(57)【要約】【課題】  Ｒ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金塊において、Ｒ−リッチ相が細かく、かつ分散性が良く、また柱状晶の大きいものを得ること。【解決手段】  本発明は、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶とＲ−リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）であって、鋳造のままの状態で、Ｒ−リッチ相が断面でほぼ線状ないし棒状（これらの幅が短軸）に分散し、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする。【選択図】    図３
2005320628.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶とＲ−リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）であって、鋳造のままの状態で、Ｒ−リッチ相が断面でほぼ線状ないし棒状（これらの幅方向が短軸方向）に分散し、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項２】
Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶とＲ−リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）であって、鋳造のままの状態で、短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲリッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項３】
短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項４】
短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが１００μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項５】
短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする請求項１または２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項６】
短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか、または請求項５に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項７】
短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが１００μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項８】
Ｒ−リッチ相の間隔が平均１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至７のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項９】
Ｒ−リッチ相のアスペクト比が１０以上である請求項１乃至８のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項１０】
Ｒリッチ相の長さが平均５０〜１００μｍである請求項１乃至９のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項１１】
α−Ｆｅが実質的に無いことを特徴とする請求項１乃至１０のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項１２】
厚さが１ｍｍ以上である請求項１乃至１１のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊。
【請求項１３】
溶湯を回転体に注ぎ、該回転体の回転によって溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を円筒状鋳型の内面で堆積凝固させる遠心鋳造法により鋳造する請求項１乃至１２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法。
【請求項１４】
請求項１３に記載の合金塊の製造法において、回転体の回転軸Ｒと円筒状鋳型の回転軸Ｌとが平行でない遠心鋳造法である請求項１乃至１２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法。
【請求項１５】
請求項１３または１４に記載の合金塊の製造法において、円筒状鋳型が、その内壁面に該鋳型の材質よりも熱伝導率が小さい膜が設けられている遠心鋳造法である請求項１乃至１２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法。
【請求項１６】
請求項１３乃至１５のいずれかに記載の合金塊の製造法において、鋳造の初めに鋳造速度を早くし、その後遅くすることを特徴とする請求項１乃至１２のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法。
【請求項１７】
請求項１乃至１２のいずれかに記載の合金塊を原料として製造したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、希土類合金、特にＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊、その製造法及び該合金塊を用いた磁石に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、磁石用合金としてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金がその高特性から急激に生産量を伸ばしており、ＨＤ（ハードディスク）用、ＭＲＩ（磁気共鳴映像法）用あるいは、各種モーター用等に使用されている。通常は、Ｎｄの一部をＰｒ、Ｄｙ等他の希土類元素で置換したもの（Ｒと表記する。）、またＦｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等他の遷移元素で置換したもの（Ｔと表記する。）が一般的であり、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系合金を含め、Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金と総称されている。
【０００３】
Ｒ−Ｔ−Ｂ系合金は、磁化作用に寄与する強磁性相Ｒ2Ｔ14Ｂを主相とする結晶と、非磁性で希土類元素の濃縮した低融点のＲ−リッチ相を結晶粒界に持つ合金で、活性な金属であることから一般に真空又は不活性ガス中にて溶解され、金型に鋳造されてきた。
この合金塊は、粉砕され３μｍ（ＦＳＳＳ：フィッシャーサブシーブサイザーでの測定）程度の粉体とした後、磁場中でプレス成形され、焼結炉で約１０００〜１１００℃の高温にて焼結され、その後必要に応じ熱処理、機械加工され、耐食のためのメッキをされ磁石化されるのが普通である。
【０００４】
このＲ−リッチ相は、以下の点で重要な役割を担っている。
１）融点が低く、焼結時に液相となり、磁石の高密度化、従って磁化の向上に寄与する。
２）粒界の凹凸を無くし、逆磁区のニュークリエーションサイトを減少させ保磁力を高める。
３）主相を磁気的に絶縁することから保磁力を高める。
従ってＲ−リッチ相の分散状態が悪いと磁石としての特性に影響するため、均一であることが重要となる。
最終的な磁石としてのＲ―リッチ相の分布は、原料用合金塊の組織に大きく影響される。すなわち、金型にて鋳造された場合、冷却速度が遅いため往々にして結晶粒が大きくなる。この結果、粉砕した時の粒が結晶粒径よりはるかに細かくなり、金型鋳造ではＲ−リッチ相はほとんどが結晶粒界に凝集し粒内に無いため、Ｒ−リッチ相を含まない主相のみの粒とＲ−リッチ相のみの粒とが別々に存在し均一な混合がしにくくなる。
【０００５】
金型鋳造でのもう一つの問題は、冷却速度が遅いため初晶としてγ―Ｆｅが生成しやすくなることである。γ―Ｆｅは約９１０℃以下では、α―Ｆｅに変態する。この変態したα―Ｆｅは、磁石製造時の粉砕効率の悪化をもたらし、焼結後も残存すれば磁気特性の低下をもたらす。そこで金型にて鋳造したインゴットの場合は、高温で長時間にわたる均質化処理によるα―Ｆｅの消去が必要となってくる。
【０００６】
これらを解決するため、金型鋳造方法より速い冷却速度で鋳造する方法として、ストリップキャスティング法（ＳＣ法と略す。）が紹介され実際の工程にて使用されている。
これは内部が水冷された銅ロール上に溶湯を流し、０．３ｍｍ程度の薄帯を鋳造することにより、急冷凝固させるものであり、結晶組織を微細化させ、Ｒ−リッチ相が微細に分散した組織を有する合金片を生成させるものであり、合金片内のＲ−リッチ相が微細に分散しているため、粉砕、焼結後のＲ−リッチ相の分散性も良好となり、磁気特性向上に成功している。（特許文献１及び２参照）しかし、この方法においてもＲ成分の濃度が低下するに従ってα−Ｆｅの発生は避けがたく、例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂの３元合金では、Ｎｄが２８質量％以下では、α−Ｆｅの発生が見られるようになる。
このα−Ｆｅは、磁石製造工程において粉砕性を著しく阻害する。
【０００７】
本発明者らは、従来の遠心鋳造法を改良し回転する鋳型の内側に配置した、往復運動し複数のノズルを備えた箱型のタンディッシュを介して、溶湯を回転鋳型の内側に堆積凝固させる方法（Ｃｅｎｔｒｉｆｕｇａｌ  Ｃａｓｔｉｎｇ：以下ＣＣ法と略す。）と装置を発明した（特許文献３及び４参照）。
【０００８】
ＣＣ法では既に堆積凝固した合金塊の上に次の溶湯が順次注がれ、追加鋳造されたその溶湯は鋳型が１回転する間に凝固するため、凝固速度を速めることができる。しかし、このＣＣ法でもＲ成分の濃度の低い合金を製造しようとすると、高温域の冷却速度が遅いためα−Ｆｅの生成は避けられない。
【０００９】
α−Ｆｅの生成を避けるため、本発明者らはＣＣ法で凝固冷却速度を速めるため溶湯の堆積速度をより小さくするため回転するタンディッシュから溶湯を飛散させ回転鋳型へ堆積させる遠心鋳造方法を考案した（Ｎｅｗ  Ｃｅｎｔｒｉｆｕｇａｌ  Ｃａｓｔｉｎｇ：以下ＮＣＣ法と略す。特許文献５参照）。これによりα−Ｆｅの発生が抑制されることがわかった。また、磁石として磁化特性を上げるための手段としてＲ成分の濃度が低い側でα−Ｆｅを実質的に含まない鋳造塊が得られるようになった。さらにＲ−リッチ相を微細均一な分布にするため、内面が凹又は／及び凸状の非平滑面をもつ回転する円筒状鋳型の内面に堆積凝固させる方法が考案された（特許文献６参照）。
さらに円筒状鋳型の内面に該鋳型の材質より熱伝導率が小さい膜が設けられている鋳型を用いて堆積凝固させる方法が考案された（特許文献７参照）。
【特許文献１】特開平５−２２２４８８号公報
【特許文献２】特開平５−２９５４９０号公報
【特許文献３】特開平８−１３０７８号公報
【特許文献４】特開平８−３３２５５７号公報
【特許文献５】特開２００２−３０１５５４号公報
【特許文献６】特開２００３−７７７１７号公報
【特許文献７】特開２００３−３３４６４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献６の方法により、Ｒ−リッチ相の分散性は向上したが、溶湯液滴を堆積させている際に、堆積済み合金塊の温度が上昇しＲ−リッチ相が凝集してプール状になり、このため焼結磁石製造工程の微粉砕工程においてＲ−リッチ相が先に粉砕されてしまい、得られる粉体組成の時間変動が安定しないという問題が起きた。また、得られた粉体のＲ−リッチ相の分散性もＳＣ法により鋳造された鋳片（以下ＳＣ合金と略す。）よりも悪く、このため保磁力も低めであるという問題も起きた。
また特許文献７の方法では、冷却速度の増加によってＲ2Ｔ14Ｂ結晶の粒径が減少し、チル晶と呼ばれる細かな等軸結晶の割合が増加するなどの問題があった。
本発明はＲ−リッチ相が細かく、かつ分散性がよく、またＲ2Ｔ14Ｂ結晶サイズが大きいＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊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】
【００１１】
本発明者は、ＮＣＣ法について改良を重ね、鋳型内面状態と溶湯の供給速度を最適化することで、高保磁力で且つ高配向率を有し着磁特性も良好な焼結磁石として最適の組織の合金塊を発明した。すなわち本発明は、
（１）Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶とＲ−リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）であって、鋳造のままの状態で、Ｒ−リッチ相が断面でほぼ線状ないし棒状（これらの幅方向が短軸方向）に分散し、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（２）本発明は、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶とＲ−リッチ相を含むＲ−Ｔ−Ｂ系希土類磁石用合金（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）であって、鋳造のままの状態で、短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲリッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
【００１２】
（３）本発明は、短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（４）本発明は、短軸方向の長さが５μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが１００μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（５）本発明は、短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（６）本発明は、短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれか、または上記（５）に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
【００１３】
（７）本発明は、短軸方向の長さが３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であり、且つ、Ｒ2Ｔ14Ｂ柱状結晶粒の長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが１００μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上あることを特徴とする上記（１）乃至（６）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（８）本発明は、Ｒ−リッチ相の間隔が平均１０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）乃至（７）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（９）本発明は、Ｒ−リッチ相のアスペクト比が１０以上である上記（１）乃至（８）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（１０）本発明は、Ｒリッチ相の長さが平均５０〜１００μｍである上記（１）乃至（９）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（１１）本発明は、α−Ｆｅが実質的に無いことを特徴とする上記（１）乃至（１０）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
【００１４】
（１２）本発明は、厚さが１ｍｍ以上である上記（１）乃至（１１）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊である。
（１３）本発明は、溶湯を回転体に注ぎ、該回転体の回転によって溶湯を飛散させ、その飛散した溶湯を円筒状鋳型の内面で堆積凝固させる遠心鋳造法により鋳造する上記（１）乃至（１２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法である。
（１４）本発明は、上記（１３）に記載の合金塊の製造法において、回転体の回転軸Ｒと円筒状鋳型の回転軸Ｌとが平行でない遠心鋳造法である上記（１）乃至（１２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法である。
【００１５】
（１５）本発明は、上記（１３）または（１４）に記載の合金塊の製造法において、円筒状鋳型が、その内壁面に該鋳型の材質よりも熱伝導率が小さい膜が設けられている遠心鋳造法である上記（１）乃至（１２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法である。
（１６）本発明は、上記（１３）乃至（１５）のいずれかに記載の合金塊の製造法において、鋳造の初めに鋳造速度を早くし、その後遅くすることを特徴とする上記（１）乃至（１２）のいずれかに記載のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊の製造法である。
（１７）本発明は、上記（１）乃至（１２）のいずれかに記載の合金塊を原料として製造したＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の合金塊は従来見られないＲ−リッチ相の細かさと均一性と柱状晶が大きいことを併せ持ち、本合金塊から製造した焼結磁石は従来より高特性、即ち高保磁力、高配向率及び良好な着磁特性を発現する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
例えばＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系のＳＣ合金（Ｎｄ３２．０質量％）の断面をＳＥＭ（走査電子顕微鏡）にて観察した時の反射電子像を図１に示す。図１の左側の面がロール面であり、右側の面が自由面である。ロール面から自由面までの長さ、すなわち鋳片の厚みは０．３ｍｍである。
白い部分が、Ｎｄ−リッチ相で（ＲがＮｄになっているためＲ−リッチ相をＮｄ−リッチ相と呼ぶ。）、その形状は凝固方向（左：ロール面側から右：自由面側）に向かって棒状に一部は繋がって延びているものと点状に散在しているものがある。棒状のものの長手方向は、ほぼ結晶の粒界や粒内でも結晶の成長方向に伸びている。Ｎｄ−リッチ相の融点は組成によって変化するが一般に６５０〜７５０℃と低い。そのためＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相凝固後も、液相として存在し、冷却工程で若干消失あるいは分断されるものの、鋳造時の影響がそのままの形態で残っており、点状、線状、棒状のものが不均一に分布している。これは、ＳＣ法にて鋳造したＲ−Ｔ−Ｂ系合金塊の一般的な断面組織を表している。
なお、図１で線状、棒状に見えるＮｄ−リッチ相は実際には板状（ラメラ状）であり、図１では板状のＮｄ−リッチ相をある方向で切り取った面を見ているため、線状、棒状に見える。
【００１８】
また上述のＳＣ合金の断面を、磁気カー効果を利用した偏光顕微鏡で撮った写真を図２に示す。写真の左側の面がロール面であり、右側の面が自由面である。
ロール面近傍の一部にはチル晶と呼ばれる数μｍ程度の大きさのＮｄ2Ｆｅ14Ｂ等軸結晶（以下、等軸晶と称す）部分が見られるものの、概略、ロール面側から自由面側への凝固方向に向ってＮｄ2Ｆｅ14Ｂ柱状結晶（以下、柱状晶と称す）が伸びている。これはＲ−Ｔ−Ｂ系ＳＣ合金で一般的に見られ、柱状晶の短軸方向の長さの平均は１５〜２５μｍである。
【００１９】
本発明の合金塊はＲ−Ｔ−Ｂ系（ＲはＹを含む希土類元素の少なくとも１種、ＴはＦｅまたはＦｅとＦｅ以外の遷移金属元素の少なくとも１種、Ｂはボロンまたはボロンと炭素）で、一般的にはＲが２８〜３５質量％、Ｂが０．８〜１．３質量％、残部がＴである。
本発明の合金塊（Ｎｄ３２．０質量％）の断面をＳＥＭにて観察した時の反射電子写真を図３に示す。図３の倍率は図１の倍率と同じである。図１と同様に、線状、棒状のＮｄ−リッチ相が図３の左側から右側に伸びている。
本発明の合金塊における第１の特徴は、図３に示すように、Ｒ−リッチ相がほとんど線状、棒状に均一に分散していることである。この線状、棒状のアスペクト比（長軸方向の長さ／短軸方向の長さ）が１０以上、好ましくは１５以上、より好ましくは２０以上、さらに好ましくは２５以上であるＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以上、好ましくは３０％以上あることである。全てのＲ−リッチ相は合金中での面積率は、合金の組成によって変化し最大でも３０％程度であり、最小は１％程度である。上記のＲ−リッチ相により、微粉砕時の粉体組成の時間変動が安定し、また粉体のＲ−リッチ相の分散性もＳＣ合金と同程度に良くなり、このため焼結性が向上して保磁力が高くなる。
【００２０】
なお、図３で線状、棒状に見えるＮｄ−リッチ相は実際には板状（ラメラ状）であり、写真では板状のＮｄ−リッチ相をある方向で切り取って見ているため、線状、棒状に見える。
【００２１】
本発明の合金塊における特徴を別の視点から見れば、合金塊がＲ−リッチ相の融点以上の温度である程度の時間晒された場合に見られる、線状、棒状のＲ−リッチ相が凝集して短軸方向の長さが５μｍ以上に太くなるものもあるが、その場合でもＲ−リッチ相の短軸方向の長さが５μｍ以上のものの面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であることである。より好ましくは短軸方向の長さが３μｍ以上まで太くなったＲ−リッチ相の面積率が合金中に存在する全てのＲ−リッチ相の１０％以下であることである。そしてアスペクト比は上記した範囲のものが好ましい。
【００２２】
また、本発明の合金塊は図３に示すように、Ｒ−リッチ相が層状におおよそ５０〜１００μｍごとに切れている部分が目立つことも特徴の一つである。これは後述する製造法に因るものであり、溶湯が厚み約５０〜１００μｍの板状になって堆積するためである。
【００２３】
ここでＲ−リッチ相の短軸方向の長さと面積率は例えば以下のようにして測定する。
合金塊断面を研磨し、ＳＥＭの反射電子像にて断面の任意の視野を４００倍にて、ランダムに１０視野で写真を撮る。それぞれの写真について画像処理を行い、各Ｒ−リッチ相の面積と、図５に示すように短軸方向の長さが３μｍ以上または５μｍ以上ある部分の面積を求める。ここで図５における任意の点Ｐでの短軸方向の長さは、点Ｐから図５のような線を引き、最も短い線の長さを単軸方向の長さとする（図５では実線）。
そして１０視野全てのＲ−リッチ相の面積を合計し、また、短軸方向の長さが３μｍ以上または５μｍ以上ある部分のＲ−リッチ相の面積を合計し、これらの数値の比を面積率とする。
または、写真をコピーし、このコピーした紙を切り取ってそれぞれの部分の重量を計る方法で求めてもよい。
なお、図６のような枝分かれしているように見える形状のＲ−リッチ相については、枝分かれの根元（点線の位置）で分割してそれぞれ別のＲ−リッチ相として画像処理する。
【００２４】
本発明の合金塊の断面を、磁気カー効果を利用した偏光顕微鏡で撮った写真を図４に示す。図４の倍率は図２の倍率と同じである。柱状晶は厚み方向にほぼ沿って伸びており、図４はその一部を撮ったものである。
本発明の合金塊における第２の特徴は、それぞれの柱状晶の面積が、図２に示すＳＣ合金の柱状晶の面積よりも大きいことである。つまり、長軸方向の長さが５００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上、好ましくは３０％以上あることである。また好ましくは、長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが５０μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上好ましくは２０％以上あることである。さらに好ましくは、長軸方向の長さが１０００μｍ以上であり短軸方向の長さが１００μｍ以上である領域の面積率が合金全体の１０％以上好ましくは２０％以上あることである。このことにより、微粉砕工程で得られる結晶方位が１方向しかない粉体が増えるため、焼結磁石にした場合の配向率が高くなる。
【００２５】
ここで結晶粒の長軸方向の長さ、短軸方向の長さ、面積率は例えば以下のようにして測定する。
合金塊断面を研磨し、偏光顕微鏡にて断面の任意の３箇所で合金の一端から他端まで厚み方向に沿って５０倍で連続写真を撮る。それぞれの連続写真において、柱状晶の長軸方向の長さが５００μｍ以上、または１０００μｍ以上ある柱状晶を特定する。さらにこれらの柱状晶において、短軸方向の長さが５０μｍ、または１００μｍ以上ある部分の面積を求める。３箇所の連続写真について求めたこれらの面積を、３箇所の連続写真の全断面積の合計で除することで所定の面積率を求めることができる。
なお、それぞれの面積は画像処理で求めてもよいし、写真をコピーし、このコピーした紙を切り取ってそれぞれの部分の重量を計る方法で求めてもよい。
【００２６】
本発明の合金塊における第３の特徴は、Ｒ−リッチ相間隔が平均１０μｍ以下であることである。このことにより第１の特徴に加えて微粉砕後のＲ−リッチ相の分散性が向上し、焼結性が向上することで保磁力が向上する。
Ｒ−リッチ相間隔は、合金塊の断面をＳＥＭにて観察し、鋳造厚さ方向と直角方向のＲ−リッチ相間隔を、画像処理あるいは写真上からの手測定により平均したものである。
【００２７】
さらに、本発明の合金塊における第４の特徴は、Ｒ成分が化学量論組成付近まで実質的にα―Ｆｅが発生しないことである。ここで実質的にα―Ｆｅが発生しないというのは、合金塊の任意の断面の任意の視野で１０視野にてα―Ｆｅが存在するかどうかを確認した場合９割以上の視野で見つからない程度の状態をいう。ＳＥＭの反射電子線像では、α―Ｆｅはデンドライト状に黒く見える。
【００２８】
本発明の合金塊は、次のような方法にて製造できる。図７は、本発明の１例であり、これを用いて説明する。
【００２９】
通常、希土類合金は、その活性な性質なため真空または不活性ガスの部屋１の中でルツボ３にて溶解される。溶湯３１は、湯道６により回転軸をＲとした回転体５に受け、該回転体５の回転によって溶湯を円筒状の鋳型４の内壁に飛散させる。回転体は、回転軸をＲとして回転する物質であり、注がれた溶湯を周囲に飛散させる機能を有する物体であり、円盤、上に角度を持つカップ状、下に角度を持つコーン状等にて飛散させられるが、図で示すような容器状で側面に複数の孔部１１を有する形状（回転受け容器）が好ましい。
【００３０】
このような回転体や回転体の内部に溶湯が注がれた場合、溶湯は回転による力や遠心力により、回転体の周囲に飛散させられる。この場合、回転体の熱容量を小さくするか十分余熱することによって溶湯を回転体上で凝固させず、円筒上鋳型の内壁にて堆積凝固させることができる。
図７では、鋳型が水平に置かれているが、垂直に置いても、傾斜させておいても回転体との位置関係を一定に保てばなんら問題はない。
【００３１】
回転体５の回転軸Ｒと鋳型４の回転軸Ｌは、平行にすることも可能であるが、ある角度θをもたせることにより堆積面を鋳型の長手方向全体に広げることができ、それによって溶湯の堆積速度をコントロールすることが出来る。
この角度をつけることにより、溶湯を大きな面積範囲にばら撒くことができ結果的に凝固速度を大きくすることができる。
溶湯を鋳型内全体にばら撒くには、上述の角度をつける方法以外に、鋳型又は回転体を鋳型回転軸方法に前後させることによっても同様の効果が得られる。
【００３２】
なお、回転体と鋳型は同一方向に回転速度をずらして回転させることが好ましい。反対方向に回転させると、溶湯が鋳型に衝突する際に鋳型に乗らずに飛散するスプラッシュ現象が発生し易くなり、歩留りの低下を招く。
また、回転体と鋳型の回転速度が同じであると鋳型上の同一面に線状に堆積することになり、鋳型前面に広がらない。
従ってあまり両者の回転速度が近いことも避けるべきで、通常は、両者の回転速度の差は少なくとも１０％以上、望ましくは２０％以上差をつけるべきである。
【００３３】
回転体の回転数は、溶湯の遠心力により溶湯が鋳型の内壁面に衝突するような条件を選ぶ必要がある。また、鋳型の回転数は、堆積凝固した合金塊が落下しないように１Ｇ以上の遠心力を与えるとともに、遠心力を増すことにより溶湯を鋳型内壁へ押し付けることで冷却効果を増すことができる。
【００３４】
本発明の特徴は、鋳型内面に衝突させた溶湯を直ぐに凝固させるのではなく、一時的に液相線温度以上に保持することで、先に堆積した合金の結晶方位に沿って結晶化させ、その後堆積し一体化した合金の温度をＲ−リッチ相の融点をあまり越えない温度以下に保つことである。液相線温度は溶湯のＲ成分によって違うがおおよそ１１５０〜１３００℃である。この液相線温度以上に保持する時間は、好ましくは０．００１〜１秒である。さらに好ましくは０．００１〜０．１秒である。このことにより、γ―Ｆｅを発生させることなく短軸方向に長さが大きい柱状晶を成長させることができる。またＲ−リッチ相の融点もＲ成分によって違うが、おおよそ６５０〜７５０℃であり、Ｒ−リッチ相の融点をあまり越えない温度とは融点より精々１００℃高い温度である。この温度を越えると、Ｒ−リッチ相が凝集し短軸方向の長さが太くなるとともに、Ｒ−リッチ相の分散性も悪くなる。
【００３５】
なお、図３ではＲ−リッチ相がおよそ５０〜１００μｍ間隔で層状に切れているのに対し、図４では柱状晶はそのような層状に切れてはいない。上述の本発明の方法により、柱状晶を切れることなく成長させることができる。
【００３６】
通常１３００〜１５００℃の溶湯を、鋳型内面に衝突した時から堆積終了（鋳造終了）まででこのような温度変化をさせるには、鋳型内面と合金との間の熱伝達係数をできるだけ大きくする必要がある。そのための方法としては例えば、鋳型内面に鋳型材質よりも熱伝導率が低い材料で作った膜を付ける方法がある。膜の材質は金属でもセラミックスでもそれらの複合材でもよい。また膜の厚みは１μｍから１ｍｍが好ましい。より好ましくは１μｍから５００μｍである。堆積開始（鋳造開始）から数十秒間に多量の溶湯を堆積させることにより、合金の鋳型面の平滑度が向上し、熱伝達係数を大きくすることができる。別の見方をすれば、鋳型内面に熱伝導率の悪い膜を付けて熱伝導率を低くすることで、最初に堆積した合金塊の温度の冷却を悪くして、この合金塊に高温変形能があるうちに鋳型の遠心力により合金塊を鋳型に密着させて鋳型と合金塊との間の熱伝達係数を大きくする。この時、高温に保って変形させやすくするため、堆積速度を速くする（溶湯供給量を増やす）。その後は堆積速度を遅くする（溶湯供給量を減らす）ことで、鋳型への十分な熱移動時間を与えて合金内部の温度上昇を抑える。合金の厚みが増すほど鋳型への熱移動は遅くなるため、合金が厚くなるのに応じて堆積速度を遅くすることが好ましい。さらに好ましくは、最初の堆積の後の適切な短時間、後の堆積速度よりも遅くして最初に堆積した合金塊の熱を鋳型に移動させるのに十分な時間を与えることである。
【００３７】
また、最初に堆積した合金塊の変形能を向上させ、またチル晶の生成を抑制するため、鋳型内面の温度を予め２００〜７５０℃で加熱しておいてもよい。２００℃より低いとこれらの効果は期待できない。一方、７５０℃を越えるとＲ−リッチ相の融点より高いことから、堆積した合金塊の温度が下がりにくくなり、Ｒ−リッチ相がプール化してしまう。
【００３８】
鋳型の材質は、常温での熱伝導率が３０〜４１０Ｗｍ-1Ｋ-1の材質が好ましい。３０Ｗｍ-1Ｋ-1より低いと堆積した合金の冷却速度が遅くなり、Ｒ−リッチ相がプール化しやすくなる。一方、熱伝導率は大きいほど好ましいが、銀に代表される４１０Ｗｍ-1Ｋ-1を越える材料は高価であり、工業用には向かない。工業的には熱伝導率が大きい銅が好ましいが、鉄でも問題はない。
なお堆積開始時の堆積速度と堆積時間及び後の堆積速度は、溶湯の組成や鋳型材質、鋳型の回転軸方向、鋳型内面の遠心力、膜の熱伝導率などによって決まる最適値を選ぶ必要がある。
【００３９】
合金の厚みは１ｍｍ以上あることが好ましい。１ｍｍ未満であまり薄すぎると生産性が悪くなる。
【００４０】
本鋳造法にて製造したＲ−Ｔ−Ｂ系磁石用合金塊から粉砕、成型、焼結することにより、高特性の異方性磁石を製造することができる。
粉砕は、通常、水素解砕、中粉砕、微粉砕の順で行なわれ、３μｍ（ＦＳＳＳ）程度の粉体にされる。
【００４１】
ここで、水素解砕は、前工程の水素吸蔵工程と後工程の脱水素工程に分けられる。水素吸蔵工程では、２０〜５０００ｋＰａの圧力の水素ガス雰囲気で、主に合金塊のＲ−リッチ相に水素を吸蔵させ、この時に生成されるＲ−水素化物によりＲ−リッチ相が体積膨張することを利用して、合金塊自体を微細に割ることまたは無数の微細な割れ目を生じさせる。この水素吸蔵は常温〜６００℃程度の範囲で実施されるが、Ｒ−リッチ相の体積膨張を大きくして効率良く割るためには、常温〜１００℃程度の範囲で実施することが好ましい。好ましい処理時間は１時間以上である。この水素吸蔵工程により生成したＲ−水素化物は大気中では不安定であり酸化され易いため、２００〜６００℃程度で１００Ｐａ以下真空中に保持する脱水素処理を行なうことが好ましい。この処理により、大気中で安定なＲ-水素化物に変化させることができる。好ましい処理時間は３０分以上である。水素吸蔵後から焼結までの各工程で酸化防止のための雰囲気管理がなされている場合は、脱水素処理を省くこともできる。
なお、この水素解砕をせずに中粉砕、微粉砕することもできる。
【００４２】
中粉砕とは、合金片をアルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気中で、例えば５００μｍ以下まで粉砕することである。このための粉砕機には、例えばブラウンミル粉砕機がある。本発明の水素解砕した合金片の場合、既に微細に割れている、または内部に無数の微細な割れ目が生じているため、この中粉砕を省略することもできる。
【００４３】
微粉砕とは、３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで粉砕することである。このための粉砕機には、例えばジェットミル装置がある。この場合、粉砕時の雰囲気はアルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気とする。これらの不活性ガス中に２質量％以下、好ましくは１質量％以下の酸素を混入させてもよい。このことにより粉砕効率が向上するとともに、粉砕後の粉体の酸素濃度が１０００〜１００００ｐｐｍとなり耐酸化性が向上する。また、焼結時の異常粒成長を抑制することもできる。
【００４４】
磁場成型時に粉体と金型内壁との摩擦を低減し、また粉体どうしの摩擦も低減させて配向性を向上させるため、粉体にはステアリン酸亜鉛等の潤滑剤を添加することが好ましい。好ましい添加量は０．０１〜１質量％である。添加は微粉砕前でも後でもよいが、磁場中成形前に、アルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気中でＶ型ブレンダー等を用いて十分に混合することが好ましい。
【００４５】
３μｍ（ＦＳＳＳ）程度まで粉砕された粉体は、磁場中成型機でプレス成型される。金型は、キャビティ内の磁界方向を考慮して、磁性材と非磁性材を組み合わせて作製される。成型圧力は５０〜２００ＭＰａが好ましい。成型時のキャビティ内の磁界は４００〜１６００ｋＡｍ-1が好ましい。また、成型時の雰囲気はアルゴンガスや窒素ガスなどの不活性ガス雰囲気が好ましいが、上述の耐酸化処理した粉体の場合、大気中でも可能である。
【００４６】
焼結は、１０００〜１１００℃で行なわれる。焼結温度に到達する前に潤滑剤と、微粉中の水素はできるだけ除去しておく必要がある。潤滑剤の好ましい除去条件は、１Ｐａ以下の真空中またはＡｒ減圧フロー雰囲気中、３００〜５００℃で３０分以上保持することである。また、水素の好ましい除去条件は、１Ｐａ以下の真空中、７００〜９００℃で３０分以上保持することである。焼結時の雰囲気はアルゴンガス雰囲気または１Ｐａ以下の真空雰囲気が好ましい。保持時間は１時間以上が好ましい。
【００４７】
焼結後、保磁力向上のため、必要に応じて５００〜６５０℃で熱処理することができる。好ましい雰囲気はアルゴンガス雰囲気または真空雰囲気である。好ましい保持時間は３０分以上である。
【実施例】
【００４８】
以下に実施例を挙げて説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
合金組成が、Ｎｄ：２７．０質量％、Ｄｙ：５．０質量％、Ｂ：１．００質量％、Ｃｏ：１．０質量％、Ａｌ：０．３０質量％、Ｃｕ：０．１０質量％、残部鉄になるように、金属ネオジム、金属ジスプロジウム、フェロボロン、コバルト、アルミニウム、銅、鉄を配合し、アルミナ坩堝を使用して、アルゴンガス1気圧雰囲気中で、高周波溶解炉で溶解し、溶湯を図７に示す装置で鋳造を行った。
鋳型は内径５００ｍｍ、長さ５００ｍｍの鉄製とし、鋳型内面に８０Ｎｉ-２０Ｃｒの膜を１００μｍ溶射した。
回転受け容器は、直径２ｍｍの孔部を周囲に８個配置した内径２５０ｍｍのものである。回転受け容器の回転軸と鋳型の回転軸との角度θは２５度とした。
鋳型の回転数は、遠心力が３Ｇになるように、１０４ｒｐｍに設定し、回転受け容器の回転速度は５３５ｒｐｍとし、溶湯に約４０Ｇの遠心力を加えた。
鋳型内面への溶湯の平均堆積速度の条件は、堆積開始から１０秒間は０．３ｍｍ／秒、その後の１０秒間は０．２０ｍ／秒とし、その後終了までは０．１５ｍｍ／秒で一定とした。
得られた合金塊の厚さは、円筒状鋳型の中央部で８〜９ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１０〜１１ｍｍであった。また合金塊の鋳型面は平滑であった。
【００４９】
得られた合金塊のＲ−リッチ相については、ＳＥＭの反射電子像で任意の視野を４００倍にてランダムに１０視野で写真を撮り（図３がその一例である。図３で黒く見える部分は穴である。）、これら写真を画像処理して、短軸方向の長さが５μｍ以上、３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率とＲ−リッチ相の平均間隔を測定した。
その結果、５μｍ以上の面積率は０％であり、３μｍ以上の面積率は４％であった。また、Ｒ−リッチ相の平均間隔は５μｍであった。
なおこの１０視野には、α―Ｆｅと思われる黒い相は無かった。
【００５０】
また柱状晶については、偏光顕微鏡にて断面の任意の３箇所で合金の一端から他端まで厚み方向に沿って５０倍で連続写真を撮り（図４はその一部を拡大したものである。）、この写真を別紙にコピーした上で、このコピー紙を切り取って重さを計る手法で、柱状晶の長軸方向の長さが５００μｍ以上、または１０００μｍ以上あり、短軸方向の長さが５０μｍ、または１００μｍ以上ある部分の面積率を測定した。
その結果、長軸方向５００μｍ以上短軸方向５０μｍ以上は３８％、長軸方向１０００μｍ以上短軸方向１００μｍ以上は１６％であった。
【００５１】
（比較例１）
実施例１と同様の組成の合金を配合し、実施例１と同様に溶解し、同様の鋳造装置にて鋳造を行った。
但し、鋳型内面には何らの膜も付けなかった。また、鋳型内面への溶湯の平均堆積速度の条件は、堆積開始から終了まで０．１５ｍｍ／秒で一定とした。
得られた合金塊の厚さは、円筒状鋳型の中央部で８〜９ｍｍ、両端部近傍の最も厚い部分で１０〜１１ｍｍであった。また合金塊の鋳型面は凹凸が酷く、深さ０.数ｍｍの穴が多数あった。
【００５２】
得られた合金塊のＲ−リッチ相については、実施例１と同様の方法で短軸方向の長さが５μｍ以上、３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率とＲ−リッチ相の平均間隔を測定した。
その結果、５μｍ以上の面積率は２２％であり、３μｍ以上の面積率は４１％であった。また、Ｒ−リッチ相の平均間隔は１３μｍであった。
なおこの１０視野には、α―Ｆｅと思われる黒い相は無かった。
【００５３】
また柱状晶についても、実施例１と同様の方法で、柱状晶の長軸方向の長さ５００μｍ以上、または１０００μｍ以上あり、短軸方向の長さが５０μｍ、または１００μｍ以上ある部分の面積率を測定した。
その結果、長軸方向５００μｍ以上短軸方向５０μｍ以上は７２％、長軸方向１０００μｍ以上短軸方向１００μｍ以上は６８％であった。
【００５４】
（比較例２）
実施例１と同様の組成となるよう配合し、図８に示すようなＳＣ法の鋳造装置を用いて鋳造を行った。この水冷銅ロールの外径は４００ｍｍ、周速度は１ｍ／ｓとし、平均厚さ０．３０ｍｍのフレーク状の合金片を得た。
【００５５】
得られた合金片のＲ−リッチ相については、実施例１と同様の方法で短軸方向の長さが５μｍ以上、３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率とＲ−リッチ相の平均間隔を測定した。（図１がＳＥＭの反射電子写真の一例である。図１で黒く見える部分は穴である。）
その結果、５μｍ以上の面積率は２％、３μｍ以上の面積率は５％であった。また、Ｒ−リッチ相の平均間隔は４．８μｍであった。
【００５６】
ＳＣ合金の厚みの最大値は０．４８ｍｍであり、したがって長軸方向の長さ５００μｍ以上の柱状晶はなかった。なお、図２はこの合金片の断面の偏光顕微鏡写真の一例である。
【００５７】
磁石の実施例
（実施例２）
実施例１で得られた合金塊を水素解砕、中粉砕、微粉砕の順に粉砕した。水素解砕工程の前工程である水素吸蔵工程の条件は、１００％水素雰囲気、大気圧で１時間保持とした。水素吸蔵反応開始時の金属片の温度は２５℃であった。また後工程である脱水素工程の条件は、１０Ｐａ真空中、５００℃で１時間保持とした。中粉砕にはブラウンミル装置を用い、水素解砕した粉末を１００％窒素雰囲気中で４２５μｍ以下まで粉砕した。この粉に、ステアリン酸亜鉛粉末を０．０７質量％添加し、１００％窒素雰囲気中においてＶ型ブレンダーで十分混合した後、ジェットミル装置で３．２μｍ（ＦＳＳＳ）まで微粉砕した。粉砕時の雰囲気は、４０００ｐｐｍの酸素を混合した窒素雰囲気中とした。その後、再度、１００％窒素雰囲気中においてＶ型ブレンダーで十分混合した。得られた粉体の酸素濃度は３１００ｐｐｍであった。またこの粉体の炭素濃度の分析から、粉体に混合されているステアリン酸亜鉛粉末は０．０５質量％であると計算された。
次に、得られた粉体を１００％窒素雰囲気中において横磁場中成型機でプレス成型した。成型圧は１１８ＭＰａであり、金型のキャビティ内の磁界は１２００ｋＡｍ−１とした。
得られた成型体を、１０-3Ｐａ真空中、５００℃で１時間保持し、次いで１０-3Ｐａ真空中、８００℃で２時間保持した後、１０-3Ｐａ真空中、１０６０℃で２時間保持して焼結させた。焼結密度は７．５×１０-3ｋｇｍ-3以上であり十分な大きさの密度となった。さらに、この焼結体をアルゴン雰囲気中、５４０℃で１時間熱処理した。
直流ＢＨカーブトレーサーでこの焼結体の磁気特性を測定した結果を表１に示す。
また、この焼結体の断面を鏡面研磨し、この面を偏光顕微鏡で観察したところ、結晶粒の大きさは平均で１０〜１５μｍであり、ほぼ均一の大きさであった。
【００５８】
（比較例３、４）
比較例１で得られた合金塊および比較例２で得られた合金片をそれぞれ実施例２と同様の方法で粉砕して、３．２μｍ（ＦＳＳＳ）の大きさの粉体を得た。粉体の酸素濃度は３１００ｐｐｍであった。この粉体を使って、実施例２と同様の方法で磁場中成型、焼結し、異方性磁石を作製した。
【００５９】
得られた焼結体の磁気特性を表１に示す。
実施例２の保磁力（ｉＨｃ）は比較例３より１８５ｋＡｍ-1高い。この理由は、実施例１の合金塊ではプール状のＲ−リッチ相が少ないのに対し、比較例１の合金塊ではプール状のＲ−リッチ相が多くこのためＲ−リッチ相の分散状況が悪いためであると思われる。一方、実施例２の残留磁束密度（Ｂｒ）は比較例２より０．０２７Ｔ高い。これは配向率では２％高いことになる。この理由は、実施例１の合金塊の柱状晶は大きいのに対し、比較例２の合金片の柱状晶が小さいためであると思われる。
【００６０】
【表１】
2005320628.tif 000003
【００６１】
（実施例３〜１４）
表２に示す合金組成になるように、金属ネオジム、金属プラセオジム、金属ジスプロジウム、金属テルビウム、フェロボロン、コバルト、アルミニウム、銅、フェロニオブ、鉄、を配合し、実施例１と同様に溶解し、同様の鋳造装置にて鋳造を行った。なお表２に示すように、鋳型内面には８０Ｎｉ-２０Ｃｒの溶射膜、アルミナペーパーまたはアルミナ溶射膜を設けた。さらに、実施例３および実施例５では、合金の配合量を４３％増やすことで合金塊の厚みを厚くした。
それぞれの実施例で得られた合金塊の鋳型面は平滑であった。
【００６２】
【表２】
2005320628.tif 000004
【００６３】
それぞれの実施例で得られた合金塊のＲ−リッチ相について、実施例１と同様の方法で短軸方向の長さが５μｍ以上、３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率とＲ−リッチ相の平均間隔を測定した。その結果を表２に示す。なお、α―Ｆｅと思われる相は無かった。
【００６４】
また柱状晶についても、実施例１と同様の方法で、柱状晶の長軸方向の長さ５００μｍ以上、または１０００μｍ以上あり、短軸方向の長さが５０μｍ、または１００μｍ以上ある部分の面積率を測定した。その結果を表２に示す。
【００６５】
（比較例５）
表３に示す合金組成になるように、金属ネオジム、金属プラセオジム、金属テルビウム、フェロボロン、コバルト、アルミニウム、銅、鉄、を配合し、比較例２と同様に溶解し、同様の鋳造装置にて鋳造を行い、平均厚さ０．３０ｍｍのフレーク状の合金片を得た。
【００６６】
【表３】
2005320628.tif 000005
【００６７】
得られた合金片のＲ−リッチ相について、実施例１と同様の方法で短軸方向の長さが５μｍ以上、３μｍ以上であるＲ−リッチ相の面積率とＲ−リッチ相の平均間隔を測定した。その結果を表３に示す。なお、α―Ｆｅと思われる相は無かった。
【００６８】
一方、合金片の厚みの最大値は０．４９ｍｍであり、したがって長軸方向の長さ５００μｍ以上の柱状晶はなかった。
【００６９】
磁石の実施例
（実施例１５）
実施例１３で得られた合金塊を実施例２と同様の方法で粉砕して、３．２μｍ（ＦＳＳＳ）の大きさの粉体を得た。粉体の酸素濃度は３１００ｐｐｍであった。この粉体を使って、実施例２と同様の方法で磁場中成型、焼結し、異方性磁石を作製した。
【００７０】
直流ＢＨカーブトレーサーでこの焼結体の磁気特性を測定した結果を表４に示す。
また、この焼結体の断面を鏡面研磨し、この面を偏光顕微鏡で観察したところ、結晶粒の大きさは平均で１０〜１５μｍであり、ほぼ均一の大きさであった。
【００７１】
（比較例６）
比較例５で得られた合金片を実施例２と同様の方法で粉砕して、３．２μｍ（ＦＳＳＳ）の大きさの粉体を得た。粉体の酸素濃度は３１００ｐｐｍであった。この粉体を使って、実施例２と同様の方法で磁場中成型、焼結し、異方性磁石を作製した。
【００７２】
この焼結体の断面を鏡面研磨し、この面を偏光顕微鏡で観察したところ、結晶粒の大きさは平均で１０〜１５μｍであり、ほぼ均一の大きさであった。
【００７３】
一方、直流ＢＨカーブトレーサーでこの焼結体の磁気特性を測定した結果を表４に示す。Ｔｂを５．０質量％使用している比較例６の磁石と、Ｄｙを７．２質量％使用している実施例１５の磁石ではほぼ同等の磁気特性となった。
【００７４】
本来なら、全希土類成分を一定として、保磁力が変わらない程度までＴｂをＤｙで置換するとＢｒが低下する。ところが本発明の合金から製作した磁石では配向率が高くなるため、保磁力が変わらない程度までＴｂをＤｙで置換してもＢｒ低下を抑えることができる。
なお実施例１５では比較例６のＴｂの全量をＤｙで置換したが、要求特性上や磁石製作工程上の制約からＴｂの全量をＤｙで置換できなくても、一部は置換できる。以上より、本発明の合金を使用することにより、資源が希少で非常に高価なＴｂの全量または一部を、Ｔｂよりかなり安価なＤｙで置換することができるので、磁石の価格を下げることができる。
【００７５】
【表４】
2005320628.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【００７６】
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系焼結磁石用合金塊はハードディスク、磁気共鳴映像法、各種モーター等の磁石部品として利用できる。
【図面の簡単な説明】
【００７７】
【図１】ＳＥＭの反射電子像によりＳＣ法での合金片の断面組織図の一例を示す。
【図２】偏光顕微鏡によるＳＣ法での合金片の断面組織図の一例を示す。
【図３】ＳＥＭの反射電子像により本発明の合金塊の断面組織図の一例を示す。
【図４】偏光顕微鏡による本発明の合金塊の断面組織図の一例を示す。
【図５】Ｒリッチ相を画像処理する方法を示す。
【図６】枝分かれしている形状のＲリッチ相を画像処理する方法を示す。
【図７】本発明で使用する鋳造装置の一例を示す。
【図８】従来のＳＣ法の鋳造装置の一例を示す。
【符号の説明】
【００７８】
１  溶解チャンバー
２  鋳造チャンバー
３  るつぼ
３１  溶湯
４  円筒状回転鋳型
Ｌ  円筒状鋳型の回転軸
５  回転体（回転受け容器）
Ｒ  回転体（回転受け容器）の回転軸
６  湯道
７  合金塊
８  鋳型駆動機構
９  回転体（回転受け容器）の回転駆動機構
１０  回転体の回転モーター
１１  回転体（回転受け容器）の側面の穴部
２１  るつぼ
２２  タンディッシュ
２３  冷却ロール
２４  ストリップ状合金片
【図１】
2005320628.tif 000007
【図２】
2005320628.tif 000008
【図３】
2005320628.tif 000009
【図４】
2005320628.tif 000010
【図５】
2005320628.tif 000011
【図６】
2005320628.tif 000012
【図７】
2005320628.tif 000013
【図８】
2005320628.tif 000014