JP7731908B2 - 永久磁石及びその製造方法、並びにデバイス - Google Patents

Description

本発明は永久磁石及びその製造方法、並びにデバイスに関する。

高残留磁化、高耐熱性を有する永久磁石が求められている。このような磁石材料の候補として、高飽和磁化、高キュリー温度を有するＴｈＭｎ_１２型正方晶構造を有するＳｍＦｅ_１２系化合物が挙げられる。

例えば特許文献１には、飽和磁化と保磁力に優れ、かつ保磁力の温度特性が改善された永久磁石として、ＴｈＭｎ_１２型正方晶構造を有する硬磁性相と、非磁性相とを含む合金からなる永久磁石が開示されている。

また特許文献２には、飽和磁化を高める磁石材料として、ＴｈＭｎ_１２型結晶相からなる主相を具備し、特定の組成を有する磁石材料が開示されている。

特開２００１－１８９２０６号公報 特開２０１８－１２５５１２号公報

上述のＴｈＭｎ_１２型正方晶構造を有する永久磁石においては、更に、高保磁力化が求められている。

本発明は上記の課題を解決するものであり、ＴｈＭｎ_１２型正方晶構造を有し、且つ、保磁力の高い永久磁石及びその製造方法、並びに当該永久磁石を用いたデバイスを提供することを目的とする。

本発明にかかる永久磁石は、
下記式（１）で表される組成を有する。
式（１）： （Ｒ_１－ｘＺｒ_ｘ）_ａ（Ｔ_１－ｙＭ_ｙ）_ｂＢ_ｃ
ただし、式（１）中、
Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、
ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、
ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表し、
ａ、ｂ及びｃは各々原子％を示し、ｘ及びｙは各々Ｚｒ及びＭの比率を示し、かつ、下記式を満たす数である。
５≦ａ≦１２、
ｂ＝１００－（ａ＋ｃ）、
０．１≦ｃ≦２０、
０．０１≦ｘ≦０．５、
０．０１≦ｙ≦０．５。

上記永久磁石の一実施形態は、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を有する主相からなる結晶粒と、結晶粒界とを有し、前記結晶粒界がアモルファス相を含む。

上記永久磁石の一実施形態は、前記Ｒの５０原子％以上がＳｍである。

上記永久磁石の一実施形態は、前記Ｔの５０原子％以上がＦｅである。

上記永久磁石の一実施形態は、前記ａが５≦ａ≦８を満たす数である。

上記永久磁石の一実施形態は、保磁力（Ｈｃｊ）が１．８ｋＯｅ以上である。

上記永久磁石の一実施形態は、キュリー温度が４００℃を超える。

上記永久磁石の一実施形態は、前記結晶粒界のＢ元素の割合（原子％）が、前記結晶粒のＢ元素の割合の１０倍以上である。

上記永久磁石の一実施形態は、Ｘ線回折スペクトルにおける、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造の３２１面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_{ＴｈＭｎ１２}）と、α鉄の１１０面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_α－Ｆｅ）の強度比（Ｉ_α－Ｆｅ／Ｉ_{ＴｈＭｎ１２}）が、１．０以下である。

本発明にかかる永久磁石の製造方法は、
上記式（１）で表される組成を有する溶湯を準備する工程（Ｉ）と、
前記溶湯を１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷して合金とする工程（ＩＩ）と、
前記合金を粉砕して粉体とする工程（ＩＩＩ）と、
前記粉体を成形して成形体とする工程（ＩＶ）と、
前記成形体を焼結して焼結体とする工程（Ｖ）と、
前記焼結体を熱処理し、その後急冷する工程（ＶＩ）と、を有する。

また本発明にかかるデバイスは、上記永久磁石を有することを特徴とする。

本発明により、ＴｈＭｎ_１２型正方晶構造を有し、且つ、保磁力の高い永久磁石及びその製造方法、並びに当該永久磁石を用いたデバイスが提供される。

実施例及び比較例の永久磁石のＸ線回折スペクトルである。

以下、本実施形態の永久磁石、製造方法、及びデバイスについて説明する。
なお、数値範囲を示す「～」は特に断りがない限り、その下限値及び上限値を含むものとする。

［永久磁石］
本実施形態の永久磁石（以下、本永久磁石ともいう）は、下記式（１）で表される組成を有することを特徴とする。
式（１）： （Ｒ_１－ｘＺｒ_ｘ）_ａ（Ｔ_１－ｙＭ_ｙ）_ｂＢ_ｃ
ただし、式（１）中、
Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、
ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、
ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表し、
ａ、ｂ及びｃは各々原子％を示し、ｘ及びｙは各々Ｚｒ及びＭの比率を示し、かつ、下記式を満たす数である。
５≦ａ≦１２、
ｂ＝１００－（ａ＋ｃ）、
０．１≦ｃ≦２０、
０．０１≦ｘ≦０．５、
０．０１≦ｙ≦０．５。

式（１）におけるＲは、希土類元素を表す。本実施形態において希土類元素は、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までのランタノイドと、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）を含む元素の総称である。Ｒは上記希土類元素の中から選択される１種又は２種以上の元素を含有する。Ｒの割合が上記式（１）を満たす範囲で含有することにより磁気異方性が高く、且つ、高い保磁力を有する永久磁石が得られる。磁気異方性及び保磁力の観点から、Ｒは、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａより選択される１種以上を含むことが好ましく、Ｓｍを含むことがより好ましい。更に、磁気異方性及び保磁力の観点から、Ｒのうち５０原子％以上がＳｍであることが好ましく、８０原子％以上がＳｍであることが好ましく、Ｒが実質的にＳｍであることがより好ましい。

本永久磁石は、ＲとＺｒの比（原子％）が（１－ｘ）：ｘとなる範囲でＺｒを含有する。Ｚｒを上記範囲内で含有することにより、後述するＭ元素含有量を抑制させながらＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を安定化することができ、その結果、飽和磁化が向上する。ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を安定化する観点から、ｘは０．０１～０．５であればよく、更に磁気異方性及び保磁力の点から、０．２以下が好ましい。

本永久磁石全体に対する、ＲとＺｒの合計の含有割合（ａ）は、ＴｈＭｎ_１２型結晶構造を主相とする点から、５～１２である。磁化を高くする点から、ａは１０以下が好ましく、８以下がより好ましい。

式（１）におけるＴは、Ｆｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種を表す。Ｔの各元素は永久磁石の磁化に寄与する。磁化を高くする点からは、ＴがＦｅを含むことが好ましい。また、キュリー温度を高くする点、及び耐熱性を向上する点からは、ＴがＣｏを含むことが好ましい。磁化を高くする点から、Ｔのうち５０原子％以上がＦｅであることが好ましく、６０原子％以上がＦｅであることが好ましい。また、例えば、ＦｅとＣｏを組み合わせて用いる場合、ＦｅとＣｏの比（原子％）は、６０：４０～９５：５が好ましく、７０：３０～８０：２０がより好ましい。

式（１）におけるＭは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表す。本永久磁石は、ＴとＭの比（原子％）が（１－ｙ）：ｙとなる範囲でＭを含有する。Ｍの各元素はＴｈＭｎ_１２型結晶構造安定性に寄与し、Ｍを上記範囲内で含有することにより、飽和磁化の低下を抑制しながら、ＴｈＭｎ_１２型結晶構造の安定性を向上する。結晶構造安定性の点からは、ｙが０．０１以上であればよく、０．０２以上が好ましい。一方、飽和磁化の低下を抑制する点からは、ｙが０．５以下であればよく、０．１以下が好ましい。

本永久磁石全体に対する、ＴとＭの合計の含有割合（ｂ）は、１００－（ａ＋ｃ）で表すことができ、ＴｈＭｎ_１２型結晶構造を主相とする点から、７０～９４である。磁化を高くする点から、ｂは７５以上が好ましく、７７以上がより好ましい。

また、本永久磁石は、Ｂ（ホウ素）を０．１～２０原子％含有する。Ｂを０．１原子％以上（０．１≦ｃ）含むことで、本永久磁石の製造における冷却の際、α鉄（フェライト相）の析出が抑制され、保持力（Ｈｃｊ）が向上する。α鉄の析出を抑制する点からは、Ｂの含有割合（ｃ）は０．５以上が好ましい。
また、更に、Ｂの含有割合（ｃ）を１以上とし、好ましくは、後述する製造方法を用いることにより、結晶粒界にアモルファス相が形成されるものと推定される。当該アモルファス相は、磁壁ピンニングサイトとなり本永久磁石の保磁力を増大する。アモルファス相を形成して保磁力を更に増加する点からは、Ｂの含有割合（ｃ）は１．２以上が好ましく、１．５以上がより好ましい。一方、飽和磁化の低下を抑制する点からは、Ｂの含有割合（ｃ）は１５以下が好ましく、１０以下がより好ましい。

本永久磁石は、本発明の効果を奏する範囲で、不可避不純物を含有してもよい。不可避不純物は、原料や製造工程から不可避的に混入する元素であって、式（１）に含まれない元素（Ｒ、Ｔ、Ｍ、Ｚｒ、Ｂ以外の元素）である。具体的には、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎなどが挙げられるが、これらに限定されない。本永久磁石における不可避不純物の割合は、本永久磁石全量に対して、５原子％以下であることが好ましく、１原子％以下がより好ましく、０．１原子％以下がさらに好ましい。

本永久磁石中の各元素の含有割合は、例えば、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ：Energy dispersive X-ray spectrometry）を用いて測定することができる。

本永久磁石は上記式（１）の組成を満たすことにより、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を有する主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の境界となる結晶粒界を有する永久磁石となる。本永久磁石は、ＴｈＭｎ_１２型結晶構造の安定性、飽和磁化、保磁力、及び耐熱性に優れている。
特に本永久磁石は、後述する製造方法により、Ｂ（ホウ素）を結晶粒界側に濃縮することが好ましい。例えば、本永久磁石において、結晶粒界のＢ元素の割合（原子％）を、前記結晶粒のＢ元素の割合の１０倍以上とすることができる。これにより、保磁力がより向上する。
本永久磁石は、一例として、保磁力（Ｈｃｊ）が１．８ｋＯｅ以上となり、２．０以上が好ましい。また、本永久磁石は、一例として、キュリー温度が４００℃を超えるものを得ることができる。
なお、結晶粒界の組織は、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて観察することができる。キュリー温度は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定することができる。また、保磁力は、直流磁化特性アナライザを用いて得られたＪ－Ｈ曲線から求めることができる。

［希土類コバルト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（以下、本製造方法ともいう）は、
前記式（１）で表される組成を有する溶湯を準備する工程（Ｉ）と、
前記溶湯を１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷して合金とする工程（ＩＩ）と、
前記合金を粉砕して粉体とする工程（ＩＩＩ）と、
前記粉体を成形して成形体とする工程（ＩＶ）と、
前記成形体を焼結して焼結体とする工程（Ｖ）と、
前記焼結体を熱処理し、その後急冷する工程（ＶＩ）と、を有する。

本製造方法により、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を有する主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の境界となる結晶粒界を有し、結晶粒界がアモルファス相を有する前記本永久磁石を好適に製造することができる。

まず、前記式（１）で表される組成を有する溶湯を準備する（工程（Ｉ））。溶湯の準備方法は、所望の組成を有する合金の市販品を入手することにより準備してもよく、各元素を所望の組成となるように配合することにより合金を準備してもよい。なお、後工程で元素が蒸発する可能性がある場合は、永久磁石製造後の組成が前記式（１）を満たすように調整する。準備した合金を溶解して溶湯とする。溶解方法は、アーク溶解、高周波溶解など公知の溶解手段から適宜選択すればよい。

次に、前記溶湯を１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷する（工程（ＩＩ））。１０^２Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で溶湯を急冷することで、α－Ｆｅ（α鉄）の析出が抑制された合金を得ることができる。α－Ｆｅの析出を抑制することで、粒界部にアモルファス相を好適に形成することができ、保磁力の高い永久磁石を得ることができる。急冷後の合金は、組織均一化のために更に熱処理をしてもよい。急冷速度は中でも１０^３～１０^６Ｋ／ｓｅｃが好ましい。更に、急冷によるα鉄の析出を抑制する点から、上記合金は薄片状にすることが好ましい。当該薄片の厚みは急冷しやすい点から、１～１００μｍとすることが好ましく、２０～９０μｍとすることがより好ましい。なお、上記合金はホウ素を含むことで粘度が低くなるため、メルトスパン法などで溶湯を急冷する際に上記厚み薄片が得られやすい。

α鉄の量は、例えば、Ｘ線回折スペクトルにより評価できる。具体的には、永久磁石をＣｕのＫα特性Ｘ線を用いてＸ線回折スペクトルを測定し、主相であるＴｈＭｎ_１２型の結晶構造の３２１面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_{ＴｈＭｎ１２}）と、α鉄の１１０面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_α－Ｆｅ）の強度比（Ｉ_α－Ｆｅ／Ｉ_{ＴｈＭｎ１２}）から、α鉄の析出の程度を見積もることができる。
なお、ピーク強度は、バックグラウンドを引いたピーク高さを用いるものとし、前記強度比は１．０以下が好ましく、０．８以下がより好ましい。なお、上記強度比は低いほど好ましく、下限は特に限定されないが、通常０．００１以上である。

次に、前記合金を粉砕する（工程（ＩＩＩ））。合金の粉砕方法は従来公知の方法の中から適宜選択すればよい。一例として、まず、不活性雰囲気中で前記合金を、ディスクミルなど公知の粉砕機により粗粉砕する。粉砕性が悪い場合は、予め合金に水素吸蔵処理をしてもよい。水素吸蔵処理により合金が脆化し粗粉砕しやすくなる。
次いで、粗粉砕物を更に微粉砕する。微粉砕は乾式粉砕であっても湿式粉砕であってもよい。乾式粉砕としては例えばジェットミル法などが挙げられる。また湿式粉砕としては、湿式ボールミル法などが挙げられる。粉砕中に粉体に潤滑性を付与するための潤滑剤を添加してもよい。また、粉砕後の有機溶媒と微粉体との混合物は不活性ガス中で乾燥する。微粉砕後の粉体の平均粒径は、後述する焼結工程の焼結時間を短縮することを可能とし、また、均一な永久磁石を製造する点から、平均粒径は１～１０μｍが好ましい。

次に、得られた粉体を加圧成形して所望の形状の成形体とする（工程（ＩＶ））。本発明においては、粉体の結晶方位を揃えて磁気特性を向上する点から、一定の磁場中で加圧成形することが好ましい。磁場の方向と、プレス方向との関係は特に限定されず、製品の形状等に応じて適宜選択すればよい。例えば、リング磁石や、薄板状の磁石を製造する場合には、プレス方向に対して、平行方向に磁場を印加する並行磁場プレスとすることができる。一方、磁気特性に優れる点からは、プレス方向に対して、直角に磁場を印加する直角磁場プレスとすることが好ましい。

磁場の大きさは特に限定されず、製品の用途等に応じて、例えば１５ｋＯｅ以下の磁場であってもよく、１５ｋＯｅ以上の磁場であってもよい。中でも磁気特性に優れる点からは、１５ｋＯｅ以上の磁場中で加圧成形することが好ましい。また、加圧成形の際の圧力は、製品の大きさ、形状等に応じて適宜調整すればよい。一例として、０．５～２．０ｔｏｎ／ｃｍ^２の圧力とすることができる。すなわち本永久磁石の製造方法においては、磁気特性の観点から、前記粉体を１５ｋＯｅ以上の磁場中で、磁場に垂直に０．５～２．０ｔｏｎ／ｃｍ^２以下の圧力で加圧成形することが特に好ましい。

次に、前記成形体を焼結して焼結体とする（工程（Ｖ））。焼結温度は、９５０～１２５０℃が好ましく、９５０～１２２０℃がより好ましい。また焼結時間は、２０～２４０分が好ましく、６０～１２０分がより好ましい。９５０℃以上で２０分以上焼結を行うことにより、焼結体が十分に緻密化される。また、１２５０℃以下で２４０分以下の加熱とすることにより、希土類元素、特にＳｍの蒸発が抑制される。また、酸化を抑制する観点から、上記焼結工程は１０００Ｐａ以下の真空中または不活性ガス雰囲気下で行うことが好ましく、更に、焼結体の密度を大きくする点から１０００Ｐａ以下、好ましくは１００Ｐａ以下の真空中で焼結することが好ましい。

上記工程（Ｖ）の後、得られた焼結体は連続して熱処理することが好ましい。熱処理により、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を形成させるとともに結晶粒界部にＦｅ－Ｂ液相成分を発生させる。熱処理温度は、５００～１１８０℃が好ましく、５００～９００℃がより好ましい。５００℃以上で熱処理することで、組織の均一化、ＴｈＭｎ_１２型構造形成の促進、及び、上記液相成分が得られやすい。一方、１１８０℃以下で熱処理することで、前記液相成分が多くなりすぎることを抑制し磁気特性の劣化が抑制される。熱処理時間は、例えば、１～１００時間、好ましくは５～５０時間とすることができる。

次いで熱処理後の焼結体を急冷する（工程（ＶＩ））。急冷により結晶粒界部にアモルファス相が形成される。工程（ＶＩ）における急冷速度は、６０～２５０℃／ｍｉｎであればよく、好ましくは１００～２５０℃／ｍｉｎである。

得られた焼結体は、更に必要に応じて時効処理を行ってもよい。このようにして、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を有する主相からなる結晶粒と、前記結晶粒の境界となる結晶粒界を有し、結晶粒界がアモルファス相を有する前記本永久磁石を製造することができる。

［デバイス］
本発明は、更に前記本永久磁石を有するデバイスを提供することができる。このようなデバイスの具体例としては、例えば、時計、電動モータ、各種計器、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、センサなどが挙げられる。また、本発明の永久磁石は、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）などの駆動モータ等にも好適に用いることができる。

以下、実施例および比較例を挙げて本発明を具体的に説明する。なお、これらの記載により本発明を制限するものではない。

（実施例１）
表１の組成となるようにそれぞれ各金属を所定量秤量し、高周波溶解によって母合金を得た。当該母合金を再度高周波溶解し、メルトスパン法により１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷して、表１に示す厚みの合金薄片を得た。次に振動ミルで粗粉砕、湿式ボールミルで微粉砕し、原料粉末を得た。これを磁場中プレスにより圧粉体に成形した。圧粉体を焼結し、連続して熱処理を行った。焼結温度は１０００℃、熱処理温度は９００℃とした。熱処理後、急冷して実施例１の永久磁石を得た。

（実施例２～３）
実施例１において、組成及び熱処理温度を表１のように変更した以外は、実施例１と同様にして、実施例２～３の永久磁石を得た。

（比較例１～３）
実施例１において、組成、薄片厚み及び熱処理温度を表１のように変更した以外は、実施例１と同様にして、比較例１～３の永久磁石を得た。

［評価］
上記実施例及び比較例の永久磁石のＸ線回折スペクトルを測定した。結果を図１に示す。また、図１のＸ線回折スペクトルから、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造の３２１面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_{ＴｈＭｎ１２}）と、α鉄の１１０面に対応するピークのピーク強度（Ｉ_α－Ｆｅ）を求め、その比を算出した。結果を表１に示す。
また、直流磁化特性アナライザを用いて各永久磁石のＪ－Ｈ曲線を測定し、保磁力Ｈｃｊを得た。結果を表１に示す。

表１の通り、ホウ素を０．１原子％以上含む実施例１～３の永久磁石は、α鉄の析出が抑制され、保磁力に優れることが示された。

（実施例４～５）
表２の組成となるようにそれぞれ各金属を所定量秤量し、高周波溶解、および急冷薄帯作製装置を用いて１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷して原料合金を作製した。この合金を８００～１１８０℃で熱処理し、組成均質化を行った。この後に合金を水素気流中で２００～６００℃の温度で加熱し、水素吸蔵させた。当該合金をディスクミルにより粗粉砕し、２－プロパノール溶媒中でボールミルにより微粉砕した。微粉砕中、潤滑剤を添加した。これにより粉末に潤滑性が付与され、のちの成形工程で磁場配向させやすくなる。溶媒、潤滑剤、微粉から成るスラリーを窒素ガスにより加圧乾燥し、得られた原料粉末を磁場中で成形した。成形体を水素気流中で加熱し、脱炭素熱処理を施した。その後真空に切り替えて昇温させ、３０ｋＰａのＡｒ雰囲気中、１２００℃で焼結し、さらに連続して８００～１１８０℃で熱処理を行い、最後に焼結体を急冷することで実施例４～５の永久磁石を得た。

（比較例４）
上記実施例４～５において、組成を表２のように変更した以外は、実施例４～５と同様にして比較例４の永久磁石を得た。

［評価］
直流磁化特性アナライザを用いて各永久磁石のＪ－Ｈ曲線を測定し、飽和磁化（４πＩｓ）及び保磁力Ｈｃｊを得た。結果を表２に示す。

表２の通り、上記式（１）の組成を満たす実施例４～５の永久磁石は、高い飽和磁化を維持しながら、保磁力に優れることが示された。実施例４及び５の永久磁石の組織を、走査透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いて観察したところ、ＴｈＭｎ_１２型の結晶構造を有する結晶粒と、アモルファス相を含む結晶粒界が確認された。また実施例４及び５の永久磁石は、Ｂ元素がアモルファス相（結晶粒界）に濃縮され、結晶粒中のＢ元素に対して１０倍以上の原子％濃度となっていることが確認された。一方、Ｂを含有していない比較例４の永久磁石は、結晶粒界がアモルファス相を有していなかった。

この出願は、２０２０年１２月８日に出願された日本出願特願２０２０－２０３２３９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。

Claims (11)

1. 下記式（１）で表される組成を有し、ＴｈＭｎ _１２ 型の結晶構造を有する主相からなる結晶粒と、結晶粒界とを有し、前記結晶粒界がアモルファス相を含む、永久磁石。
   式（１）： （Ｒ_１－ｘＺｒ_ｘ）_ａ（Ｔ_１－ｙＭ_ｙ）_ｂＢ_ｃ
   ただし、式（１）中、
   Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、
   ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、
   ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表し、
   ａ、ｂ及びｃは各々原子％を示し、ｘ及びｙは各々Ｚｒ及びＭの比率を示し、かつ、下記式を満たす数である。
   ５≦ａ≦１２、
   ｂ＝１００－（ａ＋ｃ）、
   ０．１≦ｃ≦２０、
   ０．０１≦ｘ≦０．５、
   ０．０１≦ｙ≦０．５。
2. 前記結晶粒界のＢ元素の割合（原子％）が、前記結晶粒のＢ元素の割合の１０倍以上である、請求項１に記載の永久磁石。
3. Ｘ線回折スペクトルにおける、ＴｈＭｎ _１２ 型の結晶構造の３２１面に対応するピークのピーク強度（Ｉ _{ＴｈＭｎ１２} ）と、α鉄の１１０面に対応するピークのピーク強度（Ｉ _α－Ｆｅ ）の強度比（Ｉ _α－Ｆｅ ／Ｉ _{ＴｈＭｎ１２} ）が、１．０以下である、請求項１又は２に記載の永久磁石。
4. 下記式（１）で表される組成を有し、Ｘ線回折スペクトルにおける、ＴｈＭｎ _１２ 型の結晶構造の３２１面に対応するピークのピーク強度（Ｉ _{ＴｈＭｎ１２} ）と、α鉄の１１０面に対応するピークのピーク強度（Ｉ _α－Ｆｅ ）の強度比（Ｉ _α－Ｆｅ ／Ｉ _{ＴｈＭｎ１２} ）が、１．０以下である、永久磁石。
   式（１）： （Ｒ_１－ｘＺｒ_ｘ）_ａ（Ｔ_１－ｙＭ_ｙ）_ｂＢ_ｃ
   ただし、式（１）中、
   Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、
   ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、
   ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表し、
   ａ、ｂ及びｃは各々原子％を示し、ｘ及びｙは各々Ｚｒ及びＭの比率を示し、かつ、下記式を満たす数である。
   ５≦ａ≦１２、
   ｂ＝１００－（ａ＋ｃ）、
   ０．１≦ｃ≦２０、
   ０．０１≦ｘ≦０．５、
   ０．０１≦ｙ≦０．５。
5. 前記Ｒの５０原子％以上がＳｍである、請求項１～４のいずれか一項に記載の永久磁石。
6. 前記Ｔの５０原子％以上がＦｅである、請求項１～５のいずれか一項に記載の永久磁石。
7. 前記ａが５≦ａ≦８を満たす数である、請求項１～６のいずれか一項に記載の永久磁石。
8. 保磁力（Ｈｃｊ）が１．８ｋＯｅ以上である、請求項１～７のいずれか一項に記載の永久磁石。
9. キュリー温度が４００℃を超える、請求項１～８のいずれか一項に記載の永久磁石。
10. 下記式（１）で表される組成を有する溶湯を準備する工程（Ｉ）と、
    前記溶湯を１０^２～１０^７Ｋ／ｓｅｃで急冷して合金とする工程（ＩＩ）と、
    前記合金を粉砕して粉体とする工程（ＩＩＩ）と、
    前記粉体を成形して成形体とする工程（ＩＶ）と、
    前記成形体を焼結して焼結体とする工程（Ｖ）と、
    前記焼結体を熱処理し、その後急冷する工程（ＶＩ）と、を有する、
    永久磁石の製造方法。
    式（１）： （Ｒ_１－ｘＺｒ_ｘ）_ａ（Ｔ_１－ｙＭ_ｙ）_ｂＢ_ｃ
    ただし、式（１）中、
    Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種、
    ＴはＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種、
    ＭはＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を表し、
    ａ、ｂ及びｃは各々原子％を示し、ｘ及びｙは各々Ｚｒ及びＭの比率を示し、かつ、下記式を満たす数である。
    ５≦ａ≦１２、
    ｂ＝１００－（ａ＋ｃ）、
    ０．１≦ｃ≦２０、
    ０．０１≦ｘ≦０．５、
    ０．０１≦ｙ≦０．５。
11. 請求項１～９のいずれか一項に記載の永久磁石を有する、デバイス。