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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-11-25
(45)【発行日】2024-12-03
(54)【発明の名称】Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石
(51)【国際特許分類】
H01F 1/057 20060101AFI20241126BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20241126BHJP
C22C 33/02 20060101ALN20241126BHJP
B22F 9/04 20060101ALN20241126BHJP
B22F 3/20 20060101ALN20241126BHJP
B22F 1/00 20220101ALN20241126BHJP
B22F 3/00 20210101ALN20241126BHJP
【ＦＩ】
H01F1/057 160
C22C38/00 303D
C22C33/02 K
B22F9/04 C
B22F3/20 C
B22F1/00 Y
B22F3/00 F
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2021143354
(22)【出願日】2021-09-02
(65)【公開番号】P2022099231
(43)【公開日】2022-07-04
【審査請求日】2024-04-11
(31)【優先権主張番号】P 2020212697
(32)【優先日】2020-12-22
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000003067
【氏名又は名称】ＴＤＫ株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100088155
【弁理士】
【氏名又は名称】長谷川 芳樹
(74)【代理人】
【識別番号】100113435
【弁理士】
【氏名又は名称】黒木 義樹
(74)【代理人】
【識別番号】100124062
【弁理士】
【氏名又は名称】三上 敬史
(72)【発明者】
【氏名】劉 麗華
(72)【発明者】
【氏名】鈴木 健一
【審査官】北原 昂
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１０－２７８５２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－１１１５９９（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１４／１７４７９５（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｈ０１Ｆ １／０５７
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３３／０２
Ｂ２２Ｆ ９／０４
Ｂ２２Ｆ ３／２０
Ｂ２２Ｆ １／００
Ｂ２２Ｆ ３／００
(57)【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Ｂを含有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石であって、前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｒとして、少なくともＮｄを含有し、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｔとして、少なくともＦｅを含有し、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、複数の主相粒子と、複数のＲリッチ相と、を備え、
前記主相粒子は、少なくともＲ、Ｔ及びＢを含有し、
前記Ｒリッチ相は、少なくともＲを含有し、
前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面において観察される前記主相粒子は、扁平であり、
前記断面は、前記Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の磁化容易軸方向に略平行であり、
前記Ｒリッチ相は、複数の前記主相粒子の間に位置し、
前記磁化容易軸方向に略垂直な方向における前記Ｒリッチ相の間隔の平均値は、３０μｍ以上１０００μｍ以下であり、
前記断面において観察される前記主相粒子の短軸の長さの平均値は、２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である、
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項2】
Ｒの含有量は、２８質量％以上３３質量％以下であり、Ｂの含有量は、０．８質量％以上１．１質量％以下である、
請求項１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項3】
複数の扁平な前記主相粒子が、前記磁化容易軸方向に沿って積み重なっている、請求項１又は２に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項4】
熱間加工磁石である、請求項１～３のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項5】
前記Ｒリッチ相におけるＲの濃度は、前記断面におけるＲの濃度の平均値よりも高く、Ｒの濃度の単位は、原子％である、
請求項１～４のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【請求項6】
前記Ｒリッチ相におけるＲの濃度は、前記主相粒子におけるＲの濃度よりも高く、Ｒの濃度の単位は、原子％である、
請求項１～５のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石に関する。
【背景技術】
【0002】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は希土類元素Ｒ（Ｎｄ等）、遷移金属元素Ｔ（Ｆｅ等）及びホウ素（Ｂ）を含有する。Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、磁気特性に優れ、広く用いられている。Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石には、粉末冶金法により製造される焼結磁石と、熱間塑性加工法により製造される熱間加工磁石がある。（下記特許文献１、非特許文献１及び２参照。）熱間加工磁石の原料である合金薄帯は、超急冷凝固法によって得られる。超急冷凝固法では、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系合金の溶湯が冷却ロールの表面において急速に冷却される。その結果、溶湯が凝固し、合金薄帯が形成される。超急冷凝固法によって得られる合金薄帯は、合金の微結晶（及び非晶質合金）を含む。したがって、熱間加工磁石を構成する結晶粒（主相粒子）は、焼結磁石に比べて微細である。クローンミュラー（Ｋｒｏｎｍｕｌｌｅｒ）の式に示されるように、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の結晶粒子径が微細であるほど、保磁力（ＨｃＪ）が増加することが知られている。したがって、熱間加工磁石は、焼結磁石に比べて高い保磁力を有するはずである。しかしながら、従来の熱間加工磁石の保磁力は、同様の組成を有する焼結磁石の保磁力と同等であり、微細な結晶粒子径から期待される高い保磁力は得られていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0003】
【文献】特開２０１６‐９６２０３号公報
【非特許文献】
【0004】
【文献】M. Soderznik et al, Magnetizationreversal process of anisotropichot-deformed magnets observed by magneto-opticalKerr effect microscopy,Journal of Alloys and Compounds 771 (2019) 51 - 59.
【文献】LAI Bin et al, Quasi-periodiclayer structure of die-upset NdFeB magnets,JOURNAL OF RARE EARTHS, Vol. 31, No.7, July 2013, P. 679 - 684.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
そこで、本発明者らは、従来のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石（例えば、熱間加工磁石）において微細な結晶粒子径に見合った高い保磁力が得られない原因を調査及び検討した。その結果、本発明者らは、磁化容易軸方向に略平行なＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面におけるＲリッチ相の分布が保磁力に影響することを見出した。さらに本発明者らは上記断面におけるＲリッチ相の分布の制御により、高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石を得る方法を見出した。
【0006】
本発明の目的は、高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の一側面に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ及びＢを含有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石であって、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｒとして、少なくともＮｄを含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、Ｔとして、少なくともＦｅを含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、複数の主相粒子と、複数のＲリッチ相と、を備え、主相粒子は、少なくともＲ、Ｔ及びＢを含有し、Ｒリッチ相は、少なくともＲを含有し、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面において観察される主相粒子は、扁平であり、上記断面は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の磁化容易軸方向に略平行であり、Ｒリッチ相は、複数の主相粒子の間に位置し、磁化容易軸方向に略垂直な方向におけるＲリッチ相の間隔の平均値は、３０μｍ以上１０００μｍ以下であり、上記断面において観察される主相粒子の短軸の長さの平均値は、２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。
【0008】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石におけるＲの含有量は、２８質量％以上３３質量％以下であってよく、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石におけるＢの含有量は、０．８質量％以上１．１質量％以下であってよい。
【0009】
複数の扁平な主相粒子が、磁化容易軸方向に沿って積み重なっていてよい。
【0010】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、熱間加工磁石であってよい。
【0011】
Ｒリッチ相におけるＲの濃度は、上記断面におけるＲの濃度の平均値よりも高くてよく、Ｒの濃度の単位は、原子％であってよい。
【0012】
Ｒリッチ相におけるＲの濃度は、主相粒子におけるＲの濃度よりも高くてよく、Ｒの濃度の単位は、原子％であってよい。
【発明の効果】
【0013】
本発明によれば、高い保磁力を有するＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石が提供される。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【発明を実施するための形態】
【0015】
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」とは、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石を意味する。以下に記載の永久磁石中の各元素の濃度の単位は、原子％である。
【0016】
（永久磁石）
本実施形態に係る永久磁石は、少なくとも希土類元素（Ｒ）、遷移金属元素（Ｔ）及びホウ素（Ｂ）を含有する。本実施形態に係る永久磁石は、熱間加工磁石である。ただし、本発明に係る永久磁石は、焼結磁石であってもよい。
本実施形態に係る永久磁石は、少なくとも希土類元素（Ｒ）、遷移金属元素（Ｔ）及びホウ素（Ｂ）を含有する。本実施形態に係る永久磁石は、熱間加工磁石である。ただし、本発明に係る永久磁石は、焼結磁石であってもよい。
【0017】
永久磁石は、希土類元素Ｒとして、少なくともネオジム（Ｎｄ）を含有する。永久磁石は、Ｎｄに加えて、更に他の希土類元素Ｒを含有してもよい。永久磁石に含有される他の希土類元素Ｒは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、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であってよい。
【0018】
永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、少なくとも鉄（Ｆｅ）を含有する。永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、Ｆｅのみを含有してよい。永久磁石は、遷移金属元素Ｔとして、Ｆｅ及びコバルト（Ｃｏ）の両方を含有してもよい。
【0019】
図１中の（ａ）は、本実施形態に係る永久磁石２の斜視図である。図１中の（ｂ）は、永久磁石２の断面２ｃｓの模式図であり、永久磁石２の断面２ｃｓは、永久磁石２の磁化容易軸方向Ｃに略平行である。磁化容易軸方向Ｃは、永久磁石２の一対の磁極を結ぶ直線に平行な方向である。つまり、磁化容易軸方向Ｃは、永久磁石２のＳ極から永久磁石２のＮ極へ向く方向である。磁化容易軸方向Ｃは、永久磁石２の磁束分布の測定に基づいて特定されてよい。磁化容易軸方向Ｃは、永久磁石２から分離された分析用試料の磁束分布の測定に基づいて特定されてもよい。
【0020】
本実施形態に係る永久磁石２は、直方体（板）である。ただし、永久磁石２の形状は、直方体に限定されない。例えば、永久磁石２の形状は、例えば、立方体、多角柱、アークセグメント、扇（ａｎｎｕｌａｒ ｓｅｃｔｏｒ）、球、円板、円柱、筒、又はリングであってよい。永久磁石２の断面２ｃｓ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。
【0021】
図２は、図１中の（ｂ）に示される断面２ｃｓの一部（領域ＩＩ）の拡大図である。図２に示されるように、永久磁石２は、複数の主相粒子４と、複数のＲリッチ相６とを含む。Ｒリッチ相６は、複数の主相粒子４の間に位置する。Ｒリッチ相６は、複数の主相粒子４の間の粒界に含まれる粒界相の一種であってよい。Ｒリッチ相６が含まれる粒界は、３つ以上の主相粒子４の囲まれた粒界多重点であってよく、２つの主相粒子４の間の二粒子粒界であってもよい。永久磁石２における主相粒子４の体積の割合の合計は、特に限定されないが、例えば、８０体積％以上１００体積％未満、９０体積％以上１００体積％未満、又は９５体積％以上１００体積％未満であってよい。
【0022】
主相粒子４は、少なくともＮｄ、Ｔ及びＢを含有する。主相粒子４は、一つの結晶粒（つまり一次粒子）と言い換えられえてよい。主相粒子４は、Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶（単結晶又は多結晶）を含む。Ｒ２Ｔ１４Ｂは、強磁性を有する三元金属間化合物である。主相粒子４は、Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶のみからなってよい。Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶は、正方晶であってよい。つまり、Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶軸は、ａ軸、ｂ軸及びｃ軸であり、ａ軸、ｂ軸及びｃ軸は、互いに直交し、Ｒ２Ｔ１４Ｂのａ軸方向の格子定数は、Ｒ２Ｔ１４Ｂのｂ軸方向の格子定数と等しくてよく、Ｒ２Ｔ１４Ｂのｃ軸方向の格子定数は、ａ軸方向及びｂ軸方向其々の格子定数と異なってよい。Ｒ２Ｔ１４Ｂのｃ軸方向は、永久磁石２の磁化容易軸方向Ｃに略平行であってよい。
【0023】
主相粒子４は、Ｎｄ、Ｔ及びＢに加えて他の元素を含有してもよい。例えば、主相粒子４を構成するＲ２Ｔ１４Ｂは、（Ｎｄ１－ｘＰｒｘ）２（Ｆｅ１－ｙＣｏｙ）１４Ｂと表されてよい。ｘは０以上１未満であってよい。ｙは０以上１未満であってよい。主相粒子４は、Ｒとして、軽希土類元素に加えて、Ｔｂ及びＤｙ等の重希土類元素を含有してもよい。Ｒ２Ｔ１４ＢにおけるＢの一部が、炭素（Ｃ）等の他の元素で置換されていてもよい。主相粒子４内の組成は均一であってよい。主相粒子４内の組成は不均一であってもよい。例えば、主相粒子４におけるＲ、Ｔ及びＢ其々の濃度分布が勾配を有していてもよい。
【0024】
主相粒子４は、表層部と、表層部に覆われた中心部、とから構成されていてよい。表層部はシェルと言い換えられてよく、中心部はコアと言い換えられてよい。主相粒子４の表層部は、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有してよい。全ての主相粒子４其々の表層部が、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有してよい。全ての主相粒子４のうち一部の主相粒子４の表層部が、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有してもよい。表層部が重希土類元素を含有することにより、粒界近傍において異方性磁界が局所的に増加し易く、粒界近傍において磁化反転の核が発生し難い。その結果、高温（例えば、１００～２００℃）での永久磁石２の保磁力が増加する。永久磁石２の残留磁束密度（Ｂｒ）及び保磁力が両立し易いことから、表層部における重希土類元素の濃度の合計は、中心部における重希土類元素の濃度の合計よりも高くてよい。
【0025】
Ｒリッチ相６は、非強磁性相である。Ｒリッチ相６は、少なくともＲを含有する。例えば、Ｒリッチ相６は、Ｒとして、Ｎｄを含有してよい。Ｒリッチ相６は、Ｒとして、Ｎｄに加えて、一種以上の他の希土類元素を更に含有してよい。Ｒリッチ相６は、Ｒに加えて、一種以上のＲ以外の元素を更に含有してよい。Ｒリッチ相６は、金属、合金、金属間化合物及び酸化物からなる群より選ばれる少なくとも一種の成分を含有してよい。例えば、一部又は全部のＲリッチ相６は、Ｒの単体、Ｒを含む合金、及びＲを含む金属化合物のうち少なくとも一種の成分のみからなっていてよい。一部又は全部のＲリッチ相６は、Ｒの酸化物を含有してもよい。例えば、Ｒの酸化物は、Ｎｄの酸化物であってよい。主相粒子４の酸化された表面が、Ｒの酸化物であってもよい。一部のＲリッチ相６は、Ｒの酸化物のみからなっていてもよい。本発明者らは、Ｒの酸化物を含有するＲリッチ相６は、永久磁石２の製造過程（特に、後述される各搬送工程）における合金薄帯又は合金粉末（主相粒子４の前駆体）の表面近傍に位置するＲの酸化によって形成され得る、と考える。
【0026】
Ｒリッチ相６におけるＲの濃度は、上記断面２ｃｓにおけるＲの濃度の平均値よりも高くてよい。Ｒリッチ相６におけるＲの濃度は、主相粒子４におけるＲの濃度の平均値よりも高くてよい。永久磁石２が複数種のＲを含有する場合、Ｒの濃度とは、複数種のＲの濃度の合計であってよい。
【0027】
図２に示されるように、断面２ｃｓにおいて観察される各主相粒子４は、扁平である。換言すれば、断面２ｃｓにおいて観察される各主相粒子４は、板状であってよい。複数の扁平な主相粒子４は、磁化容易軸方向Ｃに沿って積み重なっていてよい。永久磁石２は、互いに結合した複数の主相粒子４から構成される二次粒子４ａを更に含んでよい。永久磁石２は、複数の二次粒子４ａを含んでよい。少なくとも一部のＲリッチ相６は、複数の二次粒子４ａの間の粒界に位置してよい。二次粒子４ａの酸化された表面が、Ｒの酸化物であってもよい。複数のＲリッチ相６は、磁化容易軸方向Ｃに略垂直な方向に沿って並んでいる。換言すれば、複数のＲリッチ相６は、磁化容易軸方向Ｃに略垂直な方向に沿って、断面２ｃｓ中に点在してよい。磁化容易軸方向Ｃに略垂直な方向に沿って並ぶ複数のＲリッチ相６其々が、少なくとも二つの主相粒子４の間に位置してよい。一部のＲリッチ相６は、磁化容易軸方向Ｃに略垂直な方向に拡がる層であってもよい。一部のＲリッチ相６は、磁化容易軸方向Ｃに沿って積み重なる複数の扁平な主相粒子４の間に位置してよい。
【0028】
以下に記載の「ＡＢ方向」とは、磁化容易軸方向Ｃに略垂直な方向を意味する。
【0029】
ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥは、３０μｍ以上１０００μｍ以下である。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥは、３０．４２μｍ以上９７５．００μｍ以下、３４μｍ以上１０００μｍ以下、３４．８９μｍ以上９７５．００μｍ以下、３４μｍ以上３８μｍ以下、３４．８９μｍ以上３７．７７μｍ以下、３４μｍ以上３６μｍ以下、又は３４．８９μｍ以上３５．８２μｍ以下であってもよい。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの下限値は、３０μｍ、３０．４２μｍ、３４．８９μｍ、３５．８２μｍ、３７．７７μｍ、２６９．８７μｍ、４４６．７０μｍ、６７４．１２μｍ、８８６．３６μｍ及び９７５．００μｍからなる群より選ばれる一つの値であってよく、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの上限値は、３０．４２μｍ、３４．８９μｍ、３５．８２μｍ、３７．７７μｍ、２６９．８７μｍ、４４６．７０μｍ、６７４．１２μｍ、８８６．３６μｍ、９７５．００μｍ及び１０００μｍからなる群より選ばれる一つの値であってよい。Ｒリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが上記範囲内であることにより、永久磁石２は室温及び高温において高い保磁力を有することができる。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥは、ＡＢ方向において一対のＲリッチ相６の間に位置する一つ以上の主相粒子４の幅の合計の平均値と略等しくてよい。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値は、以下の方法によって測定される。
【0030】
永久磁石２の断面２ｃｓの一部（領域ＩＩ）の反射電子像が、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって撮影される。反射電子像の拡大率は、例えば、３００倍であってよい。図２に示されるように、輝度が比較的高い複数の部分（６）がＡＢ方向に沿って並んでいる任意の矩形の測定領域Ａが反射電子像から選定される。ＡＢ方向における測定領域Ａの幅は、磁化容易軸方向Ｃにおける測定領域Ａの幅よりも大きい。例えば、ＡＢ方向における測定領域Ａの幅は、４００μｍであってよく、磁化容易軸方向Ｃおける測定領域Ａの幅は、１５μｍであってよい。測定領域Ａが、ＡＢ方向に沿って電子線で走査され、測定領域Ａ内の各測定点の輝度が、ＡＢ方向に沿って連続的に測定される。その結果、ＡＢ方向に沿った測定領域Ａの輝度分布Ｄが得られる。測定点の間隔は、例えば１μｍ以下であってよい。輝度とは、各測定点における反射電子線の強度（図２中のＩＮＴＥＮＳＩＴＹ）である。輝度の単位は、任意単位（ａ．ｕ．）である。元素の原子量が大きいほど、その元素が存在する測定点の輝度は高く、原子量が大きい元素の濃度が測定点において高いほど、測定点の輝度は高い。永久磁石２に含有される全元素のうち、Ｒの原子量は比較的大きい。したがって、輝度分布Ｄにおけるピークは、Ｒリッチ相の存在を示唆している。測定領域Ａ内の任意の測定点Ｘの輝度、測定点Ｘの輝度の測定直前に測定される５つの測定点其々の輝度、及び測定点Ｘの輝度の測定直後に測定される５つの測定点其々の輝度から、輝度の移動平均ＩＡＶＥが算出される。つまり、測定点Ｘを含む計１１か所の測定点の輝度から、輝度の移動平均ＩＡＶＥが算出される。測定点Ｘの輝度からＩＡＶＥを引いた値が、ＩＡＶＥの７％以上である場合、測定点Ｘは、Ｒリッチ相６である。つまり測定点Ｘの輝度が、ＩＡＶＥの１０７％以上である場合、測定点Ｘ（測定点Ｘにおける輝度のピーク）の位置（図２中のＰＯＳＩＴＩＯＮ）は、Ｒリッチ相６の位置である。隣り合う二つのＲリッチ相６間の距離（ＡＢ方向における距離）は、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔である。以上の前提に基づき、測定領域Ａ内におけるＲリッチ相６の間隔の平均値が算出される。例えば、図２に示される測定領域Ａ内には、４つのＲリッチ相６が存在し、Ｒリッチ相６の間隔として、ｉ１、ｉ２及びｉ３が測定される。図２に示される測定領域Ａ内におけるＲリッチ相６の間隔の平均値は、（ｉ１＋ｉ２＋ｉ３）／３である。
複数の異なる測定領域Ａが反射電子像内から選定され、各測定領域ＡにおけるＲリッチ相６の間隔の平均値が、上記の方法で測定される。例えば、５つの測定領域Ａが反射電子像内から選定されてよい。複数の測定領域Ａ其々におけるＲリッチ相６の間隔の平均値を更に平均することにより、上述の平均値ｉＡＶＥが得られる。なお、図２中の輝度分布Ｄの平均線（１００％の線）は、曲線であってよい。
複数の異なる測定領域Ａが反射電子像内から選定され、各測定領域ＡにおけるＲリッチ相６の間隔の平均値が、上記の方法で測定される。例えば、５つの測定領域Ａが反射電子像内から選定されてよい。複数の測定領域Ａ其々におけるＲリッチ相６の間隔の平均値を更に平均することにより、上述の平均値ｉＡＶＥが得られる。なお、図２中の輝度分布Ｄの平均線（１００％の線）は、曲線であってよい。
【0031】
Ｒリッチ相６は、永久磁石２の保磁力の低下の原因である。しかし、本実施形態に係る永久磁石２は、同様の組成を有する従来の永久磁石に比べて高い保磁力を有することができる。換言すれば、本実施形態に係る永久磁石２によれば、Ｒリッチ相６に起因する保磁力の低下が抑制される。Ｒリッチ相６に起因する保磁力の低下が抑制されるメカニズムは、以下に説明される。ただし、本発明の技術的範囲は、下記のメカニズムによって限定されない。
【0032】
Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の保磁力機構は、ニュークリエーション型であるため、逆磁区の生成が磁化反転の核となる。つまり、逆磁区の生成が保磁力低下の原因となる。逆磁区は、局所反磁界の大きい場所から生成する。局所反磁界の大きい場所は、空孔、主相粒子の表面、及び異相である。
＜空孔＞
焼結磁石及び熱間加工磁石のいずれも、略真密度まで緻密化されているので、空孔は存在し難い。
＜主相粒子の表面＞
焼結磁石を構成する主相粒子の形状は、気流粉砕によって得られた合金粉末の形状を反映するので、焼結磁石を構成する主相粒子の形状は異形（歪）である。異形な主相粒子の表面は平滑ではないため、逆磁区生成の起点となり易い。
一方、熱間加工磁石を構成する主相粒子は、極微細な結晶粒からの異方的な結晶成長を経た板状結晶である。その結果、熱間加工磁石を構成する主相粒子の形状は比較的揃っており、熱間加工磁石を構成する主相粒子の表面は、焼結磁石を構成する主相粒子の表面に比べて平滑である。したがって、熱間加工磁石を構成する主相粒子の表面では、局所反磁界が小さく、逆磁区が生成し難い。その結果、熱間加工磁石は高い保磁力を有し易い。
＜異相＞
焼結磁石は焼結工程によって緻密化する。焼結工程では、合金粉末から形成された成形体が焼結される。焼結過程では、合金粉末の表面が液相となり、液相が合金粉末間の隙間を満たして粒界相（Ｒリッチ相）になることにより、緻密な焼結体が得られる。二粒子粒界相は主相粒子間の磁壁の移動を妨げる磁気的分離に有用である。二粒子粒界相以外の余分な粒界相の成分は、焼結体の表面から排出されるが、その量はわずかであり、多くは粒界多重点に偏析する。粒界多重点に偏析した粒界相は有用でない。粒界多重点に偏析した粒界相は、異相になり、逆磁区が生成する起点となるからである。しかしながら、上記の通り、焼結磁石は緻密化に液相を必要とするため、粒界多重点への粒界相（Ｒリッチ相）の偏析は不可避である。
一方、熱間加工磁石の緻密化は、熱間成形（ｈоｔ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）及び熱間塑性加工（ｈоｔ ｄｅｆоｒｍｉｎｇ）の温度及び圧力に依る。したがって、熱間加工磁石の緻密化には、焼結磁石ほどの粒界相を必要としない。液相である粒界相（Ｒリッチ相）は、異方的に成長した板状の主相粒子が熱間塑性加工によって再配列する際に、主相粒子の潤滑性（粒界滑り）に有用である。しかし、主相粒子の潤滑性に要する液相量は、焼結磁石の緻密化に要する液相量よりも少なくてよい。そのため、熱間加工磁石の粒界多重点にけるＲリッチ相の偏析及び凝集は、焼結磁石に比べて少ない。つまり、熱間加工磁石中の異相は、焼結磁石に比べて少ない。したがって、熱間加工磁石は高い保磁力を有し易い。
しかしながら、熱間加工磁石も不可避的にＲリッチ相を含む。二粒子粒界相等のＲリッチ相が各主相粒子の表面を覆うことにより、隣り合う主相粒子同士が磁気的に分離され、永久磁石の保磁力が増加する。一方、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相では、逆磁区が生成し易い。つまり、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相が磁化反転の核になる。この磁化反転の核を起点に主相粒子の磁化反転が進行し、永久磁石の保磁力が低下する。
上述の通り、従来の焼結磁石及び熱間加工磁石では、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相に起因する保磁力の低下が起きる。
対照的に、本実施形態に係る永久磁石２の場合、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上であり、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔が比較的大きい。したがって、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の偏析及び凝集（磁化反転の核の生成）が抑制され、ＡＢ方向における逆磁区の生成頻度が低減される。その結果、Ｒリッチ相６の偏析及び凝集に起因する保磁力の低下が抑制される。
ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上である場合、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相６が少なく、Ｒリッチ相６は各主相粒子４を斑なく囲み易い。その結果、隣り合う主相粒子同士が磁気的に分離され、永久磁石２の保磁力が増加する。
ただし、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの増加に伴って、ＡＢ方向において一対のＲリッチ相６の間に位置する各主相粒子４の幅が増加する傾向がある。つまり、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの増加に伴って、ＡＢ方向において一対のＲリッチ相６の間に位置する主相粒子４の粒径（結晶粒子径）が増加する傾向がある。主相粒子４の粒径（結晶粒子径）の増加に因り、永久磁石２の保磁力が低下し易く、温度上昇に伴って保磁力が低下し易く、永久磁石２の角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）も低下し易い。（Ｈｋとは、磁化曲線の第二象限における残留磁束密度の９０％に相当する減磁界の強度である。）また粗大な主相粒子４は、熱間塑性加工中に回転し難く、磁化容易軸方向Ｃにおいて配向し難いため、残留磁束密度の低下の一因になる。
しかし本実施形態によれば、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが１０００μｍ以下であるため、粒径（結晶粒子径）が過度に大きい主相粒子４が永久磁石２に含まれ難い。その結果、主相粒子４の粒径（結晶粒子径）の増加に因る保磁力の低下が抑制され、温度上昇に伴う保磁力の低下が抑制され、角形比の低下が抑制され、残留磁束密度の低下が抑制される。
＜空孔＞
焼結磁石及び熱間加工磁石のいずれも、略真密度まで緻密化されているので、空孔は存在し難い。
＜主相粒子の表面＞
焼結磁石を構成する主相粒子の形状は、気流粉砕によって得られた合金粉末の形状を反映するので、焼結磁石を構成する主相粒子の形状は異形（歪）である。異形な主相粒子の表面は平滑ではないため、逆磁区生成の起点となり易い。
一方、熱間加工磁石を構成する主相粒子は、極微細な結晶粒からの異方的な結晶成長を経た板状結晶である。その結果、熱間加工磁石を構成する主相粒子の形状は比較的揃っており、熱間加工磁石を構成する主相粒子の表面は、焼結磁石を構成する主相粒子の表面に比べて平滑である。したがって、熱間加工磁石を構成する主相粒子の表面では、局所反磁界が小さく、逆磁区が生成し難い。その結果、熱間加工磁石は高い保磁力を有し易い。
＜異相＞
焼結磁石は焼結工程によって緻密化する。焼結工程では、合金粉末から形成された成形体が焼結される。焼結過程では、合金粉末の表面が液相となり、液相が合金粉末間の隙間を満たして粒界相（Ｒリッチ相）になることにより、緻密な焼結体が得られる。二粒子粒界相は主相粒子間の磁壁の移動を妨げる磁気的分離に有用である。二粒子粒界相以外の余分な粒界相の成分は、焼結体の表面から排出されるが、その量はわずかであり、多くは粒界多重点に偏析する。粒界多重点に偏析した粒界相は有用でない。粒界多重点に偏析した粒界相は、異相になり、逆磁区が生成する起点となるからである。しかしながら、上記の通り、焼結磁石は緻密化に液相を必要とするため、粒界多重点への粒界相（Ｒリッチ相）の偏析は不可避である。
一方、熱間加工磁石の緻密化は、熱間成形（ｈоｔ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）及び熱間塑性加工（ｈоｔ ｄｅｆоｒｍｉｎｇ）の温度及び圧力に依る。したがって、熱間加工磁石の緻密化には、焼結磁石ほどの粒界相を必要としない。液相である粒界相（Ｒリッチ相）は、異方的に成長した板状の主相粒子が熱間塑性加工によって再配列する際に、主相粒子の潤滑性（粒界滑り）に有用である。しかし、主相粒子の潤滑性に要する液相量は、焼結磁石の緻密化に要する液相量よりも少なくてよい。そのため、熱間加工磁石の粒界多重点にけるＲリッチ相の偏析及び凝集は、焼結磁石に比べて少ない。つまり、熱間加工磁石中の異相は、焼結磁石に比べて少ない。したがって、熱間加工磁石は高い保磁力を有し易い。
しかしながら、熱間加工磁石も不可避的にＲリッチ相を含む。二粒子粒界相等のＲリッチ相が各主相粒子の表面を覆うことにより、隣り合う主相粒子同士が磁気的に分離され、永久磁石の保磁力が増加する。一方、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相では、逆磁区が生成し易い。つまり、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相が磁化反転の核になる。この磁化反転の核を起点に主相粒子の磁化反転が進行し、永久磁石の保磁力が低下する。
上述の通り、従来の焼結磁石及び熱間加工磁石では、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相に起因する保磁力の低下が起きる。
対照的に、本実施形態に係る永久磁石２の場合、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上であり、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔が比較的大きい。したがって、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の偏析及び凝集（磁化反転の核の生成）が抑制され、ＡＢ方向における逆磁区の生成頻度が低減される。その結果、Ｒリッチ相６の偏析及び凝集に起因する保磁力の低下が抑制される。
ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上である場合、粒界多重点に偏析及び凝集したＲリッチ相６が少なく、Ｒリッチ相６は各主相粒子４を斑なく囲み易い。その結果、隣り合う主相粒子同士が磁気的に分離され、永久磁石２の保磁力が増加する。
ただし、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの増加に伴って、ＡＢ方向において一対のＲリッチ相６の間に位置する各主相粒子４の幅が増加する傾向がある。つまり、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの増加に伴って、ＡＢ方向において一対のＲリッチ相６の間に位置する主相粒子４の粒径（結晶粒子径）が増加する傾向がある。主相粒子４の粒径（結晶粒子径）の増加に因り、永久磁石２の保磁力が低下し易く、温度上昇に伴って保磁力が低下し易く、永久磁石２の角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）も低下し易い。（Ｈｋとは、磁化曲線の第二象限における残留磁束密度の９０％に相当する減磁界の強度である。）また粗大な主相粒子４は、熱間塑性加工中に回転し難く、磁化容易軸方向Ｃにおいて配向し難いため、残留磁束密度の低下の一因になる。
しかし本実施形態によれば、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが１０００μｍ以下であるため、粒径（結晶粒子径）が過度に大きい主相粒子４が永久磁石２に含まれ難い。その結果、主相粒子４の粒径（結晶粒子径）の増加に因る保磁力の低下が抑制され、温度上昇に伴う保磁力の低下が抑制され、角形比の低下が抑制され、残留磁束密度の低下が抑制される。
【0033】
上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４（一次粒子）の短軸の長さの平均値は、例えば、２０ｎｍ以上２００ｎｍ以下である。主相粒子４の短軸の長さの平均値が２０ｎｍ未満である場合、各主相粒子４（Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶）の異方成長が不充分であり、各主相粒子４が磁化容易軸方向Ｃにおいて配向し難く、保磁力、角形比及び残留磁束密度が低下し易い。主相粒子４の短軸の長さの平均値が２００ｎｍよりも大きい場合、主相粒子４の粒径（結晶粒子径）が過度に大きく、主相粒子４が磁化容易軸方向Ｃにおいて配向し難く、保磁力、角形比及び残留磁束密度が低下し易い。保磁力、角形比及び残留磁束密度の低下が抑制され易いことから、上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４の短軸の長さの平均値は、２２ｎｍ以上１８７ｎｍ以下であってもよい。同様の理由から、上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４の短軸の長さの平均値の下限値は、２０ｎｍ、２２．００ｎｍ、８６．００ｎｍ、９２．００ｎｍ、１２２．００ｎｍ、１５７．００ｎｍ、１６４．００ｎｍ、１７２．００ｎｍ、１８７．００ｎｍ及び１９８．００ｎｍからなる群より選ばれる一つの値であってよく、上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４の短軸の長さの平均値の上限値は、２２．００ｎｍ、８８．００ｎｍ、９２．００ｎｍ、１２２．００ｎｍ、１５７．００ｎｍ、１６４．００ｎｍ、１７２．００ｎｍ、１８７．００ｎｍ、１９８．００ｎｍ及び２００ｎｍからなる群より選ばれる一つの値であってよい。
上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４（一次粒子）の長軸の長さの平均値は、例えば、１００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であってよい。主相粒子４の長軸の長さの平均値が上記の範囲内である場合、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが上記の範囲内に制御され易い。主相粒子４の長軸の長さの平均値が大きいほど、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが大きい傾向がある。主相粒子４の長軸の長さの平均値が小さいほど、永久磁石２の保磁力が高い傾向がある。
断面２ｃｓにおいて観察される各主相粒子４の短軸は、磁化容易軸方向Ｃと略平行であってよい。各主相粒子４の長軸は、磁化容易軸方向Ｃと略垂直であってよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は長方形に限定されない。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は歪であってよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は一様でなくてよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状が歪である場合、主相粒子４の形状は、主相粒子４に外接する四角形のうち面積が最小である四角形で近似されてよい。四角形は、長方形であってよい。この四角形の短辺の長さが、主相粒子４の短軸の長さとみなされてよく、上記四角形の長辺の長さが、主相粒子４の長軸の長さとみなされてよい。主相粒子４の短軸の長さの平均値は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影される断面２ｃｓの反射電子像内に存在する全ての主相粒子４の短軸の長さの測定値から算出されてよい。主相粒子４の長軸の長さの平均値も、上記反射電子像内に存在する全ての主相粒子４の長軸の長さの測定値から算出されてよい。ただし、反射電子像からはみ出している主相粒子４の寸法は、平均値の計算から除外される。主相粒子４の短軸及び長軸其々の長さの測定に用いる反射電子像の寸法の最大値は、例えば、縦１２０μｍ×横８０μｍ、又は縦８０μｍ×横１２０μｍであってよい。これらの低倍率で撮影された反射電子像内の代表的な複数の箇所を選定して、各箇所の反射電子像が高倍率で撮影されてよい。そして、高倍率の反射電子像内で測定された全主相粒子４の長軸及び短軸其々の長さから、長軸及び短軸其々の平均値が算出されてよい。以上の主相粒子４の形状（輪郭線）の特定、及び主相粒子４（主相粒子４に外接する四角形）の寸法の測定には、市販の画像解析ソフトが用いられてよい。
上記断面２ｃｓにおいて観察される主相粒子４（一次粒子）の長軸の長さの平均値は、例えば、１００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であってよい。主相粒子４の長軸の長さの平均値が上記の範囲内である場合、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが上記の範囲内に制御され易い。主相粒子４の長軸の長さの平均値が大きいほど、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥが大きい傾向がある。主相粒子４の長軸の長さの平均値が小さいほど、永久磁石２の保磁力が高い傾向がある。
断面２ｃｓにおいて観察される各主相粒子４の短軸は、磁化容易軸方向Ｃと略平行であってよい。各主相粒子４の長軸は、磁化容易軸方向Ｃと略垂直であってよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は長方形に限定されない。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は歪であってよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状は一様でなくてよい。断面２ｃｓにおける主相粒子４の形状が歪である場合、主相粒子４の形状は、主相粒子４に外接する四角形のうち面積が最小である四角形で近似されてよい。四角形は、長方形であってよい。この四角形の短辺の長さが、主相粒子４の短軸の長さとみなされてよく、上記四角形の長辺の長さが、主相粒子４の長軸の長さとみなされてよい。主相粒子４の短軸の長さの平均値は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影される断面２ｃｓの反射電子像内に存在する全ての主相粒子４の短軸の長さの測定値から算出されてよい。主相粒子４の長軸の長さの平均値も、上記反射電子像内に存在する全ての主相粒子４の長軸の長さの測定値から算出されてよい。ただし、反射電子像からはみ出している主相粒子４の寸法は、平均値の計算から除外される。主相粒子４の短軸及び長軸其々の長さの測定に用いる反射電子像の寸法の最大値は、例えば、縦１２０μｍ×横８０μｍ、又は縦８０μｍ×横１２０μｍであってよい。これらの低倍率で撮影された反射電子像内の代表的な複数の箇所を選定して、各箇所の反射電子像が高倍率で撮影されてよい。そして、高倍率の反射電子像内で測定された全主相粒子４の長軸及び短軸其々の長さから、長軸及び短軸其々の平均値が算出されてよい。以上の主相粒子４の形状（輪郭線）の特定、及び主相粒子４（主相粒子４に外接する四角形）の寸法の測定には、市販の画像解析ソフトが用いられてよい。
【0034】
磁化容易軸方向Ｃにおける各Ｒリッチ相６の幅は、例えば、１００ｎｍ以上２００００ｎｍ以下であってよい。ＡＢ方向における各Ｒリッチ相６の幅は、例えば、１００ｎｍ以上２００００ｎｍ以下であってよい。Ｒリッチ相６の幅が上記範囲内である場合、Ｒリッチ相６に因る主相粒子４の磁化反転が抑制され易く、永久磁石２が高い保磁力を有し易い。磁化容易軸方向ＣにおけるＲリッチ相６の幅は、主相粒子４（一次粒子）の短軸の長さ以下であってよい。磁化容易軸方向ＣにおけるＲリッチ相６の幅は、二次粒子４ａの短軸の長さ以下であってよい。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の幅は、主相粒子４（一次粒子）の長軸の長さ以下であってもよい。ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の幅は、二次粒子４ａの長軸の長さ以下であってもよい。
【0035】
ＡＢ方向における永久磁石２の幅は、ＡＢ方向におけるＲリッチ相６の間隔の平均値ｉＡＶＥの下限値及び上限値よりも桁違いに大きい。ＡＢ方向における永久磁石２の幅は、例えば、数ｍｍ以上数百ｍｍ以下、又は数十ｍｍ以上数百ｍｍ以下であってよい。ＡＢ方向に垂直な方向における永久磁石２の縦幅も、例えば、数ｍｍ以上数百ｍｍ以下、又は数十ｍｍ以上数百ｍｍ以下であってよい。ＡＢ方向に垂直な方向における永久磁石２の横幅も、例えば、数ｍｍ以上数百ｍｍ以下、又は数十ｍｍ以上数百ｍｍ以下であってよい。
【0036】
Ｒリッチ相６以外の粒界相が、粒界に含まれてよい。例えば、粒界が、後述される粒界拡散工程によって永久磁石２内に導入される元素を含む粒界相を含んでよい。粒界拡散工程によって永久磁石２内に導入される元素は、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素であってよい。粒界拡散工程によって永久磁石２内に導入される元素は、重希土類元素及び軽希土類元素であってよく、軽希土類元素は、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一つであってよい。粒界拡散工程によって永久磁石２内に導入される元素は、重希土類元素、軽希土類元素及び銅であってもよい。
【0037】
主相粒子４及びＲリッチ相６其々は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）又は走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）で撮影された永久磁石２の断面２ｃｓの画像のコントラストに基づいて識別することができる。主相粒子４及びＲリッチ相６其々の組成は、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）装置が搭載された電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって分析されてよい。
【0038】
永久磁石２の全体の組成が、以下に説明される。ただし、永久磁石２の組成は下記の組成に限定されない。永久磁石２中の各元素の含有量は、下記の範囲を外れてもよい。
【0039】
永久磁石２における希土類元素Ｒの含有量の合計は、２５．００質量％以上３５．００質量％以下、又は２８．００質量％以上３３．００質量％以下であってよい。Ｒの含有量が上記範囲内であることにより、永久磁石２の残留磁束密度及び保磁力が増加し易い。Ｒの含有量が少な過ぎる場合、主相粒子４を構成するＲ２Ｔ１４Ｂが形成され難く、軟磁性を有するα‐Ｆｅ相が形成され易い。その結果、保磁力が低下し易い。一方、Ｒの含有量が多過ぎる場合、主相粒子４の体積比率が低くなり、残留磁束密度が低下し易い。残留磁束密度及び保磁力が増加し易いことから、全希土類元素Ｒに占めるＮｄ及びＰｒの割合の合計は、８０原子％以上１００原子％以下、又は９５原子％以上１００原子％以下であってよい。
【0040】
永久磁石２におけるＴｂ及びＤｙの含有量の合計値は、０．２０質量％以上５．００質量％以下であってよい。永久磁石２がＴｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有することにより、永久磁石２の磁気特性（特に高温での保磁力）が増加し易い。ただし、永久磁石２はＴｂ及びＤｙを含有しなくてもよい。
【0041】
永久磁石２におけるＢの含有量は、０．７０質量％以上１．１０質量％以下、又は０．８０質量％以上１．１０質量％以下であってよい。Ｂの含有量が０．７０質量％以上である場合、残留磁束密度が増加し易い。Ｂの含有量が１．１０質量％以下である場合、永久磁石２の保磁力が増加し易い。Ｂの含有量が上記の範囲内である場合、永久磁石２の角型比が１．０に近づき易い。
永久磁石２における希土類元素Ｒの含有量の合計が２８．００質量％以上３３．００質量％以下であり、永久磁石２におけるＢの含有量が０．８０質量％以上１．１０質量％以下である場合、永久磁石２における希土類元素Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂの化学量論比に対して大きい。その結果、後述される熱間塑性加工工程において、液相が粒界において生成し易い。粒界中の液相は、結晶粒（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）の異方成長、粒界すべり及び結晶粒の回転を促進する。その結果、結晶粒のｃ軸が応力方向に配向し易く、永久磁石２中の結晶粒の充填率が高まり易く、（換言すれば主相の体積比率が高まり易く、）永久磁石２の保磁力及び残留磁束密度が高まり易い。
永久磁石２における希土類元素Ｒの含有量の合計が２８．００質量％以上３３．００質量％以下であり、永久磁石２におけるＢの含有量が０．８０質量％以上１．１０質量％以下である場合、永久磁石２における希土類元素Ｒの含有量がＲ２Ｔ１４Ｂの化学量論比に対して大きい。その結果、後述される熱間塑性加工工程において、液相が粒界において生成し易い。粒界中の液相は、結晶粒（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）の異方成長、粒界すべり及び結晶粒の回転を促進する。その結果、結晶粒のｃ軸が応力方向に配向し易く、永久磁石２中の結晶粒の充填率が高まり易く、（換言すれば主相の体積比率が高まり易く、）永久磁石２の保磁力及び残留磁束密度が高まり易い。
【0042】
永久磁石２は、ガリウム（Ｇａ）を含有してよい。Ｇａの含有量は、０．０３質量％以上１．００質量％以下、又は０．２０質量％以上０．８０質量％以下であってよい。Ｇａの含有量が上記範囲内である場合、副相（例えば、Ｒ、Ｔ及びＧａを含有する相）の生成が適度に抑制され、永久磁石２の残留磁束密度及び保磁力が増加し易い。ただし、永久磁石２はＧａを含有しなくてもよい。
【0043】
永久磁石２は、アルミニウム（Ａｌ）を含有してもよい。永久磁石２におけるＡｌの含有量は、０．０１質量％以上０．２質量％以下、又は０．０４質量％以上０．０７質量％以下であってよい。Ａｌの含有量が上記範囲内であることにより、永久磁石の保磁力及び耐食性が向上し易い。ただし、永久磁石２はＡｌを含有しなくてもよい。
【0044】
永久磁石２は、銅（Ｃｕ）を含有してよい。永久磁石２におけるＣｕの含有量は０．０１質量％以上１．５０質量％以下、又は０．０４質量％以上０．５０質量％以下であってよい。Ｃｕの含有量が上記範囲内であることにより、永久磁石２の保磁力、耐食性及び温度特性が向上し易い。ただし、永久磁石２はＣｕを含有しなくてもよい。
【0045】
永久磁石２は、コバルト（Ｃｏ）を含有してよい。永久磁石におけるＣｏの含有量は、０．３０質量％以上６．００質量％以下、又は０．３０質量％以上４．００質量％以下であってよい。永久磁石２がＣｏを含有することにより、永久磁石２のキュリー温度が向上し易い。また永久磁石２がＣｏを含有することにより、永久磁石２の耐食性が向上し易い。ただし、永久磁石２はＣｏを含有しなくてもよい。
【0046】
永久磁石２から上記の元素を除いた残部は、Ｆｅのみ、又はＦｅ及びその他の元素であってよい。永久磁石２が十分な磁気特性を有するためには、残部のうち、Ｆｅ以外の元素の含有量の合計は、永久磁石２の全質量に対して５質量％以下であってよい。
【0047】
永久磁石２は、その他の元素（例えば、不可避不純物）として、珪素（Ｓｉ）、チタン（Ｔｉ）、Ｍｎ（マンガン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、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）、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、酸素（Ｏ）、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を含有してよい。永久磁石２におけるその他の元素の含有量の合計は、０．００１質量％以上０．５０質量％であってよい。
【0048】
永久磁石２全体の組成は、例えば、蛍光Ｘ線（ＸＲＦ）分析法、高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析法、不活性ガス融解‐非分散型赤外線吸収（ＮＤＩＲ）法、酸素気流中燃焼‐赤外吸収法、及び不活性ガス融解‐熱伝導度法等によって分析されてよい。
【0049】
永久磁石２は、モーター、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２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。
【0050】
（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、少なくとも薄帯作製工程、第一搬送工程、粉砕／分級工程、第二搬送工程、熱間成形工程、第三搬送工程、及び熱間塑性加工工程を含む。永久磁石の製造方法は、熱間塑性加工工程に続く粒界拡散工程等の他の工程を更に含んでよい。ただし、粒界拡散工程は必須ではない。
本実施形態に係る永久磁石の製造方法は、少なくとも薄帯作製工程、第一搬送工程、粉砕／分級工程、第二搬送工程、熱間成形工程、第三搬送工程、及び熱間塑性加工工程を含む。永久磁石の製造方法は、熱間塑性加工工程に続く粒界拡散工程等の他の工程を更に含んでよい。ただし、粒界拡散工程は必須ではない。
【0051】
薄帯作製工程は、超急冷凝固法によって原料合金から合金薄帯を作製する工程である。得られる。超急冷凝固法では、容器内の溶湯が、容器の先端に位置するノズルから冷却ロールの表面へ噴射される。溶湯は、冷却ロールの表面に接触し、高速で回転する冷却ロールによって瞬時に弾き飛ばされ、多数の細長いリボン状になる。冷却ロールの表面への接触により、溶湯は急速に冷却され、凝固する。その結果、多数の細長い合金薄帯が形成される。冷却ロールによって合金薄帯が弾き飛ばされる方向には、容器が設置されており、合金薄帯が容器内へ回収される。
【0052】
ノズルの孔径は、例えば、０．２ｍｍ以上１．０ｍｍ以下であってよい。ノズルの孔径が０．２ｍｍ以上１．０ｍｍ以下である場合、粉砕／分級工程においてアスペクト比の平均値が１以上２以下である合金粉末が回収され易い。
【0053】
溶湯は、永久磁石を構成する各元素を含む金属（原料金属）である。原料金属は、例えば、希土類元素の単体（金属単体）、希土類元素を含有する合金、純鉄、フェロボロン、又はこれらを含有する合金であってよい。これらの原料金属は、所望の永久磁石の組成に一致するように秤量される。
【0054】
溶湯は、容器内の原料金属を高周波誘導加熱によって加熱することに得られてよい。ノズルから噴射される溶湯の温度（噴射温度）は、例えば、約１４００℃であってよい。原料金属の温度が噴射温度に達するまでの昇温速度は、例えば、約２０～１００℃／秒であってよい。
【0055】
冷却ロールの表面は、Ｃｕ等の熱伝導率が高い金属から構成されてよい。冷却ロールの表面の温度は、冷却ロール内を流れる冷媒によって制御されてよい。例えば、冷却ロールの表面における溶湯の冷却速度が約１０５～１０６℃／秒となるように、冷却ロールの表面の温度が制御されてよい。冷却速度が高いほど、合金薄帯に含まれる結晶（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）の粒子径が微細になり易く、永久磁石の保磁力が高まり易い。単位時間あたりに冷却ロールの表面へ噴射される溶湯の量が少ないほど、冷却ロールの表面に付着する溶湯が薄くなり、冷却速度が高くなり、合金薄帯も薄くなる。冷却ロールの周速が高いほど、冷却ロールの表面に付着する溶湯が薄くなり、冷却速度が高くなり、合金薄帯も薄くなる。磁化容易軸方向における主相粒子の厚さ（主相粒子の短軸の長さ）は、合金薄帯の厚さ（並びに合金薄帯の粉砕及び分級）に依る。合金薄帯が薄いほど、主相粒子の厚さ（粒子径）が小さくなり、永久磁石の保磁力が高まる傾向がある。ただし、Ｒリッチ相の一因は、合金薄帯の表面の酸化であり、合金薄帯が薄いほど、表面が酸化された薄い主相粒子が永久磁石に含まれ易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが小さくなる傾向がある。合金薄帯の厚さは、例えば、２０μｍ以上６０μｍ以下、又は３０μｍ以上５０μｍ以下であってよい。合金薄帯の幅は、例えば、１．０ｍｍ以上５．０ｍｍ以下であってよい。合金薄帯が上記の寸法を有する場合、粉砕／分級工程においてアスペクト比の平均値が１以上２以下である合金粉末が回収され易い。
【0056】
溶湯の酸化を抑制するために、溶湯の容器内の雰囲気は、アルゴン（Ａｒ）ガス等の不活性ガスで置換されてよい。溶湯の容器内の気圧は、例えば、１００ｋＰａ以上２４０ｋＰａ以上であってよい。
【0057】
冷却ロールは、チャンバー内に設置されている。Ｒリッチ相の一因は、合金薄帯の表面近傍に含有されるＲの優先的な酸化である。溶湯及び合金薄帯の酸化に因るＲリッチ相の生成を抑制するために、チャンバー内の雰囲気は、アルゴン（Ａｒ）ガス等の不活性ガスで置換されてよい。同様の理由から、チャンバー内の雰囲気は、不活性ガスに加えて水素ガス（Ｈ２）等の還元性ガスを含んでよい。チャンバー内の雰囲気における水素ガスの濃度は、例えば、０．１質量％以上０．５質量％以下であってよい。チャンバー内の雰囲気中の水素の還元性により、溶湯及び合金薄帯の酸化（Ｒリッチ相の生成）が更に抑制される。したがって、チャンバー内の雰囲気が水素を含有することにより、Ｒリッチ相の間隔が更に大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。チャンバー内の雰囲気における水素の濃度の増加に伴って、Ｒリッチ相の間隔が更に大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。チャンバー内の気圧は、例えば、６０ｋＰａ以上２００ｋＰａ以下であってよい。溶湯は冷却ロールの表面において直ちに室温まで冷却されるわけではない。凝固直後の合金薄帯の温度は未だ高温であり、超急冷凝固装置の筐体及びチャンバー内の雰囲気への熱伝導によって、合金薄帯の冷却が継続される。チャンバー内の気圧が低い場合（例えば、チャンバー内の気圧が２０ｋＰａである場合）、合金薄帯からチャンバー内の雰囲気への熱伝導が小さく、合金薄帯の冷却速度が遅くなる。冷却速度が遅い場合、Ｒ２Ｔ１４Ｂの化学量論比に対して過剰なＲは合金薄帯の内部から表面へ排出される。その結果、合金薄帯の表面近傍においてＲが過剰となり、Ｒの酸化物が合金薄帯の表面に形成され易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。
溶湯の容器内の気圧は、チャンバー内の気圧よりも高い。溶湯の容器内の気圧とチャンバー内の気圧との差は、ノズルから噴射される溶湯の圧力（噴射差圧）である。
溶湯の容器内の気圧は、チャンバー内の気圧よりも高い。溶湯の容器内の気圧とチャンバー内の気圧との差は、ノズルから噴射される溶湯の圧力（噴射差圧）である。
【0058】
薄帯作製工程後、第一搬送工程が実施される。第一搬送工程は、超急冷凝固法によって作製された合金薄帯を、粉砕／分級工程に用いる粉砕／分級装置まで搬送する工程である。第一搬送工程の雰囲気は、非酸化的雰囲気である。つまり、合金薄帯が形成された時点から合金薄帯が粉砕／分級装置へ到達する時点までの間、合金薄帯は、非酸化的雰囲気中に維持される。例えば、超急冷凝固装置（冷却ロールが設置されたチャンバー）から粉砕／分級装置まで連通する搬送路内の雰囲気が、非酸化的雰囲気であってよく、この搬送路内で合金薄帯が搬送されてよい。非酸化的雰囲気で満たされた容器内に容れられた合金薄帯が、チャンバーから粉砕／分級装置まで搬送されてもよい。第一搬送工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。第一搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下である。第一搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度が低いほど、第一搬送工程中に合金薄帯の表面が酸化され難く、合金薄帯の酸化された表面に由来するＲリッチ相が永久磁石に含有され難い。その結果、Ｒリッチ相の間隔が大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。一方、第一搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度が２０質量ｐｐｍよりも高い場合、Ｒリッチ相の間隔が小さくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。
【0059】
第一搬送工程後、粉砕／分級工程が実施される。粉砕／分級工程は、粉砕装置を用いて合金薄帯を粉砕して粗粉末を作製し、粗粉末を分級することにより、所定の粒子径及びアスペクト比を有する合金粉末を回収する工程である。合金粉末は、永久磁石に含まれる主相粒子の前駆体である。合金粉末を構成する各合金粒子の形状は、板状又はフレーク状であってよい。合金薄帯の粉砕方法は、例えば、カッターミル及びプロペラミルのうち少なくとも一つの方法であってよい。粗粉末の分級の手段は、篩である。分級によって得られた合金粉末の粒子径及び粒度分布は、例えばレーザー回折散乱法によって測定されてよい。分級によって得られた合金粉末の粒子径は、例えば、６０μｍ以上２８００μｍ以下、又は１５０μｍ以上２８００μｍ以下であってよい。
【0060】
粉砕／分級工程において回収される合金粉末のアスペクト比の平均値は、１以上２以下である。合金粉末のアスペクト比の平均値は小さいほど好ましく、合金粉末のアスペクト比の平均値は１であることが最も好ましい。合金粉末のアスペクト比の平均値が１以上２以下である場合、熱間成形工程及び熱間塑性加工工程においてＲリッチ相の偏析及び凝集が抑制され、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上である永久磁石が得られ易い。換言すれば、合金粉末のアスペクト比の平均値の減少に伴って、熱間塑性加工工程においてＲリッチ相の偏析及び凝集が抑制され、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが増加する。同様の理由から、合金粉末のアスペクト比の標準偏差σはできるだけ小さいことが好ましい。例えば、合金粉末のアスペクト比の標準偏差σは０以上２以下であってよい。
【0061】
合金粉末のアスペクト比の平均値が大き過ぎる場合、各合金粒子の形状が歪であるため、熱間成形工程及び熱間塑性加工工程において各合金粒子に作用する力が不均一であり、各合金粒子が破砕し易い。破砕によって生じた各合金粒子の断面が位置する粒界においては、各合金粒子から染み出した液相（Ｒリッチ相）が凝集し易い。その結果、多数のＲリッチ相が永久磁石内に形成され易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。また凝集した液相（Ｒリッチ相）に因り、各合金粒子の異常成長が起こり易く、粗大な主相粒子が形成され易い。液相の凝集に伴う成形体中の応力の分散と主相粒子の粗大化に因り、主相粒子が回転し難く、主相粒子が磁化容易軸方向において配向し難い。また合金粉末のアスペクト比の平均値が大き過ぎる場合、各合金粒子の形状が歪であるため、熱間成形工程及び熱間塑性加工工程において、各合金粒子が成形体中に緻密に充填され難く、成形体中に隙間が生じ易い。その結果、残留磁束密度が低下し易い。
【0062】
以下の通り、ノズルの孔径と、粗粉末の分級に用いる篩によって、合金粉末のアスペクト比の平均値が制御される。
粗粉末を構成する扁平な合金粒子の長軸の長さは、ｌ（小文字のＬ）と表される。合金粒子の短軸の長さは、ｗと表される。合金粒子の厚さは、ｔと表される。ｌ、ｗ及びｔは、ｔ＜ｗ≦ｌを満たす。合金粒子のアスペクト比ＡＲは、ｌ／ｗと表される。ＡＲは１以上の実数である。ｌは、合金粒子の厚さ方向に略垂直な方向における合金粒子の長径と言い換えられてよい。ｗは、合金粒子の厚さ方向に略垂直な方向における合金粒子の短径と言い換えられてよい。合金粒子の厚さ方向は、磁化容易軸方向に平行な永久磁石の断面における主相粒子の短軸の方向に対応してよい。合金粒子の厚さｔは、合金薄帯の厚さと略同じであってよく、例えば、２０μｍ以上６０μｍ以下、又は３０μｍ以上５０μｍ以下であってよい。合金粒子の短軸の長さｗは、合金薄帯の幅と略同じであってよく、例えば、１．０ｍｍ以上５．０ｍｍ以下であってよい。
粗粉末の分級では、第一篩と、第一篩よりも目開きの内径（孔径）が小さい第二篩が用いられる。第一篩の目開きの内径は、Ｄ１と表される。換言すれば、第一篩の目開きは正方形であり、正方形の一辺の長さがＤ１である。第二篩の目開きの内径は、Ｄ２と表される。換言すれば、第二篩の目開きは正方形であり、正方形の一辺の長さがＤ２である。Ｄ２はＤ１よりも小さい。合金薄帯の粉砕によって得られた粗粉末のうち、第一篩を通過した後に第二篩を通過しなかった合金粉末が回収され、永久磁石の材料として用いられる。換言すれば、長軸の長さｌがＤ１以下であり且つＤ２よりも大きい合金粒子が、第一篩と第二篩との間から回収され易い。したがって、第一篩と第二篩との間から回収される合金粉末を構成する各合金粒子は、下記不等式１を満たす傾向がある。合金粒子の長軸の長さｌはｗ×ＡＲと表されるので、下記記不等式１は、下記不等式２と等価である。下記不等式２から下記不等式３が導出される。第一篩の目開きの内径Ｄ１が一定である場合、下記不等式３は、合金粒子の短軸の長さｗの減少に伴って、合金粒子のアスペクト比が増加する傾向を示している。合金粒子の短軸の長さｗが一定である場合、下記不等式３は、第一篩の目開きの内径Ｄ１の増加に伴って、合金粒子のアスペクト比が増加する傾向を示している。また下記不等式３は、Ｄ１及びＤ２の差（Ｄ１－Ｄ２）の減少に伴って、合金粒子のアスペクト比の範囲が狭まり、アスペクト比の標準偏差σが減少する傾向を示している。
Ｄ２＜ｌ≦Ｄ１ （１）
Ｄ２＜ｗ×ＡＲ≦Ｄ１ （２）
（Ｄ２／ｗ）＜ＡＲ≦（Ｄ１／ｗ） （３）
以下の理由により、合金粒子の短軸の長さｗ及び合金粒子のアスペクト比（ｌ／ｗ）は、上記の超急冷凝固法に用いるノズルの孔径に依存する。
ノズルから噴射される溶湯（液滴）の寸法は、ノズルの孔径と略等しい。そして、ノズルから冷却ロールの表面へ噴射された溶湯（液滴）は、冷却ロールへの表面において瞬間的に潰れて拡がる。その結果、扁平で細長い合金薄帯が形成される。したがって、合金薄帯の幅は、ノズルの孔径（液滴の寸法）よりも大きい傾向があり、合金薄帯の粉砕によって形成される合金粒子の短軸の長さｗも、ノズルの孔径（液滴の寸法）よりも大きい傾向がある。そして、ノズルの孔径の減少に伴って、液滴は小さくなり、液滴から形成される合金薄帯は細長くなり、合金薄帯の粉砕によって得られる形成される合金粒子の短軸の長さｗは減少する傾向がある。したがって、合金粒子の短軸の長さｗ及び合金粒子のアスペクト比（ｌ／ｗ）は、ノズルの孔径によって制御可能である。
合金粒子の長軸の長さｌは、合金粒子の短軸の長さｗに比べてノズルの孔径に依存し難い。合金粒子の長軸の長さｌは、合金薄帯の粉砕の方法及び条件によって所望の範囲内に制御され易い。
上述の通り、ノズルの孔径、合金粒子の短軸の長さｗ、合金粒子の長軸の長さｌ並びに各篩の目開きの内径（Ｄ１及びＤ２）の間の関係に基づいて、分級によって回収される合金粉末のアスペクト比が制御される。
第一篩を通過しなかった合金粉末は、再利用されてよい。例えば、第一篩を通過しなかった粗粉末は、回収され、合金薄帯と共に再び粉砕されてよい。第二篩を通過した合金粉末も、再利用されてよい。例えば、第二篩を通過した合金粉末は、回収され、溶湯の原料に用いられてよい。第二篩を通過した合金粉末は、廃棄されてもよい。
粗粉末を構成する扁平な合金粒子の長軸の長さは、ｌ（小文字のＬ）と表される。合金粒子の短軸の長さは、ｗと表される。合金粒子の厚さは、ｔと表される。ｌ、ｗ及びｔは、ｔ＜ｗ≦ｌを満たす。合金粒子のアスペクト比ＡＲは、ｌ／ｗと表される。ＡＲは１以上の実数である。ｌは、合金粒子の厚さ方向に略垂直な方向における合金粒子の長径と言い換えられてよい。ｗは、合金粒子の厚さ方向に略垂直な方向における合金粒子の短径と言い換えられてよい。合金粒子の厚さ方向は、磁化容易軸方向に平行な永久磁石の断面における主相粒子の短軸の方向に対応してよい。合金粒子の厚さｔは、合金薄帯の厚さと略同じであってよく、例えば、２０μｍ以上６０μｍ以下、又は３０μｍ以上５０μｍ以下であってよい。合金粒子の短軸の長さｗは、合金薄帯の幅と略同じであってよく、例えば、１．０ｍｍ以上５．０ｍｍ以下であってよい。
粗粉末の分級では、第一篩と、第一篩よりも目開きの内径（孔径）が小さい第二篩が用いられる。第一篩の目開きの内径は、Ｄ１と表される。換言すれば、第一篩の目開きは正方形であり、正方形の一辺の長さがＤ１である。第二篩の目開きの内径は、Ｄ２と表される。換言すれば、第二篩の目開きは正方形であり、正方形の一辺の長さがＤ２である。Ｄ２はＤ１よりも小さい。合金薄帯の粉砕によって得られた粗粉末のうち、第一篩を通過した後に第二篩を通過しなかった合金粉末が回収され、永久磁石の材料として用いられる。換言すれば、長軸の長さｌがＤ１以下であり且つＤ２よりも大きい合金粒子が、第一篩と第二篩との間から回収され易い。したがって、第一篩と第二篩との間から回収される合金粉末を構成する各合金粒子は、下記不等式１を満たす傾向がある。合金粒子の長軸の長さｌはｗ×ＡＲと表されるので、下記記不等式１は、下記不等式２と等価である。下記不等式２から下記不等式３が導出される。第一篩の目開きの内径Ｄ１が一定である場合、下記不等式３は、合金粒子の短軸の長さｗの減少に伴って、合金粒子のアスペクト比が増加する傾向を示している。合金粒子の短軸の長さｗが一定である場合、下記不等式３は、第一篩の目開きの内径Ｄ１の増加に伴って、合金粒子のアスペクト比が増加する傾向を示している。また下記不等式３は、Ｄ１及びＤ２の差（Ｄ１－Ｄ２）の減少に伴って、合金粒子のアスペクト比の範囲が狭まり、アスペクト比の標準偏差σが減少する傾向を示している。
Ｄ２＜ｌ≦Ｄ１ （１）
Ｄ２＜ｗ×ＡＲ≦Ｄ１ （２）
（Ｄ２／ｗ）＜ＡＲ≦（Ｄ１／ｗ） （３）
以下の理由により、合金粒子の短軸の長さｗ及び合金粒子のアスペクト比（ｌ／ｗ）は、上記の超急冷凝固法に用いるノズルの孔径に依存する。
ノズルから噴射される溶湯（液滴）の寸法は、ノズルの孔径と略等しい。そして、ノズルから冷却ロールの表面へ噴射された溶湯（液滴）は、冷却ロールへの表面において瞬間的に潰れて拡がる。その結果、扁平で細長い合金薄帯が形成される。したがって、合金薄帯の幅は、ノズルの孔径（液滴の寸法）よりも大きい傾向があり、合金薄帯の粉砕によって形成される合金粒子の短軸の長さｗも、ノズルの孔径（液滴の寸法）よりも大きい傾向がある。そして、ノズルの孔径の減少に伴って、液滴は小さくなり、液滴から形成される合金薄帯は細長くなり、合金薄帯の粉砕によって得られる形成される合金粒子の短軸の長さｗは減少する傾向がある。したがって、合金粒子の短軸の長さｗ及び合金粒子のアスペクト比（ｌ／ｗ）は、ノズルの孔径によって制御可能である。
合金粒子の長軸の長さｌは、合金粒子の短軸の長さｗに比べてノズルの孔径に依存し難い。合金粒子の長軸の長さｌは、合金薄帯の粉砕の方法及び条件によって所望の範囲内に制御され易い。
上述の通り、ノズルの孔径、合金粒子の短軸の長さｗ、合金粒子の長軸の長さｌ並びに各篩の目開きの内径（Ｄ１及びＤ２）の間の関係に基づいて、分級によって回収される合金粉末のアスペクト比が制御される。
第一篩を通過しなかった合金粉末は、再利用されてよい。例えば、第一篩を通過しなかった粗粉末は、回収され、合金薄帯と共に再び粉砕されてよい。第二篩を通過した合金粉末も、再利用されてよい。例えば、第二篩を通過した合金粉末は、回収され、溶湯の原料に用いられてよい。第二篩を通過した合金粉末は、廃棄されてもよい。
【0063】
粉砕／分級工程において回収される合金粉末のアスペクト比の平均値は、以下の方法によって測定されてよい。合金粉末を構成する各合金粒子は、互いに重ならないように、平坦な面上に載置される。平坦な面は、各合金粒子を固定するために粘着性を有していてよい。平坦な面上に載置された多数の合金粒子は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察される。ＳＥＭによって観察される視野の寸法は、例えば、縦１ｍｍ×横１ｍｍｍであってよい。ＳＥＭによって観察される視野内に観察される合金粒子の個数は、例えば、約１００個以上１０００個以下であってよい。各合金粒子は、板状又はフレーク状であり、各合金粒子の厚さｔは、各合金粒子の長軸の長さｌ及び短軸の長さｗよりも小さい。したがって、平坦な面上に載置された各合金粒子は、各合金粒子の長軸及び短軸を含む２次元の形状として観察される。各合金粒子の形状は、各合金粒子に外接する四角形のうち面積が最小である四角形で近似されてよい。四角形は、長方形又は正方形である。この四角形の短辺の長さが、合金粒子の短軸の長さｗとみなされる。上記四角形の長辺の長さが、合金粒子の長軸の長さｌとみなされる。以上の前提に基づき、各合金粒子の長軸の長さｌ及び短軸の長さｗが測定され、各合金粒子のアスペクト比（ｌ／ｗ）が算出される。ＳＥＭによって観察される視野内に存在する全ての合金粒子のアスペクト比から、合金粉末のアスペクト比の平均値、及びアスペクト比の標準偏差が算出される。各合金粒子の形状（輪郭線）の特定、及び各合金粒子に外接する四角形の寸法の測定には、市販の画像解析ソフトが用いられてよい。
【0064】
合金粉末の比表面積は、合金薄帯の比表面積よりも大きいので、合金粉末は合金薄帯よりも酸化され易い。（合金薄帯の比表面積は、合金粉末から形成される成形体の比表面積よりも大きいので、合金薄帯は成形体よりも酸化され易い。）また合金粉末の粒子径が小さいほど、合金粉末の比表面積が大きく、合金粉末の表面が酸化され易い。合金粉末の酸化により、合金粉末の酸化された表面に由来する多数のＲリッチ相が永久磁石に含有され易い。したがって、合金粉末の粒子径が小さいほど、Ｒリッチ相の間隔が小さくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。換言すれば、合金粉末の粒子径が大きいほど、合金粉末の比表面積が小さく、合金粉末の表面の酸化が抑制される。合金粉末の酸化の抑制により、永久磁石に含有されるＲリッチ相の数が減少する。したがって、合金粉末の粒子径が大きいほど、Ｒリッチ相の間隔が大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。
【0065】
粉砕／分級工程の雰囲気は、非酸化的雰囲気である。非酸化的雰囲気下で粉砕／分級工程を実施することにより、粉砕／分級工程中の合金薄帯、粗粉末及び合金粉末の酸化が抑制される。その結果、Ｒリッチ相の間隔が大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。粉砕／分級工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。粉砕／分級工程の雰囲気中の酸素の濃度は、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下である。粉砕／分級工程の雰囲気中の酸素の濃度が低いほど、Ｒリッチ相の間隔が大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。一方、粉砕／分級工程の雰囲気中の酸素の濃度が２０質量ｐｐｍよりも高い場合、Ｒリッチ相の間隔が小さくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。
【0066】
粉砕／分級工程後、第二搬送工程が実施される。第二搬送工程は、粉砕／分級工程によって得られた合金粉末を、熱間成形工程に用いる成形装置まで搬送する工程である。第二搬送工程の雰囲気は、非酸化的雰囲気である。つまり、合金粉末が形成された時点から合金粉末が成形装置へ到達する時点までの間、合金粉末は、非酸化的雰囲気中に維持される。例えば、粉砕／分級装置から成形装置まで連通する搬送路内の雰囲気が、非酸化的雰囲気であってよく、この搬送路内で合金粉末が搬送されてよい。非酸化的雰囲気で満たされた容器内に容れられた合金粉末が、粉砕／分級装置から成形装置まで搬送されてもよい。第二搬送工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。第二搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下である。第二搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度が低いほど、第二搬送工程中に合金粉末の表面が酸化され難く、合金粉末の酸化された表面に由来するＲリッチ相が永久磁石に含有され難い。その結果、Ｒリッチ相の間隔が大きくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ以上になり易い。一方、第二搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度が２０質量ｐｐｍよりも高い場合、Ｒリッチ相の間隔が小さくなり易く、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが３０μｍ未満になり易い。
【0067】
第二搬送工程後、熱間成形工程が実施される。熱間成形工程は、合金粉末を加熱しながら加圧することにより、成形体を形成する工程である。例えば、金型内の合金粉末を加熱しながら、合金粉末が金型で圧縮されてよい。合金粉末の加圧により、合金粉末間の空隙が減少して、緻密な成形体が得られる。また加圧に伴う合金粉末の加熱により、合金粉末の表面から液相（Ｎｄリッチ相等のＲリッチ相）が形成され、液相が合金粉末間の空隙（粒界）を満たし、且つ液相によって合金粉末が潤滑になることにより、緻密な成形体が得られる。熱間成形工程前に冷間成形工程が実施されてもよい。冷間成形工程では、常温（室温）で合金粉末を加圧することにより、成形体が形成されてよい。冷間成形工程によって得られた成形体を熱間成形工程において加熱しながら加圧することにより、成形体が緻密化されてよい。熱間成形工程における合金粉末の温度（熱間成形温度）は、例えば、７００℃以上８００℃以下であってよい。熱間成形温度が低過ぎる場合、十分な液相が合金粉末の表面から形成されず、成形体が緻密化され難い。熱間成形温度が高過ぎる場合、合金粉末を構成する結晶（Ｒ２Ｔ１４Ｂ）の粒成長が過度に進行し、永久磁石の保磁力が低下し易い。熱間成形工程において合金粉末に及ぶ圧力（熱間成形圧力）は、５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であってよい。合熱間成形温度及び熱間成形圧力が上記の範囲に保持される時間（熱間成形時間）は、例えば、数十秒以上数百秒以下であってよい。
【0068】
熱間成形工程における合金粉末及び成形体の酸化を抑制するために、非酸化的雰囲気中で熱間成形工程が実施されてよい。熱間成形工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。熱間成形工程の雰囲気中の酸素の濃度は、例えば、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下であってよい。
【0069】
熱間成形工程後、第三搬送工程が実施される。第三搬送工程は、熱間成形工程によって得られた成形体を、熱間塑性加工工程に用いる成形装置まで搬送する工程である。成形体の酸化を抑制するために、第三搬送工程の雰囲気は、非酸化的雰囲気であってもよい。つまり、成形体が形成された時点から成形体が熱間塑性加工用の成形装置へ到達する時点までの間、成形体は、非酸化的雰囲気中に維持されてよい。例えば、熱間成形用の成形装置から熱間塑性加工用の成形装置まで連通する搬送路内の雰囲気が、非酸化的雰囲気であってよく、この搬送路内で成形体が搬送されてよい。非酸化的雰囲気で満たされた容器内に容れられた成形体が、熱間成形用の成形装置から成形装置まで搬送されてもよい。第三搬送工程の雰囲気は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。合金粉末から形成される成形体の比表面積は、合金粉末及び合金薄帯其々の比表面積よりも著しく小さいので、成形体（特に成形体の内部）は、合金粉末及び合金薄帯よりも酸化され難い。したがって、第三搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度が第一搬送工程及び第二搬送工程其々の雰囲気中の酸素の濃度よりも高い場合であっても、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥを３０μｍ以上に制御することができる。例えば、第三搬送工程の雰囲気が空気である場合も、第一搬送工程及び第二搬送工程其々の雰囲気中の酸素の濃度の低減によって、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥを３０μｍ以上に制御することができる。第三搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、０質量ｐｐｍ以上２０００００ｐｐｍ以下、好ましくは０質量ｐｐｍ以上２０００質量ｐｐｍ以下、より好ましくは０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下であってよい。
【0070】
第三搬送工程後、熱間塑性加工工程が実施される。熱間塑性加工工程は、熱間成形工程によって得られた成形体の熱間押出し成形により、ｃ軸（磁化容易軸）が所定の方向に配向した複数の主相粒子（Ｒ２Ｔ１４Ｂの結晶粒）を含む磁石基材を得る工程である。例えば、熱間塑性加工工程では、成形体を加熱しながら成形体が金型から押し出される。金型内では、加熱された成形体中の粒界相が液化して液相（Ｒリッチ相）が生成すると共に、所定の方向において応力が成形体に作用し、成形体を構成する各合金粒子が歪む。液相の生成と合金粒子の歪みに伴って、結晶粒のｃ軸と垂直な方向における結晶粒の異方成長が進行する。また液相が各結晶粒を潤滑にし、応力に応じて各結晶粒に力が作用する。その結果、結晶粒が粒界すべりによって回転し、各結晶粒（主相粒子）のｃ軸が応力方向と略平行に配向する。換言すれば、ｃ軸と略垂直な方向に延びる複数の扁平な主相粒子が、応力方向に沿って積み重なる。
熱間塑性加工工程における成形体の温度（熱間塑性加工温度）は、例えば、７００℃以上９００℃未満、又は７００℃以上８５０℃以下であってよい。
熱間塑性加工温度が低過ぎる場合、液相（Ｎｄリッチ相等のＲリッチ相）が成形体内の粒界において生成し難く、結晶粒が成長し難く、粒界すべりに因る結晶粒の回転が起き難い。その結果、主相粒子の短軸の長さの平均値が２０ｎｍ未満になり易く、各主相粒子（結晶粒）のｃ軸が応力方向と略平行に配向し難い。
熱間塑性加工温度が高過ぎる場合（例えば、熱間塑性加工温度が９００℃以上である場合）、液相（Ｒリッチ相）が各合金粒子から過度に染み出して、各合金粒子の表面及び合金粒子間の界面へ偏析し、殆どの液相が結晶粒の粒成長に消費される。その結果、ＡＢ方向におけるＲリッチ相の生成の頻度が低下して、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが１０００μｍを超え易い。また殆どの液相が結晶粒の粒成長に消費されることにより、主相粒子（結晶粒）の粒成長が異常に進行し、粗大な主相粒子が形成され易く、主相粒子の短軸の長さの平均値が２００ｎｍを超え易い。粗大な主相粒子は、磁化容易軸方向において配向し難い。
熱間押出し成形の押出速度は、１０－２ｍｍ／秒以上９．９ｍｍ／秒以下であってよい。押出速度が高過ぎる場合（例えば、押出速度が１０ｍｍ／秒以上である場合）、成形体中の主相粒子（結晶粒）の異方成長が十分に進行しないため、主相粒子（一次粒子）の短軸の長さの平均値が２０ｎｍ未満になり易い。つまり押出速度が高過ぎる場合、成形体中の結晶粒の異方成長が十分に進行する前に、成形体が金型から押し出されてしまう。その結果、各主相粒子（結晶粒）のｃ軸が応力方向と略平行に配向し難い。
熱間塑性加工工程において成形体に及ぶ圧力（熱間塑性加工圧力）は、５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であってよい。熱間塑性加工温度及び熱間塑性加工圧力が上記の範囲に保持される時間（熱間塑性加工時間）は、例えば、数十秒であってよい。
熱間塑性加工工程における成形体の温度（熱間塑性加工温度）は、例えば、７００℃以上９００℃未満、又は７００℃以上８５０℃以下であってよい。
熱間塑性加工温度が低過ぎる場合、液相（Ｎｄリッチ相等のＲリッチ相）が成形体内の粒界において生成し難く、結晶粒が成長し難く、粒界すべりに因る結晶粒の回転が起き難い。その結果、主相粒子の短軸の長さの平均値が２０ｎｍ未満になり易く、各主相粒子（結晶粒）のｃ軸が応力方向と略平行に配向し難い。
熱間塑性加工温度が高過ぎる場合（例えば、熱間塑性加工温度が９００℃以上である場合）、液相（Ｒリッチ相）が各合金粒子から過度に染み出して、各合金粒子の表面及び合金粒子間の界面へ偏析し、殆どの液相が結晶粒の粒成長に消費される。その結果、ＡＢ方向におけるＲリッチ相の生成の頻度が低下して、Ｒリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが１０００μｍを超え易い。また殆どの液相が結晶粒の粒成長に消費されることにより、主相粒子（結晶粒）の粒成長が異常に進行し、粗大な主相粒子が形成され易く、主相粒子の短軸の長さの平均値が２００ｎｍを超え易い。粗大な主相粒子は、磁化容易軸方向において配向し難い。
熱間押出し成形の押出速度は、１０－２ｍｍ／秒以上９．９ｍｍ／秒以下であってよい。押出速度が高過ぎる場合（例えば、押出速度が１０ｍｍ／秒以上である場合）、成形体中の主相粒子（結晶粒）の異方成長が十分に進行しないため、主相粒子（一次粒子）の短軸の長さの平均値が２０ｎｍ未満になり易い。つまり押出速度が高過ぎる場合、成形体中の結晶粒の異方成長が十分に進行する前に、成形体が金型から押し出されてしまう。その結果、各主相粒子（結晶粒）のｃ軸が応力方向と略平行に配向し難い。
熱間塑性加工工程において成形体に及ぶ圧力（熱間塑性加工圧力）は、５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下であってよい。熱間塑性加工温度及び熱間塑性加工圧力が上記の範囲に保持される時間（熱間塑性加工時間）は、例えば、数十秒であってよい。
【0071】
熱間塑性加工工程における成形体及び磁石基材の酸化を抑制するために、非酸化的雰囲気中で熱間塑性加工工程が実施されてよい。熱間塑性加工工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。熱間塑性加工工程の雰囲気中の酸素の濃度は、例えば、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下であってよい。
【0072】
以上の工程によって得られた磁石基材が、永久磁石の完成品であってよい。下記の粒界拡散工程を経た磁石基材が、永久磁石の完成品であってもよい。
【0073】
熱間塑性加工工程後、下記の粒界拡散工程が実施されてもよい。粒界拡散工程は、重希土類元素を含む拡散材を磁石基材の表面に付着させ、拡散材及び磁石基材を加熱する工程である。拡散材が付着した磁石基材の加熱により、拡散材中の重希土類元素が磁石基材の表面から磁石基材の内部へ拡散する。磁石基材の内部では、重希土類元素が、粒界を介して主相粒子の表面近傍へ拡散する。主相粒子の表面近傍において、一部の軽希土類元素（Ｎｄ等）が重希土類元素で置換される。重希土類元素が主相粒子の表面近傍及び粒界に局在することにより、異方性磁界が粒界の近傍において局所的に大きくなり、磁化反転の核が粒界の近傍において発生し難くなる。その結果、高い保磁力を有する永久磁石が得られる。
粒界拡散工程では、拡散材に含有される各元素が、磁石基材内の各粒界及び各結晶粒の表面へ略均一に拡散する。また、熱拡散材に由来する各元素から形成される粒界相は、酸化に因るＲリッチ相よりも微細であり、Ｒリッチ相の間隔の測定中に検出され難い。したがって、拡散材に由来する各元素は、Ｒリッチ相の間隔に影響し難い。
粒界拡散工程では、拡散材に含有される各元素が、磁石基材内の各粒界及び各結晶粒の表面へ略均一に拡散する。また、熱拡散材に由来する各元素から形成される粒界相は、酸化に因るＲリッチ相よりも微細であり、Ｒリッチ相の間隔の測定中に検出され難い。したがって、拡散材に由来する各元素は、Ｒリッチ相の間隔に影響し難い。
【0074】
粒界拡散工程における磁石基材の酸化を抑制するために、非酸化的雰囲気中で粒界拡散工程が実施されてよい。粒界拡散工程の雰囲気（非酸化的雰囲気）は、例えば、Ａｒガス等の不活性ガスであってよい。粒界拡散工程の雰囲気中の酸素の濃度は、例えば、０質量ｐｐｍ以上２０質量ｐｐｍ以下であってよい。粒界拡散工程の雰囲気の気圧は、例えば、５０ｋＰａ以上１２０ｋＰａ以下であってよい。粒界拡散工程における拡散材及び磁石基材の温度（拡散温度）は、例えば、５５０℃以上９００℃以下であってよい。拡散温度が上記の範囲に保持される時間（拡散時間）は、例えば、１分以上１４４０分以下であってよい。
【0075】
拡散材は、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有してよい。拡散材は、重希土類元素に加えて、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種の軽希土類元素を更に含有してよい。拡散材は、重希土類元素及び軽希土類元素に加えて、Ｃｕを更に含有してもよい。拡散材は、例えば、一種の上記元素からなる金属、一種の上記元素の水素化物、複数種の上記元素を含む合金、又は当該合金の水素化物であってよい。拡散材は、粉末であってよい。粒界拡散工程では、拡散材及び有機溶媒を含むスラリーが磁石基材の表面に塗布されてよい。粒界拡散工程では、磁石基材の表面が、拡散材及びバインダを含むシートで覆われてもよい。粒界拡散工程では、磁石基材の表面が、拡散材から構成される合金箔（リボン）で覆われてもよい。
【0076】
拡散材の拡散を促進するため、粒界拡散工程前に磁石基材の表面が研磨されてよい。粒界拡散工程後に磁石基材の表面に残存する拡散材を除去するために、粒界拡散工程後の磁石基材の表面が研磨されてもよい。
【0077】
磁石基材の切削及び研磨等により、磁石基材の寸法及び形状が調整されてよい。磁石基材の表面の酸化又は化成処理（ｃｈｅｍｉｃａｌ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）により、不動態（ｐａｓｓｉｖｅ）層が磁石基材の表面に形成されてよい。磁石基材の表面が樹脂膜等の保護膜で覆われてもよい。不動態層又は保護膜により、永久磁石の耐食性が向上する。
【0078】
本発明は必ずしも上述された実施形態に限定されるものではない。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。
【実施例】
【0079】
以下の実施例及び比較例により、本発明が詳細に説明される。本発明は以下の実施例によって限定されるものではない。
【0080】
＜永久磁石の作製＞
（実施例１）
薄帯作製工程では、超急冷凝固法によって原料合金から合金薄帯が作製された。薄帯作製工程に用いた原料金属（溶湯）は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ及びＢを含有していた。
原料金属中のＮｄの含有量は、３０．１７質量％であった。
原料金属中のＣｏの含有量は、３．９６質量％であった。
原料金属中のＧａの含有量は、０．５９質量％であった。
原料金属中のＡｌの含有量は、０．０４質量％であった。
原料金属中のＢの含有量は、０．９７質量％であった。
Ｎｄ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ及びＢを除く原料金属の残部は、Ｆｅであった。
（実施例１）
薄帯作製工程では、超急冷凝固法によって原料合金から合金薄帯が作製された。薄帯作製工程に用いた原料金属（溶湯）は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ及びＢを含有していた。
原料金属中のＮｄの含有量は、３０．１７質量％であった。
原料金属中のＣｏの含有量は、３．９６質量％であった。
原料金属中のＧａの含有量は、０．５９質量％であった。
原料金属中のＡｌの含有量は、０．０４質量％であった。
原料金属中のＢの含有量は、０．９７質量％であった。
Ｎｄ、Ｃｏ、Ｇａ、Ａｌ及びＢを除く原料金属の残部は、Ｆｅであった。
【0081】
ノズルから噴射される溶湯の温度（噴射温度）は、１４００℃であった。原料金属の温度が噴射温度に達するまでの昇温速度は、１００℃／秒であった。冷却ロールの表面における溶湯の冷却速度は、約１０５℃／秒に制御された。冷却ロールの周速は、４０ｍ／秒であった。ノズルの孔径は、下記表１に示される値であった。
【0082】
ノズル内のガス（溶湯の容器内の雰囲気）は、Ａｒであった。ノズルの圧力（溶湯の容器内の気圧）は、１００ｋＰａであった。
【0083】
冷却ロールが設置されたチャンバー内のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。チャンバー内の雰囲気における水素ガスの濃度は、０．００質量％であった。チャンバーの圧力（チャンバー内の気圧）は、６０ｋＰａであった。噴射差圧は、４０ｋＰａであった。
【0084】
薄帯作製工程後の第一搬送工程では、合金薄帯が、超急冷凝固装置から粉砕／分級装置まで輸送された。第一搬送工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。第一搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0085】
第一搬送工程後の粉砕／分級工程では、合金薄帯の粉砕及び分級により、所定のアスペクト比を有する合金粉末が回収された。分級に用いた第一篩の目開きの内径Ｄ１は、下記表１に示される値であった。分級に用いた第二篩の目開きの内径Ｄ２は、下記表１に示される値であった。回収された合金粉末のアスペクト比の平均値ＡＲＡＶＥが上述の方法で測定された。回収された合金粉末のアスペクト比の平均値ＡＲＡＶＥは、下記表１に示される値であった。合金粉末のアスペクト比の標準偏差σは、下記表１に示される値であった。
【0086】
粉砕／分級工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。粉砕／分級工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0087】
粉砕／分級工程後の第二搬送工程では、合金粉末が、粉砕／分級装置から成形装置まで搬送された。第二搬送工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。第二搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0088】
第二搬送工程後の熱間成形工程では、金型内の合金粉末を加熱しながら、合金粉末を金型で圧縮することにより、成形体が作製された。成形体は薄い板であった。成形体の長さは８０ｍｍであり、成形体の幅は２２ｍｍであり、成形体の厚さは１１ｍｍであった。熱間成形温度は、７５０℃であった。熱間成形圧力は、１００ＭＰａであった。熱間成形時間は、３００秒であった。熱間成形工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。熱間成形工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0089】
熱間成形工程後の第三搬送工程では、成形体が熱間成形用の成形装置から熱間塑性加工用の成形装置まで搬送された。第三搬送工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。第三搬送工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0090】
第三搬送工程後、熱間塑性加工工程が実施された。熱間塑性加工工程（成形体の熱間押出し成形）に用いた金型は、筒状である。つまり、金型のキャビティーは、成形体用の入口が開く金型の端面（始端面）から、成形体用の押出口が開く金型の端面（終端面）へ向かって金型を貫通している。始端面及び終端面は、互いに平行な平面である。始端面から終端面への方向が成形体の押出方向であり、押出方向は始端面及び終端面に垂直である。成形体の押出口の開口面積は、成形体の入口の開口面積よりも小さい。
キャビティーは、押出方向に沿って、入口側領域、中間領域、及び押出口側領域に区画される。入口側領域は、始端面において開口する。押出口側領域は、終端面において開口する。中間領域は、押出方向において入口側領域と押出口側領域の間に位置する。
押出方向に垂直な金型の断面（始端面及び終端面に平行な金型の断面）におけるキャビティーの形状は、４つの角の全てが直角である四辺形である。この四辺形において向かい合う一対の辺は、第１辺と表記され、上記四辺形において向かい合う他の一対の辺は、第２辺と表記される。
入口側領域のおける第１辺及び第２辺其々の長さは一定である。つまり、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積は一定である。中間領域においては、押出方向に沿って第１辺の長さが徐々に減少し、最終的には押出口側領域のおける第１辺の長さと一致する。したがって、押出口側領域のおける第１辺は、入口側領域のおける第１辺よりも短い。また中間領域においては、押出方向に沿って第２辺の長さが徐々に増加し、最終的には押出口側領域のおける第２辺の長さと一致する。したがって、押出口側領域のおける第２辺は、入口側領域のおける第２辺よりも長い。さらに、押出方向に垂直な断面における中間領域の開口面積は、押出方向に沿って徐々に減少し、最終的には押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積と一致する。したがって、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積よりも小さい。押出口側領域における第１辺及び第２辺其々の長さは、一定である。つまり、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は一定である。
入口側領域（始端面）における第１辺の長さは、２２ｍｍであり、入口側領域（始端面）における第２辺の長さは、１１ｍｍであった。押出口側領域（終端面）における第１辺の長さは、７ｍｍであり、押出口側領域（終端面）における第２辺の長さは、３０ｍｍであった。押出方向における入口側領域の長さは、８０ｍｍであった。押出方向における中間領域の長さは、２０ｍｍであった。押出方向における押出口側領域の長さは、２０ｍｍであった。
上述の通り、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積よりも小さく、出口側領域（終端面）における第１辺は、押出口側領域（終端面）における第２辺よりも短い。したがって、押出口側領域において、第１辺に略平行な応力が成形体に作用し、粒界すべり、及び主相粒子の回転が起きる。その結果、主相粒子のｃ軸が応力方向（第１辺の方向）に沿って配向する。つまり、熱間押出し成形によって得られる磁石基材の磁化容易軸方向は、押出口側領域（終端面）における第１辺の方向である。
キャビティーは、押出方向に沿って、入口側領域、中間領域、及び押出口側領域に区画される。入口側領域は、始端面において開口する。押出口側領域は、終端面において開口する。中間領域は、押出方向において入口側領域と押出口側領域の間に位置する。
押出方向に垂直な金型の断面（始端面及び終端面に平行な金型の断面）におけるキャビティーの形状は、４つの角の全てが直角である四辺形である。この四辺形において向かい合う一対の辺は、第１辺と表記され、上記四辺形において向かい合う他の一対の辺は、第２辺と表記される。
入口側領域のおける第１辺及び第２辺其々の長さは一定である。つまり、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積は一定である。中間領域においては、押出方向に沿って第１辺の長さが徐々に減少し、最終的には押出口側領域のおける第１辺の長さと一致する。したがって、押出口側領域のおける第１辺は、入口側領域のおける第１辺よりも短い。また中間領域においては、押出方向に沿って第２辺の長さが徐々に増加し、最終的には押出口側領域のおける第２辺の長さと一致する。したがって、押出口側領域のおける第２辺は、入口側領域のおける第２辺よりも長い。さらに、押出方向に垂直な断面における中間領域の開口面積は、押出方向に沿って徐々に減少し、最終的には押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積と一致する。したがって、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積よりも小さい。押出口側領域における第１辺及び第２辺其々の長さは、一定である。つまり、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は一定である。
入口側領域（始端面）における第１辺の長さは、２２ｍｍであり、入口側領域（始端面）における第２辺の長さは、１１ｍｍであった。押出口側領域（終端面）における第１辺の長さは、７ｍｍであり、押出口側領域（終端面）における第２辺の長さは、３０ｍｍであった。押出方向における入口側領域の長さは、８０ｍｍであった。押出方向における中間領域の長さは、２０ｍｍであった。押出方向における押出口側領域の長さは、２０ｍｍであった。
上述の通り、押出方向に垂直な断面における押出口側領域の開口面積は、押出方向に垂直な断面における入口側領域の開口面積よりも小さく、出口側領域（終端面）における第１辺は、押出口側領域（終端面）における第２辺よりも短い。したがって、押出口側領域において、第１辺に略平行な応力が成形体に作用し、粒界すべり、及び主相粒子の回転が起きる。その結果、主相粒子のｃ軸が応力方向（第１辺の方向）に沿って配向する。つまり、熱間押出し成形によって得られる磁石基材の磁化容易軸方向は、押出口側領域（終端面）における第１辺の方向である。
【0091】
熱間塑性加工工程では、上記の金型を用いた成形体の熱間押出し成形により、磁石基材が作製された。金型の入口の温度は、下記表１に示される値であった。金型の押出口（出口）の温度は、下記表１に示される値であった。熱間塑性加工圧力は、１００ＭＰａであった。熱間押出し成形の押出速度は、下記表１に示される値であった。
【0092】
熱間塑性加工工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。熱間塑性加工工程の雰囲気中の酸素の濃度は、２０質量ｐｐｍであった。
【0093】
熱間塑性加工工程後の粒界拡散工程では、拡散材が付着した磁石基材が加熱された。拡散材は、Ｎｄ、Ｔｂ及びＣｕからなる共晶合金の水素化物の粉末であった。粒界拡散工程では、拡散材及び有機溶媒の混合物であるスラリーが、磁石基材の全表面に塗布された。拡散材中のＮｄの含有量は６０質量％であった。拡散材中のＴｂの含有量は２０質量％であった。拡散材中のＣｕの含有量は２０質量％であった。永久磁石（粒界拡散工程後の磁石基材）におけるＴｂの含有量が２質量％に一致するように、磁石基材へ付着する拡散材の質量が調整された。
【0094】
粒界拡散工程のガス（雰囲気）は、Ａｒであった。粒界拡散工程の圧力（粒界拡散工程の雰囲気の気圧）は、１００ｋＰａであった。拡散温度は、７００℃であった。拡散時間は、３００分であった。
【0095】
以上の方法により、実施例１の永久磁石が作製された。
【0096】
（実施例２～９及び比較例１～１２）
実施例２～９及び比較例１～１２其々のノズルの孔径は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の第一篩の目開きの内径Ｄ１は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の第二篩の目開きの内径Ｄ２は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の合金粉末のアスペクト比の平均値ＡＲＡＶＥは、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の合金粉末のアスペクト比の標準偏差σは、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間塑性加工工程における金型の入口の温度は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間塑性加工工程における金型の押出口（出口）の温度は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間押出し成形の押出速度は、下記表１に示される値であった。
下記表１に示される諸製造条件を除いて実施例１と同様の方法で、実施例２～９及び比較例１～１２其々の永久磁石が作製された。
実施例２～９及び比較例１～１２其々のノズルの孔径は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の第一篩の目開きの内径Ｄ１は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の第二篩の目開きの内径Ｄ２は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の合金粉末のアスペクト比の平均値ＡＲＡＶＥは、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の合金粉末のアスペクト比の標準偏差σは、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間塑性加工工程における金型の入口の温度は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間塑性加工工程における金型の押出口（出口）の温度は、下記表１に示される値であった。
実施例２～９及び比較例１～１２其々の熱間押出し成形の押出速度は、下記表１に示される値であった。
下記表１に示される諸製造条件を除いて実施例１と同様の方法で、実施例２～９及び比較例１～１２其々の永久磁石が作製された。
【0097】
＜永久磁石の分析＞
（永久磁石の組成及び微細構造）
全ての実施例及び比較例其々の永久磁石の断面が、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察された。観察された各永久磁石の断面は、各永久磁石の磁化容易軸方向に平行であった。また各永久磁石の断面の組成が、電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）及びエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）装置で分析された。
全ての実施例及び比較例の場合において、永久磁石は、多数の主相粒子（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの結晶粒）と、複数のＲリッチ相（Ｎｄリッチ相）と、を含んでいた。全ての実施例及び比較例の場合において、断面において観察される各主相粒子は扁平であり、複数の扁平な主相粒子が、磁化容易軸方向に沿って積み重なっていた。全ての実施例及び比較例の場合において、各Ｒリッチ相は、複数の主相粒子の間に位置していた。少なくとも一部のＲリッチ相は、ＡＢ方向に沿って並ぶ複数の主相粒子の間に位置していた。全ての実施例及び比較例の場合において、一部のＲリッチ相は、Ｎｄの酸化物を含有していた。
（永久磁石の組成及び微細構造）
全ての実施例及び比較例其々の永久磁石の断面が、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察された。観察された各永久磁石の断面は、各永久磁石の磁化容易軸方向に平行であった。また各永久磁石の断面の組成が、電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）及びエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）装置で分析された。
全ての実施例及び比較例の場合において、永久磁石は、多数の主相粒子（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの結晶粒）と、複数のＲリッチ相（Ｎｄリッチ相）と、を含んでいた。全ての実施例及び比較例の場合において、断面において観察される各主相粒子は扁平であり、複数の扁平な主相粒子が、磁化容易軸方向に沿って積み重なっていた。全ての実施例及び比較例の場合において、各Ｒリッチ相は、複数の主相粒子の間に位置していた。少なくとも一部のＲリッチ相は、ＡＢ方向に沿って並ぶ複数の主相粒子の間に位置していた。全ての実施例及び比較例の場合において、一部のＲリッチ相は、Ｎｄの酸化物を含有していた。
【0098】
実施例２の永久磁石の断面の一部の反射電子像が、図３に示される。図３中の５つの反射電子像は同一である。反射電子像は、ＳＥＭによって撮影された。反射電子像が撮影された断面は、磁化容易軸方向に平行であった。
【0099】
図３中の測定領域Ａ（ａ）、Ａ（ｂ）、Ａ（ｃ）、Ａ（ｄ）及びＡ（ｅ）其々において、ＡＢ方向に沿って輝度分布が測定された。ＡＢ方向における各測定領域の幅は、４００μｍであった。磁化容易軸方向Ｃにおける各測定領域の幅は、１５μｍであった。各測定領域において、輝度分布に基づき、ＡＢ方向におけるＲリッチ相の間隔の平均値が測定された。５つの上記測定領域其々におけるＲリッチ相の間隔の平均値を更に平均することにより、ＡＢ方向におけるＲリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが得られた。輝度分布及びＲリッチ相の間隔の測定方法の詳細は、上記実施形態に記載の通りであった。
【0100】
比較例８の永久磁石の断面の一部の反射電子像が、図４に示される。図４中の５つの反射電子像は同一である。反射電子像は、ＳＥＭによって撮影された。反射電子像が撮影された断面は、磁化容易軸方向に平行であった。図４中の測定領域Ａ’（ａ）、Ａ’（ｂ）、Ａ’（ｃ）、Ａ’（ｄ）、及びＡ’（ｅ）其々において、ＡＢ方向に沿って輝度分布が測定された。そして、実施例２と同様の方法で、比較例８のＲリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが得られた。
【0101】
実施例２と同様の方法で、全ての実施例及び比較例其々のＲリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥが得られた。実施例１～９及び比較例１１～１２其々のＲリッチ相の間隔の平均値ｉＡＶＥは、下記表１に示される。
【0102】
（主相粒子の寸法）
実施例２の永久磁石の断面の反射電子像が、ＳＥＭで撮影された。反射電子像が撮影された断面は、磁化容易軸方向に平行であった。反射電子像の寸法は、縦８８μｍ×横１２６μｍであった。反射電子像内の代表的な複数の箇所を選定して、各箇所の反射電子像が高倍率で撮影された。高倍率の反射電子像内に存在する主相粒子（一次粒子）の長軸及び短軸其々の長さが測定された。各主相粒子の形状は、主相粒子に外接する長方形のうち面積が最小である長方形で近似された。この長方形の長辺の長さが、主相粒子の長軸の長さとみなされ、長方形の短辺の長さが、主相粒子の短軸の長さとみなされた。高倍率の反射電子像内に存在する全ての主相粒子の長軸の長さの平均値Ｌａｂが算出された。高倍率の反射電子像内に存在する全ての主相粒子の短軸の長さの平均値Ｌｃが算出された。
実施例２の永久磁石の断面の反射電子像が、ＳＥＭで撮影された。反射電子像が撮影された断面は、磁化容易軸方向に平行であった。反射電子像の寸法は、縦８８μｍ×横１２６μｍであった。反射電子像内の代表的な複数の箇所を選定して、各箇所の反射電子像が高倍率で撮影された。高倍率の反射電子像内に存在する主相粒子（一次粒子）の長軸及び短軸其々の長さが測定された。各主相粒子の形状は、主相粒子に外接する長方形のうち面積が最小である長方形で近似された。この長方形の長辺の長さが、主相粒子の長軸の長さとみなされ、長方形の短辺の長さが、主相粒子の短軸の長さとみなされた。高倍率の反射電子像内に存在する全ての主相粒子の長軸の長さの平均値Ｌａｂが算出された。高倍率の反射電子像内に存在する全ての主相粒子の短軸の長さの平均値Ｌｃが算出された。
【0103】
実施例２と同様の方法で、全ての実施例及び比較例其々の主相粒子の長軸及び短軸其々の長さが測定された。実施例１～９及び比較例１１～１２其々の主相粒子（一次粒子）の短軸の長さの平均値Ｌｃは、下記表１に示される。
【0104】
各実施例の主相粒子（一次粒子）の長軸の長さの平均値Ｌａｂのうち、最小値は、約１００ｎｍであった。各実施例の主相粒子（一次粒子）の長軸の長さの平均値Ｌａｂのうち、最大値は、約１０００ｎｍであった。
【0105】
（永久磁石の磁気特性）
全ての実施例及び比較例其々の永久磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が測定された。残留磁束密度、保磁力及び角形比は、ＢＨトレーサーによって測定された。保磁力は２３℃及び１５０℃において測定された。Ｂｒは室温において測定された。角形比は、２３℃において測定された。全ての実施例及び比較例其々の保磁力の温度係数βが算出された。温度係数βは、下記数式４によって定義される。下記数式４中のＨｃＪ１５０は、１５０℃での保磁力である。下記数式４中のＨｃＪ２３は、２３℃での保磁力である。
β＝１００×（ＨｃＪ１５０－ＨｃＪ２３）／ＨｃＪ２３（１５０－２３） （４）
全ての実施例及び比較例其々の永久磁石の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力（ＨｃＪ）及び角形比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が測定された。残留磁束密度、保磁力及び角形比は、ＢＨトレーサーによって測定された。保磁力は２３℃及び１５０℃において測定された。Ｂｒは室温において測定された。角形比は、２３℃において測定された。全ての実施例及び比較例其々の保磁力の温度係数βが算出された。温度係数βは、下記数式４によって定義される。下記数式４中のＨｃＪ１５０は、１５０℃での保磁力である。下記数式４中のＨｃＪ２３は、２３℃での保磁力である。
β＝１００×（ＨｃＪ１５０－ＨｃＪ２３）／ＨｃＪ２３（１５０－２３） （４）
【0106】
以上の永久磁石の磁気特性の測定値は、下記表１に示される。
【0107】
【表1】
【産業上の利用可能性】
【0108】
本発明に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石は、例えば、例えば、電気自動車又はハイブリッド車に搭載されるモーターの材料に適している。
【符号の説明】
【0109】
２…Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石、２ｃｓ…永久磁石の断面、４…主相粒子（一次粒子）、４ａ…二次粒子、６…Ｒリッチ相、Ｃ…磁化容易軸方向、ＡＢ…磁化容易軸方向に略垂直な方向。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
