CN1799111A

CN1799111A - R－t－b系永磁体

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Publication number: CN1799111A
Application number: CN 200480015078
Authority: CN
Inventors: 日高彻也; 冈田宏成; 坂元一也; 坂本健; 中山靖之; 山本智实
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2003-06-27
Filing date: 2004-06-24
Publication date: 2006-07-05
Anticipated expiration: 2024-06-24
Also published as: JP3683260B2; CN100508081C; JP2005015886A

Abstract

一种R－T－B系永磁体(1)，其具有磁体基体(2)和包覆在磁体基体(2)表面上的保护膜(3)，所述磁体基体(2)由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，而且在其表层部形成有富氢层(21)，该富氢层(21)中氢浓度达300ppm或以上的厚度为300μm或以下(不含0μm)，其中所述主相由R₂T₁₄B晶粒(其中，R为稀土类元素的1种、2种或更多种，T为以Fe或者Fe和Co为必须成分的1种、2种或更多种的过渡金属元素)构成，所述晶界相比该主相含有更多的R。根据该R－T－B系永磁体(1)，其不使磁特性退化而能够使形成有保护膜(3)的R－T－B系永磁体(1)的耐蚀性得以提高。另外，对采用电镀方法进行的保护膜(3)的形成也可能适用，且生产效率几乎不会降低，能够充分确保作为形成保护膜(3)的本来目的的耐蚀性。再者，能够提供表面部分的局部损坏(颗粒脱落)受到抑制、尺寸精度较高的R－T－B系永磁体(1)。

Description

R-T-B系永磁体

技术领域

本发明涉及R-T-B系永磁体耐蚀性的提高。

背景技术

以由R₂T₁₄B型金属间化合物构成的晶粒(本发明称之为R₂T₁₄B晶粒)为主相的R-T-B系永磁体(R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种，T为Fe或者Fe和Co)，由于磁特性优良，作为主成分的Nd资源丰富且比较廉价，因此被用于各种电气设备。

在具有优良的磁特性的R-T-B系永磁体中，也存在几项必须解决的技术课题。其一是耐蚀性，即R-T-B系永磁体作为主构成元素的R和Fe是容易氧化的元素，因此耐蚀性较差。为此，在磁体表面形成有用于防止腐蚀的保护膜。作为保护膜，可以采用树脂涂层、铬酸盐膜或者镀层等，但以Ni镀层为代表的金属膜的镀覆方法因具有优良的耐蚀性以及耐磨性等而特别常用。

构成R-T-B系永磁体的晶相之一的晶界相(也称之为R富集相)将成为腐蚀的起点。因此一般认为：作为改善R-T-B系永磁体耐蚀性的一项措施，是通过降低R量而减少R富集相的量并使之微细化。

但是，降低R量时，将带来磁特性的降低。R-T-B系永磁体通常采用对数μm的微细合金粉进行成形和烧结的粉末冶金法进行制造，但该合金粉含有相当量的化学性质非常活性的R，故而在制造过程中发生氧化。其结果，用于发挥磁特性的有效的R量减少，从而不可能看不到磁特性特别是顽磁力的降低。因此，R-T-B系永磁体较多的例子是设定为含有比较多的例如31wt％或以上的R。

对于以上的问题，专利文献1(日本专利第3171426号公报)公开了一种烧结型永磁体，其以重量％计的组成是，R(R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种)：27.0～31.0％、B：0.5～2.0％、N：0.02～0.15％、O：0.25％或以下、C：0.15％或以下、余量：Fe，由于具有这样的组成，使耐蚀性得以提高，且顽磁力(iHc)达13.0kOe或以上。另外，专利文献2(日本专利第2966342号公报)公开了一种烧结型永磁体，其以重量百分比计，所具有的组成是，R(R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种)：27.0～31.0％、B：0.5～2.0％、N：0.02～0.15％、O：0.25％或以下、C：0.15％或以下、余量：Fe，而且相对于主相的总面积，粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和为80％或以上，粒径为13μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和为10％或以下。

专利文献1的提案是基于如下的发现：对于特定范围的稀土类含量和特定值或以下的氧量以及碳量的R-Fe-B系烧结型永磁体，通过将其含氮量设定在特定的范围，在改善耐蚀性的同时，还可以得到实用而较高的磁特性。另外，专利文献2的提案是基于以下的发现：进而将R₂Fe₁₄B的晶粒直径设定为特定值或以下，藉此可进一步提高耐蚀性。

如上所述，R-T-B系永磁体采用电镀等方法在其表面形成保护膜。因此，R-T-B系永磁体的耐蚀性必须在形成有保护膜的状态下进行研究。

专利文献3(特开平5-226125号公报)、专利文献4(特开2001-135511号公报)以及专利文献5(特开2001-210504号公报)就R-T-B系永磁体的镀覆而公开的内容是饶有兴趣的。

R-T-B系永磁体具有吸氢性高、且因吸氢而脆化的性质，如果适用Ni或Ni合金镀覆方法，则在R-T-B系永磁体中吸收镀覆时产生的氢，从而在镀层界面产生脆化裂纹，发生镀层剥离，以致使耐蚀性不能维持。于是，专利文献3提出了如下的方案：将镀覆了Ni或Ni合金镀层的R-T-B系永磁体在大于等于600℃但小于800℃的温度下进行真空加热，由此将磁体或镀层中于镀覆工序吸收的氢驱赶出来，这样，例如在常年的使用过程中，可以防止镀层中的氢向磁体中扩散，从而防止磁体界面的氢脆。

专利文献4指出：例如对采用电镀方法形成了Ni镀膜的磁体进行充磁而评价磁特性时，退磁曲线的方形性显著下降，其原因在于涂覆后的磁体基体(magnet body)与镀膜中含有的氢含量增加。于是，专利文献4提出了下述的方案：作为保护膜形成的手段，采用化学镀或气相沉积，且将磁体基体与镀膜中含有的氢含量控制在100ppm或以下。

另外，专利文献5基于下述的发现，即R-T-B系永磁体的热退磁依存于镀膜中含有的氢含量而发生较大的变化，提出了如下的方案：将R-T-B系永磁体的镀层中含有的氢含量降低到100ppm或以下。

根据专利文献3，虽然氢含量得以减少，但恐怕在大于等于600℃但小于800℃的温度下进行真空加热，从而存在磁特性降低的倾向，同时使镀膜发生退化。镀膜的退化引起耐蚀性的降低，因而没法不背离镀膜本来的目的。专利文献4不以R-T-B系永磁体中最有效的保护膜即电镀层为对象。根据专利文献5，有必要在低电流密度以及低电压下进行电镀，这样恐怕生产效率将有相当程度的下降，同时对于采用电镀方法形成的保护膜的耐蚀性并没有加以考虑。

但是，最近常常要求R-T-B系永磁体具有比以往更加严格的尺寸精度(例如范围是5/100mm)。所要求的是带保护膜的磁体的尺寸，但毫无疑问，磁体基体的尺寸也对该尺寸产生很大的影响。对于这一问题，从磁体基体侧以及保护膜侧的尺寸精度方面采取了各种措施。在磁体基体侧，于镀覆前进行滚筒处理，将镀层容易隆起的磁体基体端部弄圆，然后进行酸浸蚀和镀覆成膜处理，由此在磁体基体的表面部分产生局部损坏(颗粒脱落)的问题，成为表面特别是端部尺寸精度下降的主要原因。

发明内容

对于以上说明的几个问题，正如后面所叙述的那样，本发明者获得了如下的见解：即有效的方法是控制R-T-B系永磁体表层部存在的氢含量或存在形态。因此，本发明的目的在于：对于R-T-B系永磁体特别是对于形成有保护膜的R-T-B系永磁体来说，提出了氢含量以及存在形态的优选提案。该提案可以分为若干方案，根据某一方案，其目的在于不使磁特性退化而提高形成有保护膜的R-T-B系永磁体的耐蚀性。而根据另一种方案，其目的在于提供一种R-T-B系永磁体，该方案即使对采用电镀方法的保护膜的形成也可能适用，而且基本上不降低生产效率便能够充分确保作为形成保护膜的本来目的的耐蚀性。根据再一种方案，其目的在于提供一种表面部分的局部损坏(颗粒脱落)受到抑制且尺寸精度较高的R-T-B系永磁体。

本发明如前所述，其特征在于控制R-T-B系永磁体的表层部的氢含量，其中的1种方案为：使预定量的氢含量仅以预定的厚度存在于R-T-B系永磁体的表层部(第1方案)。另1种方案为：在R-T-B系永磁体的内部使相对的氢含量发生变化(第2方案)。

第1方案的要点在于：该R-T-B系永磁体具有磁体基体和包覆在磁体基体表面上的保护膜，所述磁体基体由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，而且在其表层部形成有富氢层，该富氢层中氢浓度达300ppm或以上的厚度为300μm或以下(不含0μm)，其中所述主相由R₂T₁₄B晶粒(其中，R为稀土类元素的1种、2种或更多种，T为以Fe或者Fe和Co为必须成分的1种、2种或更多种的过渡金属元素)构成，所述晶界相比该主相含有更多的R。

上述第1方案可以区分为富氢层的氢浓度为1000ppm或以上的方案(第1-1方案)、以及富氢层的氢浓度为300～1000ppm的方案(第1-2方案)。根据第1-1方案，能够不使磁特性退化而提高形成有保护膜的R-T-B系永磁体的耐蚀性。另外，根据第1-2方案，能够在形成保护膜时，使磁体基体表面部分的局部损坏受到抑制。

对于第1方案，富氢层的厚度优选为200μm或以下，进一步优选为100μm或以下。

另外，对于第1方案，构成磁体基体的烧结体相对于主相的总面积，其粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和优选为90％或以上，粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和优选为3％或以下。

对于第1方案，磁体基体优选的组成具有，R：27.0～35.0wt％(其中R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种)、B：0.5～2.0wt％、O：2500ppm或以下、C：1500ppm或以下、N：200～1500ppm、余量实质上由Fe构成，还进一步优选含有Nb：0.1～2.0wt％、Zr：0.05～0.25wt％、Al：0.02～2.0wt％、Co：0.3～5.0wt％以及Cu：0.01～1.0wt％之中的1种、2种或更多种。

再者，对于第1方案，保护膜优选为电镀金属层。

其次，对于本发明的第2方案，其特征在于：具有磁体基体和包覆在磁体基体表面上的保护膜，所述磁体基体由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，其中所述主相由R₂T₁₄B晶粒构成，所述晶界相比主相含有更多的R；且与磁体基体的中心部分相比，在磁体基体的表面部分存在氢浓度较高的富氢层。对于该第2方案，从磁体基体的表面朝着磁体基体的内部方向，富氢层的氢浓度减少。所谓氢浓度减少包括下列的情况，一种是从磁体基体的表面朝着磁体基体的内部方向，氢浓度连续地减少(第2-1方案)，另一种是从磁体基体的表面朝着磁体基体的内部方向，氢浓度分阶段地减少(第2-2方案)。在第2-1方案以及第2-2方案中，富氢层均优选具有氢浓度为1000ppm或以上的区域。该氢浓度为1000ppm或以上的区域优选具有300μm或以下的厚度。

对于第2方案，磁体基体优选的组成也具有，R：27.0～35.0wt％(其中R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种)、B：0.5～2.0wt％、O：2500ppm或以下、C：1500ppm或以下、N：200～1500ppm、余量实质上由Fe构成，还进一步优选含有Nb：0.1～2.0wt％、Zr：0.05～0.25wt％、Al：0.02～2.0wt％、Co：0.3～5.0wt％以及Cu：0.01～1.0wt％之中的1种、2种或更多种。另外，保护膜优选为电镀金属层。

附图说明

图1是说明本发明的富氢层的图。

图2是说明第2-1方案的富氢层的图。

图3是说明第2-2方案的富氢层的图。

图4是表示第1-1-1实施例的R-T-B系永磁体的组成的图表。

图5是表示第1-1-1实施例的R-T-B系永磁体的耐蚀性、磁特性以及R₂Fe₁₄B晶粒的粒度分布的图表。

图6是表示第1-1-2实施例的R-T-B系永磁体的组成的图表。

图7是表示第1-1-2实施例的R-T-B系永磁体的耐蚀性、磁特性以及R₂Fe₁₄B晶粒的粒度分布的图表。

图8是表示第1-2实施例的R-T-B系永磁体的组成以及磁特性的图表。

图9是表示第1-2实施例的电镀条件的图表。

图10是表示第1-2实施例的尺寸变化的标准偏差的图表。

图11～图15是表示在第1-2实施例中，滚筒研磨处理前、滚筒处理后、浸蚀处理后以及电镀后就烧结体的尺寸进行测定的结果的图表。

图16是表示第2-1实施例的R-T-B系永磁体的组成的图。

图17是表示第2-1实施例的R-T-B系永磁体的特性评价结果的图表。

图18是表示第2-2实施例的R-T-B系永磁体的组成的图表。

图19是表示第2-2实施例的R-T-B系永磁体的富氢层的状态的图表。

图20是表示第2-2实施例的R-T-B系永磁体的耐蚀性、磁特性的测定结果的图表。

具体实施方式

以下就本发明的实施方案进行说明。

<富氢层>

首先，就作为本发明特征的富氢层进行说明。

如图1所示，本发明的R-T-B系永磁体1具备磁体基体2、以及包覆在磁体基体2的表面上的保护膜3。另外，在磁体基体2的表层部存在氢浓度比磁体基体2的内部更高的富氢层21。在此，所谓富氢层，意味着该表层部分的氢浓度比磁体基体2内部的氢浓度更高。

第1方案的富氢层21含有300ppm或以上的氢，特别是第1-1方案的富氢层21，含有1000ppm或以上的氢。由于存在富氢层21，因此耐蚀性得以提高，但该层的厚度达300μm或以上时，其耐蚀性与不存在富氢层21的情况相同。因此，第1-1方案将富氢层21的厚度设定为低于300μm(不含0μm)。第1-1方案优选的富氢层21的厚度为10～200μm，进一步优选的富氢层的厚度为10～50μm。

因设置富氢层21而使耐蚀性得以提高的效果，在R-T-B系永磁体1的表面形成有耐蚀性膜的情况下更加明显。也就是说，R-T-B系永磁体1在其表面具有Ni镀层等保护膜3的情况下，保护膜3隔着富氢层21包覆着R-T-B系永磁体1。这可以解释为：该富氢层21在其表面形成凹凸，改善了磁体基体2与保护膜3的附着力，因而使耐蚀性得以提高。但是，在高温和高湿环境下，由于从富氢层21上放出氢气，因而存在保护膜3发生膨胀的可能性。这可以理解为：富氢层21的厚度增厚时，是导致耐蚀性退化的原因。

其次，第1-2方案的富氢层21含有300～1000ppm的氢。在氢浓度低于300ppm或超过1000ppm时，磁体基体2的尺寸精度、进而包覆保护膜3的R-T-B系永磁体1的尺寸精度变差。另外，当富氢层21的厚度超过300μm时，尺寸精度相同。因此，第1-2方案将富氢层21的厚度设定为300μm或以下(不含0)。第1-2方案优选的富氢层21的厚度为10～200μm，进一步优选的富氢层的厚度为10～100μm。

富氢层21的氢浓度以及厚度在采用电镀方法形成保护膜的情况下，可以通过调整电镀条件而改变。例如，电镀时设定较低的电流密度，由此可以使富氢层21的厚度变薄；反之，设定较高的电流密度，由此可以使富氢层21的厚度增厚。如上所述，富氢层21可以采用电镀方法来形成，也可以采用常常作为形成保护膜3的前处理而进行的酸浸蚀来形成。因此，本发明包括进行酸浸蚀后形成电镀层以外的保护膜的方案。这对于第2方案也同样如此。

下面就第2方案进行说明。

图2示意地表示了第2-1方案的R-T-B系永磁体1的断面。与图1同样的组成部分标记同样的符号。如图2所示，磁体基体2的表面部分存在成为本发明特征的富氢层21。该富氢层21正如图2所示的那样，从磁体基体2的表面向磁体基体2的内部，氢浓度连续地减少。而且富氢层21从保护膜3侧到预定的区域，含有1000ppm或以上的氢，再者，具有1000ppm或以上的氢浓度的区域优选为从保护膜3侧到300μm的范围。由于存在这样的富氢层21，因而使耐蚀性得以提高。

为了将富氢层21设定为氢浓度连续减少的形态，在采用电镀方法形成保护膜3的情况下，可以调整其电流密度和其它条件。具体地说，参照后述的实施例便可知晓。第2-1方案的富氢层21可以像上述那样采用电镀方法来形成，也可以采用常常作为形成保护膜3的前处理而进行的酸浸蚀来形成。因此，如前述那样，第2-1方案包括进行酸浸蚀后形成电镀层以外的保护膜3的方案。

下面就第2-2方案说进行说明。

如图3所示，第2-2方案在富氢层21中，从磁体基体2的表面朝着磁体基体2的内部方向，使氢浓度分阶段地减少。而且富氢层21从保护膜3侧到预定的区域，含有1000ppm或以上的氢，再者，具有1000ppm或以上的氢浓度的区域优选为从保护膜3侧到300μm的范围。由于存在这样的富氢层21，因而使耐蚀性得以提高。此外，图3例示的是富氢层21分2个阶段减少，但本发明也可以是分1阶段的情况，或者是分3阶段或更多阶段的情况。另外，在本发明中，氢浓度是否分阶段地减少的判断基准是：磁体基体2厚度方向的氢浓度的变化量(绝对值)是否在300ppm/100μm或以下，且该区域是否具有20μm或以上的长度。

为了将富氢层21设定为氢浓度呈阶段减少的形态，在采用电镀方法形成保护膜3的情况下，可以调整其电流密度和其它条件。具体地说，参照后述的实施例便可知晓。第2-2方案的富氢层21可以像上述那样采用电镀方法来形成，也可以采用常常作为形成保护膜3的前处理而进行的酸浸蚀来形成。因此，如前述那样，第2-2方案包括进行酸浸蚀后形成电镀层以外的保护膜3的方案。

<保护膜>

本发明在其表面形成有采用电镀方法形成的保护膜3。作为保护膜3的材质，能够使用Ni、Ni-P、Cu、Zn、Cr、Sn、Al之中的任一种，也能够使用其它材质。另外，也可以覆盖这些材质而成为复层。

采用电镀方法形成的保护膜3是本发明典型的方案，但并不妨碍采用其它手法形成保护膜3。但前提是有富氢层21的存在。作为采用其它手法形成的保护膜3，化学镀层、以铬酸盐处理为代表的化学转化处理膜以及树脂涂装膜之中的任何一种或其组合都是实用的。

保护膜3的厚度需要根据磁体基体2的尺寸、所要求的耐蚀性的水平等而使其变化，可以适宜设定在1～100μm的范围内。优选的保护膜3的厚度为1～50μm。

<组织>

本发明的R-T-B系永磁体正如人们所熟知的那样，由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，其中所述主相由R₂Fe₁₄B晶粒构成，所述晶界相比该主相含有更多的R。

本发明的R-T-B系永磁体相对于主相的总面积，其粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和设定为90％或以上，粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和设定为3％或以下。R-T-B系永磁体的耐蚀性对晶粒有依存性，通过将其设定为上述范围，能够确保具有优良的耐蚀性。另外，不含有粗大的晶粒即使在确保磁特性、特别是顽磁力(Hcj)以及方形比(Hk/Hcj)方面是优选的。此外，方形比(Hk/Hcj)是磁性能的指标，表示磁滞回线在第2象限的成方形的程度。另外，Hk是在磁滞回线的第2象限中、磁通密度为剩磁通密度的90％时的外部磁场强度。

为了使构成主相的R₂Fe₁₄B晶粒的粒径落在上述预定的范围，可以采用各种方法，而重要的是使用具有预定平均粒度和粒度分布的粉末。另外，在比较低的温度进行长时间烧结也是有效的。

<化学组成>

本发明的R-T-B系永磁体优选含有27.0～35.0wt％的稀土类元素(R)。

在此，本发明的稀土类元素(R)具有含有Y的概念，因此，本发明可以从La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Yb以及Lu之中选择1种、2种或更多种。在稀土类元素的量低于27.0wt％时，则具有软磁性的α-Fe析出，导致顽磁力明显降低。另外，在低于27.0wt％时，烧结性变差。另一方面，在稀土类元素超过35.0wt％时，由于R富集相的量增多，因而耐蚀性退化，同时构成主相的R₂T₁₄B晶粒的体积比降低，从而剩磁通密度降低。因此，稀土类元素的量设定为27.0～35.0wt％。优选的稀土类元素的量为28.0～32.0wt％，进一步优选的稀土类元素的量为29.0～31.0wt％。

在R中，由于Nd和Pr对维持磁特性的平衡最好，且资源丰富并比较廉价，因此优选将作为稀土类元素的主成分设定为Nd和Pr。另外，Dy和Tb在增大各向异性磁场、提高顽磁力方面是有效的。因此，作为稀土类元素，优先选择Nd和Pr以及Dy和Tb，并将Nd和Pr以及Dy和Tb的总量优选设定为27.0～35.0wt％。Dy和Tb优选在上述范围内，根据对剩磁通密度以及顽磁力之中的某一项的重视程度来决定其用量。也就是说，当欲得到较高的剩磁通密度时，Dy和Tb的总量优选设定为0.1～4.0wt％，当欲得到较高的顽磁力时，Dy和Tb的总量优选设定为4.0～12.0wt％。

另外，本发明的R-T-B系永磁体优选含有0.5～2.0wt％的硼(B)。当B低于0.5wt％时，不能得到较高的顽磁力。但是，当B超过2.0wt％时，剩磁通密度具有降低的倾向。因此，其上限设定为2.0wt％。优选的B含量为0.5～1.5wt％，进一步优选的B量为0.9～1.1wt％。

本发明的R-T-B系永磁体优选将氧(O)的含量设定为2500ppm或以下。当氧含量超过2500ppm时，则稀土类元素的一部分形成氧化物的倾向增强，对磁性有效的稀土类元素减少，从而导致顽磁力降低。O的含量优选设定为2000ppm或以下，进一步优选设定为1500ppm或以下。

另外，本发明的R-T-B系永磁体优选将碳(C)含量设定为1500ppm或以下。当C的含量超过1500ppm时，则稀土类元素的一部分形成碳化物，对磁性有效的稀土类元素减少，从而导致顽磁力降低。C含量更优选设定为1200ppm或以下，进一步优选设定为1000ppm或以下。

本发明的R-T-B系永磁体优选将氮(N)含量设定为200～1500ppm。通过将烧结体中的N量设定为上述范围，能够兼顾优良的耐蚀性和较高的磁特性。氮含量更优选设定为200～1000ppm。

本发明的R-T-B系永磁体容许含有Nb：0.1～2.0wt％、Zr：0.05～0.25wt％、Al：0.02～2.0wt％、Co：0.3～5.0wt％以及Cu：0.01～1.0wt％之中的1种、2种或更多种。它们作为置换Fe的一部分的元素而起作用。

Nb在获得低氧的烧结体时具有抑制晶粒生长且提高顽磁力的效果。Nb即使过量添加，也不会对烧结性产生影响，但剩磁通密度的下降变得明显。因此，Nb含量设定为0.1～2.0wt％。优选的Nb含量为0.3～1.5wt％，进一步优选的Nb含量为0.3～1.0wt％。

Zr在谋求提高R-T-B系永磁体的充磁特性方面是有效的。另外，为了提高R-T-B系永磁体的磁特性，在降低氧含量时，也表现出抑制烧结过程中晶粒的异常生长的效果，从而使烧结体的组织变得均匀且微细。因此，Zr在氧量较低时，其效果更为显著。但是，当过量添加Zr时，则使烧结性降低。Zr的优选含量为0.05～0.20wt％。

Al具有提高顽磁力的效果。另外，还具有扩大时效处理的温度范围的效果，其中时效处理能够获得较高的顽磁力。另外，在采用后述的混合法制造本发明的R-T-B系永磁体时，如果添加到高R合金中，则能够使粉碎性得以提高。但是，Al的过量添加将导致剩磁通密度的降低，因此，将其设定为0.02～2.0wt％。优选的Al含量为0.05～1.0wt％，进一步优选的Al含量为0.05～0.5wt％。

Co具有提高居里温度和耐蚀性的效果。另外，通过与Cu复合添加，也具有使获得高顽磁力的时效处理温度范围得以扩大的效果。但是，过量添加将导致顽磁力的降低，同时使成本提高，因而设定为0.3～5.0wt％。优选的Co含量为0.3～3.0wt％，进一步优选的Co含量为0.3～1.0wt％。

Cu和Al一样具有提高顽磁力的效果。与Al相比，少量即可具有提高顽磁力的效果，且效果达到饱和的量比Al低，这一点是与Al不同的。Cu的过量添加导致剩磁通密度降低，因而设定为0.01～1.0wt％。优选的Cu含量为0.01～0.5wt％，进一步优选的Cu含量为0.02～0.2wt％。

在本发明的R-T-B系永磁体中，含有的Co、Al以及Cu满足Co+Al+Cu≤1.0wt％、且Co含量＞Al含量＞Cu含量的条件，在避免剩磁通密度因Al以及Cu的添加而降低、并使其表现出较高的顽磁力方面是优选的。

本发明容许含有上述元素以外的元素，例如适当含有Ga、Bi、Sn对本发明来说是优选的。Ga、Bi、Sn具有提高顽磁力以及提高顽磁力的温度特性的效果。但是，这些元素的过量添加将导致剩磁通密度的降低，因而优选设定为0.02～0.2wt％。另外，例如也可以使其含有Ti、V、Cr、Mn、Ta、Mo、W、Sb、Ge、Ni、Si、Hf之中的1种、2种或更多种。

<制造方法>

下面就本发明的R-T-B系永磁体合适的制造方法进行说明。

原料合金可以在真空或不活泼气体中、优选在Ar气氛中采用带坯连铸法以及其它的公知的熔化法进行制作。使用以R₂Fe₁₄B晶粒为主体的合金(低R合金)以及比低R合金含有更多R的合金(高R合金)的所谓混合法制造本发明的R-T-B系永磁体时也同样如此。在混合法的情况下，低R合金除了稀土类元素、Fe、Co以及B以外，还可以含有Cu和Al；另外，高R合金除了稀土类元素、Fe、Co以及B以外，还可以含有Cu和Al。

将原料合金供给粉碎工序。在采用混合法的情况下，低R合金以及高R合金可以各自地或一起进行粉碎。粉碎工序包括粗粉碎工序和微粉碎工序。首先，将原料合金进行粗粉碎使其粒径达数百μm左右。粗粉碎优选用捣磨机、颚式破碎机、布朗磨机(ブラウンミル)等在不活泼气体气氛中进行。另外，采用以下的方法进行粉碎是有效的，即在粗粉碎之前使原料合金吸氢，然后进行脱氢。该氢粉碎定位于粗粉碎，也可以省略机械的粗粉碎工序。

粗粉碎工序结束后，进入微粉碎工序。微粉碎主要使用喷磨机，将粒径为数百μm左右的粗粉碎粉末粉碎成平均粒径为2～10μm、优选为3～8μm的粉末。将微粉末的平均粒径设定为上述范围，这对于将晶粒为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒面积之和设定为90％或以上、将粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和设定为3％或以下是优选的。喷磨方法是将高压的不活泼气体从狭窄的喷嘴喷出来从而产生高速的气流，并借助于该高速的气流使粗粉碎粉末加速，这样粗粉碎粉末之间相互碰撞以及与冲击板或容器壁发生碰撞，从而使粉碎得以进行。

本发明的R-T-B系永磁体将O含量限定为2500ppm或以下，为此，有必要抑制喷磨操作中增加微粉末的O含量。而且当考虑到将N含量控制在本发明的范围内时，喷磨机所使用的不活泼气体只要是以N为主体的气体即可。例如，可以将不活泼气体设定为N或者N气与Ar气的混合气体。

在采用混合法的情况下，2种合金的混合时机并没有什么限制，但在微粉碎工序中分别粉碎低R合金以及高R合金的情况下，将经过微粉碎的低R合金粉末以及高R合金粉末在氮气氛中进行混合。低R合金粉末与高R合金粉末的混合比率以重量比计可以设定为80∶20～97∶3。低R合金与高R合金一起粉碎时，其混合比率也同样如此。在微粉碎时，通过添加0.01～0.3wt％左右的硬脂酸锌等粉碎助剂，在下一步的磁场中成形时能够得到取向性较高的微粉。

将以上得到的微粉末供给磁场中成形。该磁场中成形可以在960～1360kA/m(12～17kOe)的磁场中以68.6～147MPa(0.7～1.5t/cm²)左右的压力进行。

在磁场中成形后，将其成形体在真空中或不活泼气体气氛中进行烧结。烧结温度必须根据其组成、粉碎方法、平均粒径与粒度分布等诸条件进行调整，但可以在1000～1100℃烧结1～10小时左右。烧结条件也是用于将粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和设定为90％或以上、粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和设定为3％或以下的要素。在进入烧结工序之前，也可以对成形体中含有的粉碎助剂、气体等进行去除处理。烧结后，能够对得到的烧结体施以时效处理。该工序是控制顽磁力的重要工序。在时效处理分2段进行的情况下，在800℃附近、600℃附近保持预定的时间是有效的。如果烧结后进行800℃附近的热处理，则顽磁力增大，因此在混合法中是特别有效的。另外，在600℃附近进行热处理时，顽磁力有较大的增加，因而在进行1段时效处理的情况下，可以实施600℃附近的时效处理。

得到烧结体之后，将形成上述的保护膜。保护膜的形成可以根据保护膜的种类按照公知的方法进行。例如，在进行电镀的情况下，可以采用烧结体加工、滚筒研磨、脱脂、水洗、浸蚀(例如硝酸)、水洗、电镀成膜、水洗、干燥这一常规的方法。在此，通过控制浸蚀和电镀的条件，能够控制富氢层的厚度。

下面列举具体的实施例就本发明进行更为详细的说明。

<第1-1-1实施例>

用带坯连铸法制作具有预定组成的薄带状合金。使该薄带状合金于室温下吸氢后，在Ar气氛中升温至400～700℃左右，通过脱氢便得到粗粉末。

用喷磨机将该粗粉末进行微粉碎。微粉碎在喷磨机内用N₂气置换后利用高压N₂气流进行。此外，该高压N₂气中含有的O₂实质上处于可以看作为零的水平。得到的微粉末的平均粒径为4.0μm。此外，在进行微粉碎之前，添加0.01～0.10wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂，从而控制烧结体中的残留碳量。

将所得到的微粉末在1200kA/m(15kOe)的磁场中以98MPa(1.0ton/cm²)的压力成形，便得到成形体。将该成形体在真空中于1030℃烧结4小时，之后进行急冷。接着对得到的烧结体施以850℃×1小时和540℃×1小时(均在Ar气氛中)的2段时效处理。分析烧结体的组成，便得到图4所示的结果。

对于得到的烧结体，相对于R₂Fe₁₄B晶粒的总面积，测定了粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和、以及粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和，其结果如图5所示。

另外，就各烧结体的磁特性进行了测定，得到了图5所示的结果。

再者，将各烧结体加工成20mm×20mm×7mm(易磁化轴方向)的尺寸后，在其表面镀覆厚度为10μm的Ni镀层。此外，Ni镀层按照上述的常规方法通过电镀而形成。此外，对于组成A的烧结体，通过改变电镀时的电流密度，使富氢层的厚度发生变化。另外，在剥离保护膜后，分阶段削掉基体表面，通过削掉的粉的氢浓度与削掉的厚度的对比，求出富氢层厚度。保护膜的剥离、以及基体表面的分阶段的削掉，均在不活泼气体气氛中进行。

富氢层的氢含量的上限为4000ppm。

接着，将该试料(各100个)在2个大气压、120℃、湿度100％的条件下放置。经1500小时后取出试料，用肉眼确认是否有异常(是否有镀层的膨胀、剥离)的发生，其结果(确认为异常的个数)如图5所示。

由图5可知：与不存在富氢层的情况相比，随着富氢层20μm、40μm这样地增厚，耐蚀性得以提高。但是，在富氢层超过40μm而增厚时，耐蚀性随之退化，厚度达到300μm时，耐蚀性与不存在富氢层的情况相当。由该结果可知：在镀覆作为保护膜的Ni镀层的情况下，由于以预定的厚度存在富氢层，因而能够使耐蚀性得到提高。

<第1-1-2实施例>

与第1-1-1实施例一样(但在进行粉碎前，添加0.05～0.20wt％的油酸酰胺作为粉碎助剂)，制作图6所示的烧结体磁体，同时进行耐蚀性评价以及磁特性的测定。另外，相对于主相的总面积，同样地测定粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和、以及粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和，其结果如图7所示。

如图7所示，N含量少至100ppm的试料No.19与试料No.18相比，其耐蚀性变差。另外，N含量多达1800ppm的试料No.20，其顽磁力降低。因此，为了兼顾耐蚀性以及磁特性，应当将N含量控制在预定的范围。

其次，O含量多达3000ppm的试料No.21、以及C含量多达1800ppm的试料No.22，其顽磁力均低于试料No.18。因此，为了确保磁特性，应当将O含量以及N含量控制在预定组成的范围。

再者，Nd含量多达32.8wt％的试料No.23，其耐蚀性明显较差。因此可以确认：为了确保耐蚀性，优选将Nd(稀土类元素)的含量尽可能设定得低些。

在以上的实施例中，就包覆Ni镀层作为保护膜对的例子进行了说明，但不言而喻，在包覆上述其它材质的镀层、或者采用其它方法包覆保护膜的情况下，本发明也是有效的。

<第1-2实施例>

用喷磨机将该粗粉末进行微粉碎。微粉碎在喷磨机内用N₂气置换后利用高压N₂气流进行。得到的微粉末的平均粒径为4.0μm。此外，在进行微粉碎之前，添加0.05wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂。

将所得到的微粉末在1200kA/m(15kOe)的磁场中以98MPa(1.0ton/cm²)的压力成形，便得到成形体。将该成形体在真空中于1030℃烧结4小时，之后进行急冷。接着对得到的烧结体施以850℃×1小时和540℃×1小时(均在Ar气氛中)的2段时效处理。分析烧结体的组成，便得到图8所示的结果，另外，测定烧结体的磁特性的结果也一并表示在图8中。

由得到的烧结体制作成具有A(mm)×B(mm)×C(mm)的尺寸的长方体形试料。对该试料进行滚筒研磨处理、酸浸蚀处理之后进行电镀。酸浸蚀和电镀的条件如图9所示。另外，镀液组成如以下所述。

测定了滚筒研磨处理前、滚筒研磨处理后、浸蚀处理后以及电镀处理后A、B以及C的尺寸(n＝10)。其结果如图11～图15(分别与试料No.24～28相对应)所示。此外，图11～图15随机刊载了测定的值。从该结果计算出标准偏差，其结果如图10所示。

另外，在镀覆处理后，从剥离镀膜的表面依次削掉一定厚度，将其进行气体分析。其结果一并示于图10。此外，保护膜的剥离、从表面削去均在不活泼气体气氛中进行。另外，图10中基体表面的氢浓度，是关于从基体表面大约削掉10μm厚的试料的测定值。

[镀液组成(瓦特浴)]

硫酸镍·六水合物 295g/升

氯化镍·六水合物 45g/升

硼酸 45g/升

1，3，6-萘三磺酸钠 4g/升

2-丁炔-1，4-二醇 0.2g/升

如图10所示，可知与试料No.24和25相比，试料No.26～27经酸浸蚀后以及经镀覆处理后的A～C尺寸的标准偏差增大，尺寸精度下降。在此，磁体基体表面的氧浓度为450ppm且富氢层厚度为50μm的试料No.24、以及磁体基体表面的氧浓度为720ppm且富氢层厚度为250μm的试料No.25，它们经酸浸蚀后以及经镀覆处理后的A～C尺寸的标准偏差与处理前没有看到存在较大的差异。与此相对照，可知磁体基体表面的氧浓度为120ppm且富氢层厚度为0μm的试料No.26、以及磁体基体表面的氧浓度为1200ppm且富氢层厚度为240μm的试料No.27，它们经酸浸蚀后以及经镀覆处理后的A～C尺寸的标准偏差与处理前相比，有相当程度的下降。也就是说，在磁体基体表面的氢浓度为120ppm且不存在富氢层的情况下，或者反之，在磁体基体表面的氢浓度高达1200ppm的情况下，尺寸精度下降。另外，即使对于像试料No.28那样、氢浓度处在300～1000ppm范围的情况，当其厚度厚达450μm时，尺寸精度也下降。

<第2-1实施例>

用喷磨机将该粗粉末进行微粉碎。微粉碎在喷磨机内用N₂气置换后利用高压N₂气流进行。得到的微粉末的平均粒径为4.0μm。此外，在进行微粉碎之前，添加0.01～0.10wt％的硬脂酸锌作为粉碎助剂。

将所得到的微粉末在1200kA/m(15kOe)的磁场中以98MPa(1.0ton/cm²)的压力成形，便得到成形体。将该成形体在真空中于1030℃烧结4小时，之后进行急冷。接着对得到的烧结体施以850℃×1小时和540℃×1小时(均在Ar气氛中)的2段时效处理。分析烧结体的组成，便得到图16所示的结果。

另外，就各烧结磁体的磁特性进行了测定，得到了图17所示的结果。

再者，将各烧结体加工成20mm×20mm×7mm(易磁化轴方向)的尺寸后，对试料No.29～46镀覆厚度为10μm的Ni镀层，并依次对试料No.47镀覆厚度为5μm的Cu镀层以及厚度为5μm的Ni镀层，再依次对试料No.48镀覆厚度为5μm的Cu镀层、厚度为5μm的Ni镀层以及厚度为1μm的Sn镀层。此外，各种镀膜使用下述的瓦特浴并在下述条件下采用电镀法来形成。

[瓦特浴]

电镀液的组成：硫酸镍·六水合物 280g/l

氯化镍·六水合物 40g/l

硼酸 40g/l

萘三磺酸钠 2g/l

2-丁炔-1，4-二醇 0.1g/l

pH：4

[镀覆条件]

试料No.29：在0.2A/dm²的电流密度下(浴温35℃)镀覆300分钟

试料No.30：在0.4A/dm²的电流密度下(浴温35℃)镀覆150分钟

试料No.31：在0.6A/dm²的电流密度下(浴温50℃)镀覆100分钟

试料No.32：在1.0A/dm²的电流密度下(浴温50℃)镀覆60分钟

试料No.33：在1.5A/dm²的电流密度下(浴温50℃)镀覆40分钟

试料No.34：在3.0A/dm²的电流密度下(浴温50℃)镀覆20分钟

试料No.35：在5.0A/dm²的电流密度下(浴温60℃)镀覆15分钟

试料No.36：在8.0A/dm²的电流密度下(浴温60℃)镀覆8分钟

其它试料：分别在0.5～3.0A/dm²的电流密度下镀覆200～20分钟。

另外，关于富氢层中氢含量的绝对值分析，使镀膜剥离后从表面依次削掉一定厚度，然后对其进行气体分析，其结果如图17所示。此外，保护膜的剥离、以及从表面的削去，均在不活泼气体气氛中进行，富氢层的氢含量的上限为4000ppm左右。

此外，观察了试料No.29～46的氢浓度分布。观察的方法是，对于以相对于镀膜厚度方向倾斜预定角度的方式倾斜地研磨试料而得到的研磨面，使用SIMS(二次离子质谱仪)通过面分析来进行。其结果正如如图17所示的那样，也可以确认：试料No.30～46表现出氢浓度从磁体基体表面向磁体基体内部呈连续减少的分布，且其间的氢浓度比磁体基体中心部分的氢浓度(相当于距表面500μm的位置的氢浓度)高，与此相对照，试料No.29的氢浓度在整个磁体基体中基本上保持恒定。

其次，就试料No.29～48进行了热冲击试验。热冲击试验是在大气中，于-40℃保持30分钟后，加热到110℃保持30分钟，这样的循环反复进行100次。关于热冲击试验前后的试料(各10个)，测定了镀膜的剥离强度。其结果一并示于图17。此外，镀膜的剥离强度使用(株)山本镀金试验器公司生产的镀层附着强度试验机进行测定。

再者，对于试料No.29～48进行了耐蚀性试验。耐蚀性试验的测定方法是，将试料(各100个)置于2个大气压、120℃、湿度100％的环境下，经1500小时后取出试料，用肉眼确认是否有异常(是否有镀层的膨胀、剥离)的发生，其结果(确认为异常的个数)如图17所示。

由图17可知：氢浓度表现出从磁体基体表面向磁体基体内部呈连续减少的分布，热冲击试验后的镀膜具有较高的附着力。

并且已经知道，随着氢浓度表现为1000ppm或以上的富氢层的厚度20μm、40μm这样地增厚，耐蚀性得以提高。但是，随着氢浓度表现为1000ppm或以上的富氢层的厚度增加到超过100μm，其耐蚀性产生退化，当厚度超过300μm时，氢浓度表现为1000ppm或以上的富氢层，其耐蚀性与不存在富氢层的情况相当。

从以上的结果可知：通过控制镀膜的形成条件，将氢浓度分布设计为氢浓度从磁体基体表面向磁体基体内部呈连续减少的形态，再将氢浓度表现为1000ppm或以上的富氢层的厚度设定为预定范围，由此能够抑制受热冲击后镀膜附着力的降低，并使耐蚀性得以提高。

从图17中可以理解：对具有组成A以外的组成的R-T-B系永磁体、以及施以Ni镀层以外的镀层的情况，以上的结果也是有效的。

<第2-2实施例>

将所得到的微粉末在1200kA/m(15kOe)的磁场中以98MPa(1.0ton/cm²)的压力成形，便得到成形体。将该成形体在真空中于1030℃烧结4小时，之后进行急冷。接着对得到的烧结体施以850℃×1小时和540℃×1小时(均在Ar气氛中)的2段时效处理。分析烧结体的组成，便得到图18所示的结果。

另外，就各烧结磁体的磁特性进行了测定，得到了图19所示的结果。

再者，将各烧结体加工成20mm×20mm×7mm(易磁化轴方向)的尺寸后进行电镀。为了像本发明那样使磁体基体分阶段地减少氢浓度，例如可以从磁体基体表面侧依次分阶段地降低成膜速度来进行电镀。也就是说，在高成膜速度时，富氢层的氢浓度可以设定得大一些。成膜速度可以通过镀浴的电流密度来改变。另外，采用添加剂(光亮剂)也可以改变氢浓度。具体地说，按照以下的条件1～7进行电镀。

条件1：

在具有以下组成的瓦特浴中进行滚镀。在该电镀浴中，以7A/dm²的电流密度镀覆25分钟，接着在4A/dm²下镀覆70分钟，镀浴温度均为60℃。

条件2：

在具有以下组成的氨基磺酸浴中进行滚镀。在该电镀浴中，以8A/dm²的电流密度镀覆30分钟，接着在5A/dm²下镀覆50分钟，然后在3A/dm²下镀覆50分钟，镀浴温度均为60℃。

条件3：

在具有以下组成的瓦特浴中进行滚镀。在该电镀浴中，以7A/dm²的电流密度镀覆30分钟，接着在5A/dm²下镀覆90分钟，然后在3A/dm²下镀覆60分钟，再在7A/dm²下镀覆30分钟，镀浴温度均为60℃。

条件4：

在具有以下组成的瓦特浴中进行滚镀。在该电镀浴中，以5A/dm²的电流密度镀覆30分钟，镀浴温度均为60℃。

条件5：

在具有以下组成的瓦特浴中进行滚镀。在该电镀浴中，以5A/dm²的电流密度镀覆150分钟，镀浴温度为60℃。

条件6：

在具有以下组成的瓦特浴进行滚镀。在该电镀浴中，以5A/dm²的电流密度镀覆210分钟，镀浴温度为60℃。

条件7：

在具有以下组成的瓦特浴进行滚镀。在该电镀浴中，以0.2A/dm²的电流密度镀覆750分钟，镀浴温度为35℃。

[瓦特浴]

电镀液的组成：硫酸镍·六水合物 280g/l

氯化镍·六水合物 40g/l

硼酸 40g/l

萘三磺酸钠 2g/l

2-丁炔-1，4-二醇 0.1g/l

pH：4

[氨基磺酸浴]

电镀液的组成：氨基磺酸镍·四水合物 300g/l

氯化镍·六水合物 30g/l

硼酸 30g/l

十二烷基硫酸钠 0.8g/l

pH：4.5

另外，关于富氢层中氢含量的绝对值分析，使镀膜剥离后从表面依次削掉一定厚度，然后对其进行气体分析，其结果如图19所示。此外，保护膜的剥离、以及从表面的削去，均在不活泼气体气氛中进行，富氢层的氢含量的上限为4000ppm左右。

此外，观察了试料No.49～55的氢浓度分布。观察的方法是，对于以相对于镀膜厚度方向倾斜预定角度的方式倾斜地研磨试料而得到的研磨面，使用SIMS(二次离子质谱仪)通过面分析来进行。其结果正如如图19所示的那样，也可以确认：试料No.49～54表现出氢浓度从磁体基体表面向磁体基体内部呈分阶段减少的分布，与此相对照，试料No.55从磁体基体中心部分到其表层部的氢浓度为8.0ppm左右，基本上是恒定的。此外，在图19中，第1层位于磁体基体的最表面侧、第2层以后位于磁体基体的内部侧，第1层均具有1000ppm或以上的氢浓度。

其次，就试料No.49～55进行了热冲击试验。热冲击试验是在大气中，于-40℃保持30分钟后，加热到110℃保持30分钟，这样的循环反复进行100次。关于热冲击试验前后的试料(各10个)，测定了镀膜的剥离强度。其结果一并示于图20。此外，镀膜的剥离强度使用(株)山本镀金试验器公司生产的镀层附着强度试验机进行测定。

再者，对于试料No.49～55进行了耐蚀性试验。耐蚀性试验的测定方法是，将试料(各100个)置于2个大气压、120℃、湿度100％的环境下，经2000小时后取出试料，用肉眼确认是否有异常(是否有镀层的膨胀、剥离)的发生，其结果(确认为异常的个数)如图20所示。

由图20可知：磁体基体的表层部存在富氢层，且氢浓度表现出从磁体基体表面向磁体基体内部呈分阶段减少的分布，热冲击试验后的镀膜具有较高的附着力。

另外，富氢层的厚度增加时，具有耐蚀性变差的倾向，因此，富氢层的厚度为300μm或以下对耐蚀性来说是优选的。

从以上的结果可知：通过控制镀膜的形成条件，将氢浓度分布设计为氢浓度从磁体基体表面向磁体基体内部呈分阶段减少的形态，再将氢浓度表现为1000ppm或以上的富氢层的厚度设定为预定范围，由此能够抑制受热冲击后镀膜附着力的降低，并使耐蚀性得以提高。

根据本发明，提出了对R-T-B系永磁体来说为优选的氢存在形态的方案，更具体地说，不使磁特性退化而能够使形成有保护膜的R-T-B系永磁体的耐蚀性得以提高，而且对采用电镀方法进行的保护膜的形成也可能适用，且生产效率几乎不会降低，能够充分确保作为形成保护膜的本来目的的耐蚀性。再者，能够提供表面部分的局部损坏(颗粒脱落)受到抑制、尺寸精度较高的R-T-B系永磁体。

Claims

1.一种R-T-B系永磁体，其特征在于：具有磁体基体和包覆在磁体基体表面上的保护膜，所述磁体基体由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，而且在其表层部形成有富氢层，该富氢层中氢浓度达300ppm或以上的厚度为大于0μm但不超过300μm，其中所述主相由R₂T₁₄B晶粒构成，其中，R为稀土类元素的1种、2种或更多种，T为以Fe或者Fe和Co为必须成分的1种、2种或更多种的过渡金属元素，且所述晶界相比该主相含有更多的R。

2.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述富氢层中的氢浓度为1000ppm或以上。

3.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述富氢层的厚度为大于0μm但不超过200μm。

4.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述烧结体至少包含由R₂Fe₁₄B晶粒构成的主相、以及比该主相含有更多R的晶界相，且相对于所述主相的总面积，其粒径为10μm或以下的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和为90％或以上，粒径为20μm或以上的R₂Fe₁₄B晶粒的面积之和为3％或以下。

5.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述磁体基体由烧结体构成，所述烧结体所具有的组成是，R：27.0～35.0wt％、B：0.5～2.0wt％、O：2500ppm或以下、C：1500ppm或以下、N：200～1500ppm、余量实质上由Fe构成，其中，R为稀土类元素之中的1种、2种或更多种。

6.根据权利要求5所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述烧结体含有Nb：0.1～2.0wt％、Zr：0.05～0.25wt％、Al：0.02～2.0wt％、Co：0.3～5.0wt％以及Cu：0.01～1.0wt％之中的1种、2种或更多种。

7.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述富氢层中的氢浓度为300～1000ppm。

8.根据权利要求1所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述保护膜为电镀金属层。

9.一种R-T-B系永磁体，其特征在于：具有磁体基体和包覆在磁体基体表面上的保护膜，所述磁体基体由至少含有主相和晶界相的烧结体构成，其中所述主相由R₂T₁₄B晶粒构成，其中R为稀土类元素的1种、2种或更多种，T为以Fe或者Fe和Co为必须成分的1种、2种或更多种的过渡金属元素，所述晶界相比主相含有更多的R；且与所述磁体基体的中心部分相比，在所述磁体基体的表面部分存在氢浓度较高的富氢层。

10.根据权利要求9所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：从所述磁体基体的表面朝着所述磁体基体的内部方向，所述富氢层的氢浓度减少。

11.根据权利要求10所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：从所述磁体基体的表面朝着所述磁体基体的内部方向，所述富氢层的氢浓度连续地减少。

12.根据权利要求10所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：从所述磁体基体的表面朝着所述磁体基体的内部方向，所述富氢层的氢浓度分阶段地减少。

13.根据权利要求9所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述富氢层具有氢浓度为1000ppm或以上的区域。

14.根据权利要求13所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述富氢层的氢浓度为1000ppm或以上的区域具有300μm或以下的厚度。

15.根据权利要求9所述的R-T-B系永磁体，其特征在于：所述保护膜为电镀金属层。