CN111710489B - R-t-b系永久磁铁 - Google Patents

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Abstract

本发明的永久磁铁含有Nd、Fe、B和Ga，作为晶界相含有第一富T相(1)、第二富T相(3)和贫T相(5)，第一富T相(1)满足1.7≤[T]/[R]≤3.0，第二富T相(3)满足0.8≤[T]/[R]≤1.5，贫T相(5)满足0.0≤[T]/[R]≤0.6，并且满足下述式4和式5。[T]为Fe和Co的浓度(原子％)，[R]为Nd、Pr、Tb和Dy的浓度(原子％)，S1为在永久磁铁的截面露出的第一富T相(1)的面积，S2为在上述截面露出的第二富T相(3)的面积，S3为在上述截面露出的贫T相(5)的面积。0.30≤(S1+S2)/(S1+S2+S3)≤0.80(4)；0.20≤S2/(S1+S2)≤0.80(5)。

Description

R-T-B系永久磁铁
技术领域
本发明涉及至少含有稀土元素R、过渡金属元素T和硼B的R-T-B系永久磁铁。
背景技术
R-T-B系永久磁铁具有优异的磁特性，因此，可用于搭载于混合动力汽车、电动汽车、电子设备或家电产品等的发动机或促动器等。用于发动机等的R-T-B系永久磁铁要求即使在高温环境下也具有高的矫顽力。
作为提高R-T-B系永久磁铁的高温下的矫顽力(HcJ)的方法，已知将构成R2T14B相的轻稀土元素(Nd或Pr)的一部分置换成Dy或Tb等重稀土元素，从而提高R2T14B相的磁各向异性。近年来，需要大量重稀土元素的高矫顽力型的R-T-B系永久磁铁的需求急速增长。
但是，重稀土元素作为资源不均衡地分布在特定的国家，其产量也有限。因此，重稀土元素的价格比轻稀土元素的价格高，其供应量不稳定。因此，寻求即使在重稀土元素的含量少的情况下，在高温下也具有高矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
例如日本特开2014-132628号公报中公开了不使用重稀土元素并具有高矫顽力的永久磁铁的一例。日本特开2014-132628号公报所记载的永久磁铁具有主相和晶界相，晶界相含有稀土元素的合计原子浓度为70原子％以上的富R相、和稀土元素的合计原子浓度为25～35原子％的铁磁性的富过渡金属相。该晶界相中的富过渡金属相的面积率为40％以上。
发明内容
但是，在R-T-B系永久磁铁中的重稀土元素的含量少的情况下，在车载用驱动发动机等所暴露的高温环境下难以充分地实现高矫顽力。
本发明的目的在于提供一种即使在R-T-B系永久磁铁中的重稀土元素的含量少的情况下，在高温下也具有高矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
本发明的一个方面提供一种R-T-B系永久磁铁，其含有稀土元素R、过渡金属元素T、B和Ga，其中，R-T-B系永久磁铁中，作为R至少含有Nd，R-T-B系永久磁铁中，作为T至少含有Fe，R-T-B系永久磁铁具有含有Nd、T和B的多个主相颗粒、和多个由主相颗粒围成的晶界，至少一部分晶界含有第一富T(T rich)相，至少一部分晶界含有第二富T相，至少一部分晶界含有贫T(T poor)相，第一富T相是含有Nd、Ga、以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式1的相，第二富T相是含有Nd、Ga以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式2的相，贫T相是含有Nd并且满足下述式3的相，第一富T相、第二富T相和贫T相满足下述式4，第一富T相和第二富T相满足下述式5。
1.7≤[T]/[R]≤3.0 (1)
0.8≤[T]/[R]≤1.5 (2)
0.0≤[T]/[R]≤0.6 (3)
[式1中的[T]为第一富T相中的Fe和Co的浓度的合计，式1中的[R]为第一富T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，式2中的[T]为第二富T相中的Fe和Co的浓度的合计，式2中的[R]为第二富T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，式3中的[T]为贫T相中的Fe和Co的浓度的合计，式3中的[R]为贫T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，式1、式2和式3中的[T]和[R]各自的单位为原子％。]
0.30≤(S1+S2)/(S1+S2+S3)≤0.80 (4)
0.20≤S2/(S1+S2)≤0.80 (5)
[式4和式5中的S1为在R-T-B系永久磁铁的截面露出的第一富T相的面积的合计，式4和式5中的S2为在R-T-B系永久磁铁的截面露出的第二富T相的面积的合计，式4中的S3为在R-T-B系永久磁铁的截面露出的贫T相的面积的合计。]
R-T-B系永久磁铁中，作为晶界，可以具有由三个以上的主相颗粒围成的晶界多重点，第二富T相和贫T相两者可以存在于一个晶界多重点内。
R-T-B系永久磁铁可以由29.50～33.00质量％的R、0.70～0.95质量％的B、0.03～0.60质量％的Al、0.01～1.50质量％的Cu、0.00～3.00质量％的Co、0.10～1.00质量％的Ga、0.05～0.30质量％的C、0.03～0.40质量％的O和剩余部分构成，剩余部分可以仅为Fe、或者为Fe和其它元素。
R-T-B系永久磁铁中的重稀土元素的含量的合计可以为0.00质量％以上1.00质量％以下。
贫T相可以含有Cu和Ga中的至少一种。
根据本发明，能够提供即使在R-T-B系永久磁铁中的重稀土元素的含量少的情况下，在高温下也具有高矫顽力的R-T-B系永久磁铁。
附图说明
图1A是本发明的一个实施方式的R-T-B系永久磁铁的立体示意图，图1B是图1A所示的R-T-B系永久磁铁的截面的示意图(b-b线方向的向视图)。
图2是图1B所示的R-T-B系永久磁铁的截面的局部(区域II)的放大示意图。
图3是表示本发明的一个实施方式的R-T-B系永久磁铁的制造方法所包括的烧结工序和时效(aging)处理工序的示意图。
图4是本发明的实施例3的R-T-B系永久磁铁的截面的一部分，是由扫描电子显微镜拍摄的图像。
图5A是表示在图4所示的截面露出的第一富T相和第二富T相的图像，图5B是表示在图4所示的截面露出的第二富T相的图像，图5C是表示在图4所示的截面露出的第一富T相的图像。
附图文字
2：R-T-B系永久磁铁；2cs：R-T-B系永久磁铁的截面；1：第一富T相；3：第二富T相；4：主相颗粒；5：贫T相；6：晶界多重点；10：二颗粒晶界。
具体实施方式
以下，参照附图对本发明的优选实施方式进行说明。在附图中，对相同的构成要素标注相同的符号。本发明不限定于下述实施方式。以下所记载的“永久磁铁”均指“R-T-B系永久磁铁”。以下所记载的“浓度”(单位：原子％)也可以改称为“含量”。
(永久磁铁)
本实施方式的永久磁铁至少含有稀土元素(R)、过渡金属元素(T)、硼(B)和镓(Ga)。
永久磁铁中，作为稀土元素R，至少含有钕(Nd)。永久磁铁中除了含有Nd之外，还可以含有其它的稀土元素R。其它的稀土元素R可以为选自钪(Sc)、钇(Y)、镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钐(Sm)、铕(Eu)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钬(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)和镥(Lu)中的至少一种。
永久磁铁中，作为过渡金属元素T，至少含有铁(Fe)。永久磁铁中，作为过渡金属元素T，可以含有Fe和钴(Co)双方。
图1A是本实施方式的长方体状的永久磁铁2的立体示意图。图1B是永久磁铁2的截面2cs的示意图，图2是永久磁铁2的截面2cs的局部(区域II)的放大图。永久磁铁2的形状不限定于长方体。例如，永久磁铁2的形状可以为例如立方体、矩形(板)、多棱柱、弧形、扇形、环状扇形(annular sector)、球、圆板、圆柱、筒、环或胶囊状。永久磁铁2的截面形状可以为例如多边形、圆弧(圆弦)、弓形、拱形、C字形或圆。
如图2所示，永久磁铁2具有多个(多数)主相颗粒4。主相颗粒4至少含有Nd、T和B。主相颗粒4可以含有R2T14B结晶。R2T14B结晶可以为单晶或多晶。主相颗粒4可以仅由R2T14B结晶构成。R2T14B例如可以表示为(Nd1-xPrx)2(Fe1-yCoy)14B，x可以为0以上且小于1，y可以为0以上且小于1。主相颗粒4除了含有Nd、T和B之外，还可以含有其它元素。主相颗粒4内的组成可以均匀，主相颗粒4内的组成也可以不均匀。例如，主相颗粒4中的Nd、T和B各自的浓度分布可以具有梯度。
永久磁铁2可以具有多个由主相颗粒4围成的晶界。永久磁铁2可以具有多个(多数)晶界。永久磁铁2中，作为晶界，可以具有晶界多重点6。晶界多重点6是由三个以上的主相颗粒4围成的晶界。永久磁铁2可以具有多个(多数)晶界多重点6。永久磁铁2中，作为晶界，可以具有二颗粒晶界10。二颗粒晶界10是位于相邻的两个主相颗粒4之间的晶界。永久磁铁2可以具有多个(多数)二颗粒晶界10。
如下所述，作为晶界相的种类，存在第一富T相1、第二富T相3和贫T相5。
至少一部分晶界含有第一富T相1。晶界多重点6可以含有第一富T相1。二颗粒晶界10可以含有第一富T相1。第一富T相1是含有Nd、Ga、以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式1或式1a的相。式1和式1a中的[T]是第一富T相1中的Fe和Co的浓度的合计。式1和式1a中的[R]是第一富T相1中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计。式1和式1a中的[T]和[R]各自的单位为原子％。第一富T相1中，作为T，可以仅含有Fe和Co中的一种。第一富T相1中，作为T，也可以含有Fe和Co两者。第一富T相1中，作为R，可以仅含有Nd。第一富T相1中，作为R，也可以除了Nd之外还含有选自Pr、Tb和Dy中的至少一种。第一富T相1可以为含有R6T13Ga的相。第一富T相1可以为仅由R6T13Ga构成的相。R6T13Ga例如可以为Nd6Fe13Ga。
1.7≤[T]/[R]≤3.0 (1)
1.7≤[T]/[R]≤2.4 (1a)
至少一部分晶界含有第二富T相3。晶界多重点6可以含有第二富T相3。第二富T相3存在难以在二颗粒晶界10形成的倾向，但一部分二颗粒晶界10可以含有第二富T相3。第二富T相3是含有Nd、Ga、以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式2或式2a的相。式2和式2a中的[T]是第二富T相3中的Fe和Co的浓度的合计。式2和式2a中的[R]是第二富T相3中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计。式2和式2a中的[T]和[R]各自的单位为原子％。第二富T相3中，作为T，可以仅含有Fe和Co中的一种。第二富T相3中，作为T，也可以含有Fe和Co两者。第二富T相3中，作为R，可以仅含有Nd。第二富T相3中，作为R，也可以除了Nd之外还含有选自Pr、Tb和Dy中的至少一种。
0.8≤[T]/[R]≤1.5 (2)
0.9≤[T]/[R]≤1.4 (2a)
至少一部分晶界含有贫T相5。晶界多重点6可以含有贫T相5，二颗粒晶界10也可以含有贫T相5。贫T相5是含有Nd并且满足下述式3或式3a的相。式3和式3a中的[T]是贫T相5中的Fe和Co的浓度的合计。式3和式3a中的[R]是贫T相5中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计。式3和式3a中的[T]和[R]各自的单位为原子％。贫T相5中，作为T，可以Fe和Co均不含。贫T相5中，作为T，也可以仅含有Fe和Co中的一种。贫T相5中，作为T，还可以含有Fe和Co两者。贫T相5中，作为R，可以仅含有Nd。贫T相5中，作为R，也可以除了Nd之外还含有选自Pr、Tb和Dy中的至少一种。贫T相5可以不含Ga，贫T相5也可以含有Ga。贫T相5可以含有O，贫T相5也可以不含O。贫T相5也可以是满足式3或式3a并且满足下述式4的相。式4中的[O]是贫T相5中的O的浓度，式4中的[R]是贫T相5中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，式4中的[O]和[R]各自的单位为原子％。
0.0≤[T]/[R]≤0.6 (3)
0.2≤[T]/[R]≤0.4 (3a)
0.0≤[O]/[R]＜0.35 (4)
第一富T相1、第二富T相3和贫T相5是能够基于组成的不同而客观且明确地识别的完全不同的相。如图4所示，第一富T相1、第二富T相3和贫T相5可以基于由扫描电子显微镜(SEM)拍摄的永久磁铁的截面的图像中的明暗差来识别。图4中的黑色的部分是主相颗粒的截面。
永久磁铁2中作为晶界相含有第一富T相1和第二富T相3，因而永久磁铁2能够在室温和高温下具有高矫顽力。室温例如可以为0℃以上40℃以下。高温例如可以为100℃以上200℃以下。由于含有第一富T相1和第二富T相3而使得矫顽力增加的理由如下。但是，矫顽力增加的原因并不限定于以下的机理。
在永久磁铁2的制造过程(烧结工序和时效处理工序)中，形成第一富T相1。尽管第一富T相1含有比其它的晶界相更多的T(例如Fe)，但第一富T相1的磁化比现有的晶界相低。与第一富T相1相接的晶界相中的T因第一富T相1的形成而消耗。即，伴随第一富T相1的形成，贫T相5中的T的浓度降低。结果，贫T相5的磁化也减少。低磁化的第一富T相1和贫T相5存在于相邻的两个以上的主相颗粒4(R2T14B晶粒)之间，因而主相颗粒4彼此之间的磁耦合被断开。即，相邻的两个以上的R2T14B晶粒经由低磁化的晶界而彼此分离。由于以上原因，通过永久磁铁2含有第一富T相1，室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力提高。
可以推测第二富T相3在烧结工序后续的时效处理工序结束之后，伴随烧结体的冷却而在晶界中析出。在第二富T相3析出时，第二富T相3从其周围的贫T相5夺取Fe。即，伴随第二富T相3的析出，贫T相5中的Fe的浓度进一步降低。结果，贫T相5的磁化比第二富T相3析出之前的贫T相更低。因此，通过形成第二富T相3，位于主相颗粒4之间的贫T相5的磁化进一步降低。结果，主相颗粒4彼此之间的磁耦合被断开。即，相邻的两个以上的R2T14B晶粒经由低磁化的贫T相5而彼此分离。由于以上原因，通过永久磁铁2含有第二富T相3和贫T相5，室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力提高。
如上所述，由于贫T相5容易在第二富T相3的周围形成，因此，第二富T相3和贫T相5两者容易存在于一个晶界多重点6内。通过第二富T相3和贫T相5两者存在于一个晶界多重点6内，室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力容易提高。由于同样的原因，可以仅第二富T相3和贫T相5存在于一个晶界多重点6内。即，一个晶界多重点6可以仅由第二富T相3和贫T相5构成。
第一富T相1、第二富T相3和贫T相5可以存在于一个晶界多重点6内。一个晶界多重点6可以仅由第一富T相1、第二富T相3和贫T相5构成。第一富T相1和贫T相5两者可以存在于一个晶界多重点6内。一个晶界多重点6可以仅由第一富T相1和贫T相5构成。在第一富T相1、第二富T相3和贫T相5中，可以仅第一富T相1存在于一个晶界多重点6内。一个晶界多重点6可以仅由第一富T相1构成。第一富T相1、第二富T相3和贫T相5中，可以仅贫T相5存在于一个晶界多重点6内。一个晶界多重点6可以仅由贫T相5构成。通过永久磁铁2包含这些晶界多重点6，室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力容易提高。晶界也可以含有与第一富T相1、第二富T相3和贫T相5不同的其它的相。其它的相例如可以为Zr或Ti的碳化物、或者Zr或Ti的硼化物。
至少一部分贫T相5可以含有铜(Cu)和Ga中的至少一种。在贫T相5含有Cu和Ga中的至少一种的情况下，室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力容易提高。例如，在永久磁铁2含有Cu的情况下，贫T相5也容易含有Cu。在烧结体的冷却过程中，初始晶界相中的一部分Ga未因第二富T相3的析出消耗而残存的情况下，贫T相5容易含有Ga。
第一富T相1、第二富T相3和贫T相5满足下述式4或式4a，第一富T相1和第二富T相3满足下述式5或式5a。式4、式4a、式5和式5a中的S1是在永久磁铁2的截面2cs露出的第一富T相1的面积的合计。式4、式4a、式5和式5a中的S2是在永久磁铁2的截面2cs露出的第二富T相3的面积的合计。式4和式4a中的S3是在永久磁铁2的截面2cs露出的贫T相5的面积的合计。
0.30≤(S1+S2)/(S1+S2+S3)≤0.80 (4)
0.35≤(S1+S2)/(S1+S2+S3)≤0.77 (4a)
0.20≤S2/(S1+S2)≤0.80 (5)
0.25≤S2/(S1+S2)≤0.77 (5a)
通过(S1+S2)/(S1+S2+S3)为0.30以上，高温下的永久磁铁2的矫顽力高。通过(S1+S2)/(S1+S2+S3)为0.80以下，永久磁铁2能够具有高剩余磁通密度和高温下的高矫顽力。通过S2/(S1+S2)为0.20以上，高温下的永久磁铁2的矫顽力高。在S2/(S1+S2)低于0.20的情况下，第一富T相1相对过多，因而高温下的矫顽力低。在第一富T相1相对过多的情况下，存在剩余磁通密度也低的倾向。这是因为主相颗粒4(R2T14B晶粒)中的T因第一富T相1的形成而过度消耗，主相颗粒4的体积比率减少的缘故。通过S2/(S1+S2)为0.80以下，高温下的永久磁铁2的矫顽力高。在S2/(S1+S2)大于0.80的情况下，第一富T相1相对过少，因而室温和高温下的永久磁铁2的矫顽力低。这是因为由第一富T相1构成的厚的二颗粒晶界10少，相邻的主相颗粒4未被二颗粒晶界10充分地磁分离的缘故。在S2/(S1+S2)大于0.80的情况下，剩余磁通密度也低。
永久磁铁2具有高剩余磁通密度和高温下的高矫顽力的机理不限定于上述的机理。
为了测定S1、S2和S3，利用SEM拍摄永久磁铁2的截面2cs的图像。永久磁铁2的截面2cs的一部分的图像在图4中表示。如图4所示，第一富T相1、第二富T相3和贫T相5能够基于SEM拍摄的反射电子图像的明暗差来识别。亮度相同的部分视为相同的相。因此，通过基于反射电子图像的亮度对在永久磁铁2的截面2cs露出的晶界相进行三值化(trinarize)，能够测定第一富T相1、第二富T相3和贫T相5各自的面积。主相颗粒4和晶界相也能够基于反射电子图像的明暗差来识别。图5B和图5C是通过图4所示的晶界相的三值化得到的图像。图5B中的白色区域是第二富T相3。图5C中的白色区域是第一富T相1。图5A也对应于图4所示的截面。图5A中的白色区域是第一富T相1和第二富T相3。晶界相的三值化可以通过手动进行。晶界相的三值化也可以利用图像解析软件进行。S1、S2和S3各自的测定也可以利用图像解析软件进行。作为图像解析软件，例如可以使用Mountech Co.,Ltd.制的Mac-View。S1、S2和S3并不必须在永久磁铁2的整个截面2cs测定。即，可以在永久磁铁2的截面2cs的任意一部分测定S1、S2和S3。
主相颗粒4的平均粒径没有特别限定，例如可以为1.0μm以上10.0μm以下。永久磁铁2中的主相颗粒4的体积比例的合计没有特别限定，例如可以为75体积％以上且低于100体积％。
具有上述技术特征的永久磁铁2即使在不含重稀土元素的情况下，也能够在高温下具有足够高的矫顽力。但是，为了进一步增加高温下的永久磁铁2的矫顽力，永久磁铁2也可以含有重稀土元素。但是，在重稀土元素的含量过多的情况下，存在剩余磁通密度减少的倾向。例如，永久磁铁2中的重稀土元素的含量的合计可以为0.00质量％以上1.00质量％以下。通过尽可能控制重稀土元素的使用，能够减轻使用重稀土元素的资源风险。重稀土元素可以为选自钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钬(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)和镥(Lu)中的至少一种。
上述的主相颗粒4和晶界相各自的组成可以通过使用能量色散X射线光谱(EDS)仪对永久磁铁2的截面2cs进行分析来确定。
以下对永久磁铁2整体的具体的组成进行说明。但是，永久磁铁2的组成的范围并不限定于以下说明。只要能够得到上述的晶界相的组成和面积所带来的本发明的效果，永久磁铁2的组成也可以偏离以下的组成范围。
永久磁铁中的R的含量可以为29.50～33.00质量％。在永久磁铁中作为R含有重稀土元素的情况下，也包括重稀土元素在内的所有的稀土元素的合计含量可以为29.5～33质量％。通过R的含量在该范围内，存在剩余磁通密度和矫顽力增加的倾向。在R的含量过少的情况下，难以形成主相颗粒(R2T14B)，容易形成具有软磁性的α-Fe相。结果，存在矫顽力减小的倾向。另一方面，在R的含量过多的情况下，主相颗粒的体积比率降低，存在剩余磁通密度减小的倾向。从主相颗粒的体积比率升高、剩余磁通密度容易增高的观点来看，R的含量也可以为30.00～32.50质量％。从剩余磁通密度和矫顽力容易增加的观点来看，Nd和Pr在全部稀土元素R中所占的比例的合计可以为80～100原子％或95～100原子％。
永久磁铁中的B的含量可以为0.70～0.95质量％。通过B的含量比R2T14B所示的主相的组成的化学计量比少，容易形成第一富T相1和第二富T相3，并且矫顽力容易提高。在B的含量过少的情况下，R2T17相容易析出，存在矫顽力减小的倾向。另一方面，在B的含量过多的情况下，难以充分地形成第一富T相1和第二富T相3，存在矫顽力减小的倾向。从剩余磁通密度和矫顽力容易增加的观点来看，B的含量也可以为0.75～0.90质量％或0.80～0.88质量％。
永久磁铁可以含有铝(Al)。永久磁铁中的Al的含量可以为0.03～0.60质量％或0.03～0.30质量％以下。通过Al的含量在上述范围内，永久磁铁的矫顽力和耐腐蚀性容易提高。
永久磁铁中的Cu的含量可以为0.01～1.50质量％、0.03～1.00质量％或0.05～0.50质量％。通过Cu的含量在上述范围内，永久磁铁的矫顽力、耐腐蚀性和温度特性容易提高。从室温和高温下的矫顽力容易提高的观点来看，Cu的含量也可以为0.01～0.50质量％。
永久磁铁中的Co的含量可以为0.00～3.00质量％。Co与Fe一样，可以为构成主相颗粒(R2T14B晶粒)的过渡金属元素T。通过永久磁铁含有Co，永久磁铁的居里温度容易提高，另外，通过永久磁铁含有Co，晶界相的耐腐蚀性容易提高，永久磁铁整体的耐腐蚀性容易提高。从容易得到这些效果的观点来看，永久磁铁中的Co的含量也可以为0.30～2.50质量％。
Ga的含量可以为0.10～1.00质量％或0.20～0.80质量％。在Ga的含量过少的情况下，不能充分地形成第一富T相1和第二富T相3，存在矫顽力减小的倾向。在Ga的含量过多的情况下，第一富T相1和第二富T相3过量地形成，主相的体积比率减少，存在剩余磁通密度减少的倾向。从剩余磁通密度和矫顽力容易增加的观点来看，Ga的含量也可以为0.20～0.80质量％。
永久磁铁可以含有碳(C)。永久磁铁中的C的含量可以为0.05～0.30质量％或0.10～0.25质量％。在C的含量过少的情况下，R2T17相容易析出，存在矫顽力减小的倾向。在C的含量过多的情况下，不能充分地形成第一富T相1和第二富T相3，存在矫顽力减小的倾向。从容易提高矫顽力的观点来看，C的含量也可以为0.10～0.25质量％。
永久磁铁中的O的含量可以为0.03～0.40质量％。在O的含量过少的情况下，存在永久磁铁的耐腐蚀性降低的倾向，在O的含量过多的情况下，存在矫顽力减小的倾向。从容易提高耐腐蚀性和矫顽力的观点来看，O的含量也可以为0.05～0.30质量％或0.05～0.25质量％。
永久磁铁可以含有氮(N)。永久磁铁中的N的含量可以为0.00～0.15质量％。在N的含量过多的情况下，存在矫顽力减小的倾向。
从永久磁铁中除去上述元素的剩余部分可以仅为Fe，或者也可以为Fe和其它元素。为了使永久磁铁具有充分的磁特性，剩余部分中Fe以外的元素的含量的合计相对于永久磁铁的总质量可以为5质量％以下。
永久磁铁可以含有锆(Zr)。永久磁铁中的Zr的含量可以为0.00～1.50质量％、0.03～0.80质量％或0.10～0.60质量％。Zr在永久磁铁的制造过程(烧结工序)中抑制主相颗粒(晶粒)的异常晶粒生长，使永久磁铁的组织均匀且微细，能够提高永久磁铁的磁特性。
永久磁铁可以含有钛(Ti)。永久磁铁中的Ti的含量可以为0.00～1.50质量％、0.03～0.80质量％或0.10～0.60质量％。Ti在永久磁铁的制造过程(烧结工序)中抑制主相颗粒(晶粒)的异常晶粒生长，使永久磁铁的组织均匀且微细，能够提高永久磁铁的磁特性。
永久磁铁中，作为不可避免的杂质，可以含有选自锰(Mn)、钙(Ca)、镍(Ni)、硅(Si)、氯(Cl)、硫(S)和氟(F)中的至少一种。永久磁铁中的不可避免的杂质的含量的合计可以为0.001～0.50质量％。
以上的永久磁铁整体的组成例如可以通过荧光X射线(XRF)分析法、高频感应耦合等离子体(ICP)发光分析法和非活性气体熔融-非分散型红外线吸收(NDIR)法确定。
本实施方式的永久磁铁可以适用于发动机或促动器等。例如，永久磁铁可以在混合动力汽车、电动汽车、硬盘驱动器、磁共振成像装置(MRI)、智能手机、数码相机、薄型TV、扫描仪、空调、热泵、冰箱、吸尘器、洗衣干燥机、电梯和风力发电机等的各种各样的领域中利用。
(永久磁铁的制造方法)
以下对上述的永久磁铁的制造方法进行说明。
由含有构成上述永久磁铁的各元素的金属(原料金属)制作原料合金。原料合金可以通过薄带连铸法制作。原料金属例如可以为稀土元素的单质(金属单质)、含有稀土元素的合金、纯铁、硼铁合金、或含有它们的合金。以与期望的永久磁铁的组成一致的方式称量这些原料金属。
作为原料合金，可以使用主相合金和晶界相合金。即，可以通过二合金法制造永久磁铁。永久磁铁所含的主相颗粒源于主相合金的粉末。永久磁铁所含的晶界源于晶界相合金的粉末。但是，永久磁铁所含的主相颗粒的组成不一定与主相合金的组成一致，永久磁铁所含的晶界相的组成不一定与晶界相合金的组成一致。这是因为在后述的烧结工序和时效处理工序中主相合金和晶界相合金各自的组成可以发生变化的缘故。
由于以下原因，晶界相合金可以含有B。
在永久磁铁的制造过程中，对由主相合金和晶界相合金各自的粉末形成的成型体进行烧结。为了得到本实施方式的永久磁铁，优选成型体以低温长时间地烧结。低温意指960℃以上990℃以下。长时间意指72小时以上200小时以下。在晶界相合金含有B的情况下，在低温下容易发生主相合金与晶界相合金之间的元素的移动或交换，能够促进低温下各合金的熔解、R2T14B和晶界相的析出。因此，在晶界相合金含有B的情况下，即使成型体的烧结温度为低温，也容易形成致密的烧结体。在晶界相合金含有B的情况下，主相合金中的B的含量可以比现有的主相合金中的B的含量少。在晶界相合金含有B的情况下，晶界相合金可以不含Zr和Ti。在晶界相合金含有B、Zr和Ti的情况下，晶界相合金中的B容易与Zr和Ti结合，因此，难以形成R2T14B，永久磁铁的矫顽力和剩余磁通密度容易减少。晶界相合金中的B的含量可以为0.1～0.3质量％。在B的含量低于0.1质量％的情况下，难以形成第二富T相3。在B的含量大于0.3质量％的情况下，永久磁铁的方形度(Hk/HcJ)容易减少。
晶界相合金可以含有Co。晶界相合金中的Co的含量可以为10～40质量％。在Co的含量低于10质量％的情况下，难以形成第二富T相3。在Co的含量大于40质量％的情况下，永久磁铁的室温下的方形度(Hk/HcJ)容易减少。
将上述的各原料合金粉碎，准备原料合金粉末。可以通过粗粉碎工序和微粉碎工序这两个阶段对原料合金进行粉碎。在粗粉碎工序中，氢吸留至原料合金。在氢吸留之后，通过加热使原料合金脱氢。通过脱氢，原料合金被粉碎。主相合金和晶界相合金各自的粗粉碎工序可以单独地实施。主相合金的脱氢温度可以为300～400℃。在主相合金的脱氢温度低于300℃的情况下，主相合金中容易残存氢，在烧结工序中，烧结体中的氢容易引起烧结体的龟裂(裂纹)。在主相合金的脱氢温度高于400℃的情况下，难以形成第二富T相3。晶界相合金的脱氢温度可以为500～600℃。在晶界相合金的脱氢温度低于500℃的情况下，难以形成第二富T相3。在晶界相合金的脱氢温度高于600℃的情况下，在粗粉碎工序中存在晶界相合金的粉末彼此烧结的可能性，晶界相合金不能充分地粉碎。
在粗粉碎工序中，将原料合金粉碎直至原料合金的粒径达到数百μm的程度。在粗粉碎工序后续的微粉碎工序中，将原料合金进一步粉碎直至其平均粒径达到3～5μm。在微粉碎工序中，例如可以使用喷射磨。也可以不通过粗粉碎工序和微粉碎工序这两个阶段将原料合金粉碎。例如，也可以仅进行微粉碎工序。
主相合金的粉末和晶界相合金的粉末以规定的比率混合。规定的比率意指主相合金和晶界相合金的混合物的整体组成与目标永久磁铁的组成基本一致的比率。以下所记载的原料合金粉末意指主相合金和晶界相合金的混合物。
在磁场中对通过上述方法得到的原料合金粉末进行成型，得到成型体。例如，一边对模具内的原料合金粉末施加磁场，一边利用模具对原料合金粉末加压，从而得到成型体。模具对原料合金粉末带来的压力可以为30～300MPa。对原料合金粉末施加的磁场的强度可以为950～1600kA/m。
具备本实施方式的永久磁铁的特征的晶界相可以如下所述通过经由烧结工序后续的两个阶段的时效处理工序形成。烧结工序和时效处理工序的温度的经时的曲线如图3所示。烧结工序和时效处理工序的详细情况以下。
在烧结工序中，使上述的成型体在真空或不活泼气体气氛中烧结，得到烧结体。烧结条件可以根据目标永久磁铁的组成、原料合金的粉碎方法和粒度等适当设定。为了使S2/(S1+S2)在0.20以上0.80以下，烧结温度Ts可以为960～990℃或960～980℃。在烧结温度Ts低于960℃的情况下，第二富T相3容易过量地形成，S2/(S1+S2)容易超过0.80。在烧结温度Ts高于990℃的情况下，难以形成第二富T相3，S2/(S1+S2)容易低于0.20。960～990℃范围内的烧结温度Ts低于现有的烧结温度(例如1000～1100℃)，因此，成型体难以烧结。因此，为了使成型体在低烧结温度Ts下充分烧结，在烧结工序中成型体进行长时间加热。为了使成型体以低烧结温度Ts充分烧结，烧结时间可以为72～200小时。
时效处理工序可以由第一时效处理、和第一时效处理后续的第二时效处理构成。在两个阶段的时效处理工序中，将烧结体在真空或不活泼气体气氛中加热。如图3所示，在第一时效处理中，以第一温度T1加热烧结体。在第二时效处理中，以第二温度T2加热烧结体。第一温度T1比第二温度T2高。
第一温度T1可以为700～940℃或800～920℃。在第一温度T1过低的情况下，难以形成第二富T相3，S2/(S1+S2)容易低于0.20。结果，高温下的矫顽力降低。在第一温度T1过高的情况下，难以形成第二富T相3，S2/(S1+S2)容易低于0.20，高温下的矫顽力降低。
第二温度T2可以为450～570℃或470～540℃。在第二温度T2过低的情况下，难以形成第一富T相1和第二富T相3，(S1+S2)/(S1+S2+S3)容易低于0.30。结果，高温下的矫顽力降低。在第二温度T2过高的情况下，容易过量地形成第一富T相1和第二富T相3，(S1+S2)/(S1+S2+S3)容易超过0.80。结果，高温下的矫顽力降低。
如图3所示，在为了开始烧结工序而将气氛的温度从低于Ts的温度(例如室温)升高至Ts的情况下，升温速度可以为0.1～20℃/分钟。“气氛的温度”意指烧结体周围的气氛的温度，例如加热炉内的温度。在烧结工序后，在将气氛的温度从Ts降低至低于T1的温度(例如室温)的情况下，降温速度可以为1～50℃/分钟。在为了开始第一时效处理而将气氛的温度从低于T1的温度(例如室温)升高至T1的情况下，升温速度可以为0.1～20℃/分钟。在第一时效处理后，在将气氛的温度从T1降低至低于T2的温度(例如室温)的情况下，降温速度可以为1～50℃/分钟。在为了开始第二时效处理而将气氛的温度从低于T2的温度(例如室温)升高至T2的情况下，升温速度可以为0.1～50℃/分钟。在第一时效处理后，可以将气氛的温度从T1降低至T2，与第一时效处理连续地实施第二时效处理。在第二时效处理后，在将时效处理的气氛的温度从T2降低至室温的情况下，降温速度可以为1～50℃/分钟。通过从T2到室温的降温速度快，容易形成第二富T相3，S2/(S1+S2)容易达到0.20以上0.80以下。通过烧结工序、第一时效处理和第二时效处理中的升温速度和降温速度在上述的范围内，容易满足上述式4和式5。
通过以上方法能够得到本实施方式的永久磁铁。
在制造含有重稀土元素的永久磁铁的情况下，可以在使重稀土元素或其化合物(例如氢化物)附着于上述烧结体的表面后，对烧结体进行加热。通过该热扩散处理，能够使重稀土元素从烧结体的表面扩散至内部。例如，可以在6接着烧结工序实施热扩散处理之后，实施第一时效处理和第二时效处理。也可以在接着第一时效处理实施热扩散处理之后，实施第二时效处理。
本发明不限于上述实施方式。例如，R-T-B系永久磁铁也可以为热加工磁铁。
[实施例]
以下，通过实施例进一步详细地说明本发明，但本发明完全不限定于这些例子。
(实施例3)
<永久磁铁的制作>
通过薄带连铸法，由永久磁铁的原料金属制作主相合金A和晶界相合金A。通过称量原料金属，调整主相合金A和晶界相合金A各自的组成。主相合金A中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金A中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。下述表1中的R意指Nd和Pr。Nd、Pr、Fe、Co、Ga、Al、Cu和Zr各自的浓度通过荧光X射线分析进行测定。B的浓度通过ICP发光分析进行测定。
如下所述，主相合金A和晶界相合金A分别被粉碎。以下的从氢粉碎处理到烧结工序的各工序在氧浓度低于100ppm的非氧化气氛下实施。
使主相合金A吸留氢之后，在Ar气氛中将主相合金A以350℃加热1小时进行脱氢，从而得到主相合金粉末。即，作为粗粉碎工序，进行氢粉碎处理。以下，主相合金的脱氢温度记作tm。作为粉碎助剂，在主相合金粉末中添加油酸酰胺，并将它们混合。在后续的微粉碎工序中，使用喷射磨将主相合金粉末的平均粒径调整为4μm。
在使晶界相合金A吸留氢之后，在Ar气氛中将晶界相合金A以550℃加热1小时进行脱氢，从而得到晶界相合金粉末。即，作为粗粉碎工序，进行氢粉碎处理。以下，晶界相合金的脱氢温度记作tg。作为粉碎助剂，向晶界相合金粉末中添加油酸酰胺，并将它们混合。在后续的微粉碎工序中，使用喷射磨将晶界相合金粉末的平均粒径调整为4μm。
以主相合金和晶界相合金的混合物的整体组成与永久磁铁的组成一致的方式，称量主相合金粉末和晶界相合金粉末。永久磁铁的组成如下述表1所示。通过将它们混合，得到原料合金粉末。
在成型工序中，将原料合金粉末充填至模具内。然后，一边向模具内的原料粉末施加1200kA/m的磁场，一边以120MPa对原料粉末进行加压，从而得到成型体。
在烧结工序中，在真空中将成型体以烧结温度Ts加热72小时后骤冷，从而得到烧结体。实施例3的Ts如下述表3所示。
作为时效处理工序，实施第一时效处理和第一时效处理后续的第二时效处理。第一时效处理和第二时效处理均在Ar气氛中对烧结体进行加热。
在第一时效处理中，将烧结体以900℃(第一温度T1)加热60分钟。
在第二时效处理中，将烧结体以第二温度T2加热60分钟。实施例3的T2如下述表1所示。
通过以上方法得到实施例3的永久磁铁。
<永久磁铁的组成分析>
通过荧光X射线分析和ICP发光分析，分析永久磁铁整体的组成。永久磁铁中的各元素的浓度与下述表1所示的值一致。
<磁特性的测定>
测定23℃(室温)时的永久磁铁的剩余磁通密度(Br)。Br的单位是mT。另外，测定150℃(高温)时的永久磁铁的矫顽力(HcJ)和方形度(Hk/HcJ)。HcJ的单位是kA/m。Br和HcJ的测定使用B-H示踪器。实施例3的Br、HcJ和Hk/HcJ如下述表3所示。
<永久磁铁的截面分析>
将永久磁铁相对于其磁化方向垂直地切断。利用离子铣切削永久磁铁的截面，除去在截面形成的氧化物等杂质。接着，利用扫描电子显微镜(SEM)和能量色散X射线光谱(EDS)装置对永久磁铁的截面的一部分区域进行分析。分析的区域整体的尺寸为纵向50.8μm×横向38.1μm左右。分析的区域是距永久磁铁的表面的深度超过300μm的区域，换言之，分析的区域是永久磁铁的截面中、距截面的外缘(外周部)的距离超过300μm的区域。作为SEM，使用株式会社日立高新技术生产的肖特基扫描电子显微镜“SU5000”。作为EDS装置，使用株式会社堀场制作所生产的能量色散X射线分析装置“EMAXEvolution/EMAX ENERGY(EMAX X-MaxN检测器方式)”。测定条件如下设定。
电子束的加速电压：15kV
斑点强度：30
运行距离：10mm
由SEM拍摄的永久磁铁的截面的一部分区域如图4所示。实施例3的永久磁铁具有多数主相颗粒和多个由主相颗粒围成的晶界。各主相颗粒为(Nd1-xPrx)2(Fe1-yCoy)14B晶粒。x为0以上且小于1，y为0以上且小于1。主相颗粒是比后述的第一富T相、第二富T相、贫T相的任何相都暗(黑)的部位。一部分晶界含有第一富T相。第一富T相比主相颗粒亮，但在晶界相中是最暗的部位(暗灰色的部分)。一部分晶界含有第二富T相。第二富T相是晶界相中亮度仅次于贫T相的部位(浅灰色的部分)。一部分晶界含有贫T相。贫T相是晶界相中最亮的部位(白色部分)。一部分晶界相含有ZrC相。ZrC相是比主相颗粒暗的部位(黑色部分)。ZrC相的粒径为0.05μm以下。还具有第二富T相和贫T相两者存在于一个晶界多重点内的部位。下述表2中的测定点1～4相当于在图4的截面露出的第一富T相。下述表2中的测定点5～8相当于在图4的截面露出的第二富T相。下述表2中的测定点9～14相当于在图4的截面露出的贫T相。
通过SEM进行了分析的上述区域利用场发射透射电子显微镜(FE-TEM)和能量色散X射线光谱(TEM-EDS)装置进行分析。通过TEM-EDS确定上述测定点1～14各自的组成。作为FE-TEM，使用FEI公司生产的Titan G2。作为TEM-EDS装置，使用FEI公司生产的Super-X。分析所使用的电子束的加速电压为300kV。各测定点的各元素的浓度和[T]/[R]如下述表2所示。下述表2中的[R]是各测定点的Nd和Pr的浓度的合计。表2中的[T]是各测定点的Fe和Co的浓度的合计。表2中的[M]是表2所记载的所有元素中除R和T之外的元素的浓度的合计。
在图4的截面中，分别测定S1、S2和S3。如上所述，第一富T相、第二富T相和贫T相基于由SEM拍摄的反射电子图像中的明暗差来识别。为了分别测定S1、S2和S3，通过手动操作进行晶界相的三值化。S1、S2和S3分别通过图像解析软件进行测定。作为图像解析软件，使用Mountech Co.,Ltd.制的Mac-View。实施例3的S1、S2、S3、(S1+S2)/(S1+S2+S3)和S2/(S1+S2)如下述表3所示。表3中的S1、S2和S3是相对于图4的截面整体面积的相对值。即，图4的截面整体面积为100％，表3中的S1、S2和S3为图4的截面中的第一富T相、第二富T相和贫T相各自的面积的比例。
(实施例1、2、4～11和比较例1～11)
作为实施例6的永久磁铁的原料，使用主相合金C和晶界相合金C代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金C中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金C中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金C含有15质量％的Co。
作为实施例7的永久磁铁的原料，使用主相合金D和晶界相合金D代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金D中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金D中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金D含有35质量％的Co。
作为实施例8的永久磁铁的原料，使用主相合金E和晶界相合金E代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金E中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金E中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金E含有0.15质量％的硼(B)。
作为实施例9的永久磁铁的原料，使用主相合金F和晶界相合金F代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金F中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金F中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金F含有0.25质量％的硼(B)。
作为比较例1的永久磁铁的原料，使用主相合金B和晶界相合金B代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金B中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金B中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金B含有4.0质量％的Zr。
作为比较例6的永久磁铁的原料，仅使用合金A′代替主相合金A和晶界相合金A。即，比较例6的永久磁铁通过一合金法制作。合金A′中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。
作为比较例7的永久磁铁的原料，使用主相合金G和晶界相合金G代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金G中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金G中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金G含有5质量％的Co。
作为实施例10的永久磁铁的原料，使用主相合金H和晶界相合金H代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金H中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金H中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金H含有50质量％的Co。
作为比较例8的永久磁铁的原料，使用主相合金I和晶界相合金I代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金I中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金I中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。
作为实施例11的永久磁铁的原料，使用主相合金J和晶界相合金J代替主相合金A和晶界相合金A。主相合金J中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金J中的各元素的浓度调整为下述表1所示的值。晶界相合金F含有0.50质量％的硼(B)。
实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的主相合金的脱氢温度tm为下述表3所示的温度。其中，在比较例6中，仅使用一种合金(合金A′)，因此，比较例6的tm意指合金A′的脱氢温度。实施例1、2、4～11和比较例1～5及7～11各自的晶界相合金的脱氢温度tg为下述表3所示的温度。实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的烧结温度Ts为下述表3所示的温度。实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的第二温度T2为下述表3所示的温度。
除了上述事项之外，按照与实施例3同样的方法，制作实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的永久磁铁。
按照与实施例3同样的方法，分析实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的永久磁铁整体的组成。在实施例1、2、4～11和比较例1～11的任意情况下，永久磁铁中的各元素的浓度均与下述表1所示的值一致。
按照与实施例3同样的方法，测定实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的永久磁铁的Br、HcJ和Hk/HcJ。实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的Br、HcJ和Hk/HcJ如下述表3所示。
按照与实施例3同样的方法，分析实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的永久磁铁的截面。
实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的永久磁铁具有多数主相颗粒、和多个由主相颗粒围成的晶界。实施例1、2、4～11和比较例2～11各自的永久磁铁中，作为晶界相，含有第一富T相、第二富T相和贫T相。比较例1的永久磁铁中，作为晶界相，含有第一富T相和贫T相。但是，比较例1的永久磁铁不含第二富T相。所有的实施例和比较例的分析结果表明第一富T相的[T]/[R]为1.7以上3.0以下。所有的实施例和比较例的分析结果表明第二富T相的[T]/[R]为0.8以上1.5以下。所有的实施例和比较例的分析结果表明贫T相的[T]/[R]为0.0以上0.6以下。
实施例1、2、4～11和比较例1～11各自的S1、S2、S3、(S1+S2)/(S1+S2+S3)和S2/(S1+S2)如下述表3所示。
[表1]
Figure BDA0002408634860000221
[表2]
Figure BDA0002408634860000222
[表3]
Figure BDA0002408634860000231
产业上的可利用性
本发明的R-T-B系永久磁铁的磁特性优异，因此能够适用于例如搭载于混合动力汽车或电动汽车的发动机。

Claims (5)

1.一种R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
含有稀土元素R、过渡金属元素T、B和Ga，
所述R-T-B系永久磁铁中，作为R至少含有Nd，
所述R-T-B系永久磁铁中，作为T至少含有Fe，
所述R-T-B系永久磁铁具有含有Nd、T和B的多个主相颗粒、和多个由所述主相颗粒围成的晶界，
至少一部分所述晶界含有第一富T相，
至少一部分所述晶界含有第二富T相，
至少一部分所述晶界含有贫T相，
所述第一富T相是含有Nd、Ga、以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式1的相，
所述第二富T相是含有Nd、Ga、以及Fe和Co中的至少一种并且满足下述式2的相，
所述贫T相是含有Nd并且满足下述式3的相，
所述第一富T相、所述第二富T相和所述贫T相满足下述式4，
所述第一富T相和所述第二富T相满足下述式5，
1.7≤[T]/[R]≤3.0 (1)
0.8≤[T]/[R]≤1.5 (2)
0.0≤[T]/[R]≤0.6 (3)
所述式1中的[T]为所述第一富T相中的Fe和Co的浓度的合计，所述式1中的[R]为所述第一富T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，所述式2中的[T]为所述第二富T相中的Fe和Co的浓度的合计，所述式2中的[R]为所述第二富T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，所述式3中的[T]为所述贫T相中的Fe和Co的浓度的合计，所述式3中的[R]为所述贫T相中的Nd、Pr、Tb和Dy的浓度的合计，所述式1、所述式2和所述式3中的[T]和[R]各自的单位为原子％，
0.30≤(S1+S2)/(S1+S2+S3)≤0.80 (4)
0.20≤S2/(S1+S2)≤0.80 (5)
所述式4和所述式5中的S1为在所述R-T-B系永久磁铁的截面露出的所述第一富T相的面积的合计，所述式4和所述式5中的S2为在所述R-T-B系永久磁铁的所述截面露出的所述第二富T相的面积的合计，所述式4中的S3为在所述R-T-B系永久磁铁的所述截面露出的所述贫T相的面积的合计。
2.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
所述R-T-B系永久磁铁中，作为所述晶界，具备由三个以上的所述主相颗粒围成的晶界多重点，
所述第二富T相和所述贫T相两者存在于一个所述晶界多重点内。
3.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
由29.50～33.00质量％的R、
0.70～0.95质量％的B、
0.03～0.60质量％的Al、
0.01～1.50质量％的Cu、
0.00～3.00质量％的Co、
0.10～1.00质量％的Ga、
0.05～0.30质量％的C、
0.03～0.40质量％的O、和
剩余部分构成，
所述剩余部分仅为Fe、或者为Fe和其它元素。
4.根据权利要求1所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
重稀土元素的含量的合计为0.00质量％以上1.00质量％以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的R-T-B系永久磁铁，其特征在于，
所述贫T相含有Cu和Ga中的至少一种。
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