temperature, and then subjected to dehydrogenation treatment at 600 ° C. for 1 hour in an argon gas atmosphere to obtain hydrogen pulverized powder. To this hydrogen pulverized powder, 0.1% by weight of oleic amide was added and mixed as a grinding aid. Thereafter, it was pulverized by a jet mill using an inert gas to obtain an alloy powder having a particle size of 2 to 3 ⁇ m. The particle size of the alloy powder was controlled by a rotor classifier in the pulverizer.
  • the alloy powder was filled in a mold placed in an electromagnet and molded in a magnetic field to produce a molded body. Molding was performed by applying pressure to 1.2 ton / cm 2 while applying a magnetic field of 15 kOe. Thereafter, the molded body was fired at 930 to 1030 ° C. for 4 hours in a vacuum, and then rapidly cooled to obtain a sintered body. The obtained sintered body was subjected to two-stage aging treatment at 800 ° C. for 1 hour and at 540 ° C. for 1 hour (both in an argon gas atmosphere) to obtain the RTB-based sintering of Example 1. A magnet was obtained.
  • Examples 2 to 12 Processing the roll surface of the cooling roll, changing the average height H of the convex portions, the average value W of the convex portion intervals, and the surface roughness Rz as shown in Table 2, and changing the raw materials RTB-based alloy flakes of Examples 1 to 12 were obtained in the same manner as in Example 1 except that the composition of the alloy flakes was changed as shown in Table 1. In the same manner as in Example 1, the alloy flakes of Examples 2 to 12 were evaluated. Then, RTB-based sintered magnets of Examples 2 to 12 were produced and evaluated in the same manner as Example 1. These results are shown in Tables 2 and 3.
  • the RTB-based alloy flakes used in each example had dendritic R 2 T 14 B phase crystal grains on the surface. And it was confirmed that many crystal nuclei of dendritic crystals were generated.
  • FIG. 12 is an SEM-BEI image of the cross section along the thickness direction of the RTB-based alloy flake of Example 6 (magnification: 350 times).
  • FIG. 13 is an optical microscope image of a cross section of the RTB-based sintered magnet of Example 6, and FIG. 14 is a graph showing the particle size distribution of R 2 T 14 B phase particles in the cross section. is there. As is apparent from FIGS. 13 and 14, it was confirmed that the crystal grain size of the RTB-based sintered magnet of Example 5 was sufficiently small and there was little variation in the grain size and shape. This is because, as shown in FIG.
  • the RTB-based alloy containing R 2 T 14 B phase crystal grains in which the expansion in the direction perpendicular to the thickness direction is suppressed is due to the use of flakes. That is, by using such RTB-based alloy flakes, variation in the particle size and shape of the alloy powder obtained by pulverization is sufficiently small. A sintered magnet can be obtained.
  • Comparative Example 1 Other than changing the raw material and changing the composition of the alloy flakes as shown in Table 1, and using a cooling roll having only a linear first recess extending on the roll surface in the rotation direction of the roll In the same manner as in Example 1, an RTB-based alloy flake of Comparative Example 1 was obtained. These cooling rolls did not have the second recess. In addition, the average value H of the convex part height of these cooling rolls, the average value W of the convex part space
  • the cross-sectional structure in the vicinity of the roll surface was determined by observing with a scanning electron microscope on the cut surface when the cooling roll was cut along a plane parallel to the axial direction through the axis of the cooling roll.
  • the average value H of the heights of the convex portions is an arithmetic average value of the heights of 100 convex portions
  • the average value W of the intervals between the convex portions is a value obtained by measuring the interval between adjacent convex portions at 100 different points. Is the arithmetic mean of
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the alloy flakes of Comparative Example 1 were evaluated. In the same manner as in Example 1, the RTB-based sintered magnet of Comparative Example 1 was produced and evaluated. These results are shown in Tables 2 and 3.
  • FIGS. 15, 16, and 17 are images (magnification: 100 times) of one surface of the RTB-based alloy flakes used in Comparative Examples 1, 2, and 3 using a metallographic microscope.
  • FIG. 18 is an SEM-BEI image (magnification: 350 times) of a cross section along the thickness direction of the RTB-based alloy flake used in Comparative Example 3. From the images of the metallographic microscopes shown in FIGS. 15 to 17, the surface of the RTB-based alloy flake used in the comparative example has no or no dendrite-like crystal grains. It was confirmed that the crystal nuclei were large and non-uniform.
  • the RTB-based sintered magnet of each example has an excellent coercive force even when it does not substantially contain heavy rare earth elements such as Dy, Tb, and Ho. It was confirmed that it had a coercive force equivalent to that of Comparative Example 4 containing Dy.
  • FIG. 19 is a diagram showing element map data in which the triple point region is blacked out in the rare earth sintered magnet of Example 1.
  • FIG. 20 is a diagram showing element map data in which the triple point region of the RTB-based sintered magnet of Comparative Example 5 is painted black.
  • each example and each of comparative examples 1 to 3 and 5 use an alloy powder having a similar average particle diameter, each example has a higher HcJ.
  • An RTB sintered magnet having the above was obtained. This is because the RTB-based sintered magnets of the examples not only have finer crystal grains, but also have a uniform grain size and shape, so that segregation in the triple point region occurs. This is thought to be due to the suppression of
  • an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force and a manufacturing method thereof without using an expensive and rare heavy rare earth element.
  • the present invention it is possible to provide an RTB-based sintered magnet having high magnetic properties and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same. Moreover, according to this invention, the rotary machine which can maintain a high output over a long period of time can be provided.

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Abstract

　希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有する、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０であって、希土類元素として、ディスプロシウムを実質的に含有せず、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有する結晶粒１２と、結晶粒１２間に形成された粒界領域と、を備え、３つ以上の結晶粒１２に囲まれた粒界領域である三重点領域１４は、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含むとともに、結晶粒１２よりも希土類元素の質量比率が高い組成を有しており、断面における三重点領域１４の面積の平均値は２μｍ２以下であり、当該面積の分布の標準偏差は３以下である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０である。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法、並びに回転機
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法、並びにこのＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備える回転機に関する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石（ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｔは遷移元素であり、Ｂはホウ素である。）は、磁気特性に優れていることから、各種電気機器に使用されている。
　磁石の磁気特性を表す指標としては、一般に、残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力（ＨｃＪ）が用いられる。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石においては、希土類元素の一部にＤｙ（ディスプロシウム）を用いることで、ＨｃＪを向上させ得ることが知られている。
　このようなＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、一般的な粉末冶金プロセスによって作製され、その断面構造は典型的には図２に示すような構造になる。すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００は、主な結晶相（主相）であるＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒１２０と、その粒界に存在する粒界領域１４０とを含む。この粒界領域１４０には、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相が存在する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００のＨｃＪを向上するためには、結晶粒１２０の微細化が有効である。この結晶粒１２０を微細にするためには、原料として使用する合金粉末の粒径を微細にする必要がある。しかしながら、微細な合金粉末を用いると、焼結時にＲ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相が偏析しやすくなり、ＨｃＪを十分に向上することが難しい。このため、例えば特許文献１では、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の偏析を回避するために、三重点の平均面積及び面積分布の標準偏差を所定値以下にすることが提案されている。
特開２０１１－２１０８３８号公報
　ところで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石が図１に示すような構造を有する場合、ＲとしてＤｙを用いた場合、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相にはＤｙも存在することとなる。ところが、Ｄｙは希土類元素のなかでも酸化されやすい特性を有することから、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の耐食性を低下させる可能性がある。一方で、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、初期の特性のみならず、その高い磁気特性を長期間に亘って維持することが求められている。
　本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、高い磁気特性を有するとともに、優れた耐食性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、長期間に亘って高い出力を維持することが可能な回転機を提供することを目的とする。
　本発明は、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、希土類元素として、ディスプロシウムを実質的に含有せず、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有する結晶粒と、該結晶粒間に形成された粒界領域と、を備え、３つ以上の結晶粒に囲まれた粒界領域である三重点領域は、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含むとともに、結晶粒よりも希土類元素の質量比率が高い組成を有しており、断面における三重点領域の面積の平均値は２μｍ２以下であり、当該面積の分布の標準偏差は３以下である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供する。ここで、Ｒはディスプロシウム以外の希土類元素、Ｔは遷移元素、Ｂはホウ素を示す。
　上記本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、ディスプロシウムを実質的に含有しないことから、ディスプロシウムを含有する焼結磁石よりも酸化が抑制されるため、耐食性に優れる。また三重点領域の面積の平均値が従来よりも小さいうえに、その分布の均一性が向上していることから、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の偏析を抑制することができる。このように、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は組織を微細化しつつ構造の均一性が向上していることから、ディスプロシウムを含まなくても高い磁気特性を維持することができる。すなわち、本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、希土類元素の選択と構造制御との相乗作用によって、高い磁気特性と優れた耐食性とを両立することを実現したものである。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に含まれる上記結晶粒の平均粒径は０．５～５μｍであることが好ましい。このように微細な結晶粒で構成されたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、磁気特性を一層高くすることができる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における希土類元素の含有量は２５～３７質量％、ホウ素の含有量は０．５～１．５質量％、及び遷移金属に含まれるコバルトの含有量は３質量％以下（０を含まず）であり、残部が鉄であることが好ましい。このような組成を有することによって、磁気特性をより一層高くすることができる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状の結晶粒と、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相を含む粒界領域と、を備え、断面におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の粉砕物を成形し焼成して得られるものであることが好ましい。このようなＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、十分に微細で粒度分布がシャープな粉砕物を用いて得られるものであることから、微細な結晶粒で構成されるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結体が得られる。また、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相が粉砕物の内部ではなく外周部に存在する割合が高くなるため、焼結後のＲ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の分散状態が良好になり易い。このため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結体の構造が微細になるとともに均一性が向上する。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結体の磁気特性を一層高くすることができる。
　本発明はまた、上記本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備える回転機を提供する。本発明の回転機は、上述の特徴を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を有すること備えることから、長期間に安定的に高出力を発揮することが可能である。
　本発明はさらに、ディスプロシウムを実質的に含有しないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するデンドライト状の結晶粒と、結晶粒よりも希土類元素の質量比率が高い組成を有する粒界領域と、を有し、粒界領域の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を調製する工程と、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕して合金粉末を得る工程と、合金粉末を磁場中で成形して焼成し、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する工程と、を備える、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。ここで、Ｒはディスプロシウム以外の希土類元素、Ｔは遷移元素、Ｂはホウ素を示す。
　上記本発明の製造方法では、粒界領域の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を用いていることから、粉砕によって十分に微細で粒度のばらつきが小さい合金粉末を得ることができる。また、上述のような合金粉末を用いると粒界領域に含まれるＲ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相等が粉砕物の内部ではなく外周部に存在する割合が高くなるため、焼結後の三重点領域の分散状態が良好になり易い。したがって、微細な結晶粒で構成されるとともに、三重点領域の偏析が抑制されたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。また、ディスプロシウムを含有していないことから、酸化を抑制することが可能となり、優れた耐食性を有する。すなわち、本発明の製造方法で得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、原料に含まれる希土類元素の選択と構造制御との相乗作用によって、高い磁気特性と優れた耐食性との両立を可能にしたものである。
　本発明によれば、高い磁気特性を有するとともに、優れた耐食性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、長期間に亘って高い出力を維持することが可能な回転機を提供することができる。
本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の好適な実施形態を示す斜視図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の一実施形態における断面構造を模式的に示す断面図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法に用いられる合金薄片の断面構造の一例を示す模式図である。 ストリップキャスト法に用いられる装置の模式図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる冷却ロールのロール面の一例を示す拡大平面図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる冷却ロールのロール面近傍の断面構造の一例を示す模式断面図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられる冷却ロールのロール面近傍の断面構造の一例を示す模式断面図である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚さ方向に沿った断面の一例を示すＳＥＭ－ＢＥＩ画像（倍率：３５０倍）である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。 本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造に用いられるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片に含まれるデンドライト状結晶を模式的に示す平面図である。 本発明のモータの好適な実施形態における内部構造を示す説明図である。 実施例６で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩ画像（倍率：３５０倍）である。 実施例６のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における断面の金属顕微鏡による画像（倍率：１６００倍）である。 実施例６のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む粒子の粒径分布を示す図である。 比較例１で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。 比較例２で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。 比較例３で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。 比較例３で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。 実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において三重点領域を黒く塗りつぶした元素マップデータを示す図である。 比較例５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石において三重点領域を黒く塗りつぶした元素マップデータを示す図である。
　以下、必要に応じて図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態について説明する。なお、各図面において、同一または同等の要素には同一の符号を付与し、重複する説明を省略する。
　図１は、本発明の好適な実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の斜視図である。図２は、本発明の好適な実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の断面構造を模式的に示す断面図である。図２に示すように、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、複数の結晶粒１２と、この結晶粒１２間の粒界領域であって３つ以上の結晶粒１２に囲まれてなる三重点領域１４と、を有する。なお、図１には示していないが、隣接する２つの結晶粒１２の間にも粒界領域が形成されていてもよい。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、全体として、希土類元素、希土類元素以外の遷移元素及びホウ素を含む組成を有しており、希土類元素（Ｒ）として、Ｄｙ以外の希土類元素を含有する。すなわち、Ｒは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユーロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）及びルテチウム（Ｌｕ）から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、耐食性を一層向上させる観点から、ＲとしてＤｙのみならず、Ｔｂ及びＨｏの少なくとも一方も含まないことが好ましく、重希土類元素を含まないことがより好ましい。すなわち、Ｒとして軽希土類元素のみを含むことがより好ましい。なお、本明細書において、重希土類元素（ＨＲ）はＧｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕであり、軽希土類元素（ＬＲ）はそれ以外の希土類元素である。但し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、原料に由来する不純物、又は製造時に混入する不純物として重希土類元素（Ｄｙ、Ｔｂ、Ｈｏなど）を含んでもよい。その含有量は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石全体を基準として、好ましくは０．０１質量％以下である。当該含有量の上限は、本発明の目的や効果に殆ど影響を及ぼさない範囲として、０．１質量％である。
　本明細書において「Ｄｙを実質的に含有しない」とは、例えば原料に不可避不純物として含まれる程度のＤｙを含んでもよいことを意味している。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０において、Ｒ全体に対するＤｙの割合は、例えば０．１質量％未満である。また、「Ｔｂ及びＨｏの少なくとも一方を実質的に含有しない」とは、例えば原料に不可避不純物として含まれる程度のＴｂ及び／又はＨｏを含んでもよいことを意味している。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０において、Ｒ全体に対するＴｂ及びＨｏの割合は、例えばそれぞれ０．１質量％未満である。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、遷移元素（Ｔ）として、少なくともＦｅを含むことが好ましく、ＦｅとＦｅ以外の遷移元素とを組み合わせて含むことがより好ましい。Ｆｅ以外の遷移元素としては、Ｃｏ、Ｃｕ及びＺｒが挙げられる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、Ａｌ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｎ及びＧｅから選ばれる少なくとも一種の元素を含むことが好ましい。これによって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の保磁力を一層高くすることができる。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ及びＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素を含むことが好ましい。このような元素を含むことによって、焼成中の粒成長を抑制することが可能となり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の保磁力を一層高くすることができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０におけるＲの含有量は、磁気特性を一層高くする観点から、好ましくは２５～３７質量％であり、より好ましくは２８～３５質量％である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０におけるＢの含有量は、好ましくは０．５～１．５質量％であり、より好ましくは０．７～１．２質量％である。
る質量割合である。
　希土類元素の含有量が２５質量％未満であると、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の主相であるＲ２Ｔ１４Ｂ相の生成量が減って、軟磁性を有するα－Ｆｅなどが析出しやすくなり、ＨｃＪが低下するおそれがある。一方、３７質量％を超えると、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の体積比率が低下し、Ｂｒが低下するおそれがある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、保磁力を一層高くする観点から、Ａｌ，Ｃｕ，Ｇａ，Ｚｎ及びＧｅから選ばれる少なくとも一種の元素を、合計で０．２～２質量％含有することが好ましい。また、同様の観点から、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｍｏ及びＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素を、合計で０．１～１質量％含有することが好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における遷移元素（Ｔ）の含有量は、上述した希土類元素、ホウ素及び添加元素の残部となる。
　遷移元素としてＣｏを含む場合、その含有量は、３質量％以下（０を含まず）であると好ましく、０．３～１．２質量％であるとより好ましい。ＣｏはＦｅと同様の相を形成するが、Ｃｏを含有することによって、キュリー温度及び粒界相の耐食性を向上することができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における酸素の含有量は、磁気特性と耐食性とを一層高水準で両立する観点から、好ましくは３００～３０００ｐｐｍであり、より好ましくは５００～１５００ｐｐｍである。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における窒素の含有量は、同様の観点から、２００～１５００ｐｐｍであり、より好ましくは５００～１５００ｐｐｍである。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における炭素の含有量は、同様の観点から、５００～３０００ｐｐｍであり、より好ましくは８００～１５００ｐｐｍである。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における結晶粒１２は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むことが好ましい。一方、三重点領域１４は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりも、質量基準のＲの含有割合がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相を含む。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の断面における三重点領域１４の面積の平均値は、算術平均で２μｍ２以下であり、好ましくは１．９μｍ２以下である。また、その面積の分布の標準偏差が３以下であり、好ましくは２．６以下である。このように、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の偏析が抑制されているため、三重点領域１４の面積が小さいうえに、面積のばらつきも小さくなっている。このため、ＢｒとＨｃＪの両方を高く維持することができる。
　断面における三重点領域１４の面積の平均値及び面積の分布の標準偏差は、以下の手順で求めることができる。まず、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０を切断し、切断面を研磨する。走査型電子顕微鏡によって、研磨した面の画像観察を行う。そして、画像解析を行って、三重点領域１４の面積を求める。求めた面積の算術平均値が平均面積となる。そして、各三重点領域１４の面積とそれらの平均値とに基づいて、三重点領域１４の面積の標準偏差を算出することができる。
　三重点領域１４における希土類元素の含有量は、十分に高い磁気特性を有するとともに十分に優れた耐食性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石とする観点から、好ましくは８０～９９質量％であり、より好ましくは８５～９９質量％以上であり、さらに好ましくは９０～９９質量％である。また、同様の観点から、三重点領域１４ごとの希土類元素の含有量は同等であることが好ましい。具体的には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における三重点領域１４の当該含有量の分布の標準偏差は、好ましくは５以下であり、より好ましくは４以下であり、さらに好ましくは３以下である。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０における結晶粒１２の平均粒径は、磁気特性を一層高くする観点から、好ましくは０．５～５μｍであり、より好ましくは２～４．５μｍである。この平均粒径は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の断面を観察した電子顕微鏡画像の画像処理を行って、個々の結晶粒１２の粒径を測定し、測定値を算術平均することによって求めることができる。
　次に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の製造方法の好適な実施形態を説明する。本実施形態の製造方法は、ディスプロシウムを実質的に含有しないＲ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状の結晶粒と、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりも希土類元素の質量比率が高い相を含む粒界領域と、を有し、粒界領域の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を調製する第１工程と、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕して合金粉末を得る第２工程と、合金粉末を磁場中で成形して焼成し、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含み、ディスプロシウムを含有しないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する第３工程と、を備える。以下、各工程の詳細を説明する。
（第１工程）
　第１工程は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相を含む粒界領域の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を調製する。まず、原料として、Ｒ（Ｄｙを除く），Ｔ，Ｂを構成元素として有する化合物、又は、Ｒ，Ｔ，Ｂの単体を準備する。この原料を用い、ストリップキャスト法によって、所定の組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ合金薄片を作製する。
　図３は、本実施形態の製造方法で用いるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚さ方向に沿った断面構造を拡大して示す模式断面図である。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、主相としてＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒２と、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相とは異なる組成を有する粒界領域４を含有する。粒界領域４は、Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相を含有する。
　図３に示すように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は一方の表面に結晶核１を有している。そして、この結晶核１を起点としてＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む柱状の結晶粒２及びＲの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相（Ｒリッチ相）を含む粒界領域４が他方の表面に向けて放射状に伸びている。すなわち、Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の粒界に沿って析出している。
　本実施形態の製造方法で用いるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、図３に示すような厚さ方向に沿った断面において、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒２が厚さ方向とは垂直な方向（図３の左右方向）にあまり拡がることなく、厚さ方向（図３の上下方向）に略均一に成長している。このため、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片に比べて、粒界領域４の間隔Ｍが小さく、且つ間隔Ｍのばらつきが小さくなっている。通常の粉砕では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は粒界領域４に沿って破断する。このため、第２工程でＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕した際に、微細で、粒径及び形状のばらつきが小さい合金粉末を得ることができる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、図３に示す断面において、粒界領域４の間隔Ｍの平均値ＤＡＶＥが１～３μｍであることが好ましい。これによって、一層高い磁気特性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０を得ることができる。ＤＡＶＥの下限は１．５μｍであってもよい。ＤＡＶＥの上限は２．７μｍであってもよい。
　ＤＡＶＥは、以下の手順で求めることができる。まず、図３に示すような断面において、一方（下方）の表面側における粒界領域４の間隔Ｍの平均値、中央部における粒界領域４の間隔Ｍの平均値、及び他方（上方）の表面側の粒界領域４の間隔Ｍの平均値を求める。これらの平均値を、それぞれＤ１、Ｄ２及びＤ３とする。
　Ｄ１、Ｄ２及びＤ３は具体的には以下のようにして求められる。まず、図３に示すような断面のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）－ＢＥＩ（反射電子像）による観察（倍率：１０００倍）を行う。そして、一方の表面側、他方の表面側及び中央部において、それぞれ１５視野ずつ断面の写真を撮影する。このような写真において、一方の表面から中央部側に５０μｍの位置、他方の表面から中央部側に５０μｍの位置、並びに中央部にそれぞれ直線を描く。これらの直線は、図３に示すような断面において、一方の表面及び他方の表面にほぼ平行である。この直線の長さとこの直線が横切る結晶粒２の数とから、Ｄ１，Ｄ２，Ｄ３を求めることができる。このようにして求めたＤ１，Ｄ２及びＤ３の平均値がＤＡＶＥである。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、後述する冷却ロールを用いたストリップキャスト法によって製造することができる。この場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、冷却ロールとの接触面（鋳造面）にＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核１が析出する。そして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面側から鋳造面とは反対側の面（フリー面）側に向けてＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒２が放射状に成長する。したがって、図３に示すＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片では、下方の表面が鋳造面となる。この場合、Ｄ１が鋳造面側の粒界領域４の間隔Ｍの平均値となり、Ｄ２がフリー面側の粒界領域４の間隔Ｍの平均値となる。Ｄ１，Ｄ２，Ｄ３は、例えば１～４μｍであり、好ましくは１．４～３．５μｍであり、より好ましくは１．５～３．２μｍである。
　ストリップキャスト法では、所定の組成を有する合金溶湯を、冷却ロールのロール面に注いで合金溶湯を該ロール面によって冷却して結晶核を生成させる。粒界領域の間隔Ｍは、ロール面の表面を加工して調整してもよいし、溶湯の温度、冷却ロールの表面状態、冷却ロールの材質、冷却ロールの材質、ロール面の温度、冷却ロールの回転速度及び冷却温度等を変えることによって調整してもよい。例えば、冷却ロールとしては、ロール面に、網目状の溝で形成された凹凸模様を有することが好ましい。この凹凸模様は、例えば、冷却ロールの円周方向に沿って、所定の間隔ａで配列した複数の第１の凹部と、第１の凹部に略直交し、冷却ロールの軸方向に平行に所定の間隔ｂで配列した複数の第２の凹部とから構成される。第１の凹部及び第２の凹部は、略直線状の溝であり、所定の深さを有する。
　図４は、ストリップキャスト法において、合金溶湯の冷却に用いる装置の一例を示す模式図である。高周波溶解炉１１で調製された合金溶湯１３は、まず、タンディッシュ１５に移送される。その後、タンディッシュ１５から、矢印Ａの方向に所定の速度で回転している冷却ロール１６のロール面１７上に合金溶湯１３を注ぐ。合金溶湯１３は冷却ロール１６のロール面１７に接触し、熱交換によって抜熱される。合金溶湯１３の冷却に伴って、合金溶湯１３には、結晶核が生成し合金溶湯１３の少なくとも一部が凝固する。例えば、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相（溶解温度１１００℃程度）がまず生成し、その後、Ｒリッチ相（溶解温度７００℃程度）の少なくとも一部が凝固する。これらの結晶析出は、合金溶湯１３が接触するロール面１７の構造に影響される。冷却ロール１６のロール面１７には、網目状の凹部と該凹部で形成された凸部とからなる凹凸模様が形成されたものを用いることが好ましい。
　図５は、ロール面１７の一部を平面状にして拡大して示す模式図である。ロール面１７には、網目状に溝が形成されており、これが凹凸模様を形成している。具体的には、ロール面１７は、冷却ロール１６の円周方向（矢印Ａの方向）に沿って、所定の間隔ａで配列した複数の第１の凹部３２と、第１の凹部３２に略直交し、冷却ロール１６の軸方向に平行に所定の間隔ｂで配列した複数の第２の凹部３４とが形成されている。第１の凹部３２及び第２の凹部３４は、略直線状の溝であり、所定の深さを有する。第１の凹部３２と第２の凹部３４とによって、凸部３６が形成される。
　ロール面１７の表面粗さＲｚは、好ましくは３～５μｍであり、より好ましくは３．５～５μｍであり、さらに好ましくは３．９～４．５μｍである。Ｒｚが過大になると薄片の厚みが変動して冷却速度のばらつきが大きくなる傾向にあり、Ｒｚが過小になると合金溶湯とロール面１７との密着性が不十分になり、ロール面から合金溶湯又は合金薄片が目標時間よりも早く剥離してしまう傾向にある。この場合、合金溶湯の抜熱が十分に進行せずに合金溶湯が二次冷却部に移動することとなる。このため、二次冷却部で合金薄片同士が張付く不具合が発生する傾向にある。
　本明細書における表面粗さＲｚは、十点平均粗さであり、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１－１９９４に準拠して測定される値である。Ｒｚは、市販の測定装置（株式会社ミツトヨ製のサーフテスト）を用いて測定することができる。
　第１の凹部３２と第２の凹部３４とがなす角度θは、好ましくは８０～１００°であり、より好ましくは８５～９５°である。このような角度θとすることによって、ロール面１７の凸部３６上に析出したＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核が、合金薄片の厚さ方向に向かって柱状に成長するのを一層促進することができる。
　図６は、図５のＶＩ－ＶＩ線に沿った断面を拡大して示す模式断面図である。すなわち、図５は、冷却ロール１６を、その軸を通り軸方向に平行な面で切断したときの断面構造の一部を示す模式断面図である。凸部３６の高さｈ１は、図６に示す断面において、第１の凹部３２の底を通り且つ冷却ロール１６の軸方向に平行な直線Ｌ１と、凸部３６の頂点との最短距離として求めることができる。また、凸部３６の間隔ｗ１は、図６に示す断面において、隣り合う凸部３６の頂点間の距離として求めることができる。
　図７は、図５のＶＩＩ－ＶＩＩ線に沿った断面を拡大して示す模式断面図である。すなわち、図７は、冷却ロール１６を、側面に平行な面で切断したときの断面構造の一部を示す模式断面図である。凸部３６の高さｈ２は、図７に示す断面において、第２の凹部３４の底を通り且つ冷却ロール１６の軸方向に垂直な直線Ｌ２と、凸部３６の頂点との最短距離として求めることができる。また、凸部３６の間隔ｗ２は、図７に示す断面において、隣り合う凸部３６の頂点間の距離として求めることができる。
　本明細書において凸部３６の高さの平均値Ｈ、及び凸部３６の間隔の平均値Ｗは次のようにして求める。レーザー顕微鏡を用いて、図６，７に示すような冷却ロール１６のロール面１７近傍の断面プロファイル画像（倍率：２００倍）を撮影する。これらの画像において、任意に選んだ凸部３６の高さｈ１及び高さｈ２をそれぞれ１００点測定する。このとき、高さｈ１及びｈ２がそれぞれ３μｍ以上のもののみ測定し、３μｍ未満のものはデータに含めない。計２００点の測定データの算術平均値を、凸部３６の高さの平均値Ｈとする。
　また、同じ画像において、任意に選んだ凸部３６の間隔ｗ１及び間隔ｗ２をそれぞれ１００点測定する。このとき、高さｈ１及びｈ２がそれぞれ３μｍ以上のもののみを凸部３６とみなして間隔を測定する。計２００点の測定データの算術平均値を、凸部３６の間隔の平均値Ｗとする。なお、走査型電子顕微鏡でロール面１７の凹凸模様を観察することが困難である場合は、ロール面１７の凹凸模様を複製したレプリカを作製し、当該レプリカの表面を走査型電子顕微鏡で観察して上述の測定を行ってもよい。レプリカの作製は、市販キット（ケニス株式会社製のスンプセット）を用いることができる。
　ロール面１７の凹凸模様は、例えば短波長レーザーでロール面１７を加工して調製することができる。
　凸部３６の高さの平均値Ｈは、好ましくは７～２０μｍである。これによって、凹部３２，３４に合金溶湯を十分に浸透させて、合金溶湯１２とロール面１７との密着性を十分に高くすることができる。平均値Ｈの上限は、凹部３２，３４に合金溶湯を一層十分に浸透させる観点から、より好ましくは１６μｍであり、さらに好ましくは１４μｍである。平均値Ｈの下限は、合金溶湯とロール面１７との密着性を十分に高くしつつ、合金薄片の厚さ方向により均一に配向したＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶を得る観点から、より好ましくは８．５μｍであり、さらに好ましくは８．７μｍである。
　凸部３６の間隔の平均値Ｗは、４０～１００μｍである。平均値Ｗの上限は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の柱状結晶の幅を一層小さくして粒径の小さな磁石粉末を得る観点から、好ましくは８０μｍであり、より好ましくは７０μｍであり、さらに好ましくは６７μｍである。平均値Ｗの下限は、好ましくは４５μｍであり、より好ましくは４８μｍである。これによって一層高い磁気特性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　合金溶湯１３を冷却ロール１６のロール面１７に注いだ時に、合金溶湯１３はまず凸部３６に接触する。この接触部分に結晶核１が生成し、この結晶核１を起点として、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒２が柱状に成長する。このような結晶核１を多数発生させて単位面積当たりの結晶核１の数を多くすることによって、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相がロール面に１７に沿って成長することを抑制し、図３に示すように間隔Ｍが小さいＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得ることができる。
　間隔ａ，ｂの平均値は、好ましくは４０～１００μｍである。これによって、粒界領域４の間隔Ｍが小さく、且つ間隔Ｍのばらつきが小さいＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得ることができる。なお、平均値が４０μｍ以下の間隔を有する凹部３２，３４を形成するのは容易ではない。冷却ロールの冷却面で冷却した合金は、さらに通常の二次冷却部で冷却してもよい。
　冷却速度は、得られる合金薄片の組織を十分に微細にしつつ異相の発生を抑制する観点から、好ましくは１０００～３０００℃／秒であり、より好ましくは１５００～２５００℃／秒である。冷却速度が１０００℃／秒未満になると、α－Ｆｅ相が析出し易くなる傾向にあり、冷却速度が３０００℃／秒を超えるとチル晶が析出し易くなる傾向にある。チル晶とは、粒径が１μｍ以下の等方性の微細結晶である。チル晶が多量に生成すると最終的に得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性が損なわれる傾向にある。
　冷却ロールで冷却した後、ガスを吹き付ける方法等によって冷却する二次冷却を行ってもよい。二次冷却の方法は特に限定されるものではなく、従来の冷却方法を採用することができる。例えば、ガス吹き出し孔１９ａを有するガス配管１９を設け、周方向に回転する回転式のテーブル２０に堆積した合金薄片に、このガス吹き出し孔１９ａから冷却用ガスを吹き付ける態様が挙げられる。これによって、合金薄片１８を十分に冷却することができる。合金薄片は、二次冷却部２０で十分に冷却した後に回収される。このようにして、図３に示すような断面構造を有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を製造することができる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚みは、好ましくは０．５ｍｍ以下であり、より好ましくは０．１～０．５ｍｍである。合金薄片の厚みが大きくなりすぎると、冷却速度の相違により、結晶粒２の組織が粗くなって均一性が損なわれる傾向にある。また、合金薄片のロール面側の面（鋳造面）付近の構造と鋳造面とは反対側の面（フリー面）付近の構造とが異なることとなり、Ｄ１とＤ２の差異が大きくなる傾向にある。
　図８は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ－ＢＥＩの画像である。図８（Ａ）は、本実施形態の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ－ＢＥＩの画像（倍率：３５０倍）である。一方、図８（Ｂ）は、従来の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ－ＢＥＩの画像（倍率：３５０倍）である。図８（Ａ），（Ｂ）において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の下側の面がロール面との接触面（鋳造面）である。また、図８（Ａ），（Ｂ）において、濃色部分がＲ２Ｔ１４Ｂ相であり、淡色部分がＲリッチ相である。
　図８（Ａ）に示すように、本実施形態の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、下方の表面に多数のＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核が析出している（図中、矢印参照）。そして、この結晶核から図８（Ａ）の上方向、すなわち厚み方向に沿って、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒が放射状に伸びている。
　一方、図８（Ｂ）に示すように、従来の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核の析出数が図８（Ａ）よりも少なくなっている。そして、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶は上下方向のみならず左右方向にも成長している。このため、厚み方向とは垂直な方向におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒の長さ（幅）が図８（Ａ）よりも大きくなっている。Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片がこのような構造を有していると、微細で形状及びサイズの均一性に優れた合金粉末を得ることができない。
　図９は、本実施形態の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。本実施形態の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系金属薄片の一表面は、図９に示すように、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含む多数の花弁状デンドライト状結晶で構成されている。図９は、図３の結晶核１を有する側から撮影したＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面の金属顕微鏡による画像である。
　図１０は、本実施形態の製造方法で調製されるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面を構成するデンドライト状結晶を拡大して模式的に示す平面図である。デンドライト状結晶６０は、中心部に結晶核１と、この結晶核１を起点として放射状に延びるフィラー状の結晶粒２とを有する。
　図９に示すように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面において、デンドライト状結晶６０は全体として、一方向（図１中、上下方向）に連なっており、結晶群を形成している。図９に示すとおり、デンドライト状結晶の結晶群における長軸の長さをＣ１、該長軸に直交する短軸の長さをＣ２とすると、アスペクト比はＣ２／Ｃ１で計算される。このようにして計算されるアスペクト比の平均値は、好ましくは０．８以上であり、より好ましくは０．７～１．０であり、さらに好ましくは０．８～０．９８であり、特に好ましくは０．８８～０．９７である。アスペクト比の平均値をこのような範囲にすることによって、デンドライト状結晶６０の形状の均一性が向上し、合金薄片の厚み方向へのＲ２Ｔ１４Ｂ相の成長が均一化される。また、デンドライト状結晶６０の幅を上述の範囲に制御することによって、一層微細で且つＲリッチ相が均一に分散した合金薄片を得ることができる。したがって、粒径が小さく且つ粒径のばらつきの小さい合金粉末を得ることができる。デンドライト状結晶６０の結晶群のアスペクト比の平均値は、任意に選択された１００個の結晶群における比（Ｃ２／Ｃ１）の算術平均値である。
　図９，１０に示すＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面は、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面よりも、一表面における単位面積当たりの結晶核１の数が多く、且つデンドライト状結晶６０の幅Ｐが小さい。そして、デンドライト状結晶６０を構成するフィラー状の結晶粒２の間隔Ｍが小さく、フィラー状の結晶粒２の大きさも小さい。すなわち、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面は、微細で且つ大きさのばらつきが抑制されたデンドライト状結晶６０で構成されている。このように、デンドライト状結晶６０の均一性が大幅に向上している。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面におけるフィラー状の結晶粒２の長さＳ及び幅Ｑの大きさのばらつきも大幅に低減している。
（第２工程）
　第２工程では、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粒子状となるように粉砕する。原料合金の粉砕は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の２段階の工程で行うことが好ましい。粗粉砕工程は、例えば、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中で行う。また、得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０中の酸素濃度を低減して良好な磁気特性を得る観点からは、原料合金に水素を吸蔵させ、体積膨張によるクラック発生を利用して粉砕させる、水素吸蔵粉砕を行うことが好ましい。粗粉砕工程においては、原料合金の粒径が数百μｍ程度となるまで粉砕を行う。
　粗粉砕工程後、微粉砕工程において、粗粉砕工程で得られた粉砕物を、更に平均粒径が３～５μｍとなるまで微粉砕して、合金粉（合金の微粉末）を得る。微粉砕は、例えば、ジェットミルを用いて行うことができる。第２工程では、合金薄片の粒界領域４の部分が優先的に破断される。このため、合金粉末の粒径は、粒界領域４の間隔に依存する。本実施形態の製造方法で用いる合金薄片は、図３に示すように従来よりも粒界領域４の間隔Ｍが小さく、且つそのばらつきも小さいことから、粉砕によって粒径が小さく且つサイズ及び形状のばらつきが十分に低減された合金粉末を得ることができる。
（第３工程）
　第３工程は、合金粉末を磁場中で成形して焼成し、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含み、ディスプロシウムを含有しないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する工程である。この工程では、まず、合金粉末を磁場中で成形して成形体を得る。具体的には、まず、合金粉末を電磁石中に配置された金型内に充填する。その後、電磁石により磁場を印加して合金粉末の結晶軸を配向させながら合金粉末を加圧する。このようにして磁場中で成形を行って成形体を作製する。この磁場中成形は、例えば、１２．０～１７．０ｋＯｅの磁場中、０．７～１．５トン／ｃｍ２程度の圧力で行えばよい。
　その後、磁場中成形によって得られた成形体を、真空又は不活性ガス雰囲気中で焼成して焼結体を得る。焼成条件は、組成、粉砕方法、粒度等の条件に応じて適宜設定することが好ましい。例えば、焼成温度を１０００～１１００℃、焼成時間を１～６時間とすることができる。
　本実施形態の製造方法によって得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、十分に微細でサイズのバラつきが十分に低減された、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含む結晶粒２を含む合金粉末を用いていることから、従来よりも構造が微細で且つ均一なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。このようなＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、三重点領域１４の面積の平均値が小さく、且つ面積の分布の標準偏差も小さい。したがって、上述のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０の好適な製造方法であるといえる。そして、原料として実質的にＤｙ源を用いていないことから、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石はＤｙを実質的に含んでいない。このため、本実施形態の製造方法によれば、高い磁気特性と優れた耐食性を極めて高水準で両立することが可能なＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を製造することができる。
　なお、上述の工程で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石に対して、必要に応じて時効処理を施してもよい。時効処理を行うことによって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力をさらに高くすることが可能となる。時効処理は、例えば、２段階に分けて行うことができ、８００℃近傍、及び６００℃近傍の２つの温度条件で時効処理を行うと好ましい。このような条件で時効処理を行うと、特に優れた保磁力が得られる傾向にある。なお、時効処理を１段階で行う場合は、６００℃近傍の温度とすることが好ましい。
　次に、上記の実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０を備える回転機（モーター）の好適な実施形態について説明する。
　図１１は、好適な本実施形態のモータの内部構造を示す説明図である。図１１に示すモータ２００は、永久磁石同期モータ（ＳＰＭモータ２００）であり、円筒状のロータ４０とこのロータ４０の内側に配置されるステータ５０とを備えている。ロータ４０は、円筒状のコア４２と円筒状のコア４２の内周面に沿ってＮ極とＳ極が交互になるように複数のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０とを有する。ステータ５０は、外周面に沿って設けられた複数のコイル５２を有する。このコイル５２とＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０とは互いに対向するように配置される。
　ＳＰＭモータ２００は、ロータ４０に、上記実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０を備えている。このＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０は、高い磁気特性と優れた耐食性とを高水準で両立するものである。したがって、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１０を備えるＳＰＭモータ２００は、高い出力を長期間に亘って継続して発揮することができる。
　以上、本発明の好適な実施形態を説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。
　以下、本発明の内容を実施例及び比較例を参照して詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
（実施例１）＜合金薄片の作製＞
　図４に示すような合金薄片の製造装置を用いて、次の手順でストリップキャスト法を行った。まず、合金薄片の組成が表１に示す元素の割合（質量％）となるように、各構成元素の原料化合物を配合し、高周波溶解炉１０で１３００℃に加熱して、Ｒ－Ｔ－Ｂ系の組成を有する合金溶湯１２を調製した。この合金溶湯１２を、タンディッシュを介して所定の速度で回転している冷却ロール１６のロール面１７上に注いだ。ロール面１７上における合金溶湯１２の冷却速度は、１８００～２２００℃／秒とした。
　冷却ロール１６のロール面１７は、冷却ロール１６の回転方向に沿って延在する直線状の第１の凹部３２と、該第１の凹部３２に直交する直線状の第２の凹部３４とからなる凹凸模様を有していた。凸部３６の高さの平均値Ｈ、凸部３６の間隔の平均値Ｗ、及び表面粗さＲｚは、それぞれ、表２に示すとおりであった。なお、表面粗さＲｚの測定には株式会社ミツトヨ製の測定装置（商品名：サーフテスト）を用いた。
　冷却ロール１６による冷却で得られた合金薄片を、二次冷却部２０でさらに冷却して、Ｒ－Ｔ－Ｂ系の組成を有する合金薄片を得た。この合金薄片の組成は、表１に示すとおりであった。
＜合金薄片の評価＞
　得られた合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩ画像を撮影した（倍率：３５０倍）。この画像から、合金薄片の厚みを求めた。この厚みは、表２に示すとおりであった。
　さらに、合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩの画像を、鋳造面側、フリー面側及び中央部において１５視野ずつ撮影し、計４５枚のＳＥＭ－ＢＥＩの画像（倍率：１０００倍）を得た。そして、これらの画像を用いて、鋳造面から中央部側に５０μｍの位置、フリー面から中央部側に５０μｍの位置、及び中央部にそれぞれ０．１５ｍｍの直線を描いた。この直線の長さとこの直線が横切る結晶粒の数とから、Ｄ１，Ｄ２及びＤ３を求めた。
　なお、Ｄ１は厚み方向に垂直な方向における鋳造面側の結晶粒の長さの平均値、Ｄ２は厚み方向に垂直な方向におけるフリー面側の結晶粒の長さの平均値、及びＤ３は厚み方向に垂直な方向における中央部の結晶粒の長さの平均値である。そして、Ｄ１，Ｄ２，Ｄ３の平均値ＤＡＶＥを求めた。さらに、４５枚の画像でそれぞれ求めた厚み方向とは垂直な方向における結晶粒の長さのうち、結晶粒の長さが最大であった画像の値をＤＭＡＸとした。これらの測定結果は表２に示すとおりであった。
　また、上述の４５枚のＳＥＭ－ＢＥＩの画像を用いて、直線が横切るＲリッチ相の全数に対する、当該直線上の長さが１．５μｍ以下であるＲリッチ相の数の比率αを求めた。その結果は表２に示すとおりであった。
　金属顕微鏡を用いて、図９に示すような合金薄片の鋳造面を観察して（倍率：１００倍）、デンドライト状結晶の幅Ｐ（図１０）の平均値、デンドライト状結晶の結晶群の長軸の長さＣ１に対する短軸の長さＣ２の比（アスペクト比）、全視野に対するＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶の面積占有率、及び単位面積当たり（１ｍｍ２）におけるデンドライト状結晶の結晶核の発生数を調べた。これらの結果を表３に示す。なお、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶の面積占有率は、図９に示すようなＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面における金属顕微鏡の画像における、画像全体に対するデンドライト状の結晶の面積比率である。図９において、デンドライト状結晶は白色部分に相当する。表３における結晶群のアスペクト比の値は、任意に選択された１００個の結晶群における比（Ｃ２／Ｃ１）の算術平均値である。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造＞
　次に、得られた合金薄片を用いて、以下の手順でＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製した。まず、得られた合金薄片に室温で水素を吸蔵させた後、アルゴンガス雰囲気中、６００℃、１時間の脱水素処理を行うことにより、水素粉砕粉を得た。この水素粉砕粉に、粉砕助剤としてオレイン酸アミドを０．１重量％添加して混合した。その後、不活性ガスを用いてジェットミルで粉砕し、粒径が２～３μｍの合金粉末を得た。なお、合金粉末の粒径は粉砕機内のロータ式分級機で制御した。
　この合金粉末を、電磁石中に配置された金型内に充填し、磁場中で成形して成形体を作製した。成形は、１５ｋＯｅの磁場を印加しながら１．２トン／ｃｍ２に加圧して行った。その後、成形体を、真空中、９３０～１０３０℃で４時間焼成した後、急冷して焼結体を得た。得られた焼結体に、８００℃で１時間、及び、５４０℃で１時間（ともにアルゴンガス雰囲気中）の２段階の時効処理を施して、実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得た。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の評価＞
　Ｂ－Ｈトレーサーを用いて、得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のＢｒ（残留磁束密度）及びＨｃＪ（保磁力）を測定した。測定結果を表３に示す。また、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相を含む粒子の平均粒径を求めた。具体的には、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の切断面を研磨した後、金属顕微鏡を用いて研磨した面の画像観察（倍率：１６００倍）を行った。そして、画像解析によってＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒の形状を認識させ、個々の粒子の直径を測定して、測定値の算術平均値を平均粒径とした。平均粒径の値を表３に示す。
（実施例２～１２）
　冷却ロールのロール面を加工して、凸部の高さの平均値Ｈ、凸部の間隔の平均値Ｗ、及び表面粗さＲｚを表２のとおりに変更したこと、及び原料を変更して合金薄片の組成を表１のとおりに変更したこと以外は、実施例１と同様にして実施例１～１２のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得た。実施例１と同様にして、実施例２～１２の合金薄片の評価を行った。そして、実施例１と同様にして実施例２～１２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製し、評価を行った。これらの結果を表２，３に示す。
　金属顕微鏡による画像観察の結果から、各実施例で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、表面にデンドライト状のＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒を有していた。そして、デンドライト状結晶の結晶核が多数生成していることが確認された。
　図１２は、実施例６のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩ画像である（倍率：３５０倍）。図１３は、実施例６のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面の光学顕微鏡による画像であり、図１４は、当該断面におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相の粒子の粒径分布を示す図である。図１３，１４から明らかなように、実施例５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の結晶粒の粒径は十分に小さくかつ粒径及び形状のばらつきが少ないことが確認された。これは、図１２に示すように、厚み方向に沿った断面において、厚み方向とは垂直な方向への拡がりが抑制されたＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒を含むＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を用いていることに起因している。すなわち、このようなＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を用いることによって、粉砕によって得られる合金粉末の粒径及び形状のばらつきが十分に小さいことから、構造の均一性が向上したＲ－Ｔ－Ｂ焼結磁石を得ることができる。
（比較例１）
　原料を変更して合金薄片の組成を表１のとおりに変更したこと、及び、ロール面に、ロールの回転方向に延在する直線状の第１の凹部のみを有する冷却ロールを用いたこと以外は、実施例１と同様にして比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得た。これらの冷却ロールは第２の凹部を有していなかった。なお、これらの冷却ロールの凸部の高さの平均値Ｈ、凸部の間隔の平均値Ｗ、及び表面粗さＲｚは、次の手順で求めた。すなわち、冷却ロールを、冷却ロールの軸を通り軸方向に平行な面で切断したときの切断面において、ロール面近傍の断面構造を走査型電子顕微鏡で観察して求めた。凸部の高さの平均値Ｈは、１００個の凸部の高さの算術平均値であり、凸部の間隔の平均値Ｗは、隣り合う凸部の間隔を異なる１００箇所で測定した値の算術平均値である。
　実施例１と同様にして、比較例１の合金薄片の評価を行った。そして、実施例１と同様にして比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製し、評価を行った。これらの結果を表２，３に示す。
（比較例２，３）
　原料を変更して合金薄片の組成を表１のとおりに変更したこと、及び、冷却ロールのロール面を加工して、凸部の高さの平均値Ｈ、凸部の間隔の平均値Ｗ、及び表面粗さＲｚを表２のとおりに変更したこと以外は、実施例１と同様にして比較例２，３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得た。実施例１と同様にして、比較例２，３の合金薄片の評価を行った。そして、実施例１と同様にして比較例２，３のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製し、評価を行った。これらの結果を表２，３に示す。
　図１５，１６，１７は、比較例１，２，３で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡による画像（倍率：１００倍）である。図１８は、比較例３で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩの画像（倍率：３５０倍）である。図１５～図１７の金属顕微鏡の画像から、比較例で用いたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面には、デンドライト状の結晶粒が形成されていないか、又は形成されていても個々の結晶核が大きく且つ不均一であることが確認された。
（比較例４，５）
　原料を変更して合金薄片の組成を表１のとおりに変更したこと、及び、ロール面に、ロールの回転方向に延在する直線状の第１の凹部のみを有する冷却ロールを用いたこと以外は、実施例１と同様にして比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得た。これらの冷却ロールは第２の凹部を有していなかった。なお、これらの冷却ロールの凸部の高さの平均値Ｈ、凸部の間隔の平均値Ｗ、及び表面粗さＲｚは、比較例１と同様にして求めた。実施例１と同様にして、比較例５の合金薄片の評価を行った。そして、実施例１と同様にして比較例４，５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製し、評価を行った。これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す結果から、各実施例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏなどの重希土類元素を実質的に含まなくても優れた保磁力を有しており、Ｄｙを含む比較例４と同等の保磁力を有することが確認された。
［Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の構造分析］
（三重点領域の面積と標準偏差）
　実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：ＪＸＡ８５００Ｆ型ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて元素マップデータを収集した。測定条件は加速電圧１５ｋＶ、照射電流０．１μＡ、Ｃｏｕｎｔ－Ｔｉｍｅ：３０ｍｓｅｃとし、データ収集領域は、Ｘ＝Ｙ＝５１．２μm、データ点数は、Ｘ＝Ｙ＝２５６（０．２μｍ－ｓｔｅｐ）とした。この元素マップデータにおいて、まず、３つ以上の結晶粒に囲まれている三重点領域を黒く塗りつぶし、これを画像解析することにより、三重点領域の面積の平均値と当該面積の分布の標準偏差を求めた。図１９は、実施例１の希土類焼結磁石において三重点領域を黒く塗りつぶした元素マップデータを示す図である。
　実施例２～１２及び比較例４，５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石と同様に上記ＥＰＭＡを用いて組織観察を行った。図２０は、比較例５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の三重点領域を黒く塗りつぶした元素マップデータを示す図である。
　各実施例及び各比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石における三重点領域の面積の平均値と当該面積の分布の標準偏差を算出した。これらの結果を表４に示す。表４に示すとおり、各実施例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は比較例５よりも三重点領域の面積の平均値及び標準偏差が十分に小さくなっていた。この結果から、実施例では、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相の偏析が十分に抑制されていることが確認された。
（三重点領域における希土類元素の含有量）
　ＥＰＭＡを用いて、各実施例及び各比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の三重点領域における希土類元素の質量基準の含有量を求めた。測定は、１０点の三重点領域において行い、希土類元素の含有量の範囲と標準偏差を求めた。これらの結果を表４に示す。
（酸素、窒素及び炭素の含有量）
　一般的なガス分析装置を用いて、各実施例及び各比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石のガス分析を行って、酸素、窒素及び炭素の含有量を求めた。その結果を表４に示す。
（耐食性）
　各実施例及び各比較例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を、直方体形状［サイズ：１５×１０×２（ｍｍ）］に加工して耐食性評価用のサンプルとした。このサンプルを、温度１２０℃、相対湿度１００％、２気圧の環境下で、１００時間及び４００時間保持する保持試験を行った。試験後の試料の表面状態を目視観察し、以下の評価基準で評価を行った。評価結果を表４に示す。
　　Ａ：外観上、特に異常はなかった。
　　Ｂ：少量の粉落ちが生じた。
　　Ｃ：大量の粉落ちが生じた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３，４に示すように、各実施例と各比較例１～３，５では同程度の平均粒径を有する合金粉末を用いているにもかかわらず、各実施例の方が高いＨｃＪを有するＲ－Ｔ－Ｂ焼結磁石が得られた。これは、各実施例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の方が、結晶粒の粒径が細かいことのみならず、結晶粒の粒径や形状が揃っているために三重点領域の偏析が抑制されていることに起因していると考えられる。
　表４の結果から、各実施例のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、高い磁気特性と優れた耐食性とを高水準で両立できることが確認された。
　本発明によれば、高価で希少な重希土類元素を使用しなくても、十分に優れた保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石、及びその製造方法を提供することができる。
　本発明によれば、高い磁気特性を有するとともに、優れた耐食性を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、長期間に亘って高い出力を維持することが可能な回転機を提供することができる。
　１…結晶核、２…結晶粒（Ｒ２Ｔ１４Ｂ相）、４…粒界領域（Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相）、１０，１００…Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石、１２，１２０…結晶粒、１４，１４０…三重点領域（粒界領域）、１１…高周波溶解炉、１３…合金溶湯、１５…タンディッシュ、１６…冷却ロール、１７…ロール面、１８…合金薄片、１９…ガス配管、１９ａ…ガス吹き出し孔、２０…テーブル、３２，３４…凹部、３６…凸部、４０…ロータ、４２…コア、５０…ステータ、５２…コイル、６０…デンドライト状結晶、２００…モータ。

Claims (8)

  1. 　希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石であって、
    　前記希土類元素として、ディスプロシウムを実質的に含有せず、
    　前記希土類元素、前記遷移元素及びホウ素を含む組成を有する結晶粒と、該結晶粒の間に形成された粒界領域と、を備え、
    　３つ以上の前記結晶粒に囲まれた前記粒界領域である三重点領域は、前記希土類元素、前記遷移元素及びホウ素を含むとともに、前記結晶粒よりも希土類元素の質量比率が高い組成を有しており、
    　断面における前記三重点領域の面積の平均値は２μｍ２以下であり、当該面積の分布の標準偏差は３以下である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
    （但し、Ｒはディスプロシウム以外の希土類元素、Ｔは遷移元素、Ｂはホウ素を示す。）
  2. 　前記希土類元素として、テルビウム及びホルミウムの少なくとも一方を実質的に含有しない、請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  3. 　前記三重点領域における前記希土類元素の含有量が８０～９９質量％であり、当該含有量の分布の標準偏差が５以下である、請求項１又は２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  4. 　前記結晶粒の平均粒径が０．５～５μｍである、請求項１～３のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  5. 　前記希土類元素の含有量が２５～３７質量％、前記ホウ素の含有量が０．５～１．５質量％、及び前記遷移元素に含まれるコバルトの含有量が３質量％以下（０を含まず）である、請求項１～４のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  6. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状の結晶粒と、前記Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりも希土類元素の質量比率が高い相を含む粒界領域と、を備え、断面におけるＲ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い前記相の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の粉砕物を原料として用いて得られる、請求項１～５のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備える回転機。
  8. 　ディスプロシウムを実質的に含有しないＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法であって、
    　希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するデンドライト状の結晶粒と、前記結晶粒よりも希土類元素の質量比率が高い組成を有する粒界領域と、を有し、前記粒界領域の間隔の平均値が３μｍ以下であるＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を調製する工程と、
    　前記Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕して合金粉末を得る工程と、
    　前記合金粉末を磁場中で成形して焼成し、希土類元素、遷移元素及びホウ素を含む組成を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する工程と、を備える、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
    （但し、Ｒはディスプロシウム以外の希土類元素、Ｔは遷移元素、Ｂはホウ素を示す。）
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