WO2013054845A1 - Ｒ－ｔ－ｂ系合金薄片、並びにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石及びその製造方法 - Google Patents

Ｒ－ｔ－ｂ系合金薄片、並びにｒ－ｔ－ｂ系焼結磁石及びその製造方法 Download PDF

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crystal
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多恵子 坪倉
加藤　英治
信宏 神宮
石坂　力
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Definitions

  • the present invention relates to an RTB-based alloy flake, an RTB-based sintered magnet, and a manufacturing method thereof.
  • drive motors used in various fields are required to be smaller and lighter and to be more efficient.
  • a technique capable of further improving the magnetic characteristics of a sintered magnet used in a drive motor is required.
  • an RTB-based rare earth sintered magnet As a sintered magnet having high magnetic properties, an RTB-based rare earth sintered magnet has been conventionally used. This RTB-based sintered magnet has been attempted to improve the magnetic characteristics by using heavy rare earth metals such as Dy and Tb having a large anisotropic magnetic field HA . However, with the recent rise in prices of rare earth metal raw materials, it is strongly desired to reduce the amount of expensive heavy rare earth elements used. Under such circumstances, attempts have been made to improve the magnetic properties by refining the structure of the RTB-based sintered magnet.
  • the RTB-based sintered magnet is manufactured by a powder metallurgy method.
  • the manufacturing method by the powder metallurgy method first, the raw material is melted and cast to obtain an alloy flake containing an RTB-based alloy. Next, the alloy flakes are pulverized to prepare an alloy powder having a particle size of several ⁇ m to several tens of ⁇ m. Next, this alloy powder is molded and sintered to produce a sintered body. Thereafter, the obtained sintered body is processed into a predetermined dimension. In order to improve corrosion resistance, the sintered body may be plated as necessary to form a plating layer. In this way, an RTB-based sintered magnet can be obtained.
  • the strip casting method is a method of preparing alloy flakes by cooling a molten alloy with a cooling roll.
  • an attempt has been made to control the alloy structure by adjusting the cooling rate in the above-described strip casting method.
  • Patent Document 1 proposes to obtain an alloy flake composed of chill crystals, granular crystals, and columnar crystals having a predetermined particle size by strip casting.
  • FIG. 15 and FIG. 16 are metallographic micrographs showing the surface of an RTB-based alloy flake produced by a conventional strip casting method at 100 times magnification. As shown in FIGS. 15 and 16, the RTB-based alloy flakes are composed of crystals of various sizes containing an R 2 T 14 B phase.
  • HcJ coercive force
  • Br residual magnetic flux density
  • ⁇ is a coefficient indicating the independence of crystal grains
  • HA represents an anisotropic magnetic field depending on the composition
  • N represents a local demagnetizing field depending on the shape, etc.
  • Ms is the main The saturation magnetization of the phase.
  • ⁇ represents the sintered density
  • ⁇ 0 represents the true density
  • f represents the volume fraction of the main phase
  • f represents the volume fraction of the main phase
  • A represents the degree of orientation of the main phase.
  • H A , Ms and f depend on the composition of the sintered magnet
  • N depends on the shape of the sintered magnet.
  • the coercive force can be improved by increasing ⁇ in the above formula (1). From this fact, the coercive force can be improved by controlling the structure of the alloy powder used in the compact for sintered magnets.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide an alloy flake capable of improving the coercive force of an RTB-based sintered magnet. Another object of the present invention is to provide an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force without using an expensive heavy rare earth element, and a method for producing the same.
  • the present inventors have made various studies focusing on the structure of the alloy flakes in order to improve the magnetic properties of the RTB-based sintered magnet. As a result, it has been found useful to specify the microstructure of the surface of the alloy flakes.
  • the present invention is an RTB-based alloy flake containing a dendrite-like crystal containing an R 2 T 14 B phase, wherein the average width of the dendrite-like crystal is 60 ⁇ m or less on at least one surface.
  • An RTB-based alloy flake is provided in which the number of crystal nuclei of the dendritic crystal is 500 or more per 1 mm square (1 mm ⁇ 1 mm).
  • the RTB-based alloy flakes of the present invention have a predetermined number or more of crystal nuclei per unit area on at least one surface. Such dendrite-like crystals are suppressed from growing in the plane direction of the RTB-based alloy flakes. For this reason, the R 2 T 14 B phase grows in a columnar shape in the thickness direction. An R-rich phase is generated around the R 2 T 14 B phase grown in a columnar shape, and this R-rich phase is preferentially broken during pulverization. Therefore, when the RTB-based alloy flakes having such a structure are pulverized, an alloy powder in a uniformly dispersed state can be obtained without segregating the R-rich phase as compared with the prior art. Further, by firing such an alloy powder, an R-TB-based sintered magnet having a high coercive force can be obtained by suppressing aggregation of R-rich phase and abnormal grain growth of crystal grains.
  • the aspect ratio of a crystal group composed of a plurality of dendritic crystals is preferably 0.8 or more on at least one surface.
  • the average value of the dendrite-like crystal width in the RTB-based alloy flakes of the present invention is preferably 25 ⁇ m or more. Thereby, the growth of the R 2 T 14 B phase in the thickness direction of the alloy flakes can be further promoted. Therefore, an alloy powder having a small particle size and a small variation in particle size can be obtained.
  • the present invention provides an RTB-based sintered magnet obtained by molding and firing an alloy powder obtained by pulverizing the RTB-based alloy flakes described above.
  • This RTB-based sintered magnet has a sufficiently excellent coercive force because it uses an alloy powder having a small particle size and an R-rich phase uniformly dispersed as a raw material.
  • the present invention provides a step of pulverizing the alloy flakes described above to prepare an alloy powder, a step of forming and firing the alloy powder, and producing an RTB-based sintered magnet, A method for producing an RTB-based sintered magnet is provided.
  • an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force can be obtained because an alloy powder having a small particle size and an R-rich phase uniformly dispersed is used.
  • an alloy flake that can improve the coercive force of an RTB-based sintered magnet. Further, it is possible to provide an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force, and a method for producing the same.
  • FIG. 3 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a plan view schematically showing a dendrite-like crystal contained in an RTB-based alloy flake according to an embodiment of the present invention.
  • It is a schematic diagram which shows an example of the manufacturing method of the alloy flakes of this invention.
  • It is an enlarged plan view which shows an example of the roll surface of the cooling roll used for manufacture of the alloy flakes of this invention.
  • It is a schematic cross section which shows an example of the cross-sectional structure of the roll surface vicinity of the cooling roll used for manufacture of the alloy flakes of this invention.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing an example of a cross-sectional structure of an RTB-based sintered magnet according to an embodiment of the present invention. It is explanatory drawing which shows the internal structure of a motor provided with the RTB type sintered magnet which concerns on one Embodiment of this invention.
  • 2 is a metal micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of Example 1.
  • FIG. 4 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of Example 2.
  • FIG. 2 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of Comparative Example 1.
  • FIG. 4 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of Comparative Example 2.
  • 4 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of Comparative Example 3.
  • 2 is a metal micrograph (magnification: 100 times) of one surface of a conventional RTB-based alloy flake.
  • FIG. 2 is a metal micrograph (magnification: 100 times) of one surface of a conventional RTB-based alloy flake. It is a figure which shows the element map data which painted the triple point area
  • FIG. FIG. 10 is a diagram showing element map data in which a triple point region of an RTB-based sintered magnet of Comparative Example 4 is painted black.
  • FIG. 1 is a metallographic micrograph (magnification: 100 times) of one surface of an RTB-based alloy flake of this embodiment.
  • the alloy flakes of this embodiment contain an R 2 T 14 B phase crystal phase and an R rich phase.
  • R represents an element containing at least one selected from rare earth elements
  • T represents an element containing at least one of iron and cobalt
  • B represents boron.
  • the rare earth element refers to scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid elements belonging to Group 3 of the long-period periodic table.
  • lanthanoid elements include lanthanum (La) and cerium.
  • Ce praseodymium
  • Pr neodymium
  • Sm samarium
  • Eu europium
  • Gd gadolinium
  • Tb terbium
  • Dy dysprosium
  • Ho holmium
  • Er erbium
  • Tm thulium
  • Yb lutetium
  • one surface of the RTB-based metal foil piece of the present embodiment is composed of a large number of petal-like dendritic crystals containing an R 2 T 14 B phase.
  • FIG. 2 is an enlarged plan view schematically showing a dendrite-like crystal constituting one surface of the RTB-based alloy flake.
  • the dendritic crystal 40 has a crystal nucleus 42 at the center, and the filler crystal 44 extends radially from the crystal nucleus 42 as a starting point.
  • the width P of the dendrite-like crystal 40 is obtained as the maximum distance in the distance between the ends of two different filler-like crystals 44. Usually, the width P is the distance between the end portions of the two filler crystals 44 that are substantially opposed to each other via the crystal nucleus 42.
  • the average value of the width P of the dendritic crystal 40 is determined as follows. In an image obtained by enlarging one surface of the metal foil piece 200 times with a metal microscope, 100 dendrite crystals 40 are arbitrarily selected, and the width P of each dendrite crystal 40 is measured. The arithmetic average value of these measured values is the average value of the width P of the dendritic crystal 40.
  • the average value of the width P of the dendritic crystal 40 is preferably 25 to 60 ⁇ m.
  • the upper limit of the average value of the width P is preferably 55 ⁇ m, more preferably 50 ⁇ m, and even more preferably 48 ⁇ m. Thereby, the dendrite-like crystal 40 becomes small, and a finer alloy powder can be obtained.
  • the lower limit of the average value of the width P is preferably 30 ⁇ m, more preferably 35 ⁇ m, and still more preferably 38 ⁇ m. This further promotes the growth of the R 2 T 14 B phase in the thickness direction of the alloy flakes. Therefore, an alloy powder having a small particle size and a small variation in particle size can be obtained.
  • the surface of the RTB-based alloy flakes of this embodiment shown in FIG. 1 is larger per unit area on one surface than the surface of the conventional RTB-based alloy flakes as shown in FIGS.
  • the number of crystal nuclei 42 is large, and the width of the dendritic crystal 40 is small.
  • interval M of the filler-like crystal 44 which comprises the dendrite-like crystal 40 is small, and the magnitude
  • the uniformity of the dendrite-like crystal 40 is greatly improved.
  • the uniformity of the length S and the width Q of the filler-like crystal 44 on the surface of the RTB-based alloy flake of this embodiment is also greatly improved.
  • the dendrite-like crystal 40 as a whole is continuous in one direction (vertical direction in FIG. 1) on one surface of the RTB-based alloy flake, 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 is an arithmetic average value of the ratio (C2 / C1) in 100 crystal groups arbitrarily selected.
  • the average aspect ratio in this specification is determined as follows. In an image obtained by enlarging one surface of a metal foil piece 200 times with a metal microscope, 100 crystal groups are arbitrarily selected, and the major axis length C1 and minor axis length C2 of each crystal group are respectively set. taking measurement. The arithmetic average value of the crystal group ratio (C2 / C1) is the average aspect ratio.
  • the number of dendrite-like crystal nuclei 42 generated is 500 or more per 1 mm square, preferably 600 or more, more preferably 700 or more. More preferably, it is 763 or more. Since a large number of crystal nuclei 42 are generated in this way, the size per crystal nucleus 42 is reduced, and an RTB-based alloy flake having a fine structure can be obtained.
  • the RTB-based alloy flakes of this embodiment may have at least one surface having the above-described structure. If at least one surface has the above-described structure, an alloy powder having a small particle size and an R-rich phase uniformly dispersed can be obtained. Next, an example of a method for producing the RTB-based alloy flakes of this embodiment will be described below.
  • FIG. 3 is a schematic view of an apparatus for producing an RTB-based alloy flake of the embodiment.
  • the RTB-based alloy flakes of this embodiment can be manufactured by a strip cast method using a manufacturing apparatus as shown in FIG.
  • the method for producing the alloy flakes of this embodiment includes a melting step of preparing a molten alloy of an RTB-based alloy, and pouring the molten alloy onto the roll surface of a cooling roll that rotates in the circumferential direction.
  • a first cooling step for cooling the roll surface to generate crystal nuclei and solidifying at least a part of the molten alloy and a second cooling step for further cooling the alloy containing the crystal nuclei to obtain alloy flakes.
  • a raw material containing at least one kind of rare earth metal, rare earth alloy, pure iron, ferroboron, and these alloys is introduced into the high-frequency melting furnace 10.
  • the molten alloy 12 is prepared by heating the raw material to 1300 to 1400 ° C.
  • the molten alloy 12 is transferred to the tundish 14. Thereafter, molten alloy is poured from the tundish 14 onto the roll surface of the cooling roll 56 rotating at a predetermined speed in the direction of arrow A. The molten alloy 12 comes into contact with the roll surface 17 of the cooling roll 16 and is removed by heat exchange. As the molten alloy 12 is cooled, crystal nuclei are generated in the molten alloy and at least a part of the molten alloy 12 is solidified. For example, 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.
  • an R 2 T 14 B phase melting temperature of about 1100 ° C.
  • FIG. 4 is a schematic view showing a part of the roll surface 17 in a planar shape and enlarged.
  • 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 angle ⁇ formed by the first recess 32 and the second recess 34 is preferably 80 to 100 °, more preferably 85 to 95 °.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing an enlarged cross-section along the line VV 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. 6 is a schematic cross-sectional view showing an enlarged cross section taken along line VI-VI in FIG. That is, FIG. 6 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. Using a laser microscope, a cross-sectional profile image (magnification: 200 times) in the vicinity of the roll surface 17 of the cooling roll 16 as shown in FIGS. In these images, 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 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. If Rz is excessive, the thickness of the flakes varies and the variation in cooling rate tends to increase. On the other hand, when Rz is too small, the adhesiveness between the molten alloy and the roll surface 17 becomes insufficient, and the molten alloy or the alloy flakes tend to peel from the roll surface 17 earlier 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 unit 20. For this reason, there exists a tendency for the malfunction which the alloy flakes 18 stick in the secondary cooling part 20 generate
  • 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 (for example, a surf test manufactured by Mitutoyo Corporation).
  • the cooling roll 16 having the roll surface 17 as shown in FIGS. 4 to 6 since the cooling roll 16 having the roll surface 17 as shown in FIGS. 4 to 6 is used, when the molten alloy 12 is poured onto the roll surface 17 of the cooling roll 16, the molten alloy 12 is first convex. The part 36 is contacted. Starting from this contact portion, a dendrite-like crystal 40 including an R 2 T 14 B phase as shown in FIG. 2 is generated. A large number of such dendrite-like crystals 40 are formed on the roll surface 17, and the width P of each dendrite-like crystal 40 is sufficiently small, so that it grows in a columnar shape in the thickness direction of the alloy flakes.
  • the roll surface 17 of the cooling roll 16 has convex portions 36 having a predetermined height and arranged at predetermined intervals. As a result, a large number of crystal nuclei 42 of the R 2 T 14 B phase are generated on the roll surface 17, and then a dendrite-like crystal 40 is formed. The dendrite-like crystal 40 also grows in the thickness direction of the RTB-based alloy flakes to form columnar crystals of the R 2 T 14 B phase.
  • the cooling rate in the first cooling step is preferably 1000 to 3000 ° C./second, more preferably 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.
  • Seconds When 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.
  • the cooling rate can be controlled, for example, by adjusting the temperature and flow rate of the cooling water flowing through the inside of the cooling roll 16.
  • the cooling rate can be adjusted by changing the material of the roll surface 17 of the cooling roll 16.
  • a copper plate having a purity of 95% by mass can be used as the material of the cooling roll.
  • the second cooling step is a step of further cooling the alloy flakes 18 including the crystal nuclei generated in the first cooling step by the secondary cooling unit 20.
  • the cooling method in the second cooling step is not particularly limited, and a conventional cooling method can be employed.
  • the secondary cooling unit 60 for example, a gas pipe 19 having a gas blowing hole 19a is provided, and a cooling gas is blown from the gas blowing hole 19a to an alloy flake deposited on a rotary table rotating in the circumferential direction. Is mentioned. Thereby, the alloy flakes 18 can be sufficiently cooled. The alloy flakes are recovered after being sufficiently cooled by the secondary cooling unit 20.
  • 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. If the thickness of the alloy flakes is too large, the heat removal effect will be insufficient and the structure of the columnar crystals will be uneven. In addition, precipitation of ⁇ -Fe phase is observed in the vicinity of the free surface. When the alloy flakes on which the ⁇ -Fe phase is precipitated are pulverized, there is a tendency for the magnetic properties to decrease and the particle diameter variation of the alloy powder after pulverization to increase.
  • the RTB-based alloy flakes of this embodiment contain an R 2 T 14 B phase as a main phase and an R rich phase as a different phase.
  • the main phase is a crystal phase contained most in the alloy flakes
  • the heterogeneous phase is a crystal phase different from the main phase and mainly present at the grain boundary of the main phase.
  • the R-rich phase is non-magnetic and has a higher concentration of rare earth elements such as Nd than the R 2 T 14 B phase.
  • the RTB-based alloy flakes of this embodiment may contain an ⁇ -Fe phase and a chill crystal in addition to the R-rich phase as a different phase.
  • the total content of the different phases is preferably 10% by mass or less, more preferably 7% by mass or less, and further preferably 5% by mass or less with respect to the entire RTB-based alloy flake. .
  • an RTB-based sintered magnet having both excellent residual magnetic flux density and coercive force can be obtained.
  • FIG. 7 is a photograph of an SEM (scanning electron microscope) -BEI (reflection electron image) image showing a cross section of the RTB-based alloy flake along the thickness direction.
  • FIG. 7A is a SEM-BEI image photograph (magnification: 300 times) showing a cross section along the thickness direction of the RTB-based alloy flakes of this embodiment.
  • FIG. 7B is a photograph (magnification: 300 times) of a SEM-BEI image showing a cross section of the conventional RTB-based alloy flake along the thickness direction.
  • the lower surface of the RTB-based alloy flake is a contact surface (casting surface) with the roll surface 17.
  • white portions are R 2 T 14 B phase crystals
  • black portions are R rich phases.
  • the conventional RTB-based alloy flakes have fewer R 2 T 14 B phase crystal nucleus precipitates than in FIG. 7A.
  • 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 width (lateral width) in a direction perpendicular to the longitudinal direction of the R 2 T 14 B phase crystal is larger than that in FIG. If the RTB-based alloy flake has such a structure, a fine alloy powder cannot be obtained.
  • the manufacturing method of the RTB-based sintered magnet of the present embodiment includes a melting step of preparing a molten alloy of the RTB-based alloy, and a roll surface of a cooling roll that rotates the molten alloy in the circumferential direction.
  • the molten alloy is cooled by the roll surface to form crystal nuclei, and at least a part of the molten alloy is solidified, and the alloy containing the crystal nuclei is further cooled to obtain RTB
  • the grinding method in the grinding process is not particularly limited.
  • the pulverization may be performed in the order of coarse pulverization and fine pulverization, for example.
  • the coarse pulverization is preferably performed in an inert gas atmosphere using, for example, a stamp mill, a jaw crusher, a brown mill, or the like.
  • hydrogen occlusion and pulverization may be performed after hydrogen is occluded.
  • coarse pulverization an alloy powder having a particle size of about several hundred ⁇ m can be prepared.
  • the alloy powder prepared by coarse pulverization is finely pulverized using a jet mill or the like, for example, until the average particle diameter becomes 1 to 5 ⁇ m.
  • the pulverization of the alloy flakes is not necessarily performed in two stages of coarse pulverization and fine pulverization, and may be performed in one stage.
  • the R-rich phase portion of the alloy flakes is preferentially broken.
  • the particle size of the alloy powder depends on the interval between the R-rich phases.
  • the alloy flakes used in the manufacturing method of the present embodiment have dendrite-like crystals 42 having a larger number of crystal precipitates on the surface and a smaller size than conventional ones. And an alloy powder in which the R-rich phase is more uniformly dispersed can be obtained.
  • the alloy powder is formed in a magnetic field to obtain a formed body. Specifically, first, the alloy powder is filled in a mold disposed in an electromagnet. Thereafter, the magnetic field is applied by an electromagnet to pressurize the alloy powder while orienting the crystal axes of the alloy powder. In this manner, 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.
  • a molded body obtained by molding in a magnetic field is fired in a vacuum or an inert gas atmosphere to obtain a sintered body.
  • 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 5 hours.
  • the RTB-based sintered magnet obtained by the manufacturing method of the present embodiment uses an alloy powder that is sufficiently fine and in which the R-rich phase is more uniformly dispersed, so that the structure is finer and more uniform than before.
  • an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force can be obtained.
  • 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.
  • the RTB-based sintered magnet thus obtained has the following composition, for example. That is, the RTB-based sintered magnet contains R, B, Al, Cu, Zr, Co, O, C, and Fe, and the content ratio of each element is R: 25 to 37% by mass, B : 0.5 to 1.5% by mass, Al: 0.03 to 0.5% by mass, Cu: 0.01 to 0.3% by mass, Zr: 0.03 to 0.5% by mass, Co: 3 % By mass or less (excluding 0% by mass), O: 0.5% by mass or less, and Fe: 60 to 72% by mass.
  • the composition of the RTB-based sintered magnet is usually the same as that of the RTB alloy flake.
  • the RTB-based sintered magnet contains inevitable impurities such as Mn, Ca, Ni, Si, Cl, S, and F at about 0.001 to 0.5 mass%. Also good. However, the total content of these impurities is preferably less than 2% by mass, and more preferably less than 1% by mass.
  • the RTB-based sintered magnet contains an R 2 T 14 B phase as a main phase and an R-rich phase as a different phase.
  • This RTB-based sintered magnet is obtained by using an alloy powder having a small particle size and a small variation in particle size, so that the uniformity of the structure is improved and sufficiently excellent. Has coercivity.
  • FIG. 8 is a schematic cross-sectional view showing an enlarged part of the cross section of the RTB-based sintered magnet of the present embodiment.
  • the RTB-based sintered magnet 100 preferably includes at least Fe as the transition element (T), and more preferably includes a combination of Fe and a transition element other than Fe. Examples of transition elements other than Fe include Co, Cu, and Zr.
  • the RTB-based sintered magnet 100 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 100 can be further increased.
  • the RTB-based sintered magnet 100 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 100 can be further increased.
  • the content of rare earth elements in the RTB-based sintered magnet 100 is preferably 25 to 37% by mass, more preferably 28 to 35% by mass, from the viewpoint of further improving the magnetic properties.
  • the content of B in the RTB-based sintered magnet 100 is preferably 0.5 to 1.5% by mass, more preferably 0.7 to 1.2% by mass.
  • the rare earth elements in the RTB-based sintered magnet 100 are scandium (Sc), yttrium (Y), lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), samarium (Sm), At least one selected from europium (Eu), gadolinium (Gd), terbium (Tb), dysprosium (Dy), holmium (Ho), erbium (Er), thulium (Tm), ytterbium (Yb) and lutetium (Lu) Contains elements.
  • the RTB-based sintered magnet 100 may contain heavy rare earth elements such as Dy, Tb, and Ho as R.
  • the content of the heavy rare earth element in the total mass of the RTB-based sintered magnet 100 is preferably 1.0% by mass or less, more preferably 0.5% by mass in total of the heavy rare earth elements. % Or less, and more preferably 0.1% by mass or less. According to the RTB-based sintered magnet 100 of the present embodiment, a high coercive force can be obtained even if the content of the heavy rare earth element is thus reduced.
  • the amount of R 2 T 14 B phase which is the main phase of the RTB-based sintered magnet 100, decreases, 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 may decrease, and the residual magnetic flux density may decrease.
  • the RTB-based sintered magnet 100 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 100 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 100 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 100 is preferably 300 to 3000 ppm, more preferably from the viewpoint of achieving both magnetic properties and corrosion resistance at a higher level.
  • 500 to 1500 ppm the content of nitrogen in the RTB-based sintered magnet 100 is 200 to 1500 ppm, more preferably 500 to 1500 ppm.
  • the carbon content in the RTB-based sintered magnet 100 is 500 to 3000 ppm, and more preferably 800 to 1500 ppm.
  • the crystal grains 120 in the RTB-based sintered magnet 100 preferably include an R 2 T 14 B phase.
  • the triple point region 140, 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 140 in the cross section of the RTB-based sintered magnet 100 is an arithmetic average of 2 ⁇ m 2 or less, 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 area of the triple point region 140 is small. The variation in area is also small. For this reason, both Br and HcJ can be maintained high.
  • the average value of the area of the triple point region 140 in the cross section and the standard deviation of the area distribution can be obtained by the following procedure. First, the RTB-based sintered magnet 100 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 140. The arithmetic average value of the obtained areas is the average area. The standard deviation of the area of the triple point region 140 can be calculated based on the area of each triple point region 140 and the average value thereof.
  • the rare earth element content in the triple point region 140 is preferably 80 to 99% by mass from the viewpoint of 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 140 is preferably the same. Specifically, the standard deviation of the content distribution of the triple point region 140 in the RTB-based sintered magnet 100 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 120 in the RTB-based sintered magnet 100 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 100, measuring the grain size of each crystal grain 120, and arithmetically averaging the measured values. Can be obtained.
  • R-T-B based sintered magnet 100 includes a dendrite-like crystal grains 2 containing R 2 T 14 B phase, a grain boundary region 4 including a phase high content of R than R 2 T 14 B 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 100 is obtained by using a pulverized product that is sufficiently fine and has a sharp particle size distribution. Therefore, the RTB is composed of fine crystal grains. A system 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.
  • FIG. 9 is an explanatory view showing the internal structure of a motor including the RTB-based sintered magnet 100 obtained by the above-described manufacturing method.
  • a motor 200 shown in FIG. 9 is a permanent magnet synchronous motor (SPM motor 200), and includes a cylindrical rotor 60 and a stator 50 disposed inside the rotor 60.
  • the rotor 60 includes a cylindrical core 62 and a plurality of RTB-based sintered magnets 100 such that N poles and S poles alternate along the inner peripheral surface of the cylindrical core 62.
  • the stator 50 has a plurality of coils 52 provided along the outer peripheral surface. The coil 52 and the RTB-based sintered magnet 100 are disposed so as to face each other.
  • the SPM motor 200 includes the RTB-based sintered magnet 100 in the rotor 60.
  • the RTB-based sintered magnet 100 has both high magnetic characteristics and excellent corrosion resistance at a high level. Therefore, the SPM motor 200 including the RTB-based sintered magnet 100 can continuously exhibit a high output over a long period of time.
  • the RTB-based alloy flakes of this embodiment have crystal nuclei 42 of the R 2 T 14 B phase on only one surface, but these crystal nuclei 42 are formed of the RTB-based alloy flakes. You may have on the surface (both surfaces) which opposes. In this case, it is preferable that both surfaces have a structure as shown in FIG.
  • the RTB-based alloy flakes having the dendrite-like crystals 40 as shown in FIG. 1 are arranged in such a manner that two cooling rolls having the above-mentioned uneven pattern are arranged, and the molten alloy is poured between them. It can be obtained by roll casting.
  • Example 1 Preparation of alloy flakes> Using the alloy flake manufacturing apparatus as shown in FIG. 3, the strip casting method was performed according to 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 2, 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 1, 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 60 to obtain alloy flakes having an RTB-based composition.
  • the composition of this alloy flake was as shown in Table 2.
  • FIG. 10 is a metallographic micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flake of Example 1 (magnification: 100 times).
  • the cast surface of the alloy flakes is observed with a metallographic microscope, the average value of the width P of the dendritic crystals, the ratio of the minor axis length C2 to the major axis length C1 of the dendritic crystal group (aspect ratio), The area occupancy of the R 2 T 14 B phase crystal with respect to the entire visual field, and the number of crystal nuclei of dendritic crystals per unit area (1 mm 2 ) were examined. These results are shown in Table 1.
  • the area occupancy of the R 2 T 14 B phase crystal is the area ratio of the dendrite-like crystal to the entire image in the metal micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flake.
  • the dendrite-like crystal corresponds to the white part.
  • the average value of the aspect ratio of the dendrite-like crystal group is an arithmetic average value of the ratio (C2 / C1) in 100 crystal groups arbitrarily selected.
  • the RTB-based alloy flakes were cut along the thickness direction, and SEM-BEI observation (magnification: 300 times) of the cut surface was performed. In this observation image, the thickness of the alloy flake was determined. This thickness was as shown in Table 1.
  • the alloy flakes were pulverized by a jet mill to obtain an alloy powder having an average particle size of 2.0 ⁇ m.
  • 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 a pressure of 1.2 t / 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.
  • Example 1 Example 1 with the exception that the roll surface of the cooling roll was processed and the average height H of the convex portions, the average value W of the convex portion intervals, and the surface roughness Rz were changed as shown in Table 1. Similarly, alloy flakes of Examples 2 to 6 and Examples 16 to 19 were obtained. In the same manner as in Example 1, the alloy flakes of Examples 2 to 6 and Examples 16 to 19 were evaluated. FIG. 11 is a metallurgical micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flakes of Example 2 (magnification: 100 times). In the same manner as in Example 1, RTB-based sintered magnets of Examples 2 to 6 were produced and evaluated. These results are shown in Table 1.
  • Examples 7 to 15 and Examples 20 to 32 The roll surface of the cooling roll is processed, and the average value of the heights of the protrusions, the average value of the interval between the protrusions, and the surface roughness Rz are changed as shown in Table 1, and the alloy flakes are changed by changing the raw materials
  • the alloy flakes of Examples 7 to 15 and Examples 20 to 32 were obtained in the same manner as in Example 1 except that the composition was changed as shown in Table 2.
  • the alloy flakes of Examples 7 to 15 and Examples 20 to 32 were evaluated.
  • the RTB-based sintered magnets of Examples 7 to 15 and Examples 20 to 32 were produced and evaluated in the same manner as Example 1. These results are shown in Table 1.
  • Comparative Example 1 An alloy flake of Comparative Example 1 was obtained in the same manner as in Example 1 except that a cooling roll having only a linear first recess extending in the rotation direction of the roll was used on the roll surface. This cooling roll did not have the 2nd recessed part.
  • interval, and surface roughness Rz were calculated
  • 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
  • FIG. 12 is a metallographic micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flake of Comparative Example 1 (magnification: 100 times). 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 Table 1.
  • Example 1 (Comparative Examples 2 and 3) Example 1 with the exception that the roll surface of the cooling roll was processed and the average height H of the convex portions, the average value W of the convex portion intervals, and the surface roughness Rz were changed as shown in Table 1. Similarly, RTB-based alloy flakes of Comparative Examples 2 and 3 were obtained. Then, the RTB-based alloy flakes of Comparative Examples 2 and 3 were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • FIG. 13 is a metallographic micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flake of Comparative Example 2 (magnification: 100 times).
  • FIG. 14 is a metallographic micrograph of the cast surface of the RTB-based alloy flake of Comparative Example 3 (magnification: 100 times). In the same manner as in Example 1, RTB-based sintered magnets of Comparative Examples 2 and 3 were produced and evaluated. These results are shown in Table 1.
  • Comparative Example 4 Except having used the cooling roll which has only the linear 1st recessed part extended in the rotation direction of a roll on the roll surface, and having changed the raw material and changing the composition of the alloy flakes as shown in Table 2. In the same manner as in Example 1, an RTB-based alloy flake of Comparative Example 4 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
  • Example 1 In the same manner as in Example 1, the alloy flakes of Comparative Example 4 were evaluated. Then, an RTB-based sintered magnet of Comparative Example 4 was produced and evaluated in the same manner as in Example 1. These results are shown in Table 1.
  • FIG. 17 is a diagram showing element map data in which the triple point region is blacked out in the rare earth sintered magnet of Example 10.
  • FIG. 18 is a diagram showing element map data in which the triple point region of the RTB-based sintered magnet of Comparative Example 4 is blacked out.
  • Example 10 to 15 image analysis was performed in the same manner as in Example 10, and the average value of the area of the triple point region and the standard deviation of the distribution of the area were calculated. These results are shown in Table 3. As shown in Table 3, the average values and standard deviations of the triple point area of the RTB-based sintered magnets of Examples 10 to 15 were sufficiently smaller than those of Comparative Example 4. From these results, it was confirmed that in Examples 10 to 15, segregation of the phase having a higher R content than the R 2 T 14 B phase was sufficiently suppressed.
  • Example 10 has a higher RT coercivity than RT.
  • a -B sintered magnet was obtained. This is because the RTB-based sintered magnet of Example 10 not only has a fine grain size but also has a uniform grain size and shape, and therefore segregates in the triple point region. This is thought to be due to the suppression of
  • an alloy flake that can improve the coercive force of an RTB-based sintered magnet. Further, it is possible to provide an RTB-based sintered magnet having a sufficiently excellent coercive force, and a method for producing the same.

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Abstract

　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状結晶を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片であって、少なくとも一つの表面において、デンドライト状結晶の幅の平均値が６０μｍ以下であり、デンドライト状結晶の結晶核の数が１ｍｍ四方当たり５００個以上である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片。

Description

Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片、並びにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法
　本発明は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片、並びにＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石及びその製造方法に関する。
　様々な分野で用いられる駆動モータは、設置スペース低減とコスト低減を図るため、小型化及び軽量化とともに効率を向上することが要請されている。このような要請に伴って、例えば駆動モータに用いられる焼結磁石の磁気特性を一層向上することが可能な技術が求められている。
　高い磁気特性を有する焼結磁石としては、従来からＲ－Ｔ－Ｂ系の希土類焼結磁石が活用されてきた。このＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、異方性磁界ＨＡの大きいＤｙ及びＴｂ等の重希土類金属を用いて磁気特性を向上することが試みられてきた。ところが、昨今の希土類金属の原料の価格高騰に伴って、高価な重希土類元素の使用量を低減することが強く望まれている。このような事情の中、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組織を微細化して磁気特性を改善することが試みられている。
　ところで、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粉末冶金法によって製造される。粉末冶金法による製造方法では、まず、原料を溶解して鋳造し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金を含む合金薄片を得る。次に、この合金薄片を粉砕して、数μｍ～数十μｍの粒径を有する合金粉末を調製する。次に、この合金粉末を成形して焼結し、焼結体を作製する。その後、得られた焼結体を所定の寸法に加工する。耐食性を向上させるために、必要に応じて焼結体にメッキ処理を施してメッキ層を形成してもよい。このようにして、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　上述の製造方法において、原料の溶解及び鋳造は、通常、ストリップキャスト法によって行う。ストリップキャスト法は、合金溶湯を冷却ロールで冷却して合金薄片を調製する方法である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性の向上を目的として、上述のストリップキャスト法における冷却速度を調整して合金組織を制御する試みがなされている。例えば、特許文献１では、ストリップキャスト法によって、所定の粒径を有するチル晶、粒状結晶、及び柱状結晶からなる合金薄片を得ることが提案されている。
　図１５及び図１６は、従来のストリップキャスト法で製造されたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面を１００倍に拡大して示す金属顕微鏡鏡写真である。図１５，１６に示されているように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含有する様々な大きさの結晶で構成されている。
特許第３６９３８３８号明細書
　しかしながら、特許文献１のような合金薄片では、粉砕性が悪いため粉砕した合金粉末の粒径のばらつきが大きく、また合金粉末におけるＲリッチ相の分散性も不十分である。このような合金粉末を用いて焼結磁石を作製しても、結晶粒の形状や大きさが不均一であるため、磁気特性を大幅に向上することは通常困難である。このため、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性をさらに向上できる製造技術を確立することが求められている。
　ここで、焼結磁石の保磁力（ＨｃＪ）及び残留磁束密度（Ｂｒ）は、それぞれ下記式（１）、（２）で表わされる関係が成立する。
　ＨｃＪ＝α・ＨＡ－Ｎ・Ｍｓ　　　（１）
　Ｂｒ＝Ｍｓ・（ρ／ρ０）・ｆ・Ａ　　　（２）
　式（１）中、αは結晶粒子の独立性を示す係数であり、ＨＡは組成に依存する異方性磁界を示し、Ｎは形状等に依存する局所的反磁界を示し、Ｍｓは主相の飽和磁化を示す。また、式（２）中、ρは焼結密度を、ρ０は真密度を、ｆは主相の体積率を、ｆは主相の体積率を、Ａは主相の配向度をそれぞれ示す。これらの係数のうち、ＨＡ、Ｍｓ及びｆは、焼結磁石の組成に依存し、Ｎは焼結磁石の形状に依存する。上記式（１）から明らかなように、上記式（１）のαを大きくすれば保磁力を向上することができる。このことから、焼結磁石用の成形体に用いる合金粉末の構造を制御すれば、保磁力を向上させることができる。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力を向上することが可能な合金薄片を提供することを目的とする。また、高価な重希土類元素を使用することなく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を目的とする。
　本発明者らは、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の磁気特性の向上を図るため、合金薄片の構造に着目して種々検討を重ねた。その結果、合金薄片の表面の微細構造を特定することが有用であることを見出した。
　すなわち、本発明は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状結晶を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片であって、少なくとも一つの表面において、デンドライト状結晶の幅の平均値が６０μｍ以下であり、デンドライト状結晶の結晶核の数が１ｍｍ四方（１ｍｍ×１ｍｍ）当たり５００個以上である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を提供する。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、少なくとも一つの表面において、単位面積当たり所定数以上の結晶核を有する。このようなデンドライト状結晶は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の面方向に成長することが抑制されている。このため、厚み方向にＲ２Ｔ１４Ｂ相が柱状に成長している。柱状に成長したＲ２Ｔ１４Ｂ相の周囲にはＲリッチ相が生成しており、粉砕時にはこのＲリッチ相が優先的に破断されることとなる。したがって、このような構造を有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕すると、従来よりもＲリッチ相が偏析することなく、均一に分散した状態の合金粉末を得ることができる。さらに、このような合金粉末を焼成することによって、Ｒリッチ相の凝集や結晶粒の異常粒成長が抑制され、高い保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、少なくとも一つの表面において、複数のデンドライト状結晶からなる結晶群のアスペクト比が０．８以上であることが好ましい。これによって、デンドライト状結晶４０の形状の均一性が向上し、一層微細で且つＲリッチ相が均一に分散した状態の合金粉末を得ることができる。
　本発明のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片におけるデンドライト状結晶の幅の平均値は２５μｍ以上であることが好ましい。これによって、合金薄片の厚み方向へのＲ２Ｔ１４Ｂ相の成長を一層促進することができる。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。
　本発明は、別の側面において、上述のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕して得た合金粉末を成形し、焼成して得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を提供する。このＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒径が小さくＲリッチ相が均一に分散した合金粉末を原料として用いていることから、十分に優れた保磁力を有する。
　本発明は、さらに別の側面において、上述の合金薄片を粉砕して合金粉末を調製する工程と、当該合金粉末を成形して焼成し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する工程と、を有する、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法を提供する。この製造方法では、粒径が小さくＲリッチ相が均一に分散した合金粉末を用いていることから、十分に優れた保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　本発明によれば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力を向上することが可能な合金薄片を提供することができる。また、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。
本発明の一実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 本発明の一実施形態に係る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。 本発明の合金薄片の製造方法の一例を示す模式図である。 本発明の合金薄片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。 本発明の合金薄片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。 本発明の合金薄片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。 本発明の一実施形態に係る合金薄片の厚さ方向に沿った断面のＳＥＭ－ＢＥＩ像の写真（倍率：３００倍）である。 本発明の一実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面構造の一例を模式的に示す断面図である。 本発明の一実施形態に係るＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を備えるモータの内部構造を示す説明図である。 実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 比較例２のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 比較例３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。 実施例１０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。 比較例４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。
　以下、場合により図面を参照して、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。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片＞
　図１は、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の一表面の金属顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。本実施形態の合金薄片は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶相とＲリッチ相とを含有する。本明細書において、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種を含む元素、Ｔは鉄及びコバルトの少なくとも一方を含む元素、及びＢはホウ素をそれぞれ示す。
　本明細書における希土類元素とは、長周期型周期表の第３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタノイド元素のことをいい、ランタノイド元素には、例えば、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）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、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）、ルテチウム（Ｌｕ）等が含まれる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系金属箔片の一表面は、図１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２は、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４０は、中心部に結晶核４２を有し、この結晶核４２を起点としてフィラー状結晶４４が放射状に伸びている。
　デンドライト状結晶４０の幅Ｐは、互いに異なる２つのフィラー状結晶４４の端部間距離における最大距離として求められる。通常、この幅Ｐは、結晶核４２を介して略対向して存在する２つのフィラー状結晶４４におけるそれぞれの端部間距離となる。本明細書において、デンドライト状結晶４０の幅Ｐの平均値は、次のとおりにして求められる。金属箔片の一表面を金属顕微鏡で２００倍に拡大した画像において、１００個のデンドライト状結晶４０を任意に選択して、それぞれのデンドライト状結晶４０の幅Ｐを測定する。これらの測定値の算術平均値が、デンドライト状結晶４０の幅Ｐの平均値となる。
　デンドライト状結晶４０の幅Ｐの平均値は、好ましくは２５～６０μｍである。幅Ｐの平均値の上限は、好ましくは５５μｍであり、より好ましくは５０μｍであり、さらに好ましくは４８μｍである。これによって、デンドライト状結晶４０が小さくなり、一層微細な合金粉末を得ることができる。幅Ｐの平均値の下限は、好ましくは３０μｍであり、より好ましくは３５μｍであり、さらに好ましくは３８μｍである。これによって、合金薄片の厚み方向へのＲ２Ｔ１４Ｂ相の成長が一層促進されたものとなる。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。
　図１に示す本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面は、図１５，１６に示すような従来の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４２の数が多く、且つデンドライト状結晶４０の幅が小さい。そして、デンドライト状結晶４０を構成するフィラー状結晶４４の間隔Ｍが小さく、フィラー状結晶４４の大きさも小さくなる。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４０で構成されている。このように、デンドライト状結晶４０の均一性が大幅に向上している。また、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の表面におけるフィラー状結晶４４の長さＳ及び幅Ｑの大きさの均一性も大幅に向上している。
　図１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４０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１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４０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４０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。
　本明細書におけるアスペクト比の平均値は、次のとおりにして求められる。金属箔片の一表面を金属顕微鏡で２００倍に拡大した画像において、１００個の結晶群を任意に選択して、それぞれの結晶群の長軸の長さＣ１及び短軸の長さＣ２をそれぞれ測定する。この結晶群の比（Ｃ２／Ｃ１）の算術平均値がアスペクト比の平均値となる。
　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の結晶核４２の発生数は、１ｍｍ四方当たり５００個以上であり、好ましくは６００個以上であり、より好ましくは７００個以上であり、さらに好ましくは７６３個以上である。このように結晶核４２の発生数を多数含有することから、結晶核４２一つあたりのサイズが小さくなり、微細な構造を有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片とすることができる。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、少なくとも一方の表面が上述の構造を有していればよい。少なくとも一方の表面が上述の構造を有していれば、粒径が小さくＲリッチ相が均一に分散した合金粉末を得ることができる。次に、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の製造方法の一例を以下に説明する。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の製造方法＞
　図３は、実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を製造するための装置の模式図である。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、図３に示すような製造装置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。本実施形態の合金薄片の製造方法は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の合金溶湯を調製する溶融工程と、合金溶湯を、円周方向に回転する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、合金溶湯の少なくとも一部を凝固させる第１の冷却工程と、結晶核を含む合金をさらに冷却して合金薄片を得る第２の冷却工程と、を有する。以下、各工程の詳細について説明する。
　溶融工程では、例えば、希土類金属や希土類合金、純鉄、フェロボロン、及びこれらの合金の少なくとも一種を含む原料を、高周波溶解炉１０に導入する。高周波溶解炉１０では、原料を１３００～１４００℃に加熱して合金溶湯１２を調製する。
　第１の冷却工程では、合金溶湯１２をタンディッシュ１４に移送する。その後、タンディッシュ１４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５６のロール面上に合金溶湯を注ぐ。合金溶湯１２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１２の冷却に伴って、合金溶湯には、結晶核が生成し合金溶湯１２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１２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ている。
　図４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。
　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促進することができる。
　図５は、図４のＶ－Ｖ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５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５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６は、図４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６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６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。
　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５，６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。
　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る。一方、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１７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２０に移動することとなる。このため、二次冷却部２０で合金薄片１８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（例えば株式会社ミツトヨ製サーフテスト）を用いて測定することができる。
　本実施形態では、図４～６に示すようなロール面１７を有する冷却ロール１６を用いていることから、合金溶湯１２を冷却ロール１６のロール面１７に注いだ時に、合金溶湯１２はまず凸部３６に接触する。この接触部分を起点として、図２に示すようなＲ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状結晶４０が生成する。このようなデンドライト状結晶４０は、ロール面１７上に多数生成し、それぞれのデンドライト状結晶４０の幅Ｐが十分に小さいことから、合金薄片の厚さ方向に柱状に成長する。
　冷却ロール１６のロール面１７は、所定の高さを有し且つ所定の間隔で配列した凸部３６を有する。これによって、ロール面１７に多数のＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核４２が生成し、その後、デンドライト状の結晶４０となる。また、デンドライト状の結晶４０はＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向にも成長して、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の柱状結晶が形成される。
　第１の冷却工程における冷却速度は、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。
　冷却速度は、例えば、冷却ロール１６の内部を流通させる冷却水の温度や流量を調整することによって制御することができる。また、冷却速度は、冷却ロール１６のロール面１７の材質を変えて調整することもできる。冷却ロールの材質は、例えば純度９５質量％の銅板を用いることができる。
　第２の冷却工程は、第１の冷却工程で生成した結晶核を含む合金薄片１８を、二次冷却部２０でさらに冷却する工程である。第２の冷却工程における冷却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。二次冷却部６０としては、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。
　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、抜熱効果が不十分となり柱状晶の組織が不均一なものとなる。また、フリー面近傍にα－Ｆｅ相の析出が見られるようになる。α－Ｆｅ相の析出している合金薄片を微粉化すると、磁気特性の低下を招いたり、粉砕後の合金粉末の粒子径のばらつきが大きくなったり、する傾向にある。
　本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、主相としてＲ２Ｔ１４Ｂ相を含有し、異相としてＲリッチ相を含有する。ここで、主相とは合金薄片に最も多く含まれる結晶相であり、異相とは主相とは異なる結晶相であって主に主相の粒界に存在する結晶相である。Ｒリッチ相とは、非磁性でＮｄ等の希土類元素の濃度がＲ２Ｔ１４Ｂ相よりも高い相である。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、異相としてＲリッチ相の他にα－Ｆｅ相及びチル晶を含有してもよい。ただし、異相の合計含有量は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片全体に対して、好ましくは１０質量％以下であり、より好ましくは７質量％以下であり、さらに好ましくは５質量％以下である。このように異相の合計含有量を低減することによって、残留磁束密度と保磁力との両方に優れたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。
　図７は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）－ＢＥＩ（反射電子像）像の写真である。図７（Ａ）は、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ－ＢＥＩ像の写真（倍率：３００倍）である。一方、図７（Ｂ）は、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の厚み方向に沿った断面を示すＳＥＭ－ＢＥＩ像の写真（倍率：３００倍）である。図７（Ａ），（Ｂ）において、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の下側の面がロール面１７との接触面（鋳造面）である。また、図７（Ａ），（Ｂ）において、白い部分がＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶であり、黒い部分がＲリッチ相である。
　図７（Ａ）に示すように、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、下側の表面に多数の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７（Ａ）の上方向、すなわち反対側の表面に向かって、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の柱状結晶が配向している。
　一方、図７（Ｂ）に示すように、従来のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核の析出数が図７（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、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶の長手方向とは垂直な方向における幅（横幅）が図７（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、微細な合金粉末を得ることができない。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法＞
　次に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法の好適な実施形態を説明する。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金の合金溶湯を調製する溶融工程と、合金溶湯を、円周方向に回転する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、合金溶湯の少なくとも一部を凝固させる第１の冷却工程と、結晶核を含む合金をさらに冷却してＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得る第２の冷却工程と、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕してＲ－Ｔ－Ｂ系の合金粉末を得る粉砕工程と、合金粉末を成形して成形体を作製する成形工程と、成形体を焼成してＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得る焼成工程と、を有する。すなわち、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法は、上述の製造方法で得られたＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を用いており、溶融工程から第２の冷却工程までは、上述の合金薄片の製造方法と同様に行うことができる。したがって、ここでは粉砕工程以降の工程を説明する。
　粉砕工程における粉砕方法は特に限定されない。粉砕は、例えば粗粉砕及び微粉砕の順番で行ってもよい。粗粉砕は、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て、不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。また、水素を吸蔵させた後、粉砕を行う水素吸蔵粉砕を行ってもよい。粗粉砕によって、粒径が数百μｍ程度である合金粉末を調製することができる。次に、粗粉砕で調製した合金粉末を、ジェットミル等を用いて、例えば平均粒径が１～５μｍとなるまで微粉砕する。なお、合金薄片の粉砕は、必ずしも粗粉砕と微粉砕との２段階で行なう必要はなく、１段階で行ってもよい。
　粉砕工程では、合金薄片のＲリッチ相部分が優先的に破断される。このため、合金粉末の粒径は、Ｒリッチ相の間隔に依存する。本実施形態の製造方法で用いる合金薄片は、図１，２に示すように従来よりも表面における結晶析出数が多く、且つサイズの小さいデンドライト状の結晶４２を有することから、粉砕によって、粒径が小さくＲリッチ相がより均一に分散した合金粉末を得ることができる。
　成形工程では、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。
　焼成工程では、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１～５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Ｒリッチ相がより均一に分散した合金粉末を用いていることから、従来よりも構造が微細且つ均一であり、十分に優れた保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を得ることができる。このため、本実施形態の製造方法によれば、残留磁束密度を維持しつつ、十分に高い保磁力を有する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。
　このようにして得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、例えば以下の組成を有する。すなわち、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、Ｒ、Ｂ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｏ、Ｃ及びＦｅを含有し、各元素の含有割合が、Ｒ：２５～３７質量％、Ｂ：０．５～１．５質量％、Ａｌ：０．０３～０．５質量％、Ｃｕ：０．０１～０．３質量％、Ｚｒ：０．０３～０．５質量％、Ｃｏ：３質量％以下（但し、０質量％を含まず。）、Ｏ：０．５質量％以下、Ｆｅ：６０～７２質量％である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の組成は、通常、Ｒ－Ｔ－Ｂ合金薄片の組成と同一になる。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、上述の元素以外に、Ｍｎ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｌ、Ｓ、Ｆ等の不可避不純物を、０．００１～０．５質量％程度含有していてもよい。ただし、これらの不純物の含有量は、合計で２質量％未満であることが好ましく、１質量％未満であることがより好ましい。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、主相としてＲ２Ｔ１４Ｂ相を、異相としてＲリッチ相を含有する。このＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は、粒径が小さく且つ粒径のばらつきが小さい合金粉末を用いて得られたものであるため、組織の均一性が向上しており、十分に優れた保磁力を有する。
　図８は、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の断面の一部を拡大して示す模式断面図である。Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００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１００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１００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１００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１００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１００における希土類元素の含有量は、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１００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。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００における希土類元素は、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）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、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１００は、ＲとしてＤｙ、Ｔｂ、Ｈｏ等の重希土類元素を含んでいてもよい。その場合、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００の全質量中の重希土類元素の含有量は、重希土類元素の合計で好ましくは１．０質量％以下であり、より好ましくは０．５質量％以下であり、さらに好ましくは０．１質量％以下である。本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００によれば、このように重希土類元素の含有量を少なくしても、高い保磁力を得ることができる。
　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１００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、残留磁束密度が低下するおそれがある。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００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１００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１００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。
　図８に示すように、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００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１００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１００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１００における結晶粒１２０は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むことが好ましい。一方、三重点領域１４０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１００の断面における三重点領域１４０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、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００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１４０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１４０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１００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１４０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１４０の面積とそれらの平均値とに基づいて、三重点領域１４０の面積の標準偏差を算出することができる。
　三重点領域１４０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１４０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１００における三重点領域１４０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１００における結晶粒１２０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１００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１２０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。
　Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状の結晶粒２と、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相よりもＲの含有量が高い相を含む粒界領域４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１００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。
　図９は、上述の製造方法によって得られたＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００を備えるモータの内部構造を示す説明図である。図９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６０とこのロータ６０の内側に配置されるステータ５０とを備えている。ロータ６０は、円筒状のコア６２と円筒状のコア６２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１００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１００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６０に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００を備えている。このＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石１００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１００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について説明したが、本発明は上記実施形態に何ら限定されるものではない。例えば、本実施形態のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、一面のみにＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶核４２を有していたが、この結晶核４２がＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の対向する面（両面）に有していてもよい。この場合、両面ともに、図１に示すような構造を有することが好ましい。このように、両面に図１に示すようなデンドライト状結晶４０を有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片は、上述の凹凸模様を有する２つの冷却ロールを並べ、これらの間に合金溶湯を流し込む双ロール鋳造法によって得ることができる。
　本発明の内容を、以下の実施例及び比較例を参照してさらに詳細に説明する。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３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２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１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６０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２に示すとおりであった。
＜合金薄片の評価＞
　図１０は、実施例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真である（倍率：１００倍）。合金薄片の鋳造面を金属顕微鏡で観察して、デンドライト状結晶の幅Ｐ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１に示す。なお、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶の面積占有率は、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真における、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１０において、デンドライト状結晶は白色部分に相当する。デンドライト状結晶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。
　次に、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を厚さ方向に沿って切断して切断面のＳＥＭ－ＢＥＩ観察（倍率：３００倍）を行った。この観察画像において、合金薄片の厚みを求めた。この厚みは、表１に示すとおりであった。
＜Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の作製＞
　次に、合金薄片をジェットミルで粉砕して平均粒径が２．０μｍの合金粉末を得た。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１．２ｔ／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１に示す。
（実施例２～６、実施例１６～１９）
　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２～６及び実施例１６～１９の合金薄片を得た。そして、実施例１と同様にして、実施例２～６及び実施例１６～１９の合金薄片の評価を行った。図１１は、実施例２のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真である（倍率：１００倍）。実施例１と同様にして実施例２～６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１に示す。
（実施例７～１５及び実施例２０～３２）
　冷却ロールのロール面を加工して、凸部の高さの平均値、凸部の間隔の平均値、及び表面粗さＲｚを表１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と同様にして実施例７～１５及び実施例２０～３２の合金薄片を得た。実施例１と同様にして、実施例７～１５及び実施例２０～３２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７～１５及び実施例２０～３２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１に示す。
（比較例１）
　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の合金薄片を得た。この冷却ロールは第２の凹部を有していなかった。なお、こ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、次の通りにして求めた。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。
　図１２は、比較例１のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真である（倍率：１００倍）。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１に示す。
（比較例２，３）
　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と同様にして比較例２，３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を得た。そして、実施例１と同様にして、比較例２，３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の評価を行った。図１３は、比較例２のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真である（倍率：１００倍）。図１４は、比較例３のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片の鋳造面の金属顕微鏡写真である（倍率：１００倍）。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１に示す。
（比較例４）
　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、及び原料を変更して合金薄片の組成を表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４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４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１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示す結果から、実施例１～３２のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は優れた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１０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１７は、実施例１０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１０～１５及び比較例４のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石について、実施例１０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１８は、比較例４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。
　実施例１０～１５及び比較例４について、実施例１０と同様にして画像解析を行い、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３に示す。表３に示すとおり、実施例１０～１５のＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石は比較例４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１０～１５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。
（平均粒径）
　さらに、同様の電子顕微鏡の観察画像において、画像解析によってＲ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒の形状を認識させ、個々の結晶粒の直径を求めて、その算術平均値を求めた。これを、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相の結晶粒の平均粒径とした。結果を表３に示す。
（三重点領域における希土類元素の含有量）
　ＥＰＭＡを用いて、実施例１０～１５及び比較例４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３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、実施例１０～１５及び比較例４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３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１，３に示すように、実施例１０と比較例４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、実施例１０の方が高い保磁力を有するＲ－Ｔ－Ｂ焼結磁石が得られた。これは、実施例１０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。
　本発明によれば、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の保磁力を向上することが可能な合金薄片を提供することができる。また、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。
　１０…高周波溶解炉、１２…合金溶湯、１４…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…二次回収部，３２，３４…凹部、３６…凸部、４０…デンドライト状結晶、４２…結晶核、４４…フィラー状結晶、５０…ステータ、５２…コイル、６０…ロータ、６２…コア、１００…Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石、１２０…結晶粒、１４０…三重点領域（粒界領域）、２００…モータ。
 

Claims (5)

  1. 　Ｒ２Ｔ１４Ｂ相を含むデンドライト状結晶を含有するＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片であって、
    　少なくとも一つの表面において、
    　前記デンドライト状結晶の幅の平均値が６０μｍ以下であり、
    　前記デンドライト状結晶の結晶核の数が１ｍｍ四方当たり５００個以上である、Ｒ－Ｔ－Ｂ系合金薄片。
  2. 　前記デンドライト状結晶の幅の平均値が２５μｍ以上である、請求項１に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片。
  3. 　複数の前記デンドライト状結晶からなる結晶群のアスペクト比の平均値が０．８以上である、請求項１又は２に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載のＲ－Ｔ－Ｂ系合金薄片を粉砕して得た合金粉末を成形し、焼成して得られるＲ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石。
  5. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の合金薄片を粉砕して合金粉末を調製する工程と、
    　前記合金粉末を成形して焼成し、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石を作製する工程と、を有する、Ｒ－Ｔ－Ｂ系焼結磁石の製造方法。
     
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