JP6549720B2 - 希土類コバルト系永久磁石、その製造方法、モータ、及びデバイス - Google Patents

Description

本発明は希土類コバルト系永久磁石に関する。

希土類コバルト系永久磁石として、例えば、質量百分率で、Ｆｅを１４．５％含むサマリウムコバルト磁石がある。また、エネルギー積の向上を目的として、さらに、Ｆｅの含有量を高めたサマリウムコバルト磁石がある。

例えば、特許文献１には、ＲＥ（但し、ＲＥはＳｍ又はＳｍを５０質量％以上含む２種以上の希土類元素）２０〜３０質量％、Ｆｅ１０〜４５質量％、Ｃｕ１〜１０質量％、Ｚｒ０．５〜５質量％、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる合金を用いて得られるサマリウムコバルト磁石が開示されている。具体的には、ストリップキャスティング法を用いて、この合金を鋳造し、薄片を得る。ここで、ストリップキャスティング法とは、溶解した合金を水冷銅ロールに垂らして、厚み１ｍｍ程度の薄片を製造する方法である。続いて、得られた薄片を非酸化性雰囲気中において熱処理を施し、これを粉砕して、粉体を得る。続いて、この粉体を磁場中で圧縮成形し、さらに、焼結、溶体化処理及び時効処理をこの順に施す。

特開２００２−０８３７２７号公報

ところで、良好な磁気特性を有する希土類コバルト系永久磁石が要求されている。

本発明は、良好な磁気特性を有する希土類コバルト系永久磁石を提供する。

本発明にかかる希土類コバルト系永久磁石は、
元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、
質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：１８〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石であって、
複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、
前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、
前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高い。

また、前記粒界部は、質量％で、Ｃｕ：５〜４５％、Ｚｒ：３〜２０％を含んでもよい。また、減磁界を所定の印加磁場でかけて前記印加磁場を徐々に増大させていくと、磁壁が前記複数の結晶粒同士の境界に発生し、引き続いて前記印加磁場を徐々に増大させて、前記印加磁場が臨界磁場を超えたとき、前記磁壁が、前記結晶粒の内部に伝搬し、前記臨界磁場は、４８０ｋＡ／ｍ以上であってもよい。また、固有保磁力が１６００ｋＡ／ｍ以上であってもよい。また、前記不可避的不純物のうち、Ｃ：２００〜１０００ｐｐｍに規制されてもよい。また、前記不可避的不純物のうち、Ｏ：１０００〜５０００ｐｐｍに規制されてもよい。また、密度が８．２５ｇ／ｃｍ^３以上であり、最大エネルギー積が２５５ｋＪ／ｍ^３以上であることを特徴としてもよい。
他方、本発明にかかるモータは、上記した希土類コバルト系永久磁石を備える。
他方、本発明にかかるデバイスは、上記した希土類コバルト系永久磁石を備える。
他方、本発明にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法は、元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：１８〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、前記希土類コバルト系永久磁石は、複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高い、希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、インゴットを粉砕して粉末を形成し、前記粉末をプレス成形して成形体を成形した後で、前記成形体を焼結する焼結ステップと、前記焼結ステップと同じ雰囲気条件のまま、前記成形体を加熱保持することによって、溶体化処理する溶体化処理ステップと、前記成形体を急冷させる急冷ステップと、を備え、前記焼結ステップの前においてＺｒを含む母合金を含む原料を、配合する原料配合ステップと、金型鋳造法を用いて、インゴットを形成する鋳造ステップと、をさらに備える。
他方、本発明にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法は、元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：２０〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、前記希土類コバルト系永久磁石は、複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高い、希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、インゴットを粉砕して粉末を形成し、前記粉末をプレス成形して成形体を成形した後で、前記成形体を、真空度１０Ｐａ以下の雰囲気下において、焼結温度１１７５〜１２２５℃の範囲内で焼結時間２０〜１８０ｍｉｎ加熱保持することによって、焼結する焼結ステップと、前記焼結ステップから引き続き前記雰囲気下のまま、前記成形体を溶体化温度１１３０〜１１８０℃の範囲内で溶体化時間２〜３０時間加熱保持することによって、溶体化処理する溶体化処理ステップと、前記成形体を、急冷速度６０℃／ｍｉｎ以上の急冷速度で急冷させる急冷ステップと、を含む。

本発明によれば、良好な磁気特性を有する希土類コバルト系永久磁石を提供することができる。

実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例の断面組織を模式的に示す図である。 実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法の一例のフローチャートである。 磁場の強さＨｃに対する磁束密度Ｂとの関係を示すグラフである。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例１の永久磁石のＤＦ−ＳＴＥＭによる像である。 実施例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 実施例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 実施例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 実施例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例の断面組織を模式的に示す図である。 実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法の一例のフローチャートである。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 実施例２１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。 比較例１の永久磁石のＤＦ−ＳＴＥＭによる像である。 比較例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 比較例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 比較例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。 比較例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。

本発明者らは、永久磁石の磁区構造が角形性等の磁気特性に影響を与えることに着目した。本発明者らは、原料、製造方法等について鋭意研究を重ね、本発明を想到するに至った。

実施の形態１．
図１を参照して、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石について説明する。図１は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例の断面組織を模式的に示す図である。

実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石は、質量％で、Ｒ：２４％〜２６％、Ｆｅ：１８％〜２２％、Ｃｕ：４．２％〜５．０％、Ｚｒ：２．０％〜２．６％、を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の融点は約１４００℃である。ここで、Ｒは希土類元素であって、希土類元素のうち、少なくともＳｍを含む。希土類元素として、例えば、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａが挙げられる。また、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石は、希土類コバルトを主体とする金属間化合物を含有する。このような金属間化合物は、例えば、ＳｍＣｏ_５、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７が挙げられる。

また、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例として、希土類コバルト系永久磁石１０がある。図１に示すように、希土類コバルト系永久磁石１０は、複数の結晶粒１と、複数の結晶粒１同士の境界（結晶粒界とも称してもよい）にある粒界部２とを含む金属組織を有する。

結晶粒１は、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７を含むセル相（図示略）と、このセル相を囲み、ＳｍＣｏ_５を含むセル壁（図示略）と、Ｚｒ含有板状相（図示略）とを含む。さらに、希土類コバルト系永久磁石１０では、サブミクロンオーダーの組織が結晶粒１内部に形成され、更に、セル相と、セル壁との間に合金組成の濃度差が生じ、特にセル壁へＣｕが濃縮している。

粒界部２は、結晶粒１と比較して、Ｃｕ及びＺｒの少なくとも一方をより多く含む。さらに、粒界部２におけるＣｕの含有量は、希土類コバルト系永久磁石１０全体におけるＣｕの含有量と比較して大きい、又は、同じであってもよく、言い換えると、粒界部２は、Ｃｕを質量％で、５．０％以上含むとよい。また、粒界部２におけるＺｒの含有量は、希土類コバルト系永久磁石１０全体におけるＺｒの含有量と比較して大きく、言い換えると、粒界部２は、Ｚｒを質量％で、２．６％よりも多く含むとよく、より好ましくは、３．０％以上含むとよい。

また、粒界部２は、連続して延びる膜状体である。より具体的には、粒界部２は、複数の結晶粒１をそれぞれ覆うように膜状に形成されているとよい。また、一具体例として、粒界部２は、複数の結晶粒１をそれぞれ覆う複数の膜状部が互いに連続した形状を有する。また、一具体例として、粒界部２は、複数の結晶粒１をそれぞれ覆うとともに、複数の結晶粒１同士を隔てる。

実施の形態１にかかる永久磁石は、時計、電動モータ、計器、通信機、コンピューター端末機、スピーカー、ビデオディスク、センサ、その他機器の各種部品、デバイスとして広く利用することができる。また、実施の形態１にかかる永久磁石は、高い環境温度にあっても磁力を劣化しにくいため、自動車のエンジンルームで使用される角度センサ、イグニッションコイル、ＨＥＶ（Hybrid electric vehicle）などの駆動モータなどへの適用が期待される。

実施の形態１にかかる永久磁石の製造方法．
次に、図２を参照して実施の形態１にかかる永久磁石の製造方法の一例について説明する。図２は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法の一例のフローチャートである。

まず、原料として、希土類元素と、純Ｆｅと、純Ｃｕと、純Ｃｏと、Ｚｒを含む母合金とを準備し、これらを上記した所定の組成となるように配合する（原料配合ステップＳ１）。ここで、母合金とは、通常２種類の金属元素からなる２元系合金であって、溶解原料として用いられるものである。また、Ｚｒを含む母合金は、純Ｚｒの融点１８５２℃より低い融点を有するような成分組成を有する。Ｚｒを含む母合金の融点は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石を溶解させる温度以下、つまり、１６００℃以下であることが好ましく、さらに好ましくは１０００℃以下である。

Ｚｒを含む母合金として、例えば、ＦｅＺｒ合金やＣｕＺｒ合金が挙げられる。ＦｅＺｒ合金及びＣｕＺｒ合金は、低い融点を有するため、後述するインゴットの組織中にＺｒを均一に分散させて好ましい。従って、ＦｅＺｒ合金及びＣｕＺｒ合金は共晶組成又はこれに近い近傍の組成を有すると、融点が１０００℃以下に抑制されて好ましい。具体的には、ＦｅＺｒ合金は、例えば、Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％合金である。Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％合金は、質量％で、Ｚｒを７５〜８５％含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。また、ＣｕＺｒ合金は、例えば、Ｃｕ５０％Ｚｒ５０％合金である。Ｃｕ５０％Ｚｒ５０％合金は、質量％で、Ｚｒを４５〜５５％含み、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる。

次いで、配合した原料をアルミナ製の坩堝に装入し、１×１０^−２Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気下又は不活性ガス雰囲気下において、高周波溶解炉により溶解し、金型に鋳造することにより、インゴットを得る（インゴット鋳造ステップＳ２）。鋳造方法は、例えば、ブックモールド法と呼ばれる金型鋳造方法である。なお、得られたインゴットを溶体化温度で１〜２０時間程度熱処理してもよい。この熱処理を行うと、インゴットの組織をより均一化させて好ましい。

次いで、得られたインゴットを粉砕し、所定の平均粒径を有する粉末を得る（粉末生成ステップＳ３）。典型的には、まず、得られたインゴットを粗粉砕し、さらに、この粗粉砕したインゴットをジェットミルなどを用いて不活性雰囲気中で微粉砕し、粉末化させる。粉末の平均粒径（ｄ５０）は、例えば、１〜１０μｍである。なお、平均粒径（ｄ５０）は、レーザー回折・散乱法によって求めた粒度分布における積算値５０％での粒径であり、具体的には、粒径は、フェレット径である。

次いで、得られた粉末を、所定の磁場中において、さらに、この粉末を磁場方向に垂直に加圧してプレス成形し、成形体を得る（プレス成形ステップＳ４）。ここで、プレス成形条件として、磁場は、例えば、１５ｋＯｅ以上であり、プレス成形の圧力値は、例えば、０．５〜２．０ｔｏｎ／ｃｍ^２（＝４９〜１９６ＭＰａ）である。なお、製品に応じて、磁場は１５ｋＯｅ（＝１１９３．７ｋＡ／ｍ）以下であっても、上記した粉末を磁場方向に平行に加圧してプレス成形してもよい。非ＳＩ単位とＳＩ単位との換算は、例えば、以下の換算式１〜４を用いて、行なうとよい。
１［ｋＯｅ］＝１０^３／４π［ｋＡ／ｍ］ （…換算式１）
１［ＭＧＯｅ］＝１０^２／４π［ｋＪ／ｍ^３］ （…換算式２）
１．０［ｔｏｎ／ｃｍ^２］＝９８．０６６５［ＭＰａ］ （…換算式３）
１．０［Ｔｏｒｒ］＝１３３．３２［Ｐａ］ （…換算式４）

次いで、成形体を１×１０^−２Ｔｏｒｒ（＝１．３３３２Ｐａ）以下の真空雰囲気下、又は、不活性雰囲気下において、焼結温度に加熱し、焼結する（焼結ステップＳ５）。焼結温度は、例えば、１１５０〜１２５０℃である。

次いで、引き続き同じ雰囲気条件のまま、成形体を焼結温度よりも２０℃〜５０℃低い溶体化温度で溶体化処理を行う（溶体化処理ステップＳ６）。溶体化時間は、例えば、２〜１０時間である。なお、得られた成形体の組織と、目標とする磁気特性とに応じて、適宜変更してもよい。溶体化時間が短すぎると、成分組成の均一化が不十分となる。一方、溶体化時間が長すぎると、成形体に含まれるＳｍが揮発する。これにより、成形体の内部と表面との成分組成に差が生じ、永久磁石としての磁気特性が劣化することがある。

なお、焼結ステップＳ５と溶体化処理ステップＳ６とを連続して行うと、量産性を向上して好ましい。焼結ステップＳ５と溶体化処理ステップＳ６とを連続して行う場合、焼結温度から溶体化温度まで、低い降温速度、例えば、０．２〜５℃／ｍｉｎで降温させる。この降温速度が遅いと、Ｚｒが成形体の金属組織中において、より確実に分散し、均一に分布し得て好ましい。

次いで、溶体化処理された成形体を、３００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で急冷する（急冷ステップＳ７）。さらに、引き続き同じ雰囲気条件のまま、７００〜８７０℃の温度に１時間以上加熱保持し、引き続いて、少なくとも６００℃に降下するまで、好ましくは４００℃以下に降下するまで、０．２〜５℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却させる（初段時効処理ステップＳ８）。

以上の工程を経ると、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石が得られる。
ところで、金型鋳造方法は、水冷銅ロールなどの複雑な装置を必要とするストリップキャスト法と比較して、簡易な装置でも鋳造を行うことができる。実施の形態１によれば、金型鋳造方法を用いて、永久磁石を製造することできる、つまり、簡易な装置を用いて、良好な磁気特性を有する永久磁石を製造することができる。

また、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の密度は、金型鋳造法を用いることで、８．１５〜８．３９ｇ／ｃｍ^３の範囲内にある傾向にある。また、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の平均結晶粒径は、金型鋳造法を用いることで、４０〜１００μｍの範囲内にある傾向にある。

ところで、インゴット鋳造ステップＳ２において金型鋳造法の代わりにストリップキャスト法を用いたところを除いて、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石と同じ製造方法で製造した永久磁石がある。この永久磁石の密度は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の密度と比較して大きく、具体的には、８．４０ｇ／ｃｍ^３以上となる傾向にある。また、この永久磁石の平均結晶粒径は、４０μｍを下回る傾向にある。

実施の形態２．
図１５を参照して、実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石について説明する。図１５は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例の断面組織を模式的に示す図である。

実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石は、質量％で、Ｒ：２３％〜２７％、Ｆｅ：２０％〜２５％、Ｃｕ：３．５％〜５．０％、Ｚｒ：１．５％〜３．０％、を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる。実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の融点は約１４００℃である。ここで、Ｒは希土類元素であって、希土類元素のうち、少なくともＳｍを含む。希土類元素として、例えば、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａが挙げられる。また、実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石は、希土類コバルトを主体とする金属間化合物を含有する。このような金属間化合物は、例えば、ＳｍＣｏ_５、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７が挙げられる。

また、実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の一例として、希土類コバルト系永久磁石２００がある。図１５に示すように、希土類コバルト系永久磁石２００は、複数の結晶粒２０１と、複数の結晶粒２０１同士の境界（結晶粒界とも称してもよい）にある粒界部２０２とを含む金属組織を有する。

結晶粒２０１は、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７を含むセル相（図示略）と、このセル相を囲み、ＳｍＣｏ_５を含むセル壁（図示略）と、Ｚｒ含有板状相（図示略）とを含む。さらに、希土類コバルト系永久磁石２００では、サブミクロンオーダーの組織が結晶粒２０１内部に形成され、更に、セル相と、セル壁との間に合金組成の濃度差が生じ、特にセル壁へＣｕが濃縮している。

粒界部２０２は、結晶粒２０１と比較して、Ｃｕ及びＺｒの少なくとも一方をより多く含む。さらに、粒界部２０２におけるＣｕの含有量は、希土類コバルト系永久磁石２００全体におけるＣｕの含有量と比較して大きい、又は、同じであってもよく、言い換えると、粒界部２０２は、Ｃｕを質量％で、５．０％以上含むとよく、例えば、４５．０％を含んでもよい。また、粒界部２０２におけるＺｒの含有量は、希土類コバルト系永久磁石２００全体におけるＺｒの含有量と比較して大きく、言い換えると、粒界部２０２は、Ｚｒを質量％で、２．６％よりも多く含むとよく、より好ましくは３．０％以上含むとよく、さらに好ましくは６．０％以上含むとよく、例えば、２０．０％を含んでもよい。

また、粒界部２０２は、連続して延びる膜状体である。より具体的には、粒界部２０２は、複数の結晶粒２０１をそれぞれ覆うように膜状に形成されているとよい。また、一具体例として、粒界部２０２は、複数の結晶粒２０１をそれぞれ覆う複数の膜状部が互いに連続した形状を有する。また、一具体例として、粒界部２０２は、複数の結晶粒２０１をそれぞれ覆うとともに、複数の結晶粒２０１同士を隔てる。

希土類コバルト系永久磁石２００の一具体例は、密度８．２５ｇ／ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ／ｍ^３以上、保磁力（固有保磁力）Ｈｃｊ１６００ｋＡ／ｍ以上である。

実施の形態２にかかる永久磁石は、時計、電動モータ、計器、通信機、コンピューター端末機、スピーカー、ビデオディスク、センサ、その他機器の各種部品、デバイスとして広く利用することができる。また、実施の形態２にかかる永久磁石は、高い環境温度にあっても磁力を劣化しにくいため、自動車のエンジンルームで使用される角度センサ、イグニッションコイル、ＨＥＶ（Hybrid electric vehicle）などの駆動モータなどへの適用が期待される。

実施の形態２にかかる永久磁石の製造方法．
次に、図１６を参照して実施の形態２にかかる永久磁石の製造方法の一例について説明する。図１６は、実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法の一例のフローチャートである。

まず、原料として、希土類元素と、純Ｆｅと、純Ｃｕと、純Ｃｏと、Ｚｒを含む母合金とを準備し、これらを上記した所定の組成となるように配合する（原料配合ステップＳ２１）。上記したように、所定の組成は、質量％で、Ｒ：２３％〜２７％、Ｆｅ：２０％〜２５％、Ｃｕ：３．５％〜５．０％、Ｚｒ：１．５％〜３．０％、を含み、残部がＣｏである。所定の組成は、質量％で、Ｒ：２４％〜２６％、Ｆｅ：２０％〜２５％、Ｃｕ：４．０％〜５．０％、Ｚｒ：２．０％〜２．５％、を含み、残部がＣｏであると好ましい。Ｚｒを含む母合金は、原料配合ステップＳ１（図２参照）で用いた合金と同じ種類の合金を利用するとよい。

次いで、配合した原料をアルミナ製の坩堝に装入し、１×１０^−２Ｔｏｒｒ以下の真空雰囲気下又は不活性ガス雰囲気下において、高周波溶解炉により溶解し、金型に鋳造することにより、インゴットを得る（インゴット鋳造ステップＳ２２）。鋳造方法は、例えば、ブックモールド法と呼ばれる金型鋳造方法である。なお、得られたインゴットを溶体化温度で１〜２０時間程度熱処理してもよい。この熱処理を行うと、インゴットの組織をより均一化させて好ましい。

次いで、得られたインゴットを粉砕し、所定の平均粒径を有する粉末を得る（粉末生成ステップＳ２３）。典型的には、まず、得られたインゴットを粗粉砕し、粗粉末を形成する。粗粉末の平均粒径（ｄ５０）は、例えば、１００〜５００μｍである。さらに、この粗粉末をジェットミルなどを用いて不活性雰囲気中で微粉砕し、粉末化させる。粉末の平均粒径（ｄ５０）は、例えば、１〜１０μｍである。なお、平均粒径（ｄ５０）は、レーザー回折・散乱法によって求めた粒度分布における積算値５０％での粒径であり、具体的には、粒径は、フェレット径である。

次いで、プレス成形ステップＳ４（図２参照）と同様に、得られた粉末を、所定の磁場中において、さらに、この粉末を磁場方向に垂直に加圧してプレス成形し、成形体を得る（プレス成形ステップＳ２４）。プレス成形条件についても、プレス成形ステップＳ４（図２参照）と同じである。

次いで、成形体を１０Ｐａ以下の真空雰囲気下、又は、不活性雰囲気下において、焼結温度に加熱し、焼結する（焼結ステップＳ２５）。焼結温度は、１１７５〜１２２５℃であると好ましく、さらに好ましくは１１８０〜１２２０℃である。焼結時間は、２０〜１８０分間であると好ましく、さらに好ましくは３０〜１５０分間である。真空雰囲気は、１Ｐａ未満であると好ましい。

次いで、引き続き同じ雰囲気条件のまま、成形体を溶体化温度で所定の時間、加熱保持することによって、溶体化処理を行う（溶体化処理ステップＳ２６）。溶体化温度は、１１３０〜１１８０℃であると好ましく、さらに好ましくは、１１４０〜１１７０℃である。溶体化時間は、２〜３０時間であると好ましく、さらに好ましくは、４〜２０時間である。なお、得られた成形体の組織と、目標とする磁気特性とに応じて、適宜変更してもよい。溶体化時間が２時間よりも長いと、成分組成が十分に均一化しやすい。一方、溶体化時間が３０時間以下であれば、成形体に含まれるＳｍが揮発しにくい。これにより、成形体の内部と表面との成分組成に差が生じ、永久磁石としての磁気特性が劣化することが抑制される。

なお、焼結ステップＳ２５と溶体化処理ステップＳ２６とを連続して行うと、量産性を向上して好ましい。焼結ステップＳ２５と溶体化処理ステップＳ２６とを連続して行う場合、焼結温度から溶体化温度まで、低い降温速度、例えば、０．２〜５℃／ｍｉｎで降温させる。この降温速度が遅いと、Ｚｒが成形体の金属組織中において、より確実に分散し、均一に分布し得て好ましい。

次いで、溶体化処理された成形体を冷却して、成形体の温度を下げる。成形体の温度が１０００℃〜６００℃の範囲内において、所定の冷却速度で急冷する（急冷ステップＳ２７）。成形体の温度が１０００℃になるまで降下したときに、急冷を開始し、成形体の温度が６００℃になるまで降下したとき、急冷を終了する。この所定の冷却速度は、６０℃／ｍｉｎ以上であり、７０℃／ｍｉｎ以上であると好ましく、さらに好ましくは、８０℃／ｍｉｎ以上である。

さらに、引き続き同じ雰囲気条件のまま、所定の時効温度で２〜２０時間加熱保持し多後、少なくとも４００℃に降下するまで所定の冷却速度で冷却させる（初段時効処理ステップＳ２８）。時効温度は、７００〜９００℃であると好ましく、さらに好ましくは８００〜８５０℃である。冷却速度は、２℃／ｍｉｎ以下であると好ましく、さらに好ましくは、０．５℃／ｍｉｎ以下である。

以上の工程を経ると、実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石が得られる。実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石は、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石と同様に、金型鋳造方法を用いて、永久磁石を製造することできる、つまり、簡易な装置を用いて、良好な磁気特性を有する永久磁石を製造することができる。

また、実施の形態２にかかる永久磁石の密度は、８．２５〜８．４５ｇ／ｃｍ^３の範囲内にある傾向にある。

また、焼結ステップＳ２５では、成形体を１０Ｐａ以下の真空雰囲気下、又は、不活性雰囲気下において、焼結温度に加熱し、焼結したが、ＳＰＳ（Spark Plasma Sintering:放電焼結）等の熱処理を施してもよい。

実験１．
次に、表１、表２、図３〜１４、及び図２３〜３２を用いて、実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石についての実施例１と、比較例１とについて行った実験について説明する。図３は、磁場の強さＨｃに対する磁束密度Ｂとの関係を示すグラフである。図４〜図９は、実施例１の永久磁石の磁区を示す像である。図１０は、実施例１の永久磁石のＤＦ−ＳＴＥＭによる像である。図１１〜図１４は、実施例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。図２３〜図２７は、比較例１の永久磁石の磁区を示す像である。図２８は、比較例１の永久磁石のＤＦ−ＳＴＥＭによる像である。図２９〜図３２は、比較例１の永久磁石の元素マッピングによる像である。

実施例１は、上記した実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図２参照）と同じ方法で製造した。詳細には、原料配合ステップＳ１では、目標組成は、表１に示した。

Ｚｒを含む母合金として、Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％合金を使用した。また、粉末生成ステップＳ３では、ジェットミルを用いて、インゴットを不活性雰囲気中で微粉砕し、平均粒径（ｄ５０）６μｍの粉末を生成した。また、プレス成形ステップＳ４では、磁場１５ｋＯｅ、プレス成形の圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ^２（＝９８ＭＰａ）の条件でプレス成形を行ない、複数のプレス成形体を得た。また、焼結ステップＳ５では、焼結温度１２００℃で焼結を行なった。また、溶体化処理ステップＳ６では、降温速度１℃／ｍｉｎで溶体化温度まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、溶体化処理時間４時間の条件で溶体化処理を行った。また、急冷ステップＳ７では、３００℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷を行った。初段時効処理ステップＳ８では、焼結体を不活性雰囲気中で８５０℃の温度で１０時間加熱保持して等温時効処理を行い、その後０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで連続時効処理を行い、永久磁石を得た。

なお、比較例１は、原料配合ステップＳ１を除いて、上記した実施の形態１にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法と同じ製造方法を用いて製造された。比較例１の製造方法では、原料配合ステップＳ１に相当するステップにおいて、表１に示す目標組成となるように、配合した。Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％合金の代わりに、スポンジジルコニウムと呼ばれるＺｒ金属を用いた。

実施例１、比較例１の磁気特性について測定した。測定した磁気特性は、磁気曲線、残留磁束密度Ｂｒ［Ｔ］、保磁力（固有保磁力）Ｈｃｊ［ｋＡ／ｍ］、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ［ｋＪ／ｍ^３］、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊ［％］である。ここで、角形性Ｈｋ／ＨｃＪは減磁曲線の角形を表し、値が大きいほど優れた磁石特性を表していると言える。Ｈｋは残留磁束密度Ｂｒの９０％のＢと、減磁曲線が交差する時の磁場の強さＨｃの値である。また、密度についても測定した。測定した結果を図３及び表２に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例１及び比較例１の断面組織の磁区構造を観察した。この観察による像を図４〜図９、図２３〜図２７に示した。また、ＤＦ−ＳＴＥＭ／ＥＤＸ（Dark Field - Scanning Transmission Electron Microscope / Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）を用いて、これらの断面組織における各元素の組成（含有量）を計測し、元素マッピングを行なった。この計測による像を図１０〜図１４、図２８〜図３２に示した。

（磁気特性評価）
表２に示すように、実施例１では、比較例１と比較して、残留磁束密度Ｂｒ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、及び、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが高い値を示した。この一因として、実施例１では、Ｆｅの含有量が比較例１と比較して高く、Ｚｒの含有量が比較例１と比較して低いことが考えられる。また、他の一因としては、実施例１ではＦｅＺｒ合金を用いており、インゴット鋳造ステップＳ２において、十分に溶解させて、Ｚｒを金属組織に均一に分布させたからと考えられる。また、一方、比較例１ではスポンジジルコニウムと呼ばれるＺｒ金属を用いており、インゴット鋳造ステップＳ２において、実施例１と比較して、十分に溶解させることができず、Ｚｒが金属組織に不均一に分布したからと考えられる。
また、比較例１では、密度が実施例１と比較して高いのにもかかわらず、残留磁束密度Ｂｒが低いことから結晶軸の配向度が低いと思われる。この一因として、実施例１と比較して、平均結晶粒径が小さいことが挙げられる。平均結晶粒径が４０〜１００μｍの範囲にあると、永久磁石が良好な残留磁束密度Ｂｒ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊを有し得るため、好ましい。

（磁区構造観察）
実施例１の磁区構造では、減磁界において印加磁場の絶対値を徐々に増大させながら、観察を行った。まず、図４に示すように、印加磁場−０ｋＡ／ｍにおいて、逆磁区とその周辺とを分ける磁壁を確認できなかった。続いて、図５に示すように、印加磁場−４００ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が結晶粒界に発生していることが確認された。続いて、図６に示すように、印加磁場−４８０ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が結晶粒界に沿って発生することが確認された。続いて、図７に示すように、印加磁場−１２００ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が結晶粒内部に（ここでは、矢印方向に）移動した。従って、磁壁が結晶粒界から結晶粒内部への移動の可否を決定する臨界磁場は、印加磁場−４８０〜−１２００ｋＡ／ｍの範囲内にあると考えられる。続いて、図８に示すように、印加磁場−１２８０ｋＡ／ｍにおいても、磁壁が結晶粒内部に引き続き移動していることが確認された。最後に、図９に示すように、印加磁場−１６００ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が結晶粒内部に引き続き移動した。

上記した実施例１の磁区構造観察によると、低い磁界、つまり、印加磁場の絶対値が小さい場合、結晶粒界に均一に逆磁区が発生していることが確認された。そのため、粒界での磁壁ピニング力が均一であることから、減磁曲線の角形性が向上する。また、高い磁界、印加磁場の絶対値が大きい場合、高い磁界で逆磁区が伝搬し始めることが確認された。

一方、比較例１の磁区構造では、図２３に示すように、印加磁場−０ｋＡ／ｍにおいて、逆磁区とその周辺とを分ける磁壁を確認できなかった。続いて、図２４に示すように、印加磁場−１１２０ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が結晶粒界の一部に発生した。続いて、図２５に示すように、印加磁場−１４４０ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が、発生した箇所を起点として結晶粒内に移動した。続いて、図２６に示すように、印加磁場−１５２０ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が、引き続き結晶粒内に移動した。続いて、図２７に示すように、印加磁場−１６００ｋＡ／ｍにおいて、磁壁が、さらに引き続き結晶粒内に移動した。

上記した比較例１の磁区構造観察によると、低い磁界では、逆磁区が観察されなかった。一方、高い磁界で結晶粒界の一部から部分的に逆磁区が発生し、この逆磁区が結晶粒内に伝搬した。これにより、比較例１における結晶粒界での磁壁ピニング力が、実施例１のそれと比較して不均一であることから、減磁曲線の角形性も低かったと考えられる。

ところで、磁壁は磁壁エネルギーの低いところから発生し、拡張していくことが知られている。したがって、永久磁石において、磁壁が広範囲で一様に発生することは、磁壁エネルギーが揃っていると示唆しており、つまり、永久磁石の角形性が良好であると考えられる。したがって、実施例１の磁区構造は、比較例１の磁区構造と比較して、磁壁が広範囲で一様に発生しているため、実施例１の角形性は、比較例１の磁区構造と比較して、良好である。

（元素マッピング）
実施例１の永久磁石の断面組織では、図１０に示すように、複数の結晶粒２１と、結晶粒２１同士の境界にある粒界部２２とが観察された。図１１に示すように、結晶粒２１におけるＦｅの含有量（組成）が、粒界部２２におけるＦｅの含有量と比較して高かった。同様に、図１２に示すように、結晶粒２１におけるＣｏの含有量が、粒界部２２におけるＣｏの含有量と比較して高かった。

一方、図１３に示すように、粒界部２２におけるＣｕの含有量が、結晶粒２１におけるＣｕの含有量と比較して高かった。同様に、図１４に示すように、粒界部２２におけるＺｒの含有量が、結晶粒２１におけるＺｒの含有量と比較して高かった。したがって、粒界部２２は、Ｃｕ及びＺｒが濃縮している濃縮部を有する。濃縮部はいずれも連なっており、途切れた部分を確認することができなかった。また、粒界部２２が、質量％で、Ｃｕを５〜３０％含み、Ｚｒを３〜２０％含むことを確認した。

一方、比較例１の永久磁石の断面組織では、図２８に示すように、複数の結晶粒９１と、結晶粒９１同士の境界にある粒界部９２とが観察された。図２９に示すように、結晶粒９１におけるＦｅの含有量が、粒界部９２におけるＦｅの含有量と比較して高かった。同様に、図３０に示すように、結晶粒９１におけるＣｏの含有量が、粒界部９２におけるＣｏの含有量と比較して高かった。

一方、図３１に示すように、粒界部９２におけるＣｕの含有量が、結晶粒９１におけるＣｕの含有量と比較して高い部位を複数有する。同様に、図３２に示すように、粒界部９２におけるＺｒの含有量が、結晶粒９１におけるＺｒの含有量と比較して高い部位を複数有する。具体的には、粒界部９２は、Ｃｕが濃縮しているＣｕ濃縮部と、Ｚｒが濃縮しているＺｒ濃縮部とを有する。Ｃｕ濃縮部及びＺｒ濃縮部は、途切れた部分を有し、連なっていなかった。

ここで、実施例１の粒界部２２におけるＣｕ濃縮部及びＺｒ濃縮部はいずれも連なっている一方で、比較例１の粒界部９２におけるＣｕ濃縮部及びＺｒ濃縮部は途切れている。この構成が、上記した実施例１及び比較例１の磁区構造観察における結晶粒界における逆磁区の発生の仕方の違いに影響を与えていると考えられる。

実験２．
次に、以下の表３を用いて、実施の形態１にかかる永久磁石についての実施例２〜９と、比較例２〜９について行った実験について説明する。

実施例２〜９では、表３に示す成分を目標組成として原料を準備し、実施例１と同じ製造方法で製造した。また、実施例２〜９、比較例２〜９の各磁気特性を測定した。また、実施例１及び比較例１と同様に、実施例２〜実施例９の磁区構造を観察した。

表３に示すように、実施例２及び３では、保磁力Ｈｃｊが１６００ｋＡ／ｍ以上であり、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが２００ｋＪ／ｍ^３以上であり、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが５０％以上であり、いずれも良好な値を示した。なお、保磁力Ｈｃｊが１６００ｋＡ／ｍ以上、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが２００ｋＪ／ｍ^３以上、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが５０％以上を良好な値とした。一方、比較例２では、実施例２及び３と比較して、Ｓｍの含有量が２３．５質量％と小さく、保磁力Ｈｃｊ及びエネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。比較例３では、実施例２及３と比較して、Ｓｍの含有量が２６．５質量％と大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、目標組成におけるＳｍの含有量が２４〜２６質量％であれば、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが良好な値であると考えられる。

また、実施例４及び５では、実施例２及び３と同様に、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊは、いずれも良好な値を示した。一方、比較例４では、実施例４及び５と比較して、Ｆｅの含有量が１７．５質量％と小さく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。比較例５では、実施例４及び５と比較して、Ｆｅの含有量が２２．５質量％と大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、目標組成におけるＦｅの含有量が１８〜２２質量％であれば、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが良好な値であると考えられる。

また、実施例６及び７では、実施例２及び３と同様に、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊは、いずれも良好な値を示した。一方、比較例６では、実施例６及び７と比較して、Ｃｕの含有量が４．０質量％と小さく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。比較例８では、実施例６及び７と比較して、Ｃｕの含有量が５．２質量％と大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、目標組成におけるＣｕの含有量が４．２〜５．０質量％であれば、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが良好な値であると考えられる。

また、実施例８及び９では、実施例２及び３と同様に、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、及び、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊは、いずれも良好な値を示した。一方、比較例８では、実施例８及び９と比較して、Ｚｒの含有量が１．８質量％と小さく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。比較例９では、実施例８及び９と比較して、Ｚｒの含有量が２．８質量％と大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、目標組成におけるＺｒの含有量が２．０〜２．６質量％であれば、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが良好な値であると考えられる。

なお、実施例１及び比較例１と同様に、実施例２〜９の磁区構造を観察した。その結果、実施例２〜９では、実施例１と同様に、磁壁が結晶粒界に沿って均一に発生し、臨界磁場を超えると、結晶粒の内部に向かって成長することを確認した。

実験３．
次に、以下の表４を用いて、実施の形態１にかかる永久磁石についての実施例１０〜１３と、比較例１０及び１１とについて行った実験について説明する。

実施例１０〜１３では、質量％で、Ｓｍ：２４．５〜２５．５％、Ｃｕ：４．５％、Ｆｅ：２０．０％、Ｚｒ：２．３％、残部がＣｏからなる合金を目標組成としつつ、表４に示すように、Ｃ（炭素）、Ｏ（酸素）の含有量を変化させるところを除き、実施例１と同じ製造方法で製造した。Ｃ（炭素）の含有量は、プレス成形ステップＳ４において、ステアリン酸などの潤滑剤の量や添加方法を変更することにより、調節した。Ｏ（酸素）の含有量は、粉末生成ステップＳ３において、微粉砕する際の粉砕粒径等を変更することにより、調節した。また、実施例１及び比較例１と同様に、実施例１０〜１３、比較例１０及び１１の各磁気特性を測定した。また、実施例１及び比較例１と同様に、実施例１０〜１３の磁区構造を観察した。

表４に示すように、実施例１０及び１１では、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、及び、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊは、いずれも良好な値を示した。一方、比較例１０では、実施例１０及び１１と比較して、Ｃの含有量が１１００ｐｐｍと大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、及び、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、Ｃの含有量を２００〜１０００ｐｐｍに規制すると、良好な磁気特性が維持されると考えられる。

実施例１２及び１３では、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ、及び、角形性Ｈｋ／Ｈｃｊは、いずれも良好な値を示した。一方、比較例１１では、実施例１２及び１３と比較してＯの含有量が５２５０ｐｐｍと大きく、保磁力Ｈｃｊ、エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ及び角形性Ｈｋ／Ｈｃｊが小さかった。つまり、Ｏの含有量を１０００〜５０００ｐｐｍ、より望ましくは、１０００〜３５００ｐｐｍに規制すると、良好な磁気特性が維持されると考えられる。

なお、実施例１及び比較例１と同様に、実施例１０〜１３の磁区構造を観察した。その結果、実施例１０〜１３では、実施例１と同様に、磁壁が結晶粒界に沿って均一に発生し、臨界磁場を超えると、結晶粒の内部に向かって成長することを確認した。

実験４．
次に、以下の表５及び表６を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例２１〜２３と、参考例１及び２とについて行った実験について説明する。

実施例２１〜２３は、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法で製造した。実施例２１〜２３における原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表５に示した。表５に示すように、実施例２１〜２３の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２５．０％、Ｆｅ：２１．０％、Ｃｕ：４．３５％、Ｚｒ：２．００％、を含み、残部がＣｏである。セル界面Ｃｕ量は、粒界部２０２に相当する部位におけるＣｕの含有量であり、セル界面Ｚｒ量は、粒界部２０２に相当する部位におけるＺｒの含有量である。

原料配合ステップＳ２１では、Ｚｒを含む母合金として、Ｆｅ２０％Ｚｒ８０％合金を使用した。また、粉末生成ステップＳ２３では、粗粉末の平均粒径（ｄ５０）は、１００〜５００μｍとした。また、ボールミルを用いて、インゴットを不活性雰囲気中で微粉砕し、平均粒径（ｄ５０）６μｍの粉末を生成した。また、プレス成形ステップＳ２４では、磁場１５ｋＯｅ、プレス成形の圧力１．０ｔｏｎ／ｃｍ^２（＝９８ＭＰａ）の条件でプレス成形を行ない、複数の成形体を得た。また、焼結ステップＳ２５では、１０Ｐａの真空雰囲気下において、表５に示す焼結温度の条件で１．０時間焼結を行なった。また、溶体化処理ステップＳ２６では、成形体を溶体化温度１１５０℃まで降温させて、溶体化温度１１５０℃、溶体化処理時間１０時間の条件で溶体化処理を行った。また、急冷ステップＳ２７では、成形体の温度が１０００℃〜６００℃の範囲内において、８０℃／ｍｉｎの冷却速度で急冷を行った。初段時効処理ステップＳ２８では、成形体を不活性雰囲気中で温度８５０℃になるまで加熱し、時効温度８５０℃で１０時間加熱保持して等温時効処理を行い、その後０．５℃／ｍｉｎの冷却速度で３５０℃まで連続時効処理を行い、永久磁石を得た。

なお、参考例１及び２は、焼結ステップＳ２５を除いて、実施例２１〜２３と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２１〜２３の同じ条件で製造した。参考例１及び２の製造方法における、焼結ステップＳ２５に相当するステップにおいて、表５に示す焼結温度で焼結した。

実施例２１〜２３、参考例１及び２の密度及び磁気特性について測定した。測定した磁気特性は、保磁力（固有保磁力）Ｈｃｊ［ｋＡ／ｍ］、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ［ｋＪ／ｍ^３］である。測定した結果を表５に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例２１の断面組織の磁区構造を観察した。この観察による像を図１７〜図２２に示した。

表５が示すように、実施例２１〜２３の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例２１〜２３の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、焼結温度が１１７５〜１２２５℃の範囲内にあることが考えられる。具体的には、焼結温度が１１７５℃以上である場合、焼結が十分に進み、焼結温度が１２２５℃以下である場合、Ｓｍの蒸発が少ないため、良好な磁気特性を有すると考えられる。

一方、参考例１及び２の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を参考例１及び２の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、焼結温度が１１７５℃未満、又は、１２２５℃より高いことが考えられる。

（磁区構造観察）
実施例２１の磁区構造では、減磁界において印加磁場の絶対値を徐々に増大させながら、観察を行った。まず、図１７に示すように、印加磁場０ｋＯｅ（＝−０ｋＡ／ｍ）において、逆磁区とその周辺とを分ける磁壁を確認できなかった。

続いて、図１８に示すように、印加磁場−３ｋＯｅ（＝−２３８．７ｋＡ／ｍ）において、磁壁が結晶粒界に発生しており、逆磁区が粒界に沿って均一な幅を有することが確認された。

続いて、図１９に示すように、印加磁場−１０ｋＯｅ（＝−７９５．８ｋＡ／ｍ）において、磁壁が結晶粒内部に（ここでは、矢印方向に）移動した。つまり、逆磁区が結晶粒内部へ伝播し始めている。従って、磁壁が結晶粒界から結晶粒内部への移動の可否を決定する臨界磁場は、印加磁場−３〜−１０ｋＯｅ（＝−２３８．７〜−７９５．８ｋＡ／ｍ）の範囲内にあると考えられる。

続いて、図２０に示すように、印加磁場−１２ｋＯｅ（＝−９５４．９ｋＡ／ｍ）において、磁壁が結晶粒内部に引き続き移動しており、逆磁区による結晶粒内部への伝播が拡大している。

続いて、図２１に示すように、印加磁場−１４ｋＯｅ（＝−１１１４．１ｋＡ／ｍ）においても、磁壁が結晶粒内部に引き続き移動しており、逆磁区による結晶粒内部への伝播がさらに拡大している。

最後に、図２２に示すように、印加磁場−１８ｋＯｅ（＝−１４３２．４ｋＡ／ｍ）において、逆磁区による結晶粒内部への伝播がさらに進み、磁化反転が終了した。

上記した実施例２１の磁区構造観察によると、低い磁界、つまり、印加磁場の絶対値が小さい場合、結晶粒界に均一に逆磁区が発生していることが確認された。そのため、粒界での磁壁ピニング力が均一であることから、減磁曲線の角形性が向上する。また、高い磁界、印加磁場の絶対値が大きい場合、高い磁界で逆磁区が伝搬し始めることが確認された。

なお、実施例２２及び２３でも、印加磁場の絶対値が小さい場合、結晶粒界に均一に逆磁区が発生していることが確認されているため、粒界での磁壁ピニング力が均一であることから、減磁曲線の角形性が向上する。

実験５．
次に、以下の表７及び表８を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例２４〜２６と、比較例２３及び２４とについて行った実験について説明する。

実施例２４〜２６は、原料配合ステップＳ２１、焼結ステップＳ２５、及び溶体化処理ステップＳ２６を除いて、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２２と同じ条件で製造した。
実施例２４〜２６における原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表７に示した。表７に示すように、実施例２４〜２６の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２５．５％、Ｆｅ：２５．０％、Ｃｕ：５．０％、Ｚｒ：２．１５％、を含み、残部がＣｏである。

焼結ステップＳ２５では、１０Ｐａの真空雰囲気下において、焼結温度１２００℃、表７に示す焼結時間の条件で、焼結を行なった。溶体化処理ステップＳ２６では、成形体を溶体化温度１１５５℃まで降温させて、溶体化温度１１５５℃、溶体化処理時間１０時間の条件で溶体化処理を行った。

なお、比較例２３及び２４は、焼結ステップＳ２５及び溶体化処理ステップＳ２６を除いて、実施例２４〜２６と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２４〜２６と同じ条件で製造した。比較例２３及び２４の製造方法では、焼結ステップＳ２５に相当するステップにおいて、表７に示す焼結時間で焼結した。溶体化処理ステップＳ２６に相当するステップでは、成形体を溶体化温度１１７０°まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。

実施例２４〜２６、比較例２３及び２４の密度及び磁気特性について、実施例２１〜２３と同様に測定した。測定した結果を表７に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例２４〜２６、比較例２３及び２４の断面組織の磁区構造を観察した。この観察した結果を表８に示す。

表７が示すように、実施例２４〜２６の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例２４〜２６の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、焼結時間が２０〜１８０分（ｍｉｎ）の範囲内にあることが考えられる。具体的には、焼結時間が２０分以上である場合、焼結が十分に進み、焼結時間が１８０分以下である場合、Ｓｍの蒸発が少ないため、良好な磁気特性を有すると考えられる。

一方、比較例２３及び２４の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を比較例２３及び２４の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、焼結時間が２０分未満、又は、１８０分よりも長いことが考えられる。

実験６．
次に、以下の表９及び表１０を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例２７〜２９と、比較例２５及び２６とについて行った実験について説明する。

実施例２７〜２９は、原料配合ステップＳ２１、焼結ステップＳ２５及び溶体化処理ステップＳ２６を除いて、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２２と同じ条件で製造した。
実施例２７〜２９における原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表９に示した。表９に示すように、実施例２７〜２９の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２４．５％、Ｆｅ：２０．０％、Ｃｕ：４．６５％、Ｚｒ：３．００％、を含み、残部がＣｏである。

焼結ステップＳ２５では、１０Ｐａの真空雰囲気下において、焼結温度１２１０℃、焼結時間１．０時間の条件で、焼結を行なった。溶体化処理ステップＳ２６では、成形体を、表９に示す溶体化温度まで降温させて、その溶体化温度、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。

なお、比較例２５及び２６では、溶体化処理ステップＳ２６を除いて、実施例２７〜２９と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２７〜２９と同じ条件で製造した。
溶体化処理ステップＳ２６に相当するステップでは、成形体を、表９に示す溶体化温度まで降温させて、その溶体化温度、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。

実施例２７〜２９、比較例２５及び２６の密度及び磁気特性について、実施例２１〜２３と同様に測定した。測定した結果を表９に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例２７〜２９、比較例２５及び２６の断面組織の磁区構造を観察した。この観察した結果を表１０に示す。

表９が示すように、実施例２７〜２９の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例２７〜２９の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、溶体化温度が１１３０〜１１８０℃の範囲内にあることが考えられる。具体的には、溶体化温度が１１３０℃以上である場合、均質化が進み、溶体化温度が１１８０℃以下である場合、液相成分が組成に応じることなく残りにくいため、良好な磁気特性を有すると考えられる。

一方、比較例２５及び２６の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を比較例２５及び２６の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、溶体化温度が１１３０℃未満、又は、１１８０℃よりも高いことが考えられる。

実験７．
次に、以下の表１１及び表１２を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例３０〜３２と、比較例２７及び２８とについて行った実験について説明する。

実施例３０〜３２では、原料配合ステップＳ２１、及び溶体化処理ステップＳ２６を除いて、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２２と同じ条件で製造した。

実施例３０〜３２における原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表１１に示した。表１１に示すように、実施例３０〜３２の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２６．０％、Ｆｅ：２２．５％、Ｃｕ：３．８５％、Ｚｒ：２．５０％、を含み、残部がＣｏである。

溶体化処理ステップＳ２６では、成形体を溶体化温度１１７０℃まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、表１１に示す溶体化処理時間の条件で溶体化処理を行った。

なお、比較例２７及び２８では、溶体化処理ステップＳ２６を除いて、実施例３０〜３２と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例３０〜３２と同じ条件で製造した。比較例２７及び２８の製造方法における溶体化処理ステップＳ２６に相当するステップでは、成形体を溶体化温度１１７０℃まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、表１１に示す溶体化処理時間の条件で溶体化処理を行った。

実施例３０〜３２、比較例２７及び２８の密度及び磁気特性について、実施例２１〜２３と同様に測定した。測定した結果を表１１に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例３０〜３２、比較例２７及び２８の断面組織の磁区構造を観察した。この観察した結果を表１２に示す。

表１１が示すように、実施例３０〜３２の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例３０〜３２の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、溶体化時間が２時間〜３０時間の範囲内にあることが考えられる。具体的には、溶体化時間が２時間以上である場合、均質化が進み、溶体化時間が３０時間以下である場合、Ｓｍの蒸発が少ないため、良好な磁気特性を有すると考えられる。

一方、比較例２７及び２８の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を比較例２７及び２８の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、溶体化時間が２時間未満、又は、３０時間よりも長いことが考えられる。

実験８．
次に、以下の表１３及び表１４を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例３３〜３５と、比較例２９及び３０とについて行った実験について説明する。

実施例３３〜３５では、原料配合ステップＳ２１、溶体化処理ステップＳ２６及び急冷ステップＳ２７を除いて、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２２と同じ条件で製造した。

実施例３３〜３５における原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表１３に示した。表１３に示すように、実施例３３〜３５の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２５．５％、Ｆｅ：２４．０％、Ｃｕ：３．５０％、Ｚｒ：１．８５％、を含み、残部がＣｏである。

溶体化処理ステップＳ２６では、成形体を溶体化温度１１７０℃まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。
急冷ステップＳ２７では、溶体化処理された成形体を冷却して、成形体の温度を下げる。成形体の温度が１０００℃〜６００℃の範囲内において、表１３に示す冷却速度で急冷する。

なお、比較例２９及び３０では、急冷ステップＳ２７を除いて、実施例３３〜３５と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例３３〜３５と同じ条件で製造した。比較例２９及び３０の製造方法における急冷ステップＳ２７に相当するステップでは、溶体化処理された成形体を冷却して、成形体の温度を下げる。成形体の温度が１０００℃〜６００℃の範囲内において、表１３に示す冷却速度で急冷する。

実施例３３〜３５、比較例２９及び３０の密度及び磁気特性について、実施例２１〜２３と同様に測定した。測定した結果を表１３に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例３３〜３５、比較例２９及び３０の断面組織の磁区構造を観察した。この観察した結果を表１４に示す。

表１３が示すように、実施例３３〜３５の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例３３〜３５の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、急冷速度が６０℃／ｍｉｎ以上であることが考えられる。具体的には、急冷速度が６０℃／ｍｉｎ以上である場合、降温時に組織、特に結晶構造が変化しにくいため、良好な磁気特性を有すると考えられる。

一方、比較例２９及び３０の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を比較例２９及び３０の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、急冷速度が６０℃／ｍｉｎ未満であることが考えられる。

実験９．
次に、以下の表１５及び表１６を用いて、実施の形態２にかかる永久磁石についての実施例３６〜３８と、比較例３１及び３２とについて行った実験について説明する。

実施例３６〜３８では、原料配合ステップＳ２１、焼結ステップＳ２６、溶体化処理ステップＳ２６及び急冷ステップＳ２７を除いて、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例２２と同じ条件で製造した。

実施例３６〜３８は、原料配合ステップＳ２１での目標組成は、表１５に示した。表１５に示すように、実施例３６〜３８の目標組成は、質量％で、Ｒ（Ｓｍ）：２３．０％、Ｆｅ：２４．０％、Ｃｕ：４．００％、Ｚｒ：１．５０％、を含み、残部がＣｏである。

焼結ステップＳ２５では、表１５に示す真空度の真空雰囲気下において、焼結温度１２００℃、焼結時間１．０時間の条件で、焼結を行なった。
溶体化処理ステップＳ２６では、表１５に示す真空度の真空雰囲気下において、成形体を溶体化温度１１７０℃まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。

なお、比較例３１及び３２では、焼結ステップＳ２５及び溶体化処理ステップＳ２６を除いて、実施例３３〜３５と同様に、上記した実施の形態２にかかる希土類コバルト系永久磁石の製造方法（図１６参照）と同じ方法を用いて、実施例３３〜３５と同じ条件で製造した。焼結ステップＳ２５に相当するステップでは、表１５に示す真空度の真空雰囲気下において、焼結温度１２００℃、焼結時間１．０時間の条件で、焼結を行なった。溶体化処理ステップＳ２６に相当するステップでは、表１５に示す真空度の真空雰囲気下において、成形体を溶体化温度１１７０℃まで降温させて、溶体化温度１１７０℃、溶体化処理時間５時間の条件で溶体化処理を行った。

実施例３６〜３８、比較例３１及び３２の密度及び磁気特性について、実施例２１〜２３と同様に測定した。測定した結果を表１５に示す。また、磁気Ｋｅｒｒ効果を用いた光学顕微鏡を用いて実施例３６〜３８、比較例３１及び３２の断面組織の磁区構造を観察した。この観察した結果を表１６に示す。

表１３が示すように、実施例３３〜３５の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上であった。磁界を実施例３３〜３５の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生し、それが粒内へ伝播するのみであった。この一因として、焼結ステップＳ２５及び溶体化処理ステップＳ２６における真空雰囲気下における真空度が１０Ｐａ以下であることが考えられる。具体的には、このような真空度が１０Ｐａ以下である場合、密度の低下が抑制されると考えられる。

一方、比較例３１及び３２の永久磁石は、密度８．２５ｇ/ｃｍ^３以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ２５５ｋＪ/ｍ^３以上、及び保磁力Ｈｃｊ１６００ｋＡ/ｍ以上の全てを満たすことがなかった。さらに、磁界を比較例２９及び３０の永久磁石にかけたとき、逆磁区の発生が結晶粒界部の断面の一辺から発生するだけでなく粒内からも発生し、それらが結晶粒内や粒内の他の場所へ伝播していた。この一因として、焼結ステップＳ２５及び溶体化処理ステップＳ２６における真空雰囲気下における真空度が１０Ｐａを上回ることが考えられる。

以上、本発明を上記実施の形態および実施例に即して説明したが、上記実施の形態および実施例の構成にのみ限定されるものではなく、本願特許請求の範囲の請求項の発明の範囲内で当業者であればなし得る各種変形、修正、組み合わせを含むことは勿論である。

この出願は、２０１５年１０月８日に出願された日本出願特願２０１５−２０００８５を基礎とする優先権を主張し、その開示の全てをここに取り込む。

希土類コバルト系永久磁石 １０
結晶粒 １、２１ 粒界部 ２、２２

Claims (11)

1. 元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、
   質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：１８〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石であって、
   複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、
   前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、
   前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、
   前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高く、
   前記粒界部は、質量％で、Ｚｒ：６〜２０％を含む、
   希土類コバルト系永久磁石。
2. 前記粒界部は、質量％で、Ｃｕ：５〜４５％を含む、
   請求項１に記載される希土類コバルト系永久磁石。
3. 減磁界を所定の印加磁場でかけて前記印加磁場を徐々に増大させていくと、磁壁が前記複数の結晶粒同士の境界に発生し、
   引き続いて前記印加磁場を徐々に増大させて、前記印加磁場が臨界磁場を超えたとき、前記磁壁が、前記結晶粒の内部に伝搬し、
   前記臨界磁場は、４８０ｋＡ／ｍ以上である、
   請求項１又は２に記載される希土類コバルト系永久磁石。
4. 固有保磁力が１６００ｋＡ／ｍ以上である、
   請求項１〜３のいずれか１項に記載される希土類コバルト系永久磁石。
5. 前記不可避的不純物のうち、Ｃ：２００〜１０００ｐｐｍに規制される、
   請求項１〜４のいずれか１項に記載される希土類コバルト系永久磁石。
6. 前記不可避的不純物のうち、Ｏ：１０００〜５０００ｐｐｍに規制される、請求項１〜５のいずれか１項に記載される希土類コバルト系永久磁石。
7. 密度が８．２５ｇ／ｃｍ^３以上であり、
   最大エネルギー積が２５５ｋＪ／ｍ^３以上である、
   ことを特徴とする請求項４に記載される希土類コバルト系永久磁石。
8. 請求項１〜７のいずれか１項に記載される希土類コバルト系永久磁石を用いたモータ。
9. 請求項１〜７のいずれか１項に記載される希土類コバルト系永久磁石を用いたデバイス。
10. 元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、
    質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：１８〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、
    前記希土類コバルト系永久磁石は、複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、
    前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、
    前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、
    前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高い、
    希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、
    インゴットを粉砕して粉末を形成し、前記粉末をプレス成形して成形体を成形した後で、前記成形体を焼結する焼結ステップと、
    前記焼結ステップと同じ雰囲気条件のまま、前記成形体を加熱保持することによって、溶体化処理する溶体化処理ステップと、
    前記成形体を、急冷速度３００℃／ｍｉｎ以上の急冷速度で急冷させる急冷ステップと、を備え、
    前記焼結ステップの前において
    Ｚｒを含む母合金を含む原料を、配合する原料配合ステップと、
    金型鋳造法を用いて、インゴットを形成する鋳造ステップと、をさらに備える、
    希土類コバルト系永久磁石の製造方法。
11. 元素Ｒを、少なくともＳｍを含む希土類元素とすると、
    質量％で、Ｒ：２３〜２７％、Ｃｕ：３．５〜５．０％、Ｆｅ：２０〜２５％、Ｚｒ：１．５〜３．０％を含み、残部がＣｏ及び不可避的不純物からなる希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、
    前記希土類コバルト系永久磁石は、複数の結晶粒と、粒界部と、を含む金属組織を有し、
    前記粒界部は、連続して延びる形状を有し、
    前記粒界部におけるＣｕの含有量は、前記結晶粒におけるＣｕの含有量よりも高く、
    前記粒界部におけるＺｒの含有量は、前記結晶粒におけるＺｒの含有量よりも高い、
    希土類コバルト系永久磁石の製造方法であって、
    インゴットを粉砕して粉末を形成し、前記粉末をプレス成形して成形体を成形した後で、前記成形体を、真空度１０Ｐａ以下の雰囲気下において、焼結温度１１７５〜１２２５℃の範囲内で焼結時間２０〜１８０ｍｉｎ加熱保持することによって、焼結する焼結ステップと、
    前記焼結ステップから引き続き前記雰囲気下のまま、前記成形体を溶体化温度１１３０〜１１８０℃の範囲内で溶体化時間２〜３０時間加熱保持することによって、溶体化処理する溶体化処理ステップと、
    前記成形体を、急冷速度６０℃／ｍｉｎ以上の急冷速度で急冷させる急冷ステップと、を含む、
    希土類コバルト系永久磁石の製造方法。

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