JP3642781B2

JP3642781B2 - Ｒ−ｔ−ｂ系永久磁石

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Publication number: JP3642781B2
Application number: JP2003334193A
Authority: JP
Inventors: 徹也日▲高▼; 健坂本; 靖之中山; 智実山本
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2003-09-25
Filing date: 2003-09-25
Publication date: 2005-04-27
Anticipated expiration: 2023-09-25
Also published as: JP2005101359A

Description

本発明は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の耐食性の向上に関するものである。

Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ型金属間化合物を主相とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石（ＲはＹを含む希土類元
素の１種又は２種以上であり、ＴはＦｅ又はＦｅとＣｏ）は、磁気特性に優れていること、主成分であるＮｄが資源的に豊富で比較的安価であることから、各種電気機器に使用されている。
優れた磁気特性を有するＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石にもいくつかの解消すべき技術的な課題がある。その一つが耐食性である。つまり、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は、主構成元素であるＲ及びＦｅが酸化されやすい元素であるために耐食性が劣るのである。そのため、磁石表面に腐食防止のための保護膜を形成している。保護膜としては、樹脂コーティング、クロメート膜あるいはメッキなどが採用されているが、特にＮｉメッキに代表される金属皮膜をメッキする方法が耐食性および耐磨耗性等に優れており多用されている。ところで、最近は従来に増して厳しい寸法精度がＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石に対して要求される場合がある（例えばレンジで５／１００ｍｍ)。要求されるのは保護膜付きの磁石の寸法であるが、
この寸法には磁石素体の寸法も大きく影響することは言うまでもない。この問題に対し、磁石素体側及び保護膜側の寸法精度からの種々のアプローチがなされている。磁石素体側ではメッキ前にバレル処理などを行い、メッキの盛り上がりが生じやすい磁石素体端部を丸めているが、その後に酸エッチングやメッキ成膜処理を行うことで、磁石素体の表面部が部分的に崩壊（脱粒）するという問題があり、表面、特に端部の寸法精度を低下させる要因となっている。

特開平５−２２６１２５号公報特開２００１−１３５５１１号公報特開２００１−２１０５０４号公報

本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、表面部における部分的な崩壊（脱粒）を抑制して寸法精度の高いＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することを目的とする。

本発明者は、酸エッチングやメッキ成膜処理を行った後に発生する表面部の部分的な崩壊（脱粒）は、酸エッチングやメッキ成膜処理を行うことで発生する水素を吸蔵することが原因であることを究明した。しかるに、磁石素体表面における水素含有量が所定の範囲にある場合には、部分的な崩壊が抑制されて寸法精度の高いＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石が得られることを知見するに到った。
本発明は以上の知見に基づくものであり、Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物（ただし、ＲはＹを含む希
土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相結晶粒と、主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体からなる磁石素体と、磁石素体の表面に被覆された保護膜とを備え、磁石素体の表層部に３００〜１０００ｐｐｍの水素濃度を有する厚さが３００μｍ以下（ゼロを含まず）の水素高濃度層が形成されていることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石である。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石において、保護膜は電解金属メッキとすることができる
。
ここで、特許文献１〜３にＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石のメッキに関して興味深い開示がなされている。
特許文献１は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石は水素吸蔵性が高く、水素吸蔵によって脆化する性質があるので、ＮｉまたはＮｉ合金メッキ法を採用すると、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石中にメッキ時に発生する水素が吸蔵されてメッキ界面で脆化割れを起こし、メッキ剥離を起こして耐食性を維持できなくなることに鑑みて、以下の提案を行っている。すなわち、ＮｉまたはＮｉ合金メッキを施したＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を、６００℃以上８００℃未満の温度において真空加熱することにより、メッキ工程で磁石中又はメッキ層中に吸蔵された水素を追い出し、例えば永年の使用の途中でメッキ層中の水素が磁石中に拡散するのを防ぎ、磁石界面の水素脆化を防ぐことを提案している。

特許文献２は、例えば電解メッキによるＮｉ被膜を形成した磁石を着磁して磁気特性を評価すると減磁曲線の角形性が著しく低下するが、その原因がコーティング後の磁石素体と被膜に含まれる水素量の増加にあることを指摘している。そこで、特許文献２は保護膜形成の手段として無電解メッキ、または気相メッキを採用し、かつ、磁石素体と被膜に含まれる水素量を１００ｐｐｍ以下に制御することを提案している。

また特許文献３は、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の熱減磁がメッキ膜中に含まれる含有水素量に依存して大きく変化することを発見したことに基づいて、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石におけるメッキに含有される水素量を１００ｐｐｍ以下に低減することを提案している。
しかし、特許文献１〜３のいずれにも、磁石素体の表層部に３００〜１０００ｐｐｍの水素濃度を有する厚さが３００μｍ以下（ゼロを含まず）の水素高濃度層を形成すること、さらにはこの水素高濃度層が寸法精度の高いＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を得るために寄与することの開示はなされていない。

以上の本発明によれば、表面部における部分的な崩壊（脱粒）を抑制して寸法精度の高いＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石を提供することができる。

＜水素高濃度層＞
図１に示すように、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１は、磁石素体２と、磁石素体２の表面に被覆された保護膜３とを備えている。そして、磁石素体２の表層部に水素が高濃度の水素高濃度層２１が存在する。この水素高濃度層２１は、水素を３００〜１０００ｐｐｍ含んでいる。水素濃度が３００ｐｐｍ未満、又は１０００ｐｐｍを超えると磁石素体２、ひいては保護膜３が被覆されたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１の寸法精度が劣化する。また、水素を３００〜１０００ｐｐｍ含む水素高濃度層２１が存在することにより磁石素体２、ひいては保護膜３が被覆されたＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１の寸法精度が向上するが、この層の厚さが３００μｍを超えると寸法精度が同等になる。したがって本発明では、水素高濃度層２１の厚さを３００μｍ以下（０を含まず）とする。望ましい水素高濃度層２１の厚さは１０〜２００μｍ、さらに望ましい水素高濃度層２１の厚さは１０〜１００μｍである。

水素高濃度層２１の水素濃度及び厚さは、電解メッキにより保護膜３を形成する場合には、その条件を調整することにより変動させることができる。例えば、メッキ時の電流密度を低く設定することにより水素高濃度層２１の厚さを薄くすることができ、逆に電流密度を高く設定することにより水素高濃度層２１の厚さを厚くすることができる。水素高濃度層２１は、以上のように電解メッキにより形成することができるが、保護膜３形成の前処理として行うことのある酸によるエッチングによっても形成することができる。したが
って、本発明は酸によるエッチングを行った後に電解メッキ以外の保護膜３を形成することを包含している。

＜保護膜＞
本発明はその表面に電解メッキによる保護膜３を形成することができる。保護膜３の材質としては、Ｎｉ、Ｎｉ−Ｐ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ａｌのいずれかを用いることができるし、他の材質を用いることもできる。また、これらの材質を複数積層して被覆することもできる。
電解メッキによる保護膜３は本発明の典型的な形態であるが、他の手法による保護膜３を設けることもできる。ただし、水素高濃度層２１の存在が前提である。他の手法による
保護膜３としては、無電解メッキ、クロメート処理をはじめとする化成処理及び樹脂塗装膜のいずれか又は組み合せが実用的である。
保護膜３の厚さは、磁石素体２のサイズ、要求される耐食性のレベル等によって変動させる必要があるが、１〜１００μｍの範囲で適宜設定すればよい。望ましい保護膜３の厚さは１〜５０μｍである。

＜化学組成＞
以下、本発明が対象とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１（磁石素体２）の望ましい化学組成について説明する。
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１は、Ｒを２７．０〜３５．０ｗｔ％含有する。
ここで、Ｒは、Ｙを含む希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ及びＬｕ）の１種又は２種以上である。Ｒ含有量が２７．０ｗｔ％未満であると、軟磁性を持つα−Ｆｅなどが析出し、保磁力が著しく低下する。また、２７．０ｗｔ％未満では、焼結性が劣ってくる。一方、Ｒが３５．０ｗｔ％を超えるとＲリッチ相の量が多くなることにより耐食性が劣化するとともに、主相であるＲ₂Ｔ₁₄
Ｂ結晶粒の体積比率が低下し、残留磁束密度が低下する。したがって、Ｒ含有量は２７．０〜３５．０ｗｔ％とする。望ましいＲ含有量は２８．０〜３３．０ｗｔ％、さらに望ましいＲ含有量は２９．０〜３１．０ｗｔ％である。

Ｒの中ではＮｄやＰｒが最も磁気特性のバランスが良いことと、資源的に豊富で比較的安価であることから、Ｒとしての主成分をＮｄやＰｒとすることが好ましい。またＤｙやＴｂは異方性磁界が大きく、保磁力を向上させる上で有効である。よって、ＲとしてＮｄやＰｒ及びＤｙやＴｂを選択し、ＮｄやＰｒ及びＤｙやＴｂの合計を２７．０〜３５．０ｗｔ％とすることが望ましい。ＤｙやＴｂは、残留磁束密度及び保磁力のいずれを重視するかによって上記範囲内においてその含有量を定めることが望ましい。つまり、高い残留磁束密度を得たい場合にはＤｙとＴｂの合計量を０．１〜４．０ｗｔ％とし、高い保磁力を得たい場合にはＤｙとＴｂの合計量を４．０〜１２．０ｗｔ％とすることが望ましい。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１は、ホウ素（Ｂ）を０．５〜２．０ｗｔ％含有する。Ｂが０．５ｗｔ％未満の場合には高い保磁力を得ることができない。ただし、Ｂが２．０ｗｔ％を超えると残留磁束密度が低下する傾向がある。したがって、上限を２．０ｗｔ％とする。望ましいＢ含有量は０．５〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＢ含有量は０．９〜１．１ｗｔ％である。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１は、Ｎｂ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５ｗｔ％、Ａｌ：０．０２〜２．０ｗｔ％、Ｃｏ：０．３〜５．０ｗｔ％及びＣｕ：０．０１〜１．０ｗｔ％の１種又は２種以上の含有を許容する。これらは、Ｆｅの一部を置換する元素として位置付けられている。
Ｎｂは低酸素の焼結体を得る際に結晶粒の成長を抑制し、保磁力向上の効果を有する。Ｎｂは過剰に添加しても焼結性には影響を与えないが、残留磁束密度の低下が顕著となる
。したがって、Ｎｂ含有量は０．１〜２．０ｗｔ％とする。望ましいＮｂ含有量は０．３〜１．５ｗｔ％、さらに望ましいＮｂ含有量は０．３〜１．０ｗｔ％である。
ＺｒはＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１の着磁特性向上を図るために有効である。また、Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１の磁気特性を向上するために酸素含有量を低減する際に、焼結過程での結晶粒の異常成長を抑制する効果を発揮し、焼結体の組織を均一かつ微細にする。したがって、Ｚｒは酸素量が低い場合にその効果が顕著になる。しかし、Ｚｒを過剰に添加すると焼結性を低下させる。Ｚｒの望ましい量は０．０５〜０．２０ｗｔ％である。

Ａｌは保磁力の向上に効果がある。また、高い保磁力を得ることのできる時効処理の温度範囲を拡大する効果を有している。また、本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１を後述する混合法によって製造する場合に、高Ｒ合金に添加すると粉砕性を向上することができる。しかし、Ａｌの過剰な添加は残留磁束密度の低下を招くため、０．０２〜２．０ｗｔ％とする。望ましいＡｌ含有量は０．０５〜１．０ｗｔ％、さらに望ましいＡｌ含有量は０．０５〜０．５ｗｔ％である。
Ｃｏはキュリー温度の向上及び耐食性の向上に効果がある。また、Ｃｕと複合添加することにより、高い保磁力が得られる時効処理温度範囲が拡大するという効果をも有する。しかし、過剰の添加は保磁力の低下を招くとともに、コストを上昇させるため、０．３〜５．０ｗｔ％とする。望ましいＣｏ含有量は０．３〜３．０ｗｔ％、さらに望ましいＣｏ含有量は０．３〜１．０ｗｔ％である。
ＣｕはＡｌと同様に保磁力の向上に効果がある。Ａｌよりも少量で保磁力向上の効果があり、かつ効果が飽和する量がＡｌよりも低い点がＡｌとの相違点である。Ｃｕの過剰な添加は残留磁束密度の低下を招くため、０．０１〜１．０ｗｔ％とする。望ましいＣｕ含有量は０．０１〜０．５ｗｔ％、さらに望ましいＣｕ含有量は０．０２〜０．２ｗｔ％である。
上記元素以外の元素を含有することを本発明は許容する。例えば、Ｇａ、Ｂｉ、Ｓｎを適宜含有することが本発明にとって望ましい。Ｇａ、Ｂｉ、Ｓｎは保磁力の向上と保磁力の温度特性向上に効果がある。ただし、これらの元素の過剰な添加は残留磁束密度の低下を招くため、０．０２〜０．２ｗｔ％とすることが望ましい。また、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｂ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｈｆの１種又は２種以上を含有させることもできる。

＜製造方法＞
本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１は、よく知られているように、Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒か
らなる主相と、この主相よりもＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体から構成される。この焼結体を得るための好適な製造方法について以下説明する。

原料合金は、真空又は不活性ガス、好ましくはＡｒ雰囲気中でストリップキャスティング、その他公知の溶解法により作製することができる。Ｒ₂Ｆｅ₁₄Ｂ結晶粒を主体とする
合金（低Ｒ合金）と、低Ｒ合金よりＲを多く含む合金（高Ｒ合金）とを用いる所謂混合法で本発明にかかるＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石１を製造する場合も同様である。混合法の場合には、低Ｒ合金には、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＢの他に、Ｃｕ及びＡｌを含有させることができる。また、高Ｒ合金にも、Ｒ、Ｆｅ、Ｃｏ及びＢの他に、Ｃｕ及びＡｌを含有させることができる。

原料合金は粉砕工程に供される。混合法による場合には、低Ｒ合金及び高Ｒ合金は別々に又は一緒に粉砕される。粉砕工程には、粗粉砕工程と微粉砕工程とがある。まず、原料合金を、粒径数百μｍ程度になるまで粗粉砕する。粗粉砕は、スタンプミル、ジョークラッシャー、ブラウンミル等を用い、不活性ガス雰囲気中にて行なうことが望ましい。粗粉砕に先立って、原料合金に水素を吸蔵させた後に放出させることにより粉砕を行なうことが効果的である。この水素粉砕を粗粉砕と位置付けて、機械的な粗粉砕を省略することも
できる。

粗粉砕工程後、微粉砕工程に移る。微粉砕には主にジェットミルが用いられ、粒径数百μｍ程度の粗粉砕粉末を、平均粒径２〜１０μｍ、好ましくは３〜８μｍとする。ジェットミルは、高圧の不活性ガスを狭いノズルより開放して高速のガス流を発生させ、この高速のガス流により粗粉砕粉末を加速し、粗粉砕粉末同士の衝突やターゲットあるいは容器壁との衝突を発生させて粉砕する方法である。

混合法による場合、２種の合金を混合するタイミングは限定されるものではなく、粗粉砕工程の前、微粉砕工程の前、微粉砕工程の後のいずれにおいても混合することができる。ただし、微粉砕工程において低Ｒ合金及び高Ｒ合金を別々に粉砕してその後に混合する場合には、微粉砕された低Ｒ合金粉末及び高Ｒ合金粉末とを好ましくは不活性ガス雰囲気中で混合する。低Ｒ合金粉末及び高Ｒ合金粉末の混合比率は、重量比で８０：２０〜９７：３程度とすればよい。低Ｒ合金及び高Ｒ合金を一緒に粉砕する場合の混合比率も同様である。微粉砕時に、ステアリン酸亜鉛等の粉砕助剤を０．０１〜０．３ｗｔ％程度添加することにより、次の磁場中成形時に配向性の高い微粉を得ることができる。
以上のようにして得られた微粉末は磁場中成形に供される。この磁場中成形は、９６０〜１３６０ｋＡ／ｍ（１２〜１７ｋＯｅ）前後の磁場中で、６８．６〜１４７ＭＰａ（０．７〜１．５ｔ／ｃｍ２）前後の圧力で行なえばよい。

磁場中成形後、その成形体を真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結する。焼結温度は、組成、粉砕方法、平均粒径と粒度分布の違い等、諸条件により調整する必要があるが、１０００〜１１００℃で１〜１０時間程度焼結すればよい。焼結工程の前に成形体に含まれている粉砕助剤、ガスなどを除去する処理を行なってもよい。焼結後、得られた焼結体に時効処理を施すことができる。この工程は、保磁力を制御する重要な工程である。時効処理を２段に分けて行なう場合には、８００℃近傍、６００℃近傍での所定時間の保持が有効である。８００℃近傍での熱処理を焼結後に行なうと、保磁力が増大するため、混合法においては特に有効である。また、６００℃近傍の熱処理で保磁力が大きく増加するため、時効処理を１段で行なう場合には、６００℃近傍の時効処理を施すとよい。

焼結体を得た後に、保護膜３を形成する。保護膜３の形成は、保護膜３の種類に応じて公知の手法に従って行なえばよい。例えば、電解メッキの場合には、焼結体加工、バレル研磨、脱脂、水洗、エッチング（例えば硝酸）、水洗、電解メッキによる成膜、水洗、乾燥という常法を採用することができる。ここで、エッチング、電解メッキの条件を操作することにより、水素高濃度層２１の性状を制御することができる。

以下、本発明を具体的な実施例に基づいて詳細に説明する。

所定組成を有する薄帯状合金をストリップキャスト法で作製した。この薄帯状合金に室温にて水素を吸蔵させた後、Ａｒ雰囲気中で４００〜７００℃前後まで昇温して脱水素を行なうことにより粗粉末を得た。
ジェットミルを用いてこの粗粉末を微粉砕した。微粉砕は、ジェットミル内をＮ₂ガス
で置換した後に高圧Ｎ₂ガス気流を用いて行った。得られた微粉末の平均粒径は４．０μ
ｍであった。なお、微粉砕を行なう前に粉砕助剤としてステアリン酸亜鉛を０．０５ｗｔ％添加した。

得られた微粉末を１２００ｋＡ／ｍ（１５ｋＯｅ）の磁場中で９８ＭＰａ（１．０ｔｏｎ／ｃｍ²）の圧力で成形して成形体を得た。この成形体を真空中において、１０３０℃
で４時間焼結した後に、急冷した。次いで得られた焼結体に８５０℃×１時間と５４０℃
×１時間（ともにＡｒ雰囲気中）の２段時効処理を施した。焼結体の組成を分析したところ表１に示す結果が得られた。また、焼結体の磁気特性を測定した結果も表１にあわせて示す。

得られた焼結体からＡ（ｍｍ）×Ｂ（ｍｍ）×Ｃ（ｍｍ）の寸法を有する直方体状試料を作成した。この試料に、バレル処理、酸エッチング処理を行った後に、電解メッキを施した。酸エッチング処理、電解メッキの条件は表２に示す通りである。なお、メッキ浴は以下に記載の通りである。
バレル処理前、バレル処理後、酸エッチング処理後及びメッキ処理後のＡ、Ｂ及びＣの寸法を測定した（ｎ＝１０）。その結果を表４〜８に示す。なお、表４〜８は、測定した値をランダムに掲載している。この結果から、標準偏差を算出した。その結果を表３に示す。
また、メッキ処理後、メッキ膜を剥離した表面から順次一定厚を削り落とし、それをガス分析した。その結果を表３にあわせて示す。なお、保護膜の剥離、表面からの削り落としは、不活性ガス雰囲気中で行った。また、表３中の素体表面の水素濃度は、素体表面から約１０μｍの厚さを削り落とした試料について測定した値である。

＜メッキ浴（ワット浴）＞
硫酸ニッケル・６水和物２９５ｇ／リットル
塩化ニッケル・６水和物４５ｇ／リットル
ホウ酸４５ｇ／リットル
１，３，６−ナフタレン−トリスルホン酸ナトリウム４ｇ／リットル
２−ブチン１，４，ジオール０．２ｇ／リットル

表３に示すように、実施例１〜２に比べて、比較例１〜３は、酸エッチング処理後及びメッキ処理後のＡ〜Ｃ寸法の標準偏差が大きくなり、寸法精度が劣ることがわかる。ここで、実施例１は磁石素体表面の酸素濃度が４５０ｐｐｍ、水素高濃度層の厚さが５０μｍの実施例１、及び磁石素体表面の酸素濃度が７２０ｐｐｍ、水素高濃度層の厚さが２５０μｍの実施例２は、酸エッチング処理後及びメッキ処理後のＡ〜Ｃ寸法の標準偏差がそれ以前と大きな差異は見られない。これに対して、磁石素体表面の酸素濃度が１２０ｐｐｍ、水素高濃度層の厚さが０μｍの比較例１、及び磁石素体表面の酸素濃度が１２００ｐｐｍ、水素高濃度層の厚さが２４０μｍの比較例２は、酸エッチング処理後及びメッキ処理後のＡ〜Ｃ寸法の標準偏差がそれ以前に比べて相当程度劣ることがわかる。つまり、素体表面の水素濃度が１２０ｐｐｍで水素高濃度層が存在しない場合、あるいは逆に素体表面の水素濃度が１２００ｐｐｍと高い場合には寸法精度が劣る。また、比較例３のように水素濃度が３００〜１０００ｐｐｍの範囲にある場合であっても、その厚さが４５０μｍと厚い場合にも寸法精度が劣る。

本発明のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石の構造を模式的に示す断面図である。

符号の説明

１…Ｒ−Ｔ−Ｂ系永久磁石、２…磁石素体、３…保護膜、２１…水素高濃度層

Claims

Ｒ₂Ｔ₁₄Ｂ化合物（ただし、ＲはＹを含む希土類元素の１種又は２種以上、ＴはＦｅ又
はＦｅ及びＣｏを必須とする１種又は２種以上の遷移金属元素）からなる主相結晶粒と、前記主相結晶粒よりＲを多く含む粒界相とを少なくとも含む焼結体からなり、その表層部に３００〜１０００ｐｐｍの水素濃度を有する厚さが３００μｍ以下（ゼロを含まず）の水素高濃度層が形成されている磁石素体と、
前記磁石素体表面に被覆された保護膜と、
を備えることを特徴とするＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。
前記保護膜が電解金属メッキであることを特徴とする請求項１又は２に記載のＲ−Ｔ−Ｂ系永久磁石。