イットリウムを含む希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも1種からなるR、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種とからなる残部Mを含有する合金溶湯を準備する工程Aと、前記合金溶湯を、冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により700°C以上、1000°C以下の温度範囲まで急冷凝固する工程Bと、工程Bの急冷凝固により、冷却ロールから剥離した合金鋳片が500°C以下に冷却される前に加熱する工程Cとを含み、工程Cの加熱を、900°Cより高く、1050°C以下の温度範囲にて5~120分間保持して行う、R27.0~33.0質量と、ボロン0.90~1.30質量と、残部Mとからなる組成を有する希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法。工程Cの加熱を、1000°C以上、1050°C以下の温度範囲にて行う請求項1記載の製造方法。工程Cの加熱を、合金鋳片を連続的に移動しながら行う請求項1又は2記載の製造方法。工程Bで用いる冷却ロールが、表面に非線状の凹凸を有し、Ra値が2~15μm、Rsk値が-0.5以上、0未満である請求項1~3のいずれかに記載の製造方法。請求項1~4のいずれかに記載の製造方法で作製した希土類焼結磁石用合金鋳片。冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により得られた、イットリウムを含む希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも1種からなるR、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種とからなる残部Mを含有し、組成がR27.0~33.0質量、ボロン0.90~1.30質量、及び残部Mとからなる希土類焼結磁石用合金鋳片であって、該鋳片のロール冷却面と接していた面を、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として、円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数が5個以上であり、かつ該鋳片のロール冷却面と接していた面に略垂直な断面を、200倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、R-rich相の平均間隔が10~30μmである希土類焼結磁石用合金鋳片。本発明の課題は、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、且つ粉砕後の粒度が均一な希土類焼結磁石用合金鋳片および該合金鋳片をエネルギー効率良く、工業的に得ることができる製造方法を提供することにある。急冷凝固法にて鋳造した希土類焼結磁石用合金鋳片が室温付近まで冷却される間に、特定の温度範囲において加熱、保持することにより、R-rich相の間隔に表される2-14-1系主相結晶粒の大きさの制御、均一性の向上、R-rich相および主相中の希土類成分組成の制御は、従来から行われていた。しかしながら、その様な製造方法で作製した希土類焼結磁石用合金鋳片の磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まり、粉砕後の粒度分布に対する影響については、何ら検討されていなかった。本発明者らは、特定の条件で冷却凝固、加熱処理を連続的に行った希土類焼結磁石用合金鋳片が、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の粒度が均一になることを確認し、本発明を完成した。本発明によれば、イットリウムを含む希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも1種からなるR、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種とからなる残部Mを含有する合金溶湯を準備する工程Aと、前記合金溶湯を、冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により700°C以上、1000°C以下の温度範囲まで急冷凝固する工程Bと、工程Bの急冷凝固により、冷却ロールから剥離した合金鋳片が500°C以下に冷却される前に加熱する工程Cとを含み、工程Cの加熱を、900°Cより高く、1050°C以下の温度範囲にて5~120分間保持して行う、R27.0~33.0質量と、ボロン0.90~1.30質量と、残部Mとからなる組成を有する希土類焼結磁石用合金鋳片の製造方法以下、本発明の方法と略すことがあるが提供される。また本発明によれば、本発明の方法で作製した希土類焼結磁石用合金鋳片が提供される。更に本発明によれば、冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により得られた、イットリウムを含む希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも1種からなるR、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種とからなる残部Mを含有し、組成がR27.0~33.0質量、ボロン0.90~1.30質量、及び残部Mとからなる希土類焼結磁石用合金鋳片であって、該鋳片のロール冷却面と接していた面を、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として、円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数が5個以上であり、かつ該鋳片のロール冷却面と接していた面に略垂直な断面を、200倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、R-rich相の平均間隔が10~30μmである希土類焼結磁石用合金鋳片が提供される。本発明の合金鋳片は、焼結磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の粒度が均一になる。また、本発明の方法は、本発明の合金鋳片の鋳造、加熱処理を特定の条件で行い、また連続的に行うことも可能であるので、高いエネルギー効率及び生産効率で本発明の合金鋳片を製造することができる。以下本発明を更に詳細に説明する。本発明の方法は、原料として、特定の合金溶湯を準備する工程Aを含む。工程Aにおいて、前記合金溶湯は、イットリウムを含む希土類金属元素からなる群より選ばれる少なくとも1種からなるR、ボロン、及び鉄からなるか、もしくは鉄と、鉄以外の遷移金属元素、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種とからなる残部Mを含み、後述する組成となるように、例えば、坩堝等を用い、真空雰囲気又は不活性ガス雰囲気下、加熱溶解することにより得ることができる。本発明の方法は、前記合金溶湯を、冷却ロールを用いたストリップキャスティング法により700°C以上、1000°C以下の温度範囲まで急冷凝固する工程Bを含む。前記冷却ロールは、単ロールまたは双ロールを用いることができる。工程Bにおいて、急冷凝固時の冷却速度は、通常300~1×104°C/秒、好ましくは500~1000°C/秒で行う。前記冷却速度の制御は、溶湯の温度、供給量、周速度等を制御する公知の方法に準じて行われる。この時点で得られる合金鋳片は、R-rich相及び2-14-1系主相からなるデンドライトおよび2-14-1系主相と比較しB濃度の高い主にRFe4B4相を含む相以下、B-rich相と略記することがあるを含む合金組織を有するが、非平衡状態であって、R-rich相はM元素、ボロンを平衡状態より多く含む。また、合金鋳片の厚みは、0.05~2mm程度であり、0.2~0.8mmであることが好ましい。工程Bに用いる冷却ロールとしては、好ましくは、表面に非線状の凹凸を有し、Ra値が2~15μm、Rsk値が-0.5以上0未満である冷却ロールを用いることができる。さらに好ましくは、Rsk値は-0.4以上0未満、Ra値は2~8μmである。このような冷却ロールを用いることにより、生成した結晶核がロール表面側から遊離することを抑制できる。すなわちチル晶の析出を抑制できる。特に、Ra値を上記範囲とすることで、核発生数を制御することができ、チル晶の析出が抑制され、均質な組織を有する合金鋳片を得ることができる。また、上記冷却ロールを用いることで、合金鋳片のロール冷却面と接していた面を、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数を5個以上、好ましくは8~15個に制御することができる。該結晶の数は、後述する工程Cの温度保持の前後で変化がない。該結晶の数を5個以上とした場合、上述の通り、合金鋳片のロール冷却面と接していた面に略垂直な断面において、チル晶がほとんど観察されない。後述する工程Cの温度保持において、チル晶は消失せず、合金鋳片に存在するため、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まり、粉砕後の粒度の均一性に悪い影響を及ぼす場合がある。上記冷却ロールの表面性状の制御は、研磨、レーザー加工、転写、溶射、ショットブラスト等により行うことができる。例えば、研磨で行う場合、ロールの回転方向に研磨した後、ロールの回転方向に90°の方向に研磨を行う方法が挙げられる。また、溶射の場合、溶射材の形状、溶射条件を制御する方法が挙げられる。具体的には、溶射材として非定型で高融点の溶射材を一部混合することで行うことができる。ショットブラストの場合、投射材の形状、投射条件を制御する方法が挙げられる。具体的には、粒径の異なる投射材を使用したり、非定型の投射材を用いることで行うことができる。本発明の方法は、工程Bの急冷凝固により、冷却ロールから剥離した合金鋳片が500°C以下に冷却される前に加熱する工程Cを含む。工程Cにおいて加熱は、900°Cより高く、1050°C以下の温度範囲にて5~120分間保持する。保持温度は950°C以上、1050°C以下が好ましく、さらに好ましくは1000°C以上、1050°C以下である。工程Cにおける上記加熱条件とすることで、合金鋳片はより平衡状態に近くなり、2-14-1系主相の体積率が高く、R-rich相の体積率が低くなり、磁気特性とりわけ残留磁化が向上する。この際、R-rich相の一部は拡散により消失することから、R-rich相の間隔は広くなる。得られる合金鋳片において、ロール面と接した面に略垂直な断面におけるR-rich相の平均間隔は10~30μmの範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは12~~25μmである。工程Cにおける上記加熱を行い、上記R-rich相の平均間隔とすることで、磁石製造における合金鋳片の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の合金粉末の粒度をより均一にできる。磁石製造における合金鋳片の粉砕工程で、ジェットミル粉砕を行なうと微粉がスクラバーあるいはバグフィルターに回収され廃棄される。R-rich相は微粉化しやすいため、ここで回収される微粉は希土類成分が多く含まれる。工程Cにおける上記加熱を行わなかった合金鋳片は、R-rich相の体積率が高いが、上記加熱を行った合金鋳片はデンドライトの粗大化すなわち2-14-1系主相の体積率が高くなることにより、R-rich相の体積率が減少する。そのため、廃棄される微粉中の希土類成分が減少することで、歩留まりが高くなる。本発明の方法は、R-rich相の間隔のばらつきを低減することができる。ばらつきを低減すると、粉砕後の合金粉末を目的の分布を持った均一な粒度とすることができる。R-rich相の間隔のばらつきの指標であるR-rich相の間隔の標準偏差をR-rich相の平均間隔で割った値は、0.20以下が好ましく、さらに好ましくは0.18以下であり、このような合金鋳片は粉砕後の合金粉末の均等数を2.0以上に制御することができる。このように均一な合金粉末を使用することにより、磁石製造の焼結工程において異常に大きな粒成長を引き起こすことがなくなり、磁石の保磁力を向上させることができる。上記R-rich相の平均間隔は、次の方法により求めることができる。まず、本発明の合金鋳片のロール冷却面と接した面に略垂直鋳片の厚み方向に平行となる断面組織写真を光学顕微鏡により200倍の倍率で撮影する。R-rich相は2-14-1系主相からなるデンドライトの粒界相として存在している。R-rich相は、通常は線状に存在するが、鋳造過程の熱履歴等によっては島状に存在する場合もある。R-rich相が島状に存在しても、それらが明らかに線をなすように連続して存在する場合は、それらの島状のR-rich相をつなぎ、線状のR-rich相と同様に考慮した。本発明の合金鋳片のロール冷却面と接した面に略垂直な方向に4分割する3本の440μmに相当する線分を引き、その線分を横切るR-rich相の点数を数え、線分の長さ440μmをその点数で割る。10個の合金鋳片に関し、同様に測定し、計30点の測定値を得、これらの平均値をR-rich相の平均間隔とした。また該30点の測定値から標準偏差を算出した。上記合金粉末の均等数は、次の方法により求めることができる。本発明の合金鋳片を水素粉砕、ジェットミル粉砕を行い、平均粒径D50が5~7μmの合金粉末を得る。均等数は、得られた合金粉末をレーザー回折式粒度分布測定器により測定した粒度分布をRosin-Rammler線図で表示し、直線となった場合の該直線の傾きである。均等数は大きいほど合金粉末の粒径が均一である。均等数は2.0以上であることが好ましく、さらに好ましくは2.1以上である。工程Cにおける加熱温度が900°C以下の場合や保持時間が5分間より短い場合、R-rich相の体積率が十分に減少しないため、ジェットミル粉砕時の微粉に含まれる希土類成分が多く、歩留まりが低くなる。また、加熱温度が1050°Cより高い場合や保持時間が120分間より長い場合、合金鋳片同士が溶着したり、必要以上に結晶粒が成長する結果、粉砕性が低下する。更に、急冷凝固して得られた合金鋳片が500°C以下に冷却された後に上記加熱をする場合、エネルギーのロスがあり、完全に固化した状態より加熱するため合金鋳片内部の熱履歴が不均一となり、R-rich相の間隔にばらつきが生じやすい。このような合金鋳片を粉砕した際の合金粉末の粒度分布はブロードとなり、均等数が2.0より小さくなってしまう。工程Cにおける上記加熱保持は、加熱機構を有する装置等で行える。得られる希土類焼結磁石用合金鋳片が、鋳造ロット内で一定の熱履歴を有することが好ましい。例えば、合金を断熱性の高い材料で作成した温度保持機能を有する収納容器に回収した場合、鋳造開始直後の合金の多くは、収納容器と直接接触することにより熱伝導を行うが、鋳造が進むにつれ、収納容器内で合金鋳片が積み重なり、合金鋳片同士の接触による熱伝導を行うため、熱履歴が不均一となる場合がある。そのため、合金鋳片の組織にばらつきが生じ、磁気特性が低下する場合がある。一定の熱履歴を与える1つの方法として、合金鋳片を連続的に移動しながら温度保持する方法が挙げられる。本発明の方法における上記工程A~Cは、例えば、図1に示す製造システム10を用いて連続的に行うことができる。製造システム10は、不活性ガス雰囲気下及び減圧下にすることができる気密性の第1のチャンバー11と、第2のチャンバー12とから構成されるが、第2のチャンバー12は必要に応じて設けることができるチャンバーである。第1のチャンバー11は、合金原料を溶融する溶融炉13と、溶融炉13から出湯する合金溶湯17を薄帯状に冷却固化する冷却ロール15、溶融炉13からの合金溶湯17を冷却ロール15に誘導するタンディッシュ14、及び冷却ロール15から剥離してくる薄帯状合金17aを、衝突することのみにより破砕させる合金破砕板16からなる固化手段と、破砕された合金鋳片17bの合金結晶組織を所望の状態に均一化するための合金結晶組織制御装置40と、該装置40から搬出される合金鋳片17cを収納し、冷却装置を備えていない容器である収納容器18とを備える。このチャンバー11は、第2のチャンバー12と連通する箇所に、気密性を保持できる開閉自在なシャッター11aを備える。溶融炉13は、合金原料を溶融したのち、軸13aを中心に矢印A方向に傾倒して、合金溶湯17を略一定量づつタンディッシュ14へ流通させうる構造となっている。タンディッシュ14は、合金溶湯17が側面から流出するのを防止する側面部を省略した断面図で示しており、溶融炉13から流出してくる合金溶融物17を整流させて冷却ロール15に略均一量で供給するための堰板14aを備えている。冷却ロール15は、外周面が銅等の合金溶融物17を冷却し得る材料で形成され、一定角速度等で回転可能な駆動装置図示せずを備えている。合金破砕板16は、冷却ロール15から剥離してくる合金17aが連続的に衝突しうる位置に設置された金属製の板状物である。前記合金破砕板16により破砕された合金鋳片17bは、合金組成、冷却速度等によっても異なるが、通常、700°C以上の表面温度を有する。次に図2を参照して、合金結晶組織制御装置40について説明する。合金結晶組織制御装置40は、合金結晶組織制御手段と冷却手段とを一体とした装置であって、図1に示す合金破砕板16により破砕された合金鋳片17bの表面温度が前記所定温度以下にならないような位置に設けることができる。装置40は、合金鋳片17bの導入口41a、合金結晶組織が制御された合金鋳片17cを搬出する出口41b及び熱線42aを配した加熱部42を備えた回転可能であり、且つ合金鋳片17bを連続的に移動させうる移動空間を有する管41を備え、更に、管41の外側には、同軸的に回転可能な管状冷却器45を備える。要するに、装置40は、合金鋳片17bの合金結晶組織制御装置として単管41を備える。管41の内面には、管41の回転により、導入された合金鋳片17bが出口41b側に進行するように、フィン43が設けられている。管41に導入された合金鋳片17bは、加熱部42を適宜作動させることにより所定温度に保持される。また、管41の回転速度やフィン43の設置角度を調節することにより、該所定温度において所定時間制御される。このように合金鋳片17bを所定温度で所定時間制御することにより、所望の結晶組織を有する均一な合金結晶を有する合金鋳片17cを短時間に、効率良く調製することができる。管状冷却器45は、合金結晶が制御された合金鋳片17cを搬出する出口46及び冷媒を循環させることが可能な冷媒循環管47aを配した冷却部47を備えた回転可能な管からなる。また、管状冷却器45は、強制冷却した合金鋳片17cを出口46から管外に搬出するために、搬出時に回転軸が出口側に傾斜するように構成されている。更に、管状冷却器45内の出口側には、合金鋳片17cを管外に搬出するために、冷却時の回転によっては合金鋳片17cに対して何等作用せず、回転軸を傾斜させ、冷却時とは逆回転させることにより、合金鋳片17cを出口46に誘導することができるフィン48が設けられている。管状冷却器45の内面には、合金鋳片17cを管状冷却器45の内面全体に均一に接触させることを可能にするフィン図示せずを設けることもできる。装置40を用いることにより、合金結晶を所望の組織に制御しながら、合金鋳片の強制冷却を行うことができる他、製造システム10のスペース効率を向上させることができる。従って、図1に示す収納容器18は冷却装置を備えていないものが使用できるが、装置40を用いない場合は、収納容器18の代わりに容器状冷却器を用いることもできる。収納容器18に合金鋳片17cを収納する際の雰囲気は、必ずしも不活性ガス雰囲気とする必要はなく、不活性ガス雰囲気にしうるチャンバー11内には、溶融炉13から装置40までを収容すれば良い場合もある。この際、各装置は必ずしも1つのチャンバー11内に収容される必要はなく、個々に不活性ガス雰囲気にしうるチャンバー内に収容し、各装置を連結管等で接続することもできる。また、装置40は、例えば、合金鋳片17bを導入する導入口41aまでの導入連絡管内に遮蔽弁図示せずを設け、該遮蔽弁で遮蔽して装置40内を不活性ガス雰囲気にしうる構成とすることもできる。この際、装置40は、不活性ガス雰囲気にしうるチャンバー内に収容する必要はない。上記製造システム10等を用いることにより、鋳造ロット内でほぼ均一な合金組織が得られる。このようにすれば、R-rich相の間隔の標準偏差をR-rich相の平均間隔で割った値が0.20以下の本発明の合金鋳片を得ることができる。本発明の合金鋳片の組成は、Rが27.0~33.0質量、ボロンが0.90~1.30質量、残部Mとからなる。したがって、原料の仕込みは溶解、鋳造、熱処理時の元素の蒸発を考慮して行うことができる。Rにおいて、イットリウムを含む希土類金属元素とは、元素番号57から71のランタノイド及び元素番号39のイットリウムを意味する。前記Rは特に限定されないが、例えば、ランタン、セリウム、プラセオジム、ネオジム、イットリウム、ガドリウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム、エルビウム、イッテルビウム又はこれらの2種以上の混合物等が好ましく挙げられる。特に、Rとして、ガドリウム、テルビウム、ジスプロシウム、ホルミウム、エルビウム及びイッテルビウムからなる群より選ばれる少なくとも1種の重希土類元素を含むことが好ましい。これらの重希土類元素は、磁気特性のうち主に保磁力を向上させることができる。中でもテルビウムはもっとも大きな効果を示す。しかし、テルビウムは高価であるため、コストと効果を考慮するとジスプロシウムを単体、またはガドリウム、テルビウム、ホルミウム等と共に用いることが好ましい。Rの含有割合が27.0質量未満では、希土類磁石の焼結体の緻密化に必要な液相量が不足して焼結体の密度が低下し、磁気特性が低下する。一方、33.0質量を超えると、焼結体内部のR-rich相の割合が高くなり、耐食性が低下する。また、必然的に2-14-1系主相の体積割合が少なくなるため、残留磁化が低下する。本発明の合金鋳片を単一合金法に用いる場合のRの含有割合は、29.0~33.0質量が好ましく、2合金法の2-14-1系主相用合金として本発明の合金鋳片を用いる場合のRの含有割合は、27.0~29.0質量が好ましい。Rとして前記重希土類元素を用いる場合の含有割合は、通常0.2~15質量、好ましくは1~15質量、更に好ましくは3~15質量である。重希土類元素の含有割合が15質量を超えると高価になり、0.2質量未満ではその効果が小さくなる。前記ボロンの含有割合が0.90質量未満では、2-14-1系主相の割合が減少し、残留磁化が低下し、1.30質量を超えると、B-rich相の割合が増加し、磁気特性及び耐食性が共に低下する。前記残部Mは、必須元素として鉄を含む。残部M中の鉄の含有割合は、通常50質量以上、好ましくは60質量以上である。残部Mは、必要に応じて、鉄以外の遷移金属、珪素及び炭素からなる群より選ばれる少なくとも1種を含んでいても良く、また、酸素、窒素等の工業生産上における不可避不純分を含んでいても良い。前記鉄以外の遷移金属は特に限定されないが、例えば、コバルト、アルミニウム、クロム、チタン、バナジウム、ジルコニウム、ハフニウム、マンガン、マグネシウム、銅、錫、タングステン、ニオブ及びガリウムからなる群より選ばれる少なくとも1種が好ましく挙げられる。本発明の合金鋳片は、該合金鋳片のロール冷却面と接した面に垂直な断面をEPMAにより倍率2000倍で観察したEPMA像において、B-rich相が50μm四方に1個以上存在する場合がある。B-rich相が存在する場合、その数は50μm四方に1~10個であることが好ましい。さらに好ましくは50μm四方に1~5個存在する。B-rich相が50μm四方に1~10個存在する場合、焼結時に粒成長が抑制され、希土類磁石の磁気特性、とりわけ保磁力が向上する。前記の通り、本発明の方法における工程Bにおいて、合金溶湯を700°Cより高く、1000°C以下の温度範囲まで急冷凝固した合金は非平衡状態である。したがって、2-14-1系主相が十分に生成していないため、粒界相であるR-rich相の組成は、M元素、ボロン濃度が比較的高い状態にある。B-rich相は、R-rich相内に、後述するB-rich相の観察方法では確認できないレベルで微細に分散して存在していると考えられる。次いで、工程Cにおいて、急冷凝固して得られた合金が500°C以下に冷却される前に900°Cより高く、1050°C以下で保持すると、2-14-1系主相の結晶粒が成長して体積率が次第に増加、同時に粒界相であるR-rich相の体積率が次第に減少、粒界が移動する。R-rich相の減少、移動により、R-rich相の間隔は広くなり、微細に分散していたB-rich相は、減少したR-rich相内で凝集して後述するB-rich相の観察方法で10個より多く観察されるようになる。さらに、時間が経過すると、2-14-1系主相の体積率の増加、粒の成長およびR-rich相の減少、粒界の移動により、R-rich相の間隔は広くなるが、B-rich相は2-14-1相の生成に消費され、B-rich相が1~10個観察されるようになり、いずれ合金は平衡状態に達し、B-rich相はほとんど観察されなくなる。本発明の合金鋳片は、急冷凝固後の合金鋳片の非平衡状態から平衡状態となる中間状態である。この場合、急冷凝固後に存在する微細な2-14-1系主相、R-rich相が消失するため、磁石の粉砕工程で廃棄される微粉が減少し、粉砕前後での希土類成分の歩留まりが向上する。また、R-rich相の平均間隔も大き過ぎず、粉砕性に優れる。上記50μm四方に存在するB-rich相の個数は、次の方法により求めることができる。まず、希土類焼結磁石用合金鋳片のロール冷却面と接する面に略垂直な断面をEPMAにより倍率2000倍、加速電圧15kV、電流2×107A、ビーム径300nmの条件で観察する。本発明の合金鋳片にDyを含有しない場合、B-rich相は、Bのマッピング像によりBの濃化した部分となり、Dyを含有する場合、DyFe4B4相が優先的に生成しているため、B-rich相はBとDyのマッピング像よりBとDyが濃化した部分となる。また、残部MにZr、Nb等を含む場合、Bと化合物相を形成し、Bのマッピング像においてBの濃化した部分として観察されるが、本発明においてRを含まない残部MとBの化合物相は、B-rich相には含まない。10個の合金に関してランダムにそれぞれ1視野ずつ観察して、B-rich相の個数を数え、それらの平均値を50μm四方に存在するB-rich相の個数とした。本発明の合金鋳片は、鋳片のロール冷却面に接する面を100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像おいて、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数が5個以上である。さらに好ましくは、該結晶の数が8個以上、15個以下である。通常、工業的に得られる該結晶の数は30個以下である。鋳片のロール冷却面と接する面とは、冷却ロールと接触して凝固された面を意味する。該結晶の数が、5個以上である場合、合金鋳片のロール冷却面と接した面に略垂直な断面において、チル晶の発生がほとんど観察されない。このような合金鋳片を用いた場合、磁石製造の粉砕工程における希土類成分の歩留まりが高く、粉砕後の粒度が均一となる。上記結晶の数の測定は、100倍の倍率で観察した顕微鏡観察像において異なる結晶核の発生点から円状にデンドライトが成長した結晶の境を描くと閉じられた曲線となる。これを1つの結晶とし、閉じられた曲線の短軸長と長軸長の平均を粒径とする。また短軸長/長軸長の値をアスペクト比とした。該観察像を4分割するように880μmに相当する3本の線分を引き、それぞれの線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数を数える。これらの平均値を該結晶の数とした。本発明の合金鋳片は、α-Fe相を含有しない方が好ましいが、粉砕性に大きな悪影響を及ぼさない範囲で含有していてもよい。通常は、α-Fe相は合金の冷却速度の遅い位置に現れる。例えば、1つの冷却ロールを用いたストリップキャスティング法で合金を製造する場合、α-Fe相はフリー面ロール冷却面でない面に現れる。α-Fe相を含有する場合は、3μm以下の粒径で析出することが好ましく、体積率で5未満であることが好ましい。さらに好ましくはα-Fe相を含有しない。本発明の合金鋳片は、微細な等軸結晶粒、即ち、チル晶を含有しない方が好ましいが、磁気特性に大きな影響を及ぼさない範囲で含有していてもよい。チル晶は、合金鋳片の冷却速度の速い位置に現れる。例えば、1つの冷却ロールを用いたストリップキャスティング法で合金鋳片を製造する場合、チル晶はロール冷却面に現れる。チル晶を含有する場合は、体積率で5未満であることが好ましい。さらに好ましくはチル晶を含有しない。以下、実施例及び比較例により本発明を更に詳述するが、本発明はこれらに限定されない。実施例1図1に示す製造システム10及び図2に示す装置40を用いて以下の方法により合金を作製した。Nd、Pr、Dy、B、Co、Cu、Al及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した。アルゴン雰囲気中、原料を加熱溶解した後、1450°Cで出湯し、水冷銅ロールの冷却ロール15上にタンディッシュ14を介して供給し、連続的に凝固させた。冷却ロール15の周速度は1.0m/秒で行った。冷却ロール15上で800~1000°Cに急冷凝固された合金17aは、合金破砕板16に衝突して合金鋳片17bとなり装置40の導入口41aへ落下させた。この落下した合金鋳片17bは、表面温度が500°C以上の状態で装置40の管41に導入され、950°Cで5分間保持されるように管41内を連続的に移動した。次に、管45に導入され、合金鋳片17bは100°C以下まで強制冷却した後、容器18に収容した。得られた合金鋳片17cの厚みは220~260μmであった。得られた合金鋳片の組成分析を蛍光X線、ICPで行ったところ、Nd24.00質量、Pr6.00質量、Dy2.50質量、B0.99質量、Co1.00質量、Al0.3質量、Cu0.10質量、残部Feであった。また、得られた合金鋳片のR-rich相の平均間隔、R-rich相の間隔の標準偏差をR-rich相の平均間隔で割った値、50μm四方に存在するB-rich相の個数を前記方法で測定した。粉砕性、微粉の含有割合を調べるため、得られた合金鋳片を水素還元炉により水素圧0.1MPa、30°Cの雰囲気中で3時間水素を吸蔵した後、530°Cの真空雰囲気中で2時間脱水素し、室温まで冷却してから取り出した。次に、ジェットミルにより、窒素ガス圧0.6kg/cm2、原料供給スピード35g/minの条件で粉砕を行った。ジェットミル前後で組成分析を行ない、TRE成分NdPrDyのジェットミル前後での歩留まりを得た。更に、レーザー回折法により粒度測定を行い、D50値、均等数nを得た。各測定結果を表1に示す。実施例2~4、比較例1~3加熱温度、保持時間を表1に示すとおり変更した以外は実施例1と同様にして合金鋳片、粉砕粉を作製し、実施例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。また、実施例2で調製した合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図3に、実施例2で調製した合金鋳片の断面をEPMAにより観察したBのマッピング像を図4に示す。比較例4実施例1において、図1に示す製造システム10に用いた装置40を使用せず、合金を合金破砕板16に衝突させて合金鋳片とした後、収納容器18に回収し冷却した。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。得られた合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図5に示す。比較例5比較例4と同様にして合金鋳片を得た後、アルゴン雰囲気中、850°Cで120分間保持して合金鋳片を得た。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。比較例6~8加熱温度、保持時間を表1に示すとおり変更した以外は、比較例5と同様にして合金鋳片を得た。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表1に示す。また、比較例8で調製した合金鋳片の断面を光学顕微鏡により観察した合金組織写真の写しを図6に示す。実施例5実施例1と同様に図1に示す製造システム10及び図2に示す装置40を用いて以下の方法により合金を作製した。Nd、Dy、B、Co、Cu、Al及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した。水冷銅ロールの冷却ロール15の表面を60の研磨紙を使用し、ロールの回転方向とロールの回転方向に対し90°の角度で研磨し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が2.8μm、Rsk値が-0.40とした。アルゴン雰囲気中、原料を加熱溶解した後、1450°Cで出湯し、冷却ロール15上にタンディッシュ14を介して供給し、連続的に凝固させた。冷却ロール15の周速度は1.0m/秒で行った。冷却ロール15上で800~1000°Cに急冷凝固された合金17aは、合金破砕板16に衝突して合金鋳片17bとなり装置40の導入口41aへ落下させた。この落下した合金鋳片17bは、表面温度が500°C以上の状態で装置40の管41に導入され、1000°Cで20分間保持されるように管41内を連続的に移動した。次に、管45に導入され、合金鋳片17bは100°C以下まで強制冷却した後、容器18に収容した。得られた合金鋳片17cの厚みは約300μmであった。得られた合金鋳片の組成分析を蛍光X線、ICPで行ったところ、Nd25.0質量、Dy4.9質量、B0.95質量、Al0.15質量、Co1.0質量、Cu0.2質量、残部鉄であった。得られた合金鋳片の冷却ロール面と接していた面を上述の方法で観察したところ、880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数は12個であった。また合金鋳片の断面組織を観察したところ、チル晶は観察されなかった。図7に得られた合金鋳片の冷却ロール面と接していた面の光学顕微鏡による観察像を示す。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。結果を表2に示す。実施例5~9のTRE歩留まりは、TRE成分NdDyのジェットミル前後での歩留まりを示した。また得られた粉砕粉を原料として使用し、焼結磁石を作製した。得られた焼結磁石の残留磁化は13.58kG、固有保磁力は23.78kOeであった。実施例630の研磨紙に変更し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が4.3μm、かつRsk値が-0.32とした。これ以外は実施例5と同様にして行った。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。実施例5と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。実施例7研磨紙の代わりにショットブラストを使用し、冷却ロールの表面性状を非線状の凹凸が存在し、Ra値が6.3μm、かつRsk値が-0.10とした。これ以外は実施例5と同様にして行った。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。実施例5と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。実施例860の研磨紙を用いて、ロールの回転方向にのみ冷却ロールの表面を研磨した。冷却ロールの表面には線状の凹凸が存在し、Ra値が2.3μm、Rsk値が-0.44であった。これ以外は実施例5と同様にして行った。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。実施例1と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。実施例9Nd、Dy、B、Co、Cu、Al、Nb及びFeで、合計重量が300kgとなるようにそれぞれの原料を配合した以外は実施例5と同様にして行った。得られた合金鋳片の組成分析を蛍光X線、ICPで行ったところ、Nd27.5質量、Dy4.9質量、B1.00質量、Al0.15質量、Co1.0質量、Cu0.2質量、Nb0.15質量、残部鉄であった。得られた合金鋳片と実施例1と同様にして作製した粉砕粉について、実施例1と同様に各評価、測定を行った。実施例1と同様に880μmに相当する線分を横切る結晶核の発生点を中心として円状にデンドライトが成長したアスペクト比が0.5~1.0、かつ粒径が30μm以上の結晶の数、チル晶の割合、焼結磁石の残留磁化および固有保磁力を測定した。結果を表2に示す。