JP2021158342A - Ｒ‐ｔ‐ｂ系永久磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】高い保磁力を有する永久磁石の提供。【解決手段】永久磁石２は、希土類元素Ｒ（Ｎｄ等）、遷移金属元素Ｔ（Ｆｅ等）、Ｂ、Ｚｒ及びＣｕを含有し、永久磁石２は、Ｎｄ、Ｔ及びＢを含む主相粒子４と、粒界多重点６を備え、一つの粒界多重点６は、三つ以上の主相粒子４に囲まれた粒界であり、一つの粒界多重点６が、ＺｒＢ２の結晶３と、Ｒ及びＣｕを含有するＲ‐Ｃｕリッチ相５を含み、Ｆｅが、ＺｒＢ２の結晶３中に含まれ、ＺｒＢ２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む一つの粒界多重点６におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計が、主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高く、ＺｒＢ２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む一つの粒界多重点６におけるＣｕの濃度が、主相粒子４におけるＣｕの濃度よりも高く、Ｎｄ、Ｐｒ及びＣｕ其々の濃度の単位は、原子％である。【選択図】図２

Description

本発明は、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石に関する。

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、ニュークリエーション型の永久磁石である。磁化方向と反対の磁場がニュークリエーション型の永久磁石へ印加されることにより、永久磁石を構成する多数の結晶粒子（主相粒子）の粒界近傍において磁化反転の核が発生し易い。そして、この磁化反転の核を起点に結晶粒子の磁化反転が進行するため、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の保磁力は低くなる傾向がある。

Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の保磁力を増加させるために、Ｄｙ等の重希土類元素がＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石へ添加される。重希土類元素の添加によって異方性磁界が大きくなり易く、磁化反転の核が粒界近傍において発生し難くなり、保磁力（ＨｃＪ）が増加する。しかし、重希土類元素の価格は高いため、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の製造コストを低減するために、Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石中の重希土類元素の含有量を低減することが望まれる。

例えば、下記特許文献１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系焼結磁石は、コアと、コアを被覆するシェルと、を有する複数の主相粒子を備え、シェルの厚さは５００ｎｍ以下であり、Ｒは軽希土類元素及び重希土類元素を含み、Ｚｒ化合物が粒界相及びシェルの少なくともいずれかにおいて存在する。

国際公開第２０１１／１２２６６７号パンフレット

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。

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、Ｂ、Ｚｒ及びＣｕ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、Ｎｄ、Ｔ及びＢを含む複数の主相粒子と、複数の粒界多重点と、を備え、一つの粒界多重点は、三つ以上の主相粒子に囲まれた粒界であり、いずれか一つの粒界多重点が、ＺｒＢ_２の結晶と、Ｒ及びＣｕを含有するＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含み、Ｆｅが、ＺｒＢ_２の結晶中に含まれており、ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計が、主相粒子におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高く、ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＣｕの濃度が、主相粒子におけるＣｕの濃度よりも高く、Ｎｄ、Ｐｒ及びＣｕ其々の濃度の単位は、原子％である。

ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｆｅを含有するＦｅ層と、を含んでよく、Ｆｅ層が、Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であってよく、Ｆｅ層が、一対のＺｒ‐Ｂ層の間に位置してよい。

Ｆｅ層は、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｎｄの原子層と、Ｆｅの原子層と、を含んでよく、Ｎｄの原子層及びＦｅの原子層其々が、Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であってよく、一対のＮｄの原子層が、一対のＺｒ‐Ｂ層の間に位置してよく、Ｆｅの原子層が、一対のＮｄの原子層の間に位置してよい。

Ｎｄの原子層及びＦｅの原子層其々が、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｎｄ及びＦｅが混在するＮｄ‐Ｆｅ層と、を含んでよく、Ｎｄ‐Ｆｅ層が、Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であってよく、Ｎｄ‐Ｆｅ層が、一対のＺｒ‐Ｂ層の間に位置してよい。

Ｎｄ‐Ｆｅ層は、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＢの濃度が、５原子％以上２０原子％以下であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＣｕの濃度が、５原子％以上２５原子％以下であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＺｒの濃度が、１原子％以上１０原子％以下であってよい。

ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの粒界多重点におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計が、２０原子％以上７０原子％以下であってよい。

Ｒ‐Ｃｕリッチ相が、ＺｒＢ_２の結晶の周囲に存在していてよい。

Ｒ‐Ｃｕリッチ相が、ＺｒＢ_２の結晶と主相粒子の間に存在していてよい。

主相粒子の表層部が、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。

一部の粒界多重点が、Ｔと、Ｃｕと、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲと、を含有するＴリッチ相を含んでよく、Ｔリッチ相を含む粒界多重点におけるＴの濃度が、他の粒界多重点におけるＴの濃度よりも高く、Ｔの濃度の単位は、原子％である。

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１中の（ａ）は、本発明の一実施形態に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の模式的な斜視図であり、図１中の（ｂ）は、図１中の（ａ）に示されるＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石の断面の模式図（ｂ‐ｂ線方向の矢視図）である。 図２は、図１中の（ｂ）に示される断面の一部（領域ＩＩ）の拡大図である。 図３は、ＺｒＢ_２の結晶構造の斜視図である。 図４中の（ａ）は、Ｚｒ‐Ｂ層及びＦｅ層から構成されるＺｒＢ_２の結晶の内部構造を示す模式図であり、図４中の（ｂ）は、Ｚｒ‐Ｂ層、Ｎｄの原子層、及びＦｅの原子層から構成されるＺｒＢ_２の結晶の内部構造を示す模式図であり、図４中の（ｃ）は、Ｚｒ‐Ｂ層及びＮｄ‐Ｆｅ層から構成されるＺｒＢ_２の結晶の内部構造を示す模式図である。 図５中の（ａ）は、ＺｒＢ_２の結晶及びＲ‐Ｃｕリッチ相の両方が含まれる粒界多重点の画像であり、図５中の（ｂ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＣｕの分布マップであり、図５中の（ｃ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＮｄの分布マップであり、図５中の（ｄ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＺｒの分布マップである。 図６中の（ａ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＣｏの分布マップであり、図６中の（ｂ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＦｅの分布マップであり、図６中の（ｃ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＧａの分布マップであり、図６中の（ｄ）は、図５中の（ａ）に示される領域におけるＴｂの分布マップである。 図７中の（ａ）は、ＺｒＢ_２の結晶の画像であり、図７中の（ｂ）は、図７中の（ａ）中に示されるＺｒＢ_２の結晶の電子線回折パターンである。 図８中の（ａ）は、ＺｒＢ_２の結晶の画像であり、図８中の（ｂ）は、図８中の（ａ）中に示されるＺｒＢ_２の結晶の拡大像であり、図８中の（ｃ）は、図８中の（ｂ）中に示されるＺｒＢ_２の結晶の拡大像である。 図９中の（ａ）は、ＺｒＢ_２の結晶の画像であり、図９中の（ｂ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＺｒの分布マップであり、図９中の（ｃ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＦｅの分布マップであり、図９中の（ｄ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＮｄの分布マップであり、図９中の（ｅ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＣｏの分布マップである。 図１０中の（ａ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＣｕの分布マップであり、図１０中の（ｂ）は、図９中の（ａ）に示される領域におけるＧａの分布マップである。

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。以下に記載の各元素の濃度の単位は、原子％である。

（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）、ホウ素（Ｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）及び銅（Ｃｕ）を含有する。本実施形態に係る永久磁石は、焼結磁石であってよい。

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。

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。

図１中の（ａ）は、本実施形態に係る直方体状の永久磁石２の斜視図である。図１中の（ｂ）は、永久磁石２の断面２ｃｓの模式図である。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、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。

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を備える。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、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂの結晶（単結晶又は多結晶）を含んでよい。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、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂは、（Ｎｄ_１−ｘＰｒ_ｘ）_２（Ｆｅ_１−ｙＣｏ_ｙ）_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。主相粒子４は、更にＺｒを含有してよい。Ｒ_２Ｔ_１４ＢにおけるＢの一部が、炭素（Ｃ）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。

永久磁石２は、主相粒子４の間に位置する粒界を含む。永久磁石２は、粒界として、複数の粒界多重点６を含む。粒界多重点６は、三つ以上の主相粒子４に囲まれた粒界である。また永久磁石２は、粒界として、複数の二粒子粒界１０を含む。二粒子粒界１０は、隣り合う二つの主相粒子４の間に位置する粒界である。

いずれか一つの粒界多重点６は、ホウ化ジルコニウム（ＺｒＢ_２）の結晶３と、Ｒ及びＣｕを含有するＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む。ＺｒＢ_２の結晶３はＦｅを含有する。以下では、ＺｒＢ_２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む一つの粒界多重点６が、「Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界」と表記される場合がある。

図３は、ＺｒＢ_２の結晶３の結晶構造を示す。図３中のａ軸、ｂ軸及びｃ軸其々は、ＺｒＢ_２の結晶軸である。ａ軸及びｂ軸の間の角度は、１２０°である。ａ軸及びｂ軸其々は、ｃ軸に対して垂直である。ＺｒＢ_２の結晶構造は、ｃ軸に対する回転対称性を有し、６回対称である。つまり、ＺｒＢ_２の結晶３は六方晶系であり、ＺｒＢ_２の結晶３の３次元空間群はＰ６／ｍｍｍである。結晶構造中の一部のＺｒは、Ｆｅ、Ｃｏ及びＲのうち少なくともいずれかの元素によって置換されていてよい。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計は、主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高い。一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＣｕの濃度は、主相粒子４におけるＣｕの濃度よりも高い。Ｒ‐Ｃｕリッチ相５とは、Ｎｄ及びＰｒの濃度の合計が主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高く且つＣｕの濃度が主相粒子４におけるＣｕの濃度よりも高い粒界多重点６に含まれる粒界相である。主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計とは、一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界に接する全ての主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計の平均値であってよい。主相粒子４におけるＣｕの濃度とは、一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界に接する全ての主相粒子４におけるＣｕの濃度の平均値であってよい。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＢの濃度は、５原子％以上２０原子％以下、又は６．４原子％以上１５．２原子％以下であってよい。一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＢの濃度は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＢの濃度の平均値よりも高い。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＣｕの濃度は、５原子％以上２５原子％以下、又は９．２原子％以上１９．６原子％以下であってよい。一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＣｕの濃度は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＣｕの濃度の平均値よりも高い。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＺｒの濃度は、１原子％以上１０原子％以下、又は１．６原子％以上７．４原子％以下であってよい。一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＺｒの濃度は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＺｒの濃度の平均値よりも高い。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計は、２０原子％以上７０原子％以下、又は２５．１原子％以上４６．１原子％以下であってよい。

一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界におけるＢ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｄ及びＰｒ其々の濃度は、上記範囲内である傾向がある。換言すれば、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｄ及びＰｒ其々の濃度が上記範囲内である一つの粒界多重点６は、ＺｒＢ_２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含み易い。

永久磁石２は、複数のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含んでよい。永久磁石２に含まれる全ての粒界多重点６のうち一部の粒界多重点６は、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界でなくてよい。例えば、一部の粒界多重点６は、ＺｒＢ_２の結晶３のみを含んでよい。一部の粒界多重点６は、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５のみを含んでよい。一部の粒界多重点６は、ＺｒＢ_２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５のいずれも含まなくてよい。

上記のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界は、後述される焼結工程及び拡散工程において形成される。拡散工程は、焼結工程後に実施される。焼結工程では、合金粉末から形成された成形体の加熱により、磁石基材（焼結体）が得られる。拡散工程では、拡散材を磁石基材の表面に付着させ、拡散材が付着した磁石基材が加熱される。拡散材は、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲ（軽希土類元素）を含有する第一成分と、Ｃｕを含有する第二成分を含む。拡散材は、第一成分及び第二成分に加えて、更に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第三成分を更に含んでよい。

焼結工程では、合金粉末を構成する各合金粒子同士の焼結に伴い、合金粒子中のＺｒ及びＢに由来するＺｒＢ_２が、粒界多重点６内に生成する。また焼結工程では、Ｒ（Ｎｄ等の軽希土類元素）の濃度が高い粒界相（Ｒ相）が、粒界多重点６及び二粒子粒界１０に形成される。Ｒ相中のＲは、合金粒子に由来する。焼結工程に続く拡散工程における温度上昇に伴い、粒界多重点６及び二粒子粒界１０に存在するＲ相が液相（Ｒ液相）になる。拡散材中のＲ（Ｎｄ等の軽希土類元素）及びＣｕがＲ液相へ溶解することにより、拡散材中のＲ及びＣｕが磁石基材の表面から磁石内部へと拡散する。その結果、Ｒ（Ｎｄ等の軽希土類元素）及びＣｕ其々の濃度が高い液相（Ｒ‐Ｃｕリッチ液相）が粒界多重点６内に形成される。ＺｒＢ_２は、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相に対する親和性に優れている。つまり、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相に対するＺｒＢ_２の溶解度は高い。したがって、拡散工程においては、ＺｒＢ_２がＲ‐Ｃｕリッチ液相へ溶解し易い。拡散工程後の冷却（急冷）により、ＺｒＢ_２の結晶３がＲ‐Ｃｕリッチ液相中に再析出し、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相は固化してＲ‐Ｃｕリッチ相５になる。粒界多重点６においてＺｒＢ_２の結晶３が再析出する過程では、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に含有されるＦｅが、ＺｒＢ_２の結晶３内に取り込まれ易い。その結果、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中のＦｅの濃度が低下し易い。Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中のＦｅの濃度が低下した後、二粒子粒界１０において粒界相がＲ‐Ｃｕリッチ液相から形成されるので、二粒子粒界１０に存在する粒界相のＦｅの濃度が低下し易い。二粒子粒界１０に存在する粒界相におけるＦｅの濃度の低下により、二粒子粒界１０に存在する粒界相の磁化が低下する。その結果、隣り合う主相粒子４同士が磁気的に分断され、永久磁石２の保磁力が増加する。

以上の理由により、本実施形態に係る永久磁石２は、高温において高い保磁力を有することができる。高温とは、例えば、１００℃以上２００℃以下であってよい。

上記の通り、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に溶解したＺｒＢ_２は、拡散工程後の冷却（急冷）により、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に再析出する。またＲ‐Ｃｕリッチ液相は濡れ性に優れるため、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相が主相粒子４の表面を直接覆い易い。これらの理由により、ＺｒＢ_２の結晶３はＲ‐Ｃｕリッチ相５内に形成され易く、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５はＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４の間に形成し易い。つまり、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５はＺｒＢ_２の結晶３の周囲に存在していてよく、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５は、ＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４の間に存在していてよい。ＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４との格子不整合、又はＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４との界面における格子欠陥は、磁化反転の起点（磁化反転の核）になり易い。しかし、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５がＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４の間に介在することにより、ＺｒＢ_２の結晶３が主相粒子４に直接接触する箇所が低減される。その結果、ＺｒＢ_２の結晶３と主相粒子４との間において磁化反転の起点が生じ難く、永久磁石２の保磁力が増加し易い。

上記の通り、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相は濡れ性に優れるため、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相は主相粒子４の表面を直接覆い易く、二粒子粒界１０にも回り込み易い。また、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に溶解したＺｒＢ_２は、拡散工程後の冷却（急冷）により、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に再析出する。そのため、ＺｒＢ_２の結晶３は二粒子粒界１０に繋がり易い。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界が、二粒子粒界１０に繋がったＺｒＢ_２の結晶３を含むことにより、永久磁石２は高い保磁力を有し易い。

上記のメカニズムによってＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を形成するためには、拡散材が、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲを含有する第一成分と、Ｃｕを含有する第二成分を含有する必要がある。拡散材が第二成分を含有しない場合、拡散工程において十分なＲ‐Ｃｕリッチ液相が粒界多重点６内に形成され難いので、上記のメカニズムによってＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を形成することは困難である。

本発明の技術的範囲は、上記のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界の形成に関する上記のメカニズムによって限定されるものではない。

図４中の（ａ）に示されるように、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界内に位置するＺｒＢ_２の結晶３は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層３ａと、Ｆｅを含有するＦｅ層３ｂと、を含んでよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｚｒ‐Ｂ層３ａに略平行であってよい。Ｆｅ層３ｂは、一対のＺｒ‐Ｂ層３ａの間に位置してよい。Ｆｅ層３ｂは、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であってよい。換言すれば、Ｆｅ層３ｂは、平面状に広がっていてよく、Ｆｅ層３ｂは、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸方向に垂直である平面に略平行であってよい。ＺｒＢ_２の結晶３がＺｒ‐Ｂ層３ａ及びＦｅ層３ｂから構成される上記積層構造を有することにより、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相中のＦｅは、ＺｒＢ_２の結晶３内に取り込まれ易い。その結果、二粒子粒界１０に存在する粒界相の磁化が低下し易く、永久磁石２の保磁力が増加し易い。Ｚｒ‐Ｂ層３ａは、ＺｒＢ_２のみからなっていてよい。Ｚｒ‐Ｂ層３ａは、ＺｒＢ_２に加えて他の元素を更に含有してよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅのみからなっていてよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅの単原子層であってよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅの単原子層の積層体であってもよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅに加えて他の元素を更に含有してもよい。例えば、Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅに加えて更にＣｏを含有してよい。Ｆｅ層３ｂは、Ｆｅの原子層とＣｏの原子層とから構成される積層体であってもよい。

図４中の（ｂ）に示されるように、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界内に位置するＺｒＢ_２の結晶３は、Ｚｒ‐Ｂ層３ａと、Ｎｄの原子層３ｃと、Ｆｅの原子層３ｄと、を含んでよい。Ｎｄの原子層３ｃ及びＦｅの原子層３ｄ其々は、Ｚｒ‐Ｂ層３ａに略平行であってよい。一対のＮｄの原子層３ｃは、一対のＺｒ‐Ｂ層３ａの間に位置してよく、Ｆｅの原子層３ｄは、一対のＮｄの原子層３ｃの間に位置してよい。Ｎｄの原子層３ｃ及びＦｅの原子層３ｄ其々は、ＺｒＢ_２の結晶３のｃ軸に略垂直であってよい。換言すれば、Ｎｄの原子層３ｃ及びＦｅの原子層３ｄ其々は、平面状に広がっていてよく、Ｎｄの原子層３ｃ及びＦｅの原子層３ｄ其々は、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸方向に垂直である平面に略平行であってよい。Ｎｄの原子層３ｃは、Ｆｅの原子層３ｄとＺｒ‐Ｂ層３ａとの間の格子不整合を低減する。したがって、Ｎｄの原子層３ｃが、Ｆｅの原子層３ｄとＺｒ‐Ｂ層３ａとの間に存在することにより、ＺｒＢ_２の結晶３の積層構造が安定化され、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相中に存在していた多量のＦｅが、ＺｒＢ_２の結晶３内に取り込まれ易い。その結果、二粒子粒界１０に存在する粒界相の磁化が更に低下し易く、永久磁石２の保磁力が更に増加し易い。Ｎｄの原子層３ｃは、Ｎｄの単原子層であってよい。Ｎｄの原子層３ｃは、Ｎｄの単原子層の積層体であってもよい。Ｆｅの原子層３ｄは、Ｆｅの単原子層であってよい。Ｆｅの原子層３ｄは、Ｆｅの単原子層の積層体であってもよい。Ｎｄの原子層３ｃの一部のＮｄが、他の元素で置換されていてよい。例えば、Ｎｄの原子層３ｃの一部のＮｄが、他の希土類元素、Ｆｅ及びＣоからなる群より選ばれる少なくとも一種の元素で置換されていてよい。Ｆｅの原子層３ｄの一部のＦｅが、他の元素で置換されていてよい。例えば、Ｆｅの原子層３ｄの一部のＦｅが、Ｃｏ及び希土類元素からなる群より選ばれる少なくとも一種の元素で置換されていてよい。

図４中の（ｃ）に示されるように、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界内に位置するＺｒＢ_２の結晶３は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層３ａと、Ｎｄ及びＦｅが混在するＮｄ‐Ｆｅ層３ｅと、を含んでよい。Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、Ｚｒ‐Ｂ層３ａに略平行であってよい。Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、一対のＺｒ‐Ｂ層３ａの間に位置してよい。Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であってよい。換言すれば、Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、平面状に広がっていてよく、Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸方向に垂直である平面に略平行であってよい。Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅとＺｒ‐Ｂ層３ａとの間の格子不整合は、Ｆｅからなる層とＺｒ‐Ｂ層３ａとの間の格子不整合よりも小さい。したがって、ＦｅだけでなくＮｄを含有するＮｄ‐Ｆｅ層３ｅが、一対のＺｒ‐Ｂ層３ａの間に位置することにより、ＺｒＢ_２の結晶３の積層構造が安定化され、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相中に存在していた多量のＦｅが、ＺｒＢ_２の結晶３内に取り込まれ易い。その結果、二粒子粒界１０に存在する粒界相の磁化が更に低下し易く、永久磁石２の保磁力が更に増加し易い。Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、Ｎｄ及びＦｅに加えて、他の元素を更に含有してよい。例えば、Ｎｄ‐Ｆｅ層３ｅは、Ｎｄ及びＦｅに加えて、Ｎｄ以外の希土類元素及びＣｏ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もよい。

ＺｒＢ_２の結晶３は、図４中の（ａ）の積層構造、図４中の（ｂ）の積層構造、及び図４中の（ｃ）積層構造のうち一種の積層構造のみからなっていてよい。ＺｒＢ_２の結晶３は、図４中の（ａ）の積層構造、図４中の（ｂ）の積層構造、及び図４中の（ｃ）積層構造からなる群より選ばれる少なくとも二種の積層構造を含んでよい。ＺｒＢ_２の結晶３は、図４中の（ａ）の積層構造、図４中の（ｂ）の積層構造、及び図４中の（ｃ）積層構造の全てを含んでもよい。

主相粒子４は、表層部４ａと、表層部４ａに覆われた中心部４ｂ、とから構成されてよい。表層部４ａはシェルと言い換えられてよく、中心部４ｂはコアと言い換えられてよい。主相粒子４の表層部４ａ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４ａ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４ａ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４ａ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く、永久磁石の２保磁力が増加し易い。永久磁石２の残留磁束密度及び保磁力が両立し易いことから、表層部４ａにおける重希土類元素の濃度の合計は、中心部４ｂにおける重希土類元素の濃度の合計よりも高くてよい。

主相粒子４の表層部４ａに含有される重希土類元素は、拡散工程に用いる拡散材中の重希土類元素に由来する。主相粒子４の表層部４ａ（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）は、拡散工程においてＲ‐Ｃｕリッチ液相中に溶解する。拡散工程後の冷却（急冷）により表層部４ａが再析出する過程において、表層部４ａがＲ‐Ｃｕリッチ液相中の重希土類元素を取り込むことにより、重希土類元素を含有する表層部４ａが形成される。上記のように、拡散工程においてＺｒＢ_２がＲ‐Ｃｕリッチ液相に溶解することにより、粒界多重点６（Ｒ‐Ｃｕリッチ液相）におけるＢの濃度が増加する。Ｒ‐Ｃｕリッチ液相におけるＢの濃度の増加は、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相への表層部４ａ（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）の溶解を抑制する。表層部４ａ（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）の溶解の抑制により、重希土類元素を取り込みながら再析出する表層部４ａの厚さが薄くなる。薄い表層部４ａ中に重希土類元素が濃縮されるため、表層部４ａにおける重希土類元素の濃度が増加し易い。その結果、永久磁石２の保磁力が増加し易い。主相粒子４の表面に垂直な方向における表層部４ａの厚さは、例えば、３ｎｍ以上５０ｎｍ以下であってよい。

Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界以外の一部の粒界多重点６は、Ｒリッチ相（希土類元素リッチ相）を含んでよい。Ｒリッチ相は、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲを含有する粒界相であり、且つ、Ｒの濃度の合計が他の粒界多重点よりも高い粒界多重点に含まれる粒界相である。Ｒリッチ相が含まれる一つの粒界多重点におけるＲの濃度の合計は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＲの濃度の合計の平均値よりも高い。

Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界以外の一部の粒界多重点６は、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相を含んでよい。Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相は、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲ、酸素（Ｏ）及びＣを含有する粒界相であり、且つ、Ｏ及びＣ其々の濃度が他の粒界多重点よりも高い粒界多重点に含まれる粒界相である。Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相が含まれる一つの粒界多重点におけるＯの濃度は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＯの濃度の平均値よりも高い。Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相が含まれる一つの粒界多重点におけるＣの濃度は、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＣの濃度の平均値よりも高い。大気中の水（例えば水蒸気）が粒界中のＲリッチ相を酸化することにより、水素の生成及び吸蔵、Ｒリッチ相の水素化、水によるＲの水素化物の酸化が粒界中で連鎖的に進行する。その結果、永久磁石２が腐食される。一方、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相は、Ｒリッチ相に比べて、水によって酸化され難い。またＲ‐Ｏ‐Ｃ相は、Ｒリッチ相に比べて、水素を吸蔵し難い。したがって、永久磁石２がＲ‐Ｏ‐Ｃ相が含むことにより、永久磁石２の耐食性が向上する。

Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界以外の一部の粒界多重点６は、酸化物相を含んでよい。酸化物相は、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲの酸化物を主成分として含み、且つ、組成において上記のＲ‐Ｏ‐Ｃ相と異なる粒界相である。

Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界以外の一部の粒界多重点６は、Ｔリッチ相（遷移金属元素リッチ相）を含んでよい。Ｔリッチ相は、Ｔと、Ｃｕと、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲと、を含有する粒界相であり、且つ、Ｔの濃度の合計が他の粒界多重点よりも高い粒界多重点に含まれる粒界相である。Ｔリッチ相に含まれるＴは、Ｆｅのみであってよい。Ｔリッチ相に含まれるＴは、Ｆｅ及びＣｏであってもよい。Ｔリッチ相が含まれる一つの粒界多重点におけるＴの濃度の合計は、他の粒界多重点におけるＴの濃度の合計よりも高い。Ｔリッチ相におけるＴの濃度は他の粒界相に比べて高いにもかかわらず、Ｔリッチ相の磁化は比較的低い。磁化が低いＴリッチ相が、粒界多重点６及び二粒子粒界１０の少なくともいずれかに存在することにより、主相粒子４同士の磁気的な結合が分断され易い。その結果、永久磁石２の保磁力が増加し易い。Ｔリッチ相は、Ｒ、Ｔ及びＣｕに加えて、更にガリウム（Ｇａ）を含有してよい。

一つの粒界多重点６は、ＺｒＢ_２の結晶３、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５、Ｒリッチ相、酸化物相、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相及びＴリッチ相からなる群より選ばれる複数の粒界相を含んでよい。一つの二粒子粒界１０が、ＺｒＢ_２の結晶３、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５、Ｒリッチ相、酸化物相、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相及びＴリッチ相からなる群より選ばれる複数の粒界相を含んでよい。

一部のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界は、ＺｒＢ_２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５に加えて、上記の他の粒界相を更に含んでよい。例えば、一部のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界が、ＺｒＢ_２の結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５に加えて、Ｔリッチ相を更に含んでよい。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界が、Ｔリッチ相を更に含む場合、永久磁石２の保磁力が増加し易い。

ＺｒＢ_２の結晶３、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５、主相粒子４及びその他の粒界相其々は、組成の違いに基づいて明確に識別される。これらの組成物の組成は、永久磁石２の断面２ｃｓの分析によって特定されてよい。永久磁石２の断面２ｃｓは、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ‐ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ； 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（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ； ＥＰＭＡ）によって分析されてよい。ＺｒＢ_２の結晶３、Ｒ‐Ｃｕリッチ相５、主相粒子４及びその他の粒界相其々は、走査型透過電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ； ＳＴＥＭ）等の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影された永久磁石２の断面２ｃｓの画像において、コントラストに基づいて識別することもできる。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界の内部構造は、例えば、高角散乱環状暗視野‐ＳＴＥＭ像（Ｈｉｇｈ Ａｎｇｌｅ Ａｎｎｕｌａｒ Ｄａｒｋ Ｆｉｅｌｄ‐ＳＴＥＭ ｉｍａｇｅ； ＨＡＡＤＦ‐ＳＴＥＭ ｉｍａｇｅ）などによって得られる画像のコントラストによって特定されてよい。ＺｒＢ_２の結晶３の結晶構造は、格子分解能のＨＡＡＤＦ‐ＳＴＥＭ像及び電子線回折パターンに基づいて特定されてよい。

ＥＰＭＡによれば、永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＺｒ，Ｂ，Ｃｕ其々の分布マップが測定される。任意の一種の元素が、Ｅｘと表記される場合、Ｅｘの分布マップにおいて明るい個所は、Ｅｘの濃度が永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＥｘの濃度の平均値よりも高い個所である。換言すれば、Ｅｘの分布マップにおいて明るい個所は、Ｅｘの特性Ｘ線の強度が永久磁石２の断面２ｃｓにおけるＥｘの特性Ｘ線の強度の平均値よりも高い個所である。Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の分布マップにおける各元素の濃度が高い個所は、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界において重なり合う。つまり、Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の分布マップの重ね合わせにより、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界の位置を特定することができる。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界の位置が特定された後、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界をＥＰＭＡで局所的に分析することにより、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界における各元素の濃度を測定することができる。

主相粒子４の平均粒子径又はメジアン径（Ｄ５０）は、特に限定されないが、例えば、１．０μｍ以上１０．０μｍ以下、又は１．５μｍ以上６．０μｍ以下であってよい。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％未満であってよい。

永久磁石２の全体の具体的な組成は、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。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界に起因する上記効果が得られる限りにおいて、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。

永久磁石の全体における希土類元素Ｒの含有量の合計は、２５質量％以上３５質量％以下、又は２８質量％以上３４質量％以下であってよい。Ｒの含有量がこの範囲であることにより、残留磁束密度及び保磁力が増加する傾向がある。Ｒの含有量が少なすぎる場合、主相粒子（Ｒ_２Ｔ_１４Ｂ）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、保磁力が低下する傾向がある。一方、Ｒの含有量が多すぎる場合、主相粒子の体積比率が低くなり、残留磁束密度が低下する傾向がある。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。

永久磁石の全体におけるＢの含有量は、０．９０質量％以上１．０５質量％以下であってよい。Ｂの含有量が０．９０質量％以上である場合、永久磁石がＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含み易い。またＢの含有量が０．９０質量％以上である場合、永久磁石の残留磁束密度が増加し易い。Ｂの含有量が１．０５質量％以下である場合、永久磁石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、永久磁石の角型比（Ｈｋ／ＨｃＪ）が１．０に近づき易い。Ｈｋとは、磁化曲線の第二象限における残留磁束密度（Ｂｒ）の９０％に相当する減磁界の強度である。

永久磁石の全体におけるＺｒの含有量は、０．１０質量％以上１．００質量％以下、好ましくは０．２５質量％以上１．００質量％以下であってよい。Ｚｒの含有量が、０．２５質量％以上である場合、永久磁石がＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含み易い。またＺｒの含有量が、０．２５質量％以上である場合、後述される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、永久磁石の角型比が１．０に近づき易く、低磁場下で永久磁石が着磁され易い。Ｚｒの含有量が１．００質量％以下である場合、永久磁石の残留磁束密度が増加し易い。

永久磁石の全体におけるＣｕの含有量は、０．０４質量％以上０．５０質量％以下であってよい。Ｃｕの含有量が０．０４質量％以上である場合、永久磁石がＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含み易い。またＣｕの含有量が０．０４質量％以上である場合、永久磁石の保磁力が増加し易く、永久磁石の耐食性が向上し易い。Ｃｕの含有量が０．５０質量％以下である場合、永久磁石の保磁力及び残留磁束密度が増加し易い。

永久磁石の全体におけるＧａの含有量は、０．０３質量％以上０．３０質量％以下であってよい。Ｇａの含有量が０．０３質量％以上である場合、永久磁石がＴリッチ相を含み易く、永久磁石の保磁力が増加し易い。Ｇａの含有量が０．３０質量％以下である場合、副相（例えば、Ｒ、Ｔ及びＧａを含む相）の生成が適度に抑制され、永久磁石の残留磁束密度が増加し易い。

永久磁石の全体におけるＯの含有量は、０．０３質量％以上０．４質量％以下、又は０．０５質量％以上０．２質量％以下であってよい。Ｏの含有量が少なすぎる場合、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。Ｏの含有量が多すぎる場合、永久磁石の保磁力が低下し易い。

永久磁石の全体におけるＣの含有量は、０．０３質量％以上０．３質量％以下、又は０．０５質量％以上０．１５質量％以下であってよい。Ｃの含有量が少なすぎる場合、Ｒ‐Ｏ‐Ｃ相が形成され難い。Ｃの含有量が多すぎる場合、永久磁石の保磁力が低下し易い。

永久磁石の全体におけるＣｏの含有量は、０．３０質量％以上３．００質量％以下であってよい。Ｃｏの含有量が０．３０質量％以上である場合、永久磁石の耐食性が向上し易い。Ｃｏの含有量が３．００質量％よりも大きい場合、永久磁石の耐食性が向上する効果が頭打ちとなり、Ｃｏに掛かるコストに見合った利点がない。

永久磁石の全体におけるアルミニウム（Ａｌ）の含有量は、０．０５質量％以上０．５０質量％以下であってよい。Ａｌの含有量が０．０５質量％以上である場合、永久磁石の保磁力が増加し易い。またＡｌの含有量が０．０５質量％以上である場合、後述される時効処理又は熱処理の温度の変化に伴う永久磁石の磁気特性（特に保磁力）の変化量が小さい傾向があり、量産される永久磁石の磁気特性のばらつきが抑制される傾向がある。Ａｌの含有量が０．５０質量％以下である場合、永久磁石の残留磁束密度が増加し易い。またＡｌの含有量が０．５０質量％以下である場合、温度変化に伴う保磁力の変化が抑制され易い。

永久磁石の全体におけるマンガン（Ｍｎ）の含有量は、０．０２質量％以上０．１０質量％以下であってよい。Ｍｎの含有量が０．０２質量％以上である場合、永久磁石の残留磁束密度及び保磁力が増加し易い。Ｍｎの含有量が０．１０質量％以下である場合、永久磁石の保磁力が増加し易い。

永久磁石の全体におけるＴｂ及びＤｙの含有量の合計値は、０．００質量％以上５．００質量％以下、又は０．２０質量％以上５．００質量％以下であってよい。場合により、永久磁石の全体におけるＴｂ及びＤｙの含有量の合計値は、Ｃ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}と表記される。永久磁石のＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}が０．２０質量％以上であることにより、永久磁石の磁気特性（特に保磁力）が増加し易い。また永久磁石のＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}が上記範囲内である場合、本実施形態に係る永久磁石は、Ｃ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}が同じである従来の永久磁石に比べて、優れた磁気特性を有し易い。換言すれば、本実施形態に係る永久磁石のＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}が従来の永久磁石のＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}以下である場合であっても、本実施形態に係る永久磁石は従来の永久磁石に比べて優れた磁気特性を有することが可能である。つまり、本実施形態に係る永久磁石によれば、磁気特性を損なくことなくＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}を従来の永久磁石のＣ_{Ｔｂ＋Ｄｙ}よりも低減することが可能である。

永久磁石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、永久磁石の全質量に対して５質量％以下であってよい。

永久磁石は、その他の元素として、珪素（Ｓｉ）、チタン（Ｔｉ）、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）、窒素（Ｎ）、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。

本実施形態に係る永久磁石は、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。

（永久磁石の製造方法の概要）
本実施形態に係る永久磁石の製造方法は、拡散材を磁石基材の表面に付着させ、拡散材が付着した磁石基材を加熱する拡散工程を備える。磁石基材は、Ｒ、Ｔ、Ｂ及びＺｒを含有する。磁石基材に含有される少なくとも一部のＲは、Ｎｄである。磁石基材に含有される少なくとも一部のＴは、Ｆｅである。拡散材は、少なくとも第一成分及び第二成分を含有する。拡散材は、第一成分及び第二成分に加えて、更に第三成分を含有してよい。第一成分は、Ｎｄの水素化物及びＰｒの水素化物のうち少なくとも一種である。第二成分は、Ｃｕの単体、Ｃｕを含有する合金、及びＣｕの化合物からなる群より選ばれる少なくとも一種である。第三成分は、Ｔｂの水素化物及びＤｙの水素化物のうち少なくとも一種である。

第一成分及び第二成分の両方を含む拡散材を用いることにより、拡散工程において上記のＲ‐Ｃｕリッチ液相が粒界多重点内に形成され、永久磁石がＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含むことができる。つまり、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界に含有されるＣｕの大部分は、拡散材に含有される第二成分に由来する。拡散材が第一成分及び第二成分のうち少なくとも一方を含有しない場合、Ｃｕの不足又はＣｕの不十分な拡散に因り、拡散工程において上記のＲ‐Ｃｕリッチ液相が粒界多重点内に形成され難く、永久磁石がＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界を含むことは困難である。

（各工程の詳細）
以下では、永久磁石の製造方法が備える各工程の詳細が説明される。

［原料合金の調製工程］
原料合金の調製工程では、永久磁石を構成する各元素を含む金属（原料金属）から、ストリップキャスティング法等により、原料合金が作製される。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、所望の磁石基材の組成に一致するように秤量される。上記の永久磁石における各元素（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｔｂ及びＤｙを除く。）の含有量は、磁石基材（原料合金）における各元素の含有量に基づいて、制御されてよい。永久磁石におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｔｂ及びＤｙ其々の含有量は、磁石基材（原料合金）におけるＮｄ、Ｐｒ、Ｃｕ、Ｔｂ及びＤｙ其々の含有量と、拡散工程に用いる拡散材の組成及び使用量に基づいて、制御されてよい。原料合金として、組成が異なる二種以上の合金が用いられてもよい。

原料合金は、少なくともＲ、Ｔ、Ｂ及びＺｒを含有する。原料合金は、更にＣｕを含有してもよい。原料合金はＣｕを含有しなくてもよい。

原料合金に含有される少なくとも一部のＲは、Ｎｄである。原料合金は、他のＲとして、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群より選ばれる少なくとも一種を更に含有してよい。原料合金はＰｒを含有してよい。原料合金はＰｒを含有しなくてもよい。原料合金はＴｂ及びＤｙのうち一方又は両方を含有してよい。原料合金はＴｂ及びＤｙのうち一方又は両方を含有しなくてもよい。

原料合金に含有される少なくとも一部のＴは、Ｆｅである。原料合金に含有される全てのＴがＦｅであってよい。原料合金に含有されるＴは、Ｆｅ及びＣｏであってもよい。原料合金は、Ｆｅ及びＣｏ以外の他の遷移金属元素を更に含有してもよい。以下に記載のＴは、Ｆｅのみ、又はＦｅ及びＣｏを意味する。

原料合金は、Ｒ、Ｔ、Ｂ及びＺｒに加えて、他の元素を更に含有してよい。例えば、原料合金は、他の元素として、Ｇａ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃ、Ｏ、Ｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍо、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｃｌ、Ｓ及びＦからなる群より選ばれる少なくとも一種を含有してもよい。

［粉砕工程］
粉砕工程では、上記の原料合金を非酸化的雰囲気中で粉砕することにより、合金粉末が調製される。原料合金は、粗粉砕工程及び微粉砕工程の二段階で粉砕されてよい。粗粉砕工程では、例えば、スタンプミル、ジョークラッシャー、又はブラウンミル等の粉砕方法が用いられてよい。粗粉砕工程は、不活性ガス雰囲気中で行われてよい。水素を原料合金へ吸蔵させた後、原料合金が粉砕されてよい。つまり、粗粉砕工程として水素吸蔵粉砕が行われてもよい。粗粉砕工程においては、原料合金は、その粒径が数百μｍ程度となるまで粉砕されてよい。粗粉砕工程に続く微粉砕工程では、粗粉砕工程を経た原料合金が、その平均粒径が数μｍとなるまで更に粉砕されてよい。微粉砕工程では、例えば、ジェットミルが用いられてよい。原料合金は、一段階の粉砕工程のみによって粉砕されてもよい。例えば、微粉砕工程のみが行われてもよい。複数種の原料合金を用いられる場合、各原料合金が別々に粉砕された後、各原料合金が混合されてもよい。合金粉末は、脂肪酸、脂肪酸エステル、脂肪酸アミド及び脂肪酸の金属塩（金属石鹸）からなる群より選ばれる少なくとも一種の潤滑剤（粉砕助剤）を含有してよい。換言すれば、原料合金は粉砕助剤と共に粉砕されてよい。

［成形工程］
成形工程では、上記の合金粉末を磁場中で成形することにより、磁場に沿って配向した合金粉末を含む成形体が得られる。例えば、金型内の合金粉末に磁場を印加しながら、合金粉末を金型で加圧することにより、成形体が得られてよい。金型が合金粉末に及ぼす圧力は、２０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であってよい。合金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。成形体の形状は、永久磁石と同様であってよい。

［焼結工程］
焼結工程では、上記の成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結することにより、焼結体が得られる。焼結条件は、目的とする永久磁石の組成、原料合金の粉砕方法及び粒度等に応じて、適宜設定されてよい。焼結温度は、例えば、１０００℃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。

［時効処理工程］
焼結工程後に時効処理工程が実施されてよい。ただし、時効処理工程は必須ではない。時効処理工程では、焼結体が焼結温度よりも低温で加熱されてよい。時効処理工程では、焼結体が真空又は不活性ガス雰囲気中で加熱されてよい。後述される拡散工程が時効処理工程を兼ねていてよい。その場合、拡散工程とは別の時効処理工程は実施されなくてよい。時効処理工程は、第一時効処理と、第一時効処理に続く第二時効処理とから構成されていてよい。第一時効処理では、焼結体が７００℃以上９００℃以下の温度で加熱されてよい。第一時効処理の時間は、１時間以上１０時間以下であってよい。第二時効処理では、焼結体が５００℃以上７００℃以下の温度で加熱されてよい。第二時効処理の時間は、１時間以上１０時間以下であってよい。

以上の工程により、焼結体が得られる。焼結体は、以下の拡散工程に用いられる磁石基材である。磁石基材（焼結体）は、互いに焼結された複数（多数）の主相粒子（合金粒子）を備える。ただし、磁石基材に含まれる各主相粒子の組成は、後述する拡散工程を経た永久磁石に含まれる各主相粒子の組成と異なる。主相粒子は、少なくともＮｄ、Ｆｅ、Ｂ及びＺｒを含む。主相粒子は、Ｒ_２Ｔ_１４Ｂの結晶を含んでよい。磁石基材は、複数の粒界多重点も備える。ただし、磁石基材に含まれる各粒界多重点の組成は、完成された永久磁石に含まれる各粒界多重点の組成と異なる。磁石基材は、粒界として、複数の二粒子粒界も備える。ただし、磁石基材に含まれる各二粒子粒界の組成は、後述する拡散工程を経た永久磁石に含まれる各二粒子粒界の平均的組成と異なる。粒界多重点中のＮｄの濃度は、主相粒子中のＮｄの濃度よりも高くてよい。つまり磁石基材中の粒界多重点は既にＲリッチ相を含んでよい。また上記の通り、主相粒子中のＺｒ及びＢに由来するＺｒＢ_２が、粒界多重点内に生成していてよい。

［拡散工程］
拡散工程では、拡散材を磁石基材の表面に付着させ、拡散材が付着した磁石基材が加熱される。拡散材は、少なくとも第一成分及び第二成分を含有する。拡散材は、第一成分及び第二成分に加えて、更に第三成分を含有してよい。拡散材は、第一成分、第二成分及び第三成分以外の他の成分を更に含有してもよい。以下の説明の便宜のため、Ｎｄ及びＰｒのうち一方又は両方は、ＲＬと表記される。Ｔｂ及びＤｙのうち一方又は両方は、ＲＨと表記される。

第一成分は、Ｎｄの水素化物及びＰｒの水素化物のうち少なくとも一種である。Ｎｄの水素化物は、例えば、ＮｄＨ_２及びＮｄＨ_３のうち少なくともいずれかであってよい。Ｐｒの水素化物は、例えば、ＰｒＨ_２及びＰｒＨ_３のうち少なくともいずれかであってよい。Ｎｄの水素化物及びＰｒの水素化物は、ＮｄとＰｒとからなる合金の水素化物であってもよい。

第二成分は、Ｃｕの単体、Ｃｕを含有する合金、及びＣｕの化合物からなる群より選ばれる少なくとも一種である。第二成分はＮｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙを含有しなくてよい。Ｃｕを含有する合金は、永久磁石に含有され得る元素のうち、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂ及びＤｙを除く少なくとも一種の元素を含有してよい。銅の化合物は、例えば、水素化物及び酸化物からなる群より選ばれる少なくとも一種であってよい。Ｃｕの水素化物は、例えば、ＣｕＨであってよい。Ｃｕの酸化物は、例えば、Ｃｕ_２Ｏ及びＣｕＯのうち少なくともいずれかであってよい。

第三成分は、Ｔｂの水素化物及びＤｙの水素化物のうち少なくとも一種である。Ｔｂの水素化物は、例えば、ＴｂＨ_２及びＴｂＨ_３のうち少なくともいずれかであってよい。Ｔｂの水素化物は、例えば、Ｔｂ及びＦｅからなる合金の水素化物であってもよい。Ｄｙの水素化物は、例えば、ＤｙＨ_２及びＤｙＨ_３のうち少なくともいずれかであってよい。Ｄｙの水素化物は、例えば、Ｄｙ及びＦｅからなる合金の水素化物であってもよい。Ｔｂの水素化物及びＤｙの水素化物は、例えば、ＴｂとＤｙとＦｅとからなる合金の水素化物であってもよい。

第一成分、第二成分及び第三成分其々は、粉末であってよい。第一成分、第二成分及び第三成分其々が粉末であることにより、第一成分中のＲＬ、第二成分中のＣｕ及び第三成分中のＲＨが、磁石基材の内部へ拡散し易い。第一成分、第二成分及び第三成分其々は、粗粉砕工程及び微粉砕工程によって作製されてよい。粗粉砕工程及び微粉砕工程其々の方法は、上記の原料合金の粉砕工程と同様であってよい。第一成分、第二成分及び第三成分がまとめて同時に粉砕されてよい。粗粉砕工程及び微粉砕工程によって、第一成分、第二成分及び第三成分其々の粒径が自在に制御されてよい。例えば、金属単体に水素を吸蔵させた後、金属の水素化物が脱水素されてよい。その結果、金属の水素化物からなる粗い粉末が得られる。粗い水素化物の粉末をジェットミルによって更に粉砕することにより、金属の水素化物からなる微粉末が得られる。この微粉末が、第一成分、第二成分及び第三成分として用いられてよい。第一成分及び第三成分とは別の方法で、第二成分の粉末が作製されてよい。例えば、第二成分の粉末が電解法又はアトマイズ法等の方法で作製された後、第二成分の粉末が、第一成分及び第三成分と混合されてよい。

以下の拡散工程の説明は、拡散材が、第一成分、第二成分及び第三成分の全てを含むことを前提とする。ただし、以下の拡散材は、第三成分を含有しなくてもよい。

拡散材が付着した磁石基材が加熱されることにより、第一成分に由来するＲＬが磁石基材の内部へ拡散し、第二成分に由来するＣｕが磁石基材の内部へ拡散し、第三成分に由来するＲＨが磁石基材の内部へ拡散する。ＲＬ、Ｃｕ及びＲＨは、以下のメカニズムにより、磁石基材の表面から磁石基材の内部へ拡散する、と本発明者らは推測する。ただし、拡散のメカニズムは、以下のメカニズムに限定されない。

上記焼結工程では、ＲＬの濃度が高い粒界相（Ｒ相）が、粒界多重点６及び二粒子粒界１０に形成される。Ｒ相中のＲＬは、合金粒子に由来する。拡散工程における温度上昇に伴い、粒界多重点６及び二粒子粒界１０に存在するＲ相が液相（Ｒ液相）になる。そして、拡散材がＲ液相へ溶解することにより、拡散材の成分が磁石基材の表面から磁石基材の内部へと拡散する。仮に拡散材として第三成分（ＲＨの水素化物）のみが用いられた場合、拡散工程における温度上昇に伴い、磁石基材の表面に付着したＲＨの水素化物の脱水素反応が起きる。脱水素反応によって生成したＲＨは、磁石基材の内部から表面に染み出してきたＲ液相に対して急激に溶解し易い。その結果、磁石基材の表面付近においてＲＨの濃度が急上昇し、磁石基材の表面近傍に位置する主相粒子内部へのＲＨの拡散が起こり易くなる。つまり、ＲＨは磁石基材の表面近傍に位置する主相粒子内部に停滞し易くなり、磁石基材の内部へ拡散し難い。したがって、磁石内部に拡散するＲＨが少なくなり、永久磁石の保磁力の増加量が少なくなる。

一方、拡散材が、第一成分（ＲＬ）、第二成分（Ｃｕ）及び第三成分（ＲＨ）を含む場合、ＣｕとＲＬの共晶温度が低いため、磁石基材内のＲ液相が磁石基材の表面まで染み出してきた際、拡散材に含有されるＣｕがＲＨよりも先にＲ液相へ溶解し易い。つまり、最初にＲ液相に対するＣｕの溶解が起こり、磁石基材の表面付近に位置するＲ液相中のＣｕ濃度が上昇する。その結果、磁石基材の表面付近にＲ‐Ｃｕリッチ液相が生成し、Ｃｕは更に磁石基材の内部のＲ液相へと拡散していく。一方、第一成分のＲＬと第三成分のＲＨは、水素化物の脱水素反応が起こった後にＲ‐Ｃｕリッチ液相へ溶解し始める。第一成分のＲＬとＣｕの共晶温度は約５００℃であり、第三成分のＲＨとＣｕの共晶温度は約７００〜８００℃である。そのため、Ｃｕに続いて第一成分のＲＬが磁石基材表面付近のＲ‐Ｃｕリッチ液相へ溶解した後、第三成分のＲＨがＲ‐Ｃｕリッチ液相へ溶解する。Ｃｕに続いて第一成分のＲＬが液相へ溶解することにより、液相を介した磁石基材内部へのＣｕの拡散が促進され、磁石基材の粒界内にＲ‐Ｃｕリッチ液相が更に生成する。

第一成分（ＲＬ）、第二成分（Ｃｕ）及び第三成分（ＲＨ）のうち第三成分は液相中に最後に溶解し易いので、第三成分に由来するＲＨは、Ｃｕ及びＲＬに続いて磁石基材内部の液相へ拡散していく。その結果、第一成分及び第二成分がない場合と比べて、磁石基材の表面近傍でのＲＨの濃度の急上昇が抑制される。磁石基材の表面近傍でのＲＨの濃度の急上昇を抑制することにより、磁石基材の表面近傍に位置する主相粒子の内部へのＲＨの過度の拡散が抑制される。その結果、十分な量のＲＨが磁石基材の内部に拡散することが可能であり、永久磁石の保磁力が向上する。

焼結工程において粒界多重点内に形成されたＺｒＢ_２は、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に容易に溶解する。拡散工程後の冷却（急冷）により、ＺｒＢ_２の結晶がＲ‐Ｃｕリッチ液相中に再析出し、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相は固化してＲ‐Ｃｕリッチ相になる。ＺｒＢ_２の結晶３の再析出に伴い、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中に含有されるＦｅが、ＺｒＢ_２の結晶内に取り込まれる。その結果、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中のＦｅの濃度が低下し易い。Ｒ‐Ｃｕリッチ液相中のＦｅの濃度が低下した後、二粒子粒界１０において粒界相がＲ‐Ｃｕリッチ液相から形成されるので、二粒子粒界１０に存在する粒界相のＦｅの濃度が低下し易い。二粒子粒界１０に存在する粒界相におけるＦｅの濃度の低下により、二粒子粒界に存在する粒界相の磁化が低下する。その結果、隣り合う主相粒子同士が磁気的に分断され、高温での永久磁石の保磁力が増加する。

主相粒子の表層部（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）は、拡散工程において、粒界に生成したＲ‐Ｃｕリッチ液相中に溶解する。拡散工程後の冷却（急冷）により表層部がＲ‐Ｃｕリッチ液相から再析出する過程において、表層部がＲ‐Ｃｕリッチ液相中の第三成分（ＲＨ）を取り込むことにより、ＲＨを含有する表層部が形成される。上記のように、拡散工程においてＺｒＢ_２がＲ‐Ｃｕリッチ液相に溶解することにより、粒界（Ｒ‐Ｃｕリッチ液相）におけるＢの濃度が増加する。Ｒ‐Ｃｕリッチ液相におけるＢの濃度の増加は、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相への表層部（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）の溶解を抑制する。表層部（Ｒ_２Ｆｅ_１４Ｂ）の溶解の抑制により、ＲＨを取り込みながら再析出する表層部の厚さが薄くなる。薄い表層部中にＲＨが濃縮されるため、表層部におけるＲＨの濃度が増加し易い。その結果、永久磁石の保磁力が増加し易い。

以上の通り、本実施形態によれば、永久磁石の保磁力を増加させることができる。

上記の拡散のメカニズムによって永久磁石の磁気特性が向上し易いことから、第一成分が、ネオジムの水素化物及びプラセオジムの水素化物のうち少なくとも一種であってよってよく、第二成分が、銅の単体であってよく、第三成分が、Ｔｂの水素化物及びＤｙの水素化物のうち少なくとも一種であってよい。

拡散工程では、第一成分、第二成分、第三成分及び溶媒を含有するスラリーが、拡散材として磁石基材の表面に付着してよい。スラリーに含有される溶媒は、水以外の溶媒であってよい。溶媒は、例えば、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。拡散材が磁石基材の表面に付着し易いように、拡散材は、バインダを更に含有してよい。スラリーが、第一成分、第二成分、第三成分、溶媒及びバインダを含有してよい。第一成分、第二成分、第三成分、バインダ及び溶媒の混合により、スラリーよりも高い粘性を有するペーストが形成されてもよい。このペーストが磁石基材の表面に付着してもよい。ペーストとは、流動性と高い粘性を有する混合物である。拡散工程の前に、スラリー又はペーストが付着した磁石基材を加熱することにより、スラリー又はペーストに含まれる溶媒が除去されてよい。

拡散材は、磁石基材の表面の一部又は全体に付着してよい。拡散材の付着方法は限定されない。例えば、上記のスラリー又はペーストが磁石基材の表面へ塗布されてよい。拡散材自体又はスラリーが磁石基材の表面へ噴霧されてよい。拡散材を磁石基材の表面へ蒸着させてもよい。磁石基材が、スラリー中に浸漬されてよい。磁石基材の表面を覆う粘着剤（バインダ）を介して、拡散材が磁石基材に付着してもよい。磁石基材の表面の一部又は全体が、拡散材を含有するシートで覆われてもよい。

拡散工程における磁石基材の温度（拡散温度）は、ＲＬとＣｕの共晶温度以上であってよく、上記の焼結温度未満であってよい。例えば、拡散温度は、８００℃以上９５０℃以下であってよい。拡散工程では、拡散温度よりも低い温度から拡散温度に至るまで、磁石基材の温度を徐々に上昇させてよい。磁石基材の温度が拡散温度に維持される時間（拡散時間）は、例えば、１時間以上５０時間以下であってよい。拡散工程における磁石基材の周囲の雰囲気は、非酸化的雰囲気であってよい。非酸化的雰囲気は、例えば、アルゴン等の希ガスであってよい。また、拡散工程における磁石基材の周囲の雰囲気の圧力は、１ｋＰａ以下であってよい。このような減圧された雰囲気中で拡散工程を実施することにより、水素化物（第一成分及び第三成分）の脱水素反応が促進され、液相への拡散材の溶解が進行し易い。

拡散材中のＴｂ、Ｄｙ、Ｎｄ、Ｐｒ及びＣｕの質量の合計値は、Ｍ_{ＥＬＥＭＥＮＴＳ}と表されてよい。拡散材中のＴｂ及びＤｙの質量の合計値は、Ｍ_{ＥＬＥＭＥＮＴＳ}に対して、４７質量％以上８６質量％以下、５５質量％以上８５質量％以下、５５質量％以上８０質量％以下、又は５９質量％以上７５質量％以下であってよい。Ｔｂ及びＤｙの質量の合計値は、拡散材中のＲＨの質量の合計値と言い換えられる。ＲＨの質量の合計値が５５質量％以上である場合、永久磁石の保磁力の増加に要する拡散材の総量が低減され易い。ＲＨの質量の合計値が８５質量％以下である場合、磁石基材の表面近傍に位置する主相粒子の内部に停滞するＲＨが少なくなり、永久磁石の保磁力が向上し易い。

拡散材中のＮｄ及びＰｒの質量の合計値は、Ｍ_{ＥＬＥＭＥＮＴＳ}に対して、１０質量％以上４３質量％以下、１０質量％以上３７質量％以下、１５質量％以上３７質量％以下、又は１５質量％以上３２質量％以下であってよい。Ｎｄ及びＰｒの質量の合計値は、拡散材中のＲＬの質量の合計値と言い換えられる。ＲＬの質量の合計値が１０質量％以上である場合、拡散工程において磁石基材の内部までＲ‐Ｃｕリッチ液相が存在し易く、主相粒子の表層部におけるＲＨの濃度が高くなり易い。ＲＬの質量の合計値が３７質量％以下である場合、第三成分（ＲＨ）が第一成分（ＲＬ）によって希釈され過ぎず、永久磁石の保磁力が増加し易い。

拡散材中のＣｕの含有量は、Ｍ_{ＥＬＥＭＥＮＴＳ}に対して、４質量％以上３０質量％以下、８質量％以上２５質量％以下、又は８質量％以上２０質量％以下であってもよい。Ｃｕの含有量が４質量％以上である場合、Ｒ‐Ｃｕリッチ液相が生成し易く、主相粒子の表層部におけるＲＨの濃度が高くなり易い。Ｃｕの含有量が３０質量％以下である場合、永久磁石の保磁力及び残留磁束密度の減少が抑制され易い。磁石基材がＣｕを含有する場合、磁石基材に由来するＣｕが、拡散材に由来するＣｕと同様の上記効果を示してもよい。ただし、磁石基材に由来するＣｕだけによって、拡散材に由来するＣｕと同様の効果を得ることは困難である。

第一成分、第二成分及び第三成分其々の粒径は、０．３μｍ以上３２μｍ以下、又は０．３μｍ以上９０μｍ以下の範囲内であってもよい。第一成分、第二成分及び第三成分其々の粒径は、拡散材の粒径と言い換えられてよい。拡散材の粒径の増加に伴い、拡散材に含まれる酸素が低減され、ＲＨ，ＲＬ及びＣｕの拡散が酸素によって阻害され難い。その結果、永久磁石の保磁力が増加し易い。拡散材の粒径の減少に伴い、第一成分、第二成分及び第三成分其々の溶解に要する時間が短く、ＲＨ，ＲＬ及びＣｕ其々が磁石基材の内部へ拡散し易い。その結果、永久磁石の保磁力が増加し易い。また拡散材の粒径の減少に伴い、拡散材が斑なく磁石基材の表面に付着し易く、ＲＨ，ＲＬ及びＣｕ其々が斑なく磁石基材の内部へ拡散し易い。その結果、永久磁石の保磁力のばらつきが抑制され、角型比が１．０に近づき易い。第一成分、第二成分及び第三成分其々の粒径は、同じであってよい。第一成分、第二成分及び第三成分其々の粒径は、互いに異なってもよい。

磁石基材の質量は、１００質量部と表されてよく、拡散材中のＴｂ及びＤｙの質量の合計値は、１００質量部の磁石基材に対して、０．０質量部以上２．０質量部以下であってよい。磁石基材に対するＴｂ及びＤｙの質量の合計値が上記の範囲内である場合、永久磁石の全体におけるＴｂ及びＤｙの含有量の合計値が、０．２０質量％以上２．００質量％以下に制御され易く、永久磁石の磁気特性が向上し易い。

磁石基材中のＮｄ及びＰｒの含有量の合計値は、２３．０質量％以上３２．０質量％以下であってよい。磁石基材中のＴｂ及びＤｙの含有量の合計値は、０．０質量％以上５．０質量％以下であってよい。磁石基材中のＦｅ及びＣｏの含有量の合計値は、６３質量％以上７２質量％以下であってよい。磁石基材中のＣｕの含有量は、０．０４質量％以上０．５質量％以下であってよい。磁石基材が上記の組成を有する場合、永久磁石の磁気特性が向上し易い。

［熱処理工程］
拡散工程を経た磁石基材は、永久磁石の完成品として用いられてよい。または拡散工程の後、熱処理工程が行われてよい。熱処理工程では、磁石基材が４５０℃以上６００℃以下で加熱されてよい。熱処理工程では、１時間以上１０時間以下の間、磁石基材が上記の温度で加熱されてよい。熱処理工程により、永久磁石の磁気特性（特に保磁力）が向上し易い。

切削及び研磨等の加工方法により、拡散工程又は熱処理工程を経た磁石基材の寸法及び形状が調整されてよい。

以上の方法により、永久磁石が完成される。

本発明は上記の実施形態に限定されるものではない。例えば、拡散工程に用いられる磁石基材は、焼結体ではなく、熱間加工磁石（ｈоｔ ｄｅｆоｒｍｅｄ ｍａｇｎｅｔ）であってよい。

以下の実施例及び比較例により、本発明が更に詳細に説明される。本発明は以下の実施例によって何ら限定されるものではない。

（実施例１）
＜磁石基材の作製＞
ストリップキャスティング法により、原料金属から原料合金が作製された。原料金属の秤量により、焼結後の原料合金の組成が下記表１中の磁石基材の組成と一致するように、原料合金の組成は調整された。

水素を室温で原料合金へ吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中において原料合金を６００℃で１時間加熱して脱水素することにより、原料合金粉末を得た。つまり水素粉砕処理が行われた。

粉砕助剤としてオレイン酸アミドが原料合金粉末へ添加され、これらが円錐型混合機で混合された。原料合金粉末中のオレイン酸アミドの含有量は０．１質量％に調整された。続く微粉砕工程では、ジェットミルを用いて原料合金粉末の平均粒径が３．５μｍに調整された。続く成形工程では、原料合金粉末が金型内に充填された。１２００ｋＡ／ｍの磁場を金型内の原料粉末へ印加しながら、原料粉末を１２０ＭＰａで加圧することにより、成形体が得られた。

焼結工程では、真空中において成形体を１０６０℃で４時間加熱してから急冷することにより、焼結体を得た。

以上の方法により、磁石基材が得られた。磁石基材における各元素の含有量は、下記表１に示される。

＜拡散材Ａの作製＞
拡散材Ａの原料として、Ｔｂの単体（金属単体）を用いた。Ｔｂの単体の純度は９９．９質量％であった。

水素ガスのフローをＴｂの単体へ供給することにより、水素をＴｂの単体へ吸蔵させた。水素の吸蔵後、Ａｒ雰囲気中においてＴｂの単体を６００℃で１時間加熱して脱水素することにより、Ｔｂの水素化物からなる粉末が得られた。つまり水素粉砕処理が行われた。

粉砕助剤としてステアリン酸亜鉛をＴｂの水素化物の粉末へ添加して、これらが円錐型混合機で混合された。Ｔｂの水素化物の粉末中のステアリン酸亜鉛の含有量は０．０５質量％に調整された。続く微粉砕工程では、酸素の含有量が３０００ｐｐｍである非酸化的雰囲気下で、Ｔｂの水素化物の粉末が更に粉砕された。微粉砕工程にはジェットミルを用いた。Ｔｂの水素化物からなる粉末の平均粒径は約１０．０μｍに調整された。

以上の方法により、Ｔｂの水素化物（ＴｂＨ_２）からなる微粉末（第三成分）が得られた。

Ｎｄの単体から、Ｎｄの水素化物（ＮｄＨ_２）からなる微粉末（第一成分）が作製された。Ｎｄの単体の純度は９９．９質量％であった。Ｎｄの水素化物からなる微粉末の平均粒径は、約１０．０μｍであった。Ｎｄの単体が原料に用いられたことを除いて、第一成分の作製方法は、第三成分の作製方法と同じであった。

Ｎｄの水素化物からなる微粉末（第一成分）、Ｃｕの単体からなる微粉末（第二成分）、Ｔｂの水素化物からなる微粉末（第三成分）、アルコール（溶媒）、及びアクリル樹脂（バインダ）を混錬することにより、ペースト状の拡散材Ａが作製された。拡散材Ａにおける第一成分の質量の割合は、１７．０質量部であった。拡散材Ａにおける第二成分の質量の割合は、１１．２質量部であった。拡散材Ａにおける第三成分の質量の割合は、４６．８質量部であった。拡散材Ａにおける溶媒の質量の割合は、２３．０質量部であった。拡散材Ａにおけるバインダの質量の割合は、２．０質量部であった。

＜永久磁石の作製＞
磁石基材の機械的加工により、磁石基材の寸法が縦１４ｍｍ×横１０ｍｍ×厚さ３．７ｍｍに調整された。磁石基材の寸法の調整後、磁石基材のエッチング処理が行われた。エッチング処理では、磁石基材の全表面が硝酸の水溶液で洗浄された。続いて、磁石基材の全表面が純水で洗浄された。洗浄後の磁石基材は乾燥された。硝酸の水溶液の濃度は、０．３質量％であった。エッチング処理後、以下の拡散工程が行われた。

拡散工程では、拡散材Ａが磁石基材の全ての表面に塗布された。拡散材Ａに含まれるＴｂの質量が、１００質量部の磁石基材に対して０．８質量部となるように、磁石基材に塗布される拡散材Ａの質量が調整された。拡散材Ａが塗布された磁石基材をオーブン内に設置して、磁石基材を１６０℃で加熱することにより、拡散材Ａ中の溶媒が除去された。溶媒の除去後、拡散材Ａが塗布された磁石基材は、Ａｒガス中において９００℃で１２時間加熱された。

拡散工程に続く熱処理工程では、磁石基材がＡｒガス中において５４０℃で２時間加熱された。

以上の方法により、実施例１の永久磁石が作製された。実施例１の永久磁石における各元素の含有量は、下記表１に示される。

＜永久磁石の磁気特性の測定＞
永久磁石の表面の研削により、表面からの深さが０．１ｍｍ以下である部分が除去された。続いて、永久磁石の残留磁束密度Ｂｒ及び保磁力ＨｃＪがＢＨトレーサーによって測定された。Ｂｒ（単位：ｍＴ）は室温において測定された。ＨｃＪ（単位：ｋＡ／ｍ）は１６０℃において測定された。実施例１のＢｒ及びＨｃＪは、下記表１に示される。

＜永久磁石の断面の分析＞
永久磁石を切断して永久磁石の断面を露出させた後、永久磁石が熱間埋込樹脂（ｈоｔ ｍоｕｎｔｉｎｇ ｒｅｓｉｎ）中に包埋（ｅｍｂｅｄ）された。熱間埋込樹脂としては、ストルアス社（Ｓｔｒｕｅｒｓ ＡｐＳ）製のＰоｌｙｆａｓｔ（商品名）が用いられた。Ｐоｌｙｆａｓｔは、カーボン充填材を含む黒色のベークライト（フェノール樹脂）である。熱間埋込樹脂に包埋された永久磁石の断面が、エタノール系湿式研磨により研磨された。永久磁石の断面の研磨後、永久磁石の断面における各元素の分布マップが、ＥＰＭＡによって測定された。ＥＰＭＡとしては、日本電子株式会社（ＪＥＯＬ Ｌｔｄ.）製のＪＸＡ８５００Ｆ（商品名)が用いられた。分布マップの寸法は、縦５０μｍ×横５０μｍであった。

各元素の分布マップは、永久磁石が、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＢを含む複数の主相粒子と、複数の粒界多重点と、を備えることを示していた。Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の分布マップにおいて、各元素の特性Ｘ線の強度が各分布マップにおける各元素の特性Ｘ線の強度の平均値よりも高い箇所（高濃度箇所）が特定された。Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の高濃度箇所は、複数の粒界多重点において重なり合っていた。Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の高濃度箇所が重なり合う一つの粒界多重点は、「Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界」と表記される。

永久磁石の断面から無作為に選出された五つのＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界其々の組成が、ＥＰＭＡによって分析された。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界の組成は、以下の諸条件下で分析された。分析結果は、下記表２に示される。下記表２中の粒界相４‐１、粒界相４‐２、粒界相４‐３、粒界相４‐４及び粒界相４‐５其々の組成が、一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界に対応する。
加速電圧： １０ｋＶ
照射電流： ０．１μＡ
測定時間（ｐｅａｋ／ｂａｃｋｇｒоｕｎｄ）： ４０ｓｅｃ／１０ｓｅｃ

Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界と同様の方法で、主相粒子の組成が分析された。分析結果は、下記表２に示される。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界以外の三つの粒界多重点が、永久磁石の断面から無作為に選出された。Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界と同様の方法で、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界以外の三つの粒界多重点其々の組成が分析された。分析結果は、下記表２に示される。下記表２中の粒界相１、粒界相２及び粒界相３其々の組成が、Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界以外の一つの粒界多重点に対応する。粒界相１は、上記のＲリッチ相であった。粒界相２は、上記のＲ‐Ｏ‐Ｃ相であった。粒界相３は、上記のＴリッチ相であった。

収束イオンビーム（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ； ＦＩＢ）を用いた永久磁石の平面サンプリング後、永久磁石を薄片化することにより、上記の粒界相４−１（Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界）を含むサンプルが作製された。粒界相４‐１が含まれるＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界のＨＡＡＤＦ‐ＳＴＥＭ像が撮影された。粒界相４‐１が含まれるＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界のＨＡＡＤＦ‐ＳＴＥＭ像は、図５中の（ａ）に示される。ＳＴＥＭとしては、ＦＥＩ社製のＴｉｔａｎ‐Ｇ２（商品名）が用いられた。図５中の（ａ）に示される領域における各元素の分布マップが、ＳＴＥＭ‐ＥＤＳによって測定された。
図５中の（ａ）の領域におけるＣｕの分布マップは、図５中の（ｂ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＮｄの分布マップは、図５中の（ｃ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＺｒの分布マップは、図５中の（ｄ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＣｏの分布マップは、図６中の（ａ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＦｅの分布マップは、図６中の（ｂ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＧａの分布マップは、図６中の（ｃ）に示される。
図５中の（ａ）の領域におけるＴｂの分布マップは、図６中の（ｄ）に示される。
ＳＴＥＭ‐ＥＤＳを用いたマッピングでは、Ｚｒの特性Ｘ線のエネルギー領域とＢの特性Ｘ線のエネルギー領域が重なり、且つＢの検出感度が十分でないことにより、Ｂを検出することは困難であった。

以上の分析の結果は、実施例１の永久磁石が以下の特徴を有することを示していた。

図５中の（ａ）に示されるように、粒界相４‐１は、板状結晶３と、Ｎｄ、Ｐｒ及びＣｕを含有するＲ‐Ｃｕリッチ相５から構成されていた。Ｚｒが分布する領域は、板状結晶３の位置と略完全に一致した。Ｒ‐Ｃｕリッチ相５は、板状結晶３の周囲に存在していた。Ｒ‐Ｃｕリッチ相５は、板状結晶３と主相粒子４の間に存在していた。板状結晶３は、二粒子粒界と繋がっていた。板状結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計は、主相粒子４におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高かった。板状結晶３及びＲ‐Ｃｕリッチ相５の両方を含む一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界におけるＣｕの濃度は、主相粒子４におけるＣｕの濃度よりも高かった。主相粒子４の表層部は、Ｔｂを含有していた。

粒界相４‐１に含まれる板状結晶３のＨＡＡＤＦ‐ＳＴＥＭ像は、図７中の（ａ）、図８中の（ａ）、図８中の（ｂ）、図８中の（ｃ）及び図９中の（ａ）に示される。図７中の（ａ）に示される板状結晶３中の領域３ｘにおいて、電子線回折パターンが測定された。測定された電子線回折パターンは、図７中の（ｂ）に示される。電子線回折パターンから特定された板状結晶３の格子定数及び対称性は、六方晶系のＺｒＢ_２の格子定数及び対称性と一致した。

図９中の（ａ）に示される領域（板状結晶３の内部）における各元素の分布マップが、ＳＴＥＭ‐ＥＤＳによって測定された。
図９中の（ａ）の領域におけるＺｒの分布マップは、図９中の（ｂ）に示される。
図９中の（ａ）の領域におけるＦｅの分布マップは、図９中の（ｃ）に示される。
図９中の（ａ）の領域におけるＮｄの分布マップは、図９中の（ｄ）に示される。
図９中の（ａ）の領域におけるＣｏの分布マップは、図９中の（ｅ）に示される。
図９中の（ａ）の領域におけるＣｕの分布マップは、図１０中の（ａ）に示される。
図９中の（ａ）の領域におけるＧａの分布マップは、図１０中の（ｂ）に示される。

以上の分析の結果は、実施例１の永久磁石が以下の特徴を有することを示していた。

粒界相４‐１が含まれるＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界は、上記のＺｒ‐Ｂ‐Ｒ‐Ｃｕ粒界であった。つまり、一つのＺｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界は、ＺｒＢ_２の結晶とＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含んでいた。ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層、Ｆｅの原子層、Ｎｄの原子層、及びＮｄ及びＦｅが混在するＮｄ‐Ｆｅ層を含んでいた。Ｆｅの原子層にはＣｏも含有されていた。ＺｒＢ_２の結晶は、Ｆｅの原子層の積層構造、及びＮｄの原子層の積層構造を含んでいた。Ｆｅの原子層、Ｎｄの原子層、及びＮｄ‐Ｆｅ層其々は、Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であった。Ｆｅの原子層、Ｎｄの原子層、及びＮｄ‐Ｆｅ層其々は、一対のＺｒ‐Ｂ層の間に位置していた。一部のＦｅの原子層は、一対のＮｄの原子層の間に位置していた。Ｆｅの原子層、Ｎｄの原子層、及びＮｄ‐Ｆｅ層其々は、ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直であった。

上記の粒界相４−１を含むサンプルと同様に、粒界相４‐２、粒界相４‐３、粒界相４‐４及び粒界相４‐５其々を含む四つのサンプルが作製された。これらのサンプル其々が、粒界相４−１を含むサンプルと同様の方法で分析された。これらの分析結果は、粒界相４‐２、粒界相４‐３、粒界相４‐４及び粒界相４‐５其々が粒界相４−１と同様の特徴を有することを示していた。つまり、粒界相４‐２、粒界相４‐３、粒界相４‐４及び粒界相４‐５其々が、ＺｒＢ_２の結晶とＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含んでいた。

（比較例１）
比較例１では、拡散材Ａの代わりに、以下の方法で作製された拡散材Ｂが用いられた。

Ｔｂの水素化物からなる微粉末（第三成分）、アルコール（溶媒）、及びアクリル樹脂（バインダ）を混錬することにより、ペースト状の拡散材Ｂが作製された。つまり拡散材Ｂは、Ｎｄの水素化物からなる微粉末（第一成分）、及びＣｕの単体からなる微粉末（第二成分）を含有していなかった。拡散材Ｂにおける第三成分の質量の割合は、７５．０質量部であった。拡散材Ｂにおける溶媒の質量の割合は、２３．０質量部であった。拡散材Ｂにおけるバインダの質量の割合は、２．０質量部であった。

拡散材Ｂを用いたことを除いて実施例１と同様の方法で、比較例１の永久磁石が作製された。比較例１の永久磁石における各元素の含有量は、下記表１に示される。

実施例１と同様の方法で、比較例１の永久磁石のＢｒ及びＨｃＪが測定された。比較例１のＢｒ及びＨｃＪは、下記表１に示される。１６０℃における実施例１の永久磁石の保磁力は、１６０℃における比較例１の永久磁石の保磁力よりも高いことが確認された。

実施例１の同様の方法で、比較例１の永久磁石の断面が分析された。比較例１の分析結果は、下記表３に示される。下記表３に示される粒界相１、粒界相２、粒界相３及び粒界相４‐１其々の組成が、一つの粒界多重点に対応する。比較例１の永久磁石は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＢを含む複数の主相粒子と、複数の粒界多重点と、を備えていた。Ｚｒ及びＢ其々の高濃度箇所が重なり合う粒界多重点（粒界相４‐１）が、比較例1の永久磁石において検出された。しかし、Ｚｒ、Ｂ及びＣｕ其々の高濃度箇所が重なり合う粒界多重点（Ｚｒ‐Ｂ‐Ｃｕ粒界）は、比較例1の永久磁石において検出されなかった。つまり、比較例1の場合、Ｚｒ及びＢ其々の高濃度箇所が重なり合う粒界多重点におけるＣｕの濃度は、他の粒界多重点におけるＣｕの濃度に比べて高くなかった。

本発明に係るＲ‐Ｔ‐Ｂ永久磁石は、例えば、ハイブリッド車又は電気自動車に搭載されるモーターの材料に適している。

２…永久磁石、２ｃｓ…永久磁石の断面、３…ＺｒＢ_２の結晶、３ａ…Ｚｒ‐Ｂ層、３ｂ…Ｆｅ層、３ｃ…Ｎｄの原子層、３ｄ…Ｆｅの原子層、３ｅ…Ｎｄ‐Ｆｅ層、４…主相粒子、４ａ…表層部（シェル）、４ｂ…中心部（コア）、５…Ｒ‐Ｃｕリッチ相、６…粒界多重点、１０…二粒子粒界。

Claims (15)

1. 希土類元素Ｒ、遷移金属元素Ｔ、Ｂ、Ｚｒ及びＣｕ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、Ｎｄ、Ｔ及びＢを含む複数の主相粒子と、複数の粒界多重点と、を備え、
   一つの前記粒界多重点は、三つ以上の前記主相粒子に囲まれた粒界であり、
   いずれか一つの前記粒界多重点が、ＺｒＢ_２の結晶と、Ｒ及びＣｕを含有するＲ‐Ｃｕリッチ相の両方を含み、
   Ｆｅが、前記ＺｒＢ_２の結晶中に含有されており、
   前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計が、前記主相粒子におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計よりも高く、
   前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＣｕの濃度が、前記主相粒子におけるＣｕの濃度よりも高く、
   Ｎｄ、Ｐｒ及びＣｕ其々の濃度の単位は、原子％である、
   Ｒ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
2. 前記ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｆｅを含有するＦｅ層と、を含み、
   前記Ｆｅ層が、前記Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であり、
   前記Ｆｅ層が、一対の前記Ｚｒ‐Ｂ層の間に位置する、
   請求項１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
3. 前記Ｆｅ層は、前記ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直である、
   請求項２に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
4. 前記ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｎｄの原子層と、Ｆｅの原子層と、を含み、
   前記Ｎｄの原子層及び前記Ｆｅの原子層其々が、前記Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であり、
   一対の前記Ｎｄの原子層が、一対の前記Ｚｒ‐Ｂ層の間に位置し、
   前記Ｆｅの原子層が、一対の前記Ｎｄの原子層の間に位置する、
   請求項１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
5. 前記Ｎｄの原子層及び前記Ｆｅの原子層其々が、前記ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直である、
   請求項４に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
6. 前記ＺｒＢ_２の結晶は、ＺｒＢ_２を含有するＺｒ‐Ｂ層と、Ｎｄ及びＦｅが混在するＮｄ‐Ｆｅ層と、を含み、
   前記Ｎｄ‐Ｆｅ層が、前記Ｚｒ‐Ｂ層に略平行であり、
   前記Ｎｄ‐Ｆｅ層が、一対の前記Ｚｒ‐Ｂ層の間に位置する、
   請求項１に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
7. 前記Ｎｄ‐Ｆｅ層は、前記ＺｒＢ_２の結晶のｃ軸に略垂直である、
   請求項６に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
8. 前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＢの濃度が、５原子％以上２０原子％以下である、
   請求項１〜７のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
9. 前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＣｕの濃度が、５原子％以上２５原子％以下である、
   請求項１〜８のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
10. 前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＺｒの濃度が、１原子％以上１０原子％以下である、
    請求項１〜９のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
11. 前記ＺｒＢ_２の結晶及び前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相の両方を含む一つの前記粒界多重点におけるＮｄ及びＰｒの濃度の合計が、２０原子％以上７０原子％以下である、
    請求項１〜１０のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
12. 前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相が、前記ＺｒＢ_２の結晶の周囲に存在している、
    請求項１〜１１のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
13. 前記Ｒ‐Ｃｕリッチ相が、前記ＺｒＢ_２の結晶と前記主相粒子の間に存在している、
    請求項１〜１２のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
14. 前記主相粒子の表層部が、Ｔｂ及びＤｙのうち少なくとも一種の重希土類元素を含有する、
    請求項１〜１３のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
15. 一部の前記粒界多重点が、Ｔと、Ｃｕと、Ｎｄ及びＰｒのうち少なくとも一種のＲと、を含有するＴリッチ相を含み、
    前記Ｔリッチ相を含む前記粒界多重点におけるＴの濃度が、他の前記粒界多重点におけるＴの濃度よりも高く、
    Ｔの濃度の単位は、原子％である、
    請求項１〜１４のいずれか一項に記載のＲ‐Ｔ‐Ｂ系永久磁石。
    
    

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