(57)【要約】【課題】メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である合金粉末を高い歩留り率で製造することができる合金の提供。【解決手段】合金１０は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素を含有する合金であって、合金１０が、Ｒとして、少なくともネオジムを含有し、合金１０が、Ｔとして、少なくとも鉄を含有し、合金１０が、複数の粒状結晶３を含む粒状結晶領域１を備え、粒状結晶３の平均粒径が、１．４μｍ以上２．１μｍ以下であり、粒状結晶領域１が合金１０の表面ｓ１に沿って形成されており、合金１０の表面ｓ１に垂直な合金１０の断面ＣＳの面積が、Ａ０と表され、合金１０の断面ＣＳにおける粒状結晶領域１の面積が、Ａ１と表され、Ａ１／Ａ０が、３５％以上７０％以下であり、合金１０がＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の材料に用いられる。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素を含有する合金であって、
前記合金が、Ｒとして、少なくともネオジムを含有し、
前記合金が、Ｔとして、少なくとも鉄を含有し、
前記合金が、複数の粒状結晶を含む粒状結晶領域を備え、
前記粒状結晶の平均粒径が、１．４μｍ以上２．１μｍ以下であり、
前記粒状結晶領域が前記合金の表面に沿って形成されており、
前記合金の前記表面に垂直な前記合金の断面の面積が、Ａ０と表され、
前記合金の前記断面における前記粒状結晶領域の面積が、Ａ１と表され、
Ａ１／Ａ０が、３５％以上７０％以下であり、
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の材料に用いられる合金。
【請求項２】
前記粒状結晶領域が、前記粒状結晶の間に位置する粒界相を更に含み、
前記合金の前記断面における前記粒界相の面積が、Ａ１’と表され、
Ａ１’／Ａ１が、１５％以上３５％以下である、
請求項１に記載の合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の合金を製造する方法であって、
合金材を熱処理温度Ｔで加熱する熱処理工程を備え、
前記合金材は、少なくともネオジム、鉄及びホウ素を含有し、
前記合金材が、複数のチル晶を含むチル晶領域を備え、
前記チル晶の平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、
前記チル晶領域が前記合金材の表面に沿って形成されており、
前記合金材の前記表面に垂直な前記合金材の断面の面積が、Ｂ０と表され、
前記合金材の前記断面における前記チル晶領域の面積が、Ｂ１と表され、
Ｂ１／Ｂ０が、３５％以上７０％以下であり、
前記熱処理温度Ｔが、４５０℃以上７００℃以下であり、
前記合金材を前記熱処理温度Ｔで加熱する時間が、２４時間以上２００時間以下である、
合金の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の合金を材料として用いる、
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金、合金の製造方法、及びＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、優れた磁気特性を有することから、例えばモータ、発電機又はアクチュエーターに搭載される。モータ等に使用されるＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石には、高温の環境下においても高い保磁力を有することが要求される。しかしながら、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の保磁力は、温度の上昇に伴って減少する。Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の高温での保磁力は、Ｒ２Ｔ１４Ｂ相（主相粒子）を構成する軽希土類元素（Ｎｄ又はＰｒ）の一部を、重希土類元素（Ｄｙ又はＴｂ等）で置換することによって増加する。しかし、重希土類元素は高価であり、重希土類元素の価格及び供給量は不安定である。したがって、製造コスト及び経営上のリスクを低減するために、重希土類元素を用いることなくＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石中の磁気特性を向上させることが望ましい。
【０００３】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石に含まれる主相粒子の粒径が小さいほど、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の磁気特性が向上し易いことが知られている。主相粒子の粒径を減少させるためには、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の材料である合金粉末の粒径を減少させる必要がある。従来、ストリップキャスト法によって製造された合金の粉砕により、合金粉末が作製される。一般的に、ストリップキャスト法によって製造された合金は、柱状晶（ｃｏｌｕｍｎａｒ  ｃｒｙｓｔａｌ）及びチル晶（ｃｈｉｌｌ  ｃｒｙｓｔａｌ）を含む。（下記特許文献１参照。）柱状晶は、デンドライトの成長によって形成された結晶である。チル晶は、溶湯（ｍоｌｔｅｎ  ｍｅｔｅｌ）の急冷及び凝固により、合金の表面に沿って形成される微細な結晶である。柱状晶は、適度な粒径を有しているが、チル晶の粒径は小さ過ぎる。したがって、ストリップキャスト法によって製造された合金の粉砕により、粒径が小さ過ぎる合金粉末が形成され易い。合金粉末の粒径の減少に伴って合金粉末の比表面積が増加する。合金粉末の比表面積の増加に伴って、合金粉末が酸化され易くなる。酸化された合金粉末は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の磁気特性を損なう。また合金粉末の粒径が小さ過ぎる場合、合金粉末の焼結過程において異常粒成長が起き易い。その結果、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石に含まれる主相粒子の粒径が過度に増加してしまう。異常粒成長を焼結工程における温度の制御によって抑制することは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平１０−３１７１１０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
以上の理由から、粒径が小さ過ぎる合金粉末は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造に利用することは困難である。つまり、従来の合金中のチル晶に由来する合金粉末は利用されないため、従来の粉砕工程における合金粉末の歩留り率（ｙｉｅｌｄ  ｒａｔｅ）は低い。したがって、重希土類元素を用いることなく、主相粒子の粒径の減少によって磁気特性を十分に向上させる方法は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の量産技術として必ずしも確立されていない。
【０００６】
上記の技術的課題を解決するために、本発明者は、従来の常識に反して、合金中のチル晶を合金粉末として積極的に利用することに想到した。
【０００７】
本発明は、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である合金粉末を高い歩留り率で製造することができる合金、合金の製造方法、及び合金を用いたＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一側面に係る合金は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素を含有する合金であって、合金が、Ｒとして、少なくともネオジムを含有し、合金が、Ｔとして、少なくとも鉄を含有し、合金が、複数の粒状結晶を含む粒状結晶領域を備え、粒状結晶の平均粒径が、１．４μｍ以上２．１μｍ以下であり、粒状結晶領域が合金の表面に沿って形成されており、合金の表面に垂直な合金の断面の面積が、Ａ０と表され、合金の断面における粒状結晶領域の面積が、Ａ１と表され、Ａ１／Ａ０が、３５％以上７０％以下であり、合金がＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の材料に用いられる。
【０００９】
粒状結晶領域が、粒状結晶の間に位置する粒界相を更に含んでよく、合金の断面における粒界相の面積が、Ａ１’と表されてよく、Ａ１’／Ａ１が、１５％以上３５％以下であってよい。
【００１０】
本発明の一側面に係る合金の製造方法は、上記の合金を製造する方法であって、合金材を熱処理温度Ｔで加熱する熱処理工程を備え、合金材は、少なくともネオジム、鉄及びホウ素を含有し、合金材が、複数のチル晶を含むチル晶領域を備え、チル晶の平均粒径が、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、チル晶領域が合金材の表面に沿って形成されており、合金材の表面に垂直な合金材の断面の面積が、Ｂ０と表され、合金材の断面におけるチル晶領域の面積が、Ｂ１と表され、Ｂ１／Ｂ０が、３５％以上７０％以下であり、熱処理温度Ｔが、４５０℃以上７００℃以下であり、合金材を熱処理温度Ｔで加熱する時間が、２４時間以上２００時間以下である。
【００１１】
本発明の一側面に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造方法は、上記の合金を材料として用いる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である合金粉末を高い歩留り率で製造することができる合金、合金の製造方法、及び合金を用いたＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１中の（ａ）は、本発明の一実施形態に係る合金の斜視図であり、図１中の（ｂ）は、図１中の（ａ）に示される合金の表面に垂直な合金の断面図である。
【図２】図２中の（ａ）は、図１中の（ｂ）に示される合金の断面の拡大図であり、図２中の（ｂ）は、合金材の表面に垂直な合金材の断面の拡大図である。
【図３】図３中の（ａ）は、実施例１の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像であり、図３中の（ｂ）は、実施例５の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像である。
【図４】図４中の（ａ）は、比較例３の合金材の断面におけるチル晶領域の反射電子像であり、図４中の（ｂ）は、比較例５の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像である。
【図５】図５は、比較例６の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態が説明される。図面において、同等の構成要素には同等の符号が付される。本発明は下記実施形態に限定されるものではない。以下に記載の「永久磁石」はいずれも、「Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石」を意味する。
【００１５】
（合金の製造方法の概要）
本実施形態に係る合金の製造方法は、ストリップキャスト法により溶湯から合金材を作製する工程（ストリップキャスト工程）と、合金材の熱処理により合金を作製する工程（熱処理工程）と、を備える。本実施形態に係る合金とは、熱処理工程後の合金材を意味する。つまり合金材とは、熱処理工程前の合金を意味する。
【００１６】
（合金）
本実施形態に係る合金は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びホウ素を含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の材料に用いられる。合金は、Ｒとして、少なくともネオジムを含有する。合金は、Ｔとして、少なくとも鉄を含有する。図１中の（ａ）は、合金１０の斜視図である。図１中の（ｂ）は、合金１０の断面ＣＳである。合金１０の断面ＣＳは、合金１０の第一表面ｓ１及び第二表面ｓ２に垂直である。合金１０の断面ＣＳの一方の端部は、第一表面ｓ１に属し、合金１０の断面ＣＳの他方の端部は、第二表面ｓ２に属する。図２中の（ａ）は、図１中の（ｂ）に示される合金１０の断面ＣＳの拡大図である。合金１０の第一表面ｓ１は、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していた表面である。合金１０の第二表面ｓ２は、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していなかった表面である。
【００１７】
図２中の（ａ）に示されるように、合金１０は、複数の粒状結晶３を含む粒状結晶領域１を備える。粒状結晶領域１は、粒状結晶３の間に位置する粒界相４を更に含んでよい。粒状結晶領域１は、合金１０の第一表面ｓ１に沿って形成されている。つまり、粒状結晶領域１は、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していた表面に沿って形成されている。粒状結晶領域１は、熱処理工程後のチル晶領域に相当する。つまり、熱処理工程において、合金材中のチル晶領域が、合金１０中の粒状結晶領域１へ変化する。粒状結晶３の組成は、永久磁石の主相の組成にほぼ一致してよい。粒界相４は、例えば、希土類元素リッチ相であってよい。希土類元素リッチ相とは、主相に比べて希土類元素の濃度（単位：原子％）が高い粒界相である。粒状結晶領域１は、少量の鉄相を更に含んでもよい。
【００１８】
合金１０は、複数の柱状晶５（デンドライト）を含む柱状晶領域２を更に備えてよい。柱状晶領域２は、柱状晶５の間に位置する粒界相を更に含んでよい。柱状晶５の組成は、永久磁石の主相の組成にほぼ一致してよい。柱状晶領域２中の粒界相は、例えば、希土類元素リッチ相であってよい。柱状晶領域２は、合金１０の第二表面ｓ２に沿って形成されていてよい。つまり、柱状晶領域２は、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していなかった表面に沿って形成されていてよい。柱状晶領域２は、少量の鉄相を更に含んでもよい。柱状晶５は適度な粒径を有しているため、柱状晶領域２の粉砕により、所望の粒径を有する合金粉末が高い歩留り率で得られ易い。
【００１９】
合金１０は、粒状結晶領域１及び柱状晶領域２のみからなっていてよい。合金１０は、粒状結晶領域１及び柱状晶領域２に加えて他の結晶領域を備えてよい。例えば、合金１０は、複数の等軸晶（ｅｑｕｉａｘｅｄ  ｃｒｙｓｔａｌ）を含む等軸晶領域を更に備えてよい。少量のチル晶が合金１０中に残存していてよい。
【００２０】
粒状結晶３の平均粒径は、１．４μｍ以上２．１μｍ以下である。各粒状結晶３の粒径は、合金１０の断面ＣＳにおいて測定される各粒状結晶３の長径（最大幅）である。粒状結晶３の平均粒径とは、粒状結晶３の長径の算術平均である。粒状結晶３の平均粒径が１．４μｍ以上である場合、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上である合金粉末を合金１０の粉砕によって容易に作製することができる。合金１０の粉砕により、粒状結晶３と粒状結晶３を覆う粒界相４から、一つの合金粒子が形成され易い。換言すれば、合金１０の粉砕より、粒状結晶３の平均粒径よりも大きいＤ５０を有する合金粉末が得られ易い。したがって、粒状結晶３の粒径と、合金粉末を構成する合金粒子の粒径は一致しなくてよい。つまり、粒状結晶３の平均粒径の下限値は、合金粉末のメジアン径Ｄ５０の下限値に一致しなくてよく、粒状結晶３の平均粒径の上限値は、合金粉末のメジアン径Ｄ５０の上限値に一致しなくてよい。合金粉末のメジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上であることにより、焼結工程における主相粒子の異常粒成長が抑制され易く、主相粒子の粒径が制御され易い。その結果、焼結工程の焼成条件が制限されず、磁気特性に優れた永久磁石を安定的に製造することができる。合金粉末のメジアン径Ｄ５０が１．５μｍ未満である場合、磁気特性に優れた永久磁石を安定的に製造するための焼結温度及び焼結時間の範囲が狭い。その結果、磁気特性に優れた永久磁石を安定的に製造することが困難である。粒状結晶３の平均粒径が２．１μｍ以下である場合、メジアン径が２．５μｍ以下である合金粉末を合金１０の粉砕によって容易に作製することができる。合金粉末のメジアン径Ｄ５０が２．５μｍ以下であることにより、永久磁石の磁気特性を従来の永久磁石に比べて向上させることができる。従来の合金を粉砕することによって、高い歩留まり率で合金粉末のメジアン径Ｄ５０の上限値を２．５μｍ以下に制御することは困難である。
【００２１】
合金１０の断面ＣＳの面積は、Ａ０と表される。合金１０の断面ＣＳにおける粒状結晶領域１の面積は、Ａ１と表される。Ａ１／Ａ０は、３５％以上７０％以下である。つまり、１００×Ａ１／Ａ０は、３５以上７０以下である。上述の通り、粒状結晶領域１は、熱処理工程後のチル晶領域に相当する。合金材の断面におけるチル晶領域の面積は熱処理工程において殆ど変化しない。したがって、仮の熱処理工程前の合金材を粉砕することによって合金粉末が作製される場合、合金粉末のうち３５％以上７０％以下である部分は、チル晶に由来する合金粉末である。チル晶に由来する合金粉末の粒径は小さ過ぎるため、チル晶に由来する合金粉末は永久磁石の材料として利用することは困難である。したがって、熱処理工程前の合金材を粉砕することによって合金粉末が作製される場合、粉砕工程における合金粉末の歩留り率は低い。つまり、熱処理工程前の合金材の粉砕によって、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である合金粉末を高い歩留り率で得ることは困難である。しかし、熱処理工程において形成される粒状結晶３は、上記の通り合金粉末として利用可能である。つまり、熱処理工程により、チル晶を合金粉末として利用することが可能になり、粉砕工程における合金粉末の歩留り率が増加する。Ａ１／Ａ０の増加に伴って、合金粉末の歩留り率は増加する。そして、Ａ１／Ａ０が３５％以上であることにより、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．１μｍ以下である合金粉末を十分に高い歩留り率で製造することができる。Ａ１／Ａ０が３５％未満である場合、合金粉末の歩留まり率は低い。Ａ１／Ａ０が７０％よりも高い合金を製造することは技術的に困難である。
【００２２】
合金１０の断面ＣＳにおける粒界相４の面積は、Ａ１’と表されてよい。Ａ１’／Ａ１は、１５％以上３５％以下であってよい。つまり、１００×Ａ１’／Ａ１は、１５以上３５以下であってよい。上述の通り、合金１０の粉砕により、粒状結晶３と粒状結晶３を覆う粒界相４から、一つの合金粒子が形成され易い。または粒界相４のみから、一つの合金粒子が形成されてもよい。つまり、粒界相４も合金粉末のメジアン径Ｄ５０に影響する。Ａ１’／Ａ１が１５％以上３５％以下である場合、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である合金粉末が高い歩留り率で製造され易い。Ａ１’／Ａ１が高いほど、粒状結晶領域１は粉砕され易い。Ａ１’／Ａ１の増加に伴って、合金粉末の歩留まり率は増加し易い。同様の理由から、Ａ１’／Ａ１は１６％以上３２％以下であってよい。熱処理工程における熱処理時間Ｔが高いほど、Ａ１’／Ａ１が高い。合金材を熱処理温度ｔで加熱する時間が長いほど、Ａ１’／Ａ１が高い。粒状結晶領域１の断面における粒状結晶３の面積の割合の合計は、（Ａ１−Ａ１’）／Ａ１に略等しくてよく、（Ａ１−Ａ１’）／Ａ１は、６５％以上８５以下であってよい。
【００２３】
粒状結晶領域１及び柱状晶領域２は、合金１０の断面ＣＳの反射電子像において識別される。反射電子像は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって撮影される。ＳＥＭの視野が第一表面ｓ１及び第二表面ｓ２を含む断面ＣＳ全体を含むように、ＳＥＭの解像度（視野の拡大倍率）が調整される。したがって、反射電子像の一方の端部は、第一表面ｓ１に属し、反射電子像の他の端部は、第二表面ｓ２に属する。
【００２４】
Ａ１／Ａ０は、合金１０の断面ＣＳの反射電子像に基づいて算出される。Ａ１／Ａ０の算出のために、第一表面ｓ１及び第二表面ｓ２を含む合金１０の断面ＣＳ全体の反射電子像が撮影される。ＳＥＭの視野の拡大倍率は、例えば、５００倍であってよい。合金１０の断面ＣＳ全体が一つの視野内に収まらない場合、複数の反射電子像の結合により、合金１０の断面ＣＳ全体の反射電子像が得られてよい。第一表面ｓ１に相当する反射電子像の一辺の長さは、第二表面ｓ２に相当する反射電子像の一辺の長さと等しい。そして合金１０の厚みＬ０は略一定である。したがって、断面ＣＳ全体の反射電子像は、長方形又は正方形である。断面ＣＳ全体の反射電子像において、合金１０の厚みＬ０が測定される。合金１０の厚みＬ０とは、第一表面ｓ１及び第二表面ｓ２の間の距離である。反射電子像に基づいて、粒状結晶領域１及び柱状晶領域２が識別される。そして、反射電子像において柱状晶領域２の厚みＬ２が測定される。柱状晶領域２の厚みＬ２は、粒状結晶領域１及び柱状晶領域２の界面と第二表面ｓ２との間の距離である。粒状結晶領域１及び柱状晶領域２の界面とは、柱状晶領域２が発生する起点に相当する。柱状晶領域２の厚みＬ２が一定でない場合、柱状晶領域２の厚みＬ２の最大値が、柱状晶領域２の厚みＬ２とみなされてよい。合金１０の厚みＬ０から柱状晶領域２の厚みＬ２を引くことにより、粒状結晶領域１の厚みＬ１が算出される。つまり、（Ｌ０−Ｌ２）が、Ｌ１とみなされる。第一表面Ｓ１は必ずしも平坦ではないため、第一表面Ｓ１に沿って形成される粒状結晶領域１の厚みＬ１は、必ずしも一定ではない。したがって、Ｌ１は直接測定され難い。第一表面ｓ１に平行な方向において粒状結晶領域１は略連続しており、第二表面ｓ２に平行な方向において柱状晶領域２は略連続している。したがって、第一表面ｓ１に平行な方向における粒状結晶領域１の幅は、第二表面ｓ２に平行な方向における柱状晶領域２の幅と略等しい。したがって、Ｌ１／Ｌ０が、Ａ１／Ａ０とみなされてよい。
【００２５】
粒状結晶領域１における粒状結晶３及び粒界相４は、粒状結晶領域１の反射電子像における輝度の差に基づいて識別される。つまり、粒状結晶領域１における粒状結晶３及び粒界相４は、粒状結晶領域１の反射電子像における色のコントトラストに基づいて識別される。粒状結晶領域１の反射電子像が撮影される場合、ＳＥＭの視野の拡大倍率は、例えば、４００００倍であってよい。実際に撮影された粒状結晶領域１の反射電子像は、図３及び図５に示される。図３及び図５において黒い部分は、粒状結晶３に相当する。図３及び図５においてグレーの部分は、粒界相４に相当する。各粒状結晶３の長径（最大幅）は、反射電子像において測定されてよい。粒状結晶３の平均粒径の算出のために、５か所の視野が粒状結晶領域１から無作為に選出される。各視野の反射電子像において各粒状結晶３の長径が測定される。５か所の視野において測定された全ての粒状結晶３の長径を平均することにより、粒状結晶３の平均粒径が算出される。５か所の視野其々の反射電子像は、輝度に基づいて二値化（ｂｉｎａｒｉｚｅ）される。二値化により、各視野において粒状結晶３及び粒界相４が識別される。二値化された各視野における粒界相４の面積が測定され、各視野の面積に対する粒界相４の面積の比率が算出される。５か所の視野における粒界相４の面積の比率を平均することにより、Ａ１’／Ａ１が算出される。二値化及び粒界相４の面積の測定は、市販の画像処理ソフトを用いて行われてよい。
【００２６】
便宜上、図１中の（ａ）では、合金１０は薄い直方体として描かれているが、合金１０の形状は限定されない。合金１０は薄片（ｆｌａｋｅ）又は鱗片（ｓｃａｌｅ）であってよい。合金１０は多数の薄片であってよい。合金１０は多数の鱗片であってよい。合金１０の全体の厚みＬ０は、例えば、０．３ｍｍ以上０．６ｍｍ以下であってよい。合金１０の全体の厚みＬ０は均一であってよい。合金１０の表面（ｓ１又はｓ２）に平行な方向における合金１０の長径（最大幅）は、例えば、２ｍｍ以上３０ｍｍ以下であってよい。
【００２７】
（合金の製造方法の詳細）
本実施形態に係る上記合金の製造方法は、ストリップキャスト法により溶湯から合金材を作製するストリップキャスト工程と、合金材を熱処理温度Ｔで加熱する熱処理工程を備える。
【００２８】
ストリップキャスト法は、溶湯を、回転する冷却ロール（円柱体）の表面に注ぎ、溶湯を冷却ロールの表面において急冷する方法である。溶湯の急冷により、溶湯が冷却ロールの表面において凝固して、合金ストリップ（合金帯）が冷却ロールの表面に沿って形成される。合金帯の破砕により、合金材が得られる。ストリップキャスト法によれば、合金材における鉄相の析出が抑制され、合金材における主相（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相）の体積割合が増加し易く、主相間に均一に分散した希土類元素リッチ相が合金材中に形成され易い。ストリップキャスト法は、真空中不活性ガス中で実施されてよい。不活性ガスは、例えばアルゴン（Ａｒ）であってよい。
【００２９】
ストリップキャスト法によって作製された合金材は、図２中の（ｂ）中に示される。図２中の（ｂ）は、合金材１０ａの断面ＣＳａの一部である。合金材１０ａの断面ＣＳａは、合金材１０ａの第一表面ｓ１ａ及び第二表面ｓ２ａに垂直である。合金材１０ａの断面ＣＳａの一方の端部は、第一表面ｓ１ａに属し、合金材１０ａの断面ＣＳａの他方の端部は、第二表面ｓ２ａに属する。合金材１０ａの第一表面ｓ１ａは、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していた表面である。合金材１０ａの第二表面ｓ２ａは、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していなかった表面である。合金材１０ａの第一表面ｓ１ａは、上述された合金１０の第一表面ｓ１に対応する。合金材１０ａの第二表面ｓ２ａは、上述された合金１０の第二表面ｓ２に対応する。
【００３０】
合金材１０ａの寸法及び形状は、熱処理工程において殆ど変化しない。したがって、合金材１０ａの寸法及び形状は、上述された合金１０の寸法及び形状と略同じであってよい。図１中の（ａ）及び図１中の（ｂ）に示される合金１０の形状は、合金材１０ａの形状とみなされてよい。
【００３１】
合金材１０ａは、少なくともネオジム、鉄及びホウ素を含有する。図２中の（ｂ）に示されるように、合金材１０ａは、複数のチル晶３ａを含むチル晶領域１ａを備える。チル晶領域１ａは、チル晶３ａの間に位置する粒界相４ａを更に含んでよい。チル晶領域１ａは、合金材１０ａの第一表面ｓ１ａに沿って形成されている。つまり、チル晶領域１ａは、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していた表面に沿って形成されている。チル晶領域１ａは、熱処理工程後の粒状結晶領域１に相当する。熱処理工程におけるチル晶３ａのオストヴァルト成長（Ｏｓｔｗａｌｄ  ｒｉｐｅｎｉｎｇ）により、粒状結晶３が形成される、と推測される。ただし、熱処理工程においてチル晶領域１ａ全体の面積は変化し難い。したがって、合金材１０ａ中のチル晶領域１ａ全体の面積は、上述された合金１０中の粒状結晶領域１全体の面積と略等しい。チル晶３ａの組成は、永久磁石の主相の組成にほぼ一致してよい。粒界相４ａは、例えば、希土類元素リッチ相であってよい。チル晶領域１ａは、少量の鉄相を更に含んでもよい。
【００３２】
合金材１０ａは、複数の柱状晶５ａ（デンドライト）を含む柱状晶領域２ａを更に備えてよい。合金材１０ａ中の柱状晶領域２ａは、上述された合金１０中の柱状晶領域２に対応する。柱状晶領域２ａは、柱状晶５ａの間に位置する粒界相を更に含んでよい。柱状晶５ａの組成は、永久磁石の主相の組成にほぼ一致してよい。柱状晶領域２ａ中の粒界相は、例えば、希土類元素リッチ相であってよい。柱状晶領域２ａは、合金材１０ａの第二表面ｓ２ａに沿って形成されていてよい。つまり、柱状晶領域２ａは、ストリップキャスト法において冷却ロールの表面に接していなかった表面に沿って形成されていてよい。柱状晶領域２ａは、少量の鉄相を更に含んでもよい。
【００３３】
合金材１０ａは、チル晶領域１ａ及び柱状晶領域２ａのみからなっていてよい。合金材１０ａは、チル晶領域１ａ及び柱状晶領域２ａに加えて他の結晶領域を備えてよい。例えば、合金材１０ａは、複数の等軸晶を含む等軸晶領域を更に備えてよい。少量のチル晶が合金材１０ａ中に残存していてよい。
【００３４】
チル晶３ａの平均粒径は、１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下である。各チル晶３ａの粒径は、合金材１０ａの断面ＣＳａにおいて測定される各チル晶３ａの長径（最大幅）である。チル晶３ａの平均粒径とは、チル晶３ａの長径の算術平均である。チル晶３ａの平均粒径が１００ｎｍ以上である場合、平均粒径が１．４μｍ以上である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。チル晶３ａの平均粒径が５００ｎｍ以下である場合、平均粒径が２．１μｍ以下である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。チル晶領域１ａにおけるチル晶３ａ及び粒界相４ａは、チル晶領域１ａの反射電子像における輝度の差に基づいて識別される。したがって、チル晶３ａの平均粒径は、粒状結晶３の平均粒径と同様の方法により、測定されてよい。
【００３５】
合金材１０ａの断面ＣＳａの面積は、Ｂ０と表される。合金材１０ａの断面ＣＳａにおけるチル晶領域１ａの面積は、Ｂ１と表される。Ｂ１／Ｂ０は、３５％以上７０％以下である。つまり、１００×Ｂ１／Ｂ０は、３５以上７０以下である。Ｂ１／Ｂ０が３５％以上７０％以下であることにより、上述された合金１０におけるＡ１／Ａ０が３５％以上７０％以下である値に制御され易い。Ｂ１／Ｂ０が３５％未満である場合、合金１０におけるＡ１／Ａ０も３５％未満になり易い。Ｂ１／Ｂ０が７０％より大きい場合、合金１０におけるＡ１／Ａ０も７０％より大きくなり易い。チル晶領域１ａ及び柱状晶領域２ａは、反射電子像における輝度の差に基づいて識別される。したがって、Ｂ１／Ｂ０は、Ａ１／Ａ０と同様の方法により、測定されてよい。
【００３６】
熱処理工程における熱処理温度Ｔは、４５０℃以上７００℃以下である。熱処理工程において合金材を熱処理温度Ｔで加熱する時間は、２４時間以上２００時間以下である。以下では、熱処理工程において合金材を熱処理温度Ｔで加熱する時間は、熱処理時間ｔと表記される。熱処理温度Ｔが４５０℃以上であることにより、チル晶３ａのオストヴァルト成長が促進され、平均粒径が１．４μｍ以上である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。熱処理温度Ｔが４５０℃未満である場合、平均粒径が１．４μｍ未満である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易く、合金粉末の歩留まり率が低い。熱処理温度Ｔが７００℃以下であることにより、チル晶３ａのオストヴァルト成長が適度に抑制され、平均粒径が２．１μｍ以下である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。熱処理温度Ｔが７００℃より高い場合、平均粒径が２．１μｍより大きい粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易く、合金粉末の歩留まり率が低い。熱処理時間ｔが２４時間以上であることにより、チル晶３ａのオストヴァルト成長が十分に進行して、平均粒径が１．４μｍ以上である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。熱処理時間が４時間未満である場合、平均粒径が１．４μｍ未満である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易く、合金粉末の歩留まり率が低い。熱処理時間ｔが２００時間以下であることにより、チル晶３ａのオストヴァルト成長が適度に抑制され、平均粒径が２．１μｍ以下である粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易い。熱処理時間ｔが２００時間より長い場合、平均粒径が２．１μｍより大きい粒状結晶３を含む粒状結晶領域１が形成され易く、合金粉末の歩留まり率が低い。熱処理時間ｔが高いほど、Ａ１’／Ａ１が高い。熱処理時間ｔが長いほど、Ａ１’／Ａ１が高い。上記の理由から、熱処理温度Ｔは、４５０℃以上６５０℃以下であってよく、熱処理時間ｔは、２４時間以上１６８時間以下であってよい。
【００３７】
ストリップキャスト工程に用いられる溶湯の組成は、所望の永久磁石の組成に略一致するように調整されてよい。溶湯から作製される合金材の組成は、溶湯の組成と略同じであってよい。合金材の熱処理によって得られる合金の組成も、溶湯の組成と略同じであってよい。溶湯は、希土類元素Ｒとして、少なくともネオジム（Ｎｄ）を含有する。溶湯は、遷移金属元素Ｔとして、少なくとも鉄（Ｆｅ）を含有する。溶湯は、ホウ素（Ｂ）を含有する。溶湯は、Ｎｄ、Ｆｅ及びＢに加えて他の元素を更に含有してよい。溶湯は、希土類元素Ｒとして、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）、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）からなる群より選ばれる少なくとも一種の元素を更に含有してよい。溶湯は、コバルト（Ｃｏ）、アルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、珪素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ビスマス（Ｂｉ）、錫（Ｓｎ）、カルシウム（Ｃａ）、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）、塩素（Ｃｌ）、硫黄（Ｓ）及びフッ素（Ｆ）からなる群より選ばれる少なくとも一種の元素を更に含有してよい。
【００３８】
ストリップキャスト工程における溶湯の温度は、例えば、１４００℃以上１５５０℃以下であってよい。溶湯の温度が１４００℃以上１５５０℃以下であることにより、上記の合金材１０ａが作製され易い。ストリップキャスト工程における冷却ロール表面の回転速度Ｖｒは、例えば、０．８ｍ／秒以上１．５ｍ／秒以下であってよい。Ｖｒは、冷却ロールの周速と言い換えられてよい。冷却ロールの直径は、例えば、０．２ｍ以上１．０ｍ以下であってよい。Ｖｒが低いほど、溶湯は冷却ロールの表面において冷却され易い。Ｖｒが０．８ｍ／秒以上１．５ｍ／秒以下であることにより、上記の合金材１０ａが作製され易い。冷却ロールの表面は、冷却ロールの内部を流れる水によって常時冷却されてよい。
【００３９】
（永久磁石の製造方法）
本実施形態に係る永久磁石の製造方法は、上記の合金１０を材料として用いる。
【００４０】
本実施形態に係る合金は粉砕工程において粉砕される。粉砕工程は、合金を粉砕することにより粗粉末を得る粗粉砕工程と、粗粉末を更に粉砕することにより微粉末を得る微粉砕工程と、を含んでよい。微粉末は、上述された合金粉末に相当する。つまり、本実施形態に係る合金を粉砕することにより、メジアン径Ｄ５０が１．５μｍ以上２．５μｍ以下である微粉末を高い歩留り率で製造することができる。
【００４１】
粉砕工程では、潤滑剤（粉砕助剤）が添加された合金が粉砕されてよい。潤滑剤は、例えば、脂肪酸、脂肪酸エステル及び脂肪酸の金属塩からなる群より選ばれる少なくとも一種の潤滑剤であってよい。
【００４２】
以下の各工程は、酸素濃度が５０ｐｐｍ以下である非酸化的雰囲気下で実施されてよい。
【００４３】
粗粉砕工程における合金の粉砕手段は、水素吸蔵粉砕、ディスクミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル及びスタンプミルからなる群より選ばれる少なくとも一種の手段であってよい。粗粉砕工程では、複数種の粉砕手段によって合金が粉砕されてよい。粗粉砕工程において得られる粗粉末の平均粒径は、例えば、１０μｍ以上１０００μｍ以下であってよい。
【００４４】
粗粉砕工程では、水素吸蔵粉砕により合金が粉砕されることが好ましい。水素吸蔵粉砕では、水素が合金へ吸蔵される。水素の吸蔵後、合金の加熱により水素が合金から脱離する。合金からの水素の脱離により、合金が粉砕される。水素吸蔵粉砕により、高い粉砕速度で粗粉末の平均粒径が目標値まで低減され易い。合金からの水素の脱離のために、水素が吸蔵された合金は、２００℃以上又は３５０℃以上で加熱されてよい。加熱時間は、３０分以上又は６０分以上であってよい。合金からの水素の脱離のために、水素が吸蔵された合金は真空中又はアルゴン（Ａｒ）ガスの気流中で加熱されてよい。
【００４５】
微粉砕工程における粗粉末の粉砕手段は、ジェットミル（気流粉砕機）、ボールミル、ビーズミル、振動ミル、湿式アトライター、円錐型混合機、Ｖ型混合機及び攪拌羽式攪拌機からなる群より選ばれる少なくとも一種の手段であってよい。微粉砕工程では、複数種の粉砕手段によって粗粉末が粉砕されてよい。微粉砕工程において得られる微粉末のメジアン径Ｄ５０は、１．５μｍ以上２．５μｍ以下である。
【００４６】
微粉砕工程では、ジェットミルにより粗粉末が粉砕されることが好ましい。ジェットミルでは、高圧の不活性ガスが高速でノズルから噴射され、粗粉末が不活性ガスによって加速される。加速された粗粉末同士の衝突、及び粗粉末とその容器の内壁との衝突によって、粗粉末が更に粉砕される。ジェットミルにより、高い粉砕速度で微粉末のメジアン径Ｄ５０が上記の範囲に制御され易い。ジェットミルに用いる不活性ガスは、例えばＡｒであってよい。
【００４７】
系永久磁石の製造方法は、微粉末から成形体を作製する成形工程と、を備える。永久磁石の製造方法は、型内に設置された微粉末に磁場を印加することにより、合金粉末を配向させる配向工程を更に備えてよい。永久磁石の製造方法は、成形工程及び配向工程の後、成形体を焼結させる焼結工程を更に備えてよい。
【００４８】
成形工程及び配向工程は同時に実施されてよい。成形工程及び配向工程が同時に実施される場合、金型内の微粉末に磁場を印加しながら、微粉末が金型で加圧される。その結果、磁場に沿って配向された微粉末を含む成形体が得られる。金型が微粉末に及ぼす圧力は、３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であってよい。金型内の微粉末に印加される磁場の強さは、９５０ｋＡ／ｍ以上１６００ｋＡ／ｍ以下であってよい。磁場は、静磁場又はパルス磁場であってよい。微粉末及び有機溶媒の混合物（スラリー）が成形されてよい。つまり、湿式成形によって、成形体が形成されてよい。
【００４９】
成形工程の後、配向工程が実施されてよい。配向工程前に実施される成形工程では、型を用いて微粉末から成形体が形成される。型は、樹脂、金属及びセラミックからなる群より選ばれる少なくとも一種の材料からなっていてよい。配向工程前に実施される成形工程では、型が微粉末に及ぼす圧力が、０．０４９ＭＰａ以上２０ＭＰａ以下であってよい。成形工程後に実施される配向工程では、型内に保持された成形体へ磁場が印加される。つまり、型内の成形体に磁場を印加することにより、成形体を構成する微粉末が磁場に沿って配向される。磁場は、静磁場又はパルス磁場であってよい。型内の成形体に印加する磁場の強度は、例えば、７９６ｋＡ／ｍ以上５１７３ｋＡ／ｍ以下であってよい。配向工程においても、型内の成形体が加圧されてよい。配向工程において型が成形体に及ぼす圧力は、０．０４９ＭＰａ以上２０ＭＰａ以下であってよい。
【００５０】
成形工程及び配向工程の後、成形体が脱磁されてよい。
【００５１】
焼結工程では、焼結炉内で成形体を焼結させることにより、焼結体が得られる。焼結炉内の雰囲気は、真空又は不活性ガスであってよい。焼結工程の諸条件は、目的とする永久磁石の組成、合金の粉砕方法及び微粉末のメジアン径Ｄ５０等に応じて、適宜設定されてよい。不活性ガスは、例えばＡｒであってよい。焼結温度は、例えば９００℃以上１２００℃以下であってよい。焼結時間は、１時間以上２０時間以下であってよい。
【００５２】
時効処理工程において、焼結体が更に加熱されてよい。時効処理工程により、焼結体の磁気特性が向上する。時効処理工程の雰囲気は、真空又は不活性ガスであってよい。不活性ガスは、例えばＡｒであってよい。時効処理工程では、焼結体が約６００℃で１〜３時間加熱されてよい。多段階の時効処理工程が実施されてもよい。例えば、第一時効処理では、焼結体が７００〜９００℃で１〜３時間加熱されてよく、第一時効処理に続く第二時効処理では、焼結体が５００〜７００℃で１〜３時間加熱されてよい。焼結工程に連続して時効処理工程が実施されてよい。
【００５３】
時効処理工程に続く冷却工程により、焼結体が急冷されてよい。焼結体は、不活性ガス中で急冷されてよい。不活性ガスは、例えばＡｒであってよい。焼結体の冷却速度は、例えば５℃／分以上１００℃／分以下であってよい。
【００５４】
加工工程では、切削及び研磨等により、焼結体の寸法及び形状が調整されてよい。以上方法によって得られた焼結体は、重希土類元素を含んでいなくてよい。焼結体が、既に重希土類元素を含んでいてもよい。焼結体中の重希土類元素の有無に関わらず、以下の拡散工程が実施されてよい。ただし拡散工程は必須ではない。
【００５５】
重希土類元素を含む永久磁石を製造する場合、拡散工程が実施されてよい。重希土類元素は、例えば、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一つの元素であってよい。拡散工程では、重希土類元素又はその化合物を上記の焼結体の表面に付着させた後、焼結体が加熱されてもよい。例えば、重希土類元素を焼結体の表面に付着させてよい。重希土類元素を含む蒸気中において、焼結体が加熱されてもよい。拡散工程により、重希土類元素が焼結体の表面から内部へ拡散し、さらに重希土類元素が粒界を介して主相粒子の表面へ拡散する。
【００５６】
重希土類元素を含有する塗料が焼結体に表面に塗布されてよい。塗料が重希土類元素を含む限り、塗料の組成は限定されない。塗料は、例えば、重希土類元素の単体、重希土類元素を含む合金、又は重希土類元素を含む化合物であってよい。重希土類元素を含む化合物は、水素化物、フッ化物、又は酸化物であってよい。塗料に含まれる溶媒（分散媒）は、水以外の溶媒であってよい。例えば、溶媒は、アルコール、アルデヒド、又はケトン等の有機溶媒であってよい。塗料における重希土類元素の濃度は限定されない。
【００５７】
拡散工程における拡散処理温度は、８００℃以上９５０℃以下であってよい。拡散処理時間は、１時間以上５０時間以下であってよい。拡散処理温度及び拡散処理時間が上記の範囲内であることにより、重希土類元素の濃度分布を制御し易く、永久磁石の製造コストが低減される。拡散工程が上述の時効処理工程を兼ねてもよい。
【００５８】
拡散工程後に、さらに熱処理を永久磁石に施してもよい。拡散工程後の熱処理温度は、４５０℃以上６００℃以下であってよい。熱処理時間は、１時間以上１０時間以下であってよい。拡散工程後の熱処理によって、最終的に得られる永久磁石の磁気特性（特に保磁力）が向上し易い。
【００５９】
拡散工程の後、切削及び研磨等により、焼結体の寸法及び形状が調整されてよい。
【００６０】
焼結体の表面の酸化又は化成処理（ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により、不動態（ｐａｓｓｉｖｅ）層が焼結体の表面に形成されてよい。焼結体の表面が樹脂膜で覆われてもよい。不動態層又は樹脂膜の形成により、永久磁石の耐食性が更に向上する。
【００６１】
以上の方法により、永久磁石が製造される。永久磁石の形状は限定されない。例えば、永久磁石の形状は、直方体、立方体、矩形（板）、多角柱、アークセグメント、扇、環状扇形（ａｎｎｕｌａｒ  ｓｅｃｔｏｒ）状、球、円板、円柱、筒、リング、又はカプセルであってよい。永久磁石の断面の形状は、例えば、多角形、円弧（円弦）、弓形、アーチ形、Ｃ字形、又は円であってよい。永久磁石は、モータ、発電機又はアクチュエーター等に適用されてよい。例えば、永久磁石は、ハイブリッド自動車、電気自動車、ハードディスクドライブ、磁気共鳴画像装置（ＭＲＩ）、スマートフォン、デジタルカメラ、薄型ＴＶ、スキャナー、エアコン、ヒートポンプ、冷蔵庫、掃除機、洗濯乾燥機、エレベーター及び風力発電機等の様々な分野で利用される。
【００６２】
本発明は上記実施形態に限定されない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲において、本発明の種々の変更が可能であり、これ等の変更例も本発明に含まれる。例えば、合金粉末からボンド磁石が製造されてよい。合金粉末から熱間加工磁石が製造されてもよい。
【実施例】
【００６３】
以下では実施例及び比較例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの例によって何ら限定されるものではない。
【００６４】
（実施例１）
高周波誘導加熱により、金属原料から溶湯が作製された。溶湯は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｇａ、Ｂ及びＦｅからなっていた。溶湯における各元素の含有量は以下の値であった。
Ｎｄの含有量：２４質量％。
Ｐｒの含有量：８質量％。
Ｃｏの含有量：２質量％。
Ｃｕの含有量：０．３質量％。
Ａｌの含有量：０．４質量％。
Ｚｒの含有量：０．２質量％。
Ｇａの含有量：０．５質量％。
Ｂの含有量：０．９質量％。
Ｆｅの含有量：ｂａｌａｎｃｅ（残部）。
【００６５】
ストリップキャスト工程では、溶湯が、回転する冷却ロールの表面に注がれ、溶湯が冷却ロールの表面において急冷された。溶湯の急冷により、合金帯が冷却ロールの表面に沿って形成された。合金帯の破砕により、フレーク状の合金材が得られた。ストリップキャスト工程は、Ａｒガス中で実施された。ストリップキャスト工程では、冷却ロールが水によって常時冷却された。冷却ロールの直径は、０．５ｍであった。実施例１の溶湯の温度Ｔｍは、下記表１に示される。実施例１の冷却ロール表面の回転速度Ｖｒは、下記表１に示される。合金材の厚みＬ０ａは、下記表１に示される値に調整された。
【００６６】
上記の方法により、合金材の断面がＳＥＭ及び画像処理ソフトによって分析された。合金材は、チル晶領域及び柱状晶領域からなっていた。チル晶領域は、冷却ロールの表面に接していた第一表面に沿って形成されていた。柱状晶領域は、冷却ロールの表面に接していなかった第二表面に沿って形成されていていた。チル晶の平均粒径ｄ’は、下記表１に示される値であった。合金材のＢ１／Ｂ０は、下記表１に示される値であった。
【００６７】
熱処理工程では、合金材を熱処理温度Ｔで加熱することにより、実施例１の合金が得られた。実施例１の熱処理温度Ｔは、下記表１に示される。実施例１の熱処理時間ｔは、下記表１に示される。
【００６８】
実施例１の合金の形状及び寸法は、熱処理前の合金材の形状及び寸法と同じであった。合金の断面が、ＳＥＭ及び画像処理ソフトによって分析された。合金は、粒状結晶領域及び柱状晶領域からなっていた。粒状結晶領域は、冷却ロールの表面に接していた第一表面に沿って形成されていた。柱状晶領域は、冷却ロールの表面に接していなかった第二表面に沿って形成されていていた。粒状結晶の平均粒径ｄは、下記表１に示される値であった。粒状結晶の粒径の最大値ｄｍは、下記表１に示される値であった。合金のＡ１／Ａ０は、下記表１に示される値であった。合金のＡ１’／Ａ１は、下記表１に示される値であった。実施例１の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像は、図３中の（ａ）に示される。
【００６９】
粗粉砕工程では、室温下で２時間にわたって水素を合金へ吸蔵させた。水素の吸蔵後、合金を５００℃で２時間加熱することにより、合金が脱水素された。以上の水素吸蔵粉砕により合金が粉砕された。粗粉砕工程において得られた粗粉末の粒径は、約０．７ｍｍであった。
【００７０】
粗粉砕工程に続く微粉砕工程では、潤滑剤が粗粉末へ添加された。潤滑剤としては、ステアリン酸アミドが用いられた。１００質量部の粗粉末に対する潤滑剤の質量は、０．１質量部に調整された。微粉砕工程では、粗粉末がジェットミルによって粉砕された。微粉砕工程において得られる微粉末のメジアン径Ｄ５０の目標値は、２．０μｍに設定された。メジアン径Ｄ５０の目標値に応じて、ショットミルの諸条件が設定された。ジェットミルの気流は、Ｎ２ガスであった。気流中の酸素の濃度は５０ｐｐｍ以下であった。ジェットミルによって得られた粉末の分級により、実施例１の微粉末（合金粉末）が得られた。粉末の分級では、粒径が１μｍ未満である微細粉が除去された。粉末の分級では、粒径が４μｍより大きい粗大粉も除去された。微粉末の粒度分布に基づき、微粉末のメジアン径Ｄ５０が測定された。実施例１の微粉末のメジアン径Ｄ５０は、下記表１に示される。微粉末の粒度分布は、微粉末の体積に基づく粒度分布である。微粉末の歩留まり率Ｙが測定された。Ｙは下記式１によって定義される。式１中のＭｆは、分級によって得られた微粉末の質量である。式１中のＭｒは、粗粉末の質量である。実施例１の歩留まり率Ｙは、下記表１に示される。
Ｙ＝１００×Ｍｆ／Ｍｒ      （１）
【００７１】
（実施例２〜８及び比較例１〜６）
実施例２〜８及び比較例１〜６其々の溶湯の温度Ｔｍは、下記表１に示される。実施例２〜８及び比較例１〜６其々の冷却ロール表面の回転速度Ｖｒは、下記表１に示される。実施例２〜８及び比較例１〜６其々の合金材の厚みＬ０ａは、下記表１に示される値に調整された。これらの事項を除いて、実施例１と同様の方法で、実施例２〜８及び比較例１〜６其々の合金材が作製された。
【００７２】
実施例１と同様の方法で、実施例２〜８及び比較例１〜６其々の合金材の断面がＳＥＭ及び画像処理ソフトによって分析された。実施例２〜８及び比較例１〜６のいずれの場合にもおいても、合金材は、チル晶領域及び柱状晶領域からなっていた。実施例２〜８及び比較例１〜６のいずれの場合にもおいても、チル晶領域は、冷却ロールの表面に接していた第一表面に沿って形成されていた。実施例２〜８及び比較例１〜６のいずれの場合にもおいても、柱状晶領域は、冷却ロールの表面に接していなかった第二表面に沿って形成されていていた。実施例２〜８及び比較例１〜６其々のチル晶の平均粒径ｄ’は、下記表１に示される値であった。実施例２〜８及び比較例１〜６其々の合金材のＢ１／Ｂ０は、下記表１に示される値であった。比較例３の合金材の断面におけるチル晶領域の反射電子像は、図４中の（ａ）に示される。
【００７３】
実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の熱処理温度Ｔは、下記表１に示される。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の熱処理時間ｔは、下記表１に示される。これらの事項を除いて、実施例１と同様の方法で、実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の熱処理工程が実施された。比較例３の熱処理工程は実施されなかった。
【００７４】
実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の合金の断面が、ＳＥＭ及び画像処理ソフトによって分析された。合金は、粒状結晶領域及び柱状晶領域からなっていた。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６のいずれの場合においても、粒状結晶領域は、冷却ロールの表面に接していた第一表面に沿って形成されていた。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６のいずれの場合においても、柱状晶領域は、冷却ロールの表面に接していなかった第二表面に沿って形成されていていた。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の粒状結晶の平均粒径ｄは、下記表１に示される値であった。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の粒状結晶の粒径の最大値ｄｍは、下記表１に示される値であった。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の合金のＡ１／Ａ０は、下記表１に示される値であった。実施例２〜８及び比較例１、２、４〜６其々の合金のＡ１’／Ａ１は、下記表１に示される値であった。実施例５の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像は、図３中の（ｂ）に示される。比較例５の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像は、図４中の（ｂ）に示される。比較例６の合金の断面における粒状結晶領域の反射電子像は、図５に示される。
【００７５】
実施例１と同様の方法で、実施例２〜６及び比較例１、２、４〜６其々の合金から微粉末が作製された。
【００７６】
熱処理工程を経ていない合金材が粉砕されたことを除いて、実施例１と同様の方法で、比較例３の微粉末が作製された。
【００７７】
実施例７の微粉砕工程では、微粉末のメジアン径Ｄ５０の目標値は、１．５μｍに設定された。メジアン径Ｄ５０の目標値を除いて実施例１と同様の方法で、実施例７の合金から微粉末が作製された。
【００７８】
実施例８の微粉砕工程では、微粉末のメジアン径Ｄ５０の目標値は、２．５μｍに設定された。メジアン径Ｄ５０の目標値を除いて実施例１と同様の方法で、実施例８の合金から微粉末が作製された。
【００７９】
実施例１と同様の方法により、実施例２〜８及び比較例１〜６其々の微粉末のメジアン径Ｄ５０が測定された。実施例２〜８及び比較例１〜６其々の微粉末のメジアン径Ｄ５０は、下記表１に示される。実施例１と同様の方法により、実施例２〜８及び比較例１〜６其々の微粉末の歩留まり率Ｙが測定された。実施例２〜８及び比較例１〜６其々のＹは、下記表１に示される。
【００８０】
【表１】
2020155730.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００８１】
本発明に係る合金は、例えば、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造に用いられる。
【符号の説明】
【００８２】
１…粒状結晶領域、１ａ…チル晶領域、２，２ａ…柱状晶領域、３…粒状結晶、３ａ…チル晶、４…粒状結晶領域の粒界相、４ａ…チル晶領域の粒界相、１０…合金、１０ａ…合金材、ｓ１…合金の第一表面、ｓ１ａ…合金材の第一表面、ｓ２…合金の第二表面、ｓ２ａ…合金材の第二表面、ＣＳ…合金の断面、ＣＳａ…合金材の断面、Ｌ０…合金の厚み、Ｌ０ａ…合金材の厚み、Ｌ１…粒状結晶領域の厚み、Ｌ１ａ…チル晶領域の厚み、Ｌ２，Ｌ２ａ…柱状晶領域の厚み。
【図１】
2020155730.tif 000004
【図２】
2020155730.tif 000005
【図３】
2020155730.tif 000006
【図４】
2020155730.tif 000007
【図５】
2020155730.tif 000008