WO2007114336A1 - 希土類系永久磁石の製造方法 - Google Patents

希土類系永久磁石の製造方法 Download PDF

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    • H01F7/0221—Mounting means for PM, supporting, coating, encapsulating PM

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a rare earth permanent magnet having excellent salt water resistance. More specifically, the present invention relates to a method for producing a rare earth permanent magnet having an A1 coating containing Mg that exhibits excellent salt water resistance on the surface.
  • Rare earth permanents such as R—Fe—B permanent magnets typified by Nd—Fe—B permanent magnets and R—Fe—N permanent magnets typified by Sm—Fe—N permanent magnets Magnets are abundant in resources and inexpensive, and have high magnetic properties. In particular, R-Fe-B permanent magnets are used in various fields today.
  • rare earth permanent magnets contain a highly reactive rare earth metal: R, so that if they are used in the atmosphere without being oxidized or corroded without any surface treatment, a slight amount of acid, alkali, moisture, etc. Due to the presence of corrosion, soot progresses from the surface, and soot is generated, which leads to deterioration and dispersion of magnetic properties.
  • a magnet with wrinkles is incorporated into a device such as a magnetic circuit, the wrinkles may scatter and contaminate surrounding components.
  • an A1 film is formed on the surface thereof by a vapor deposition method such as a vapor deposition method.
  • A1 coatings are excellent in corrosion resistance, and have excellent adhesion reliability with adhesives required when assembling parts (adhesion with coatings until the intrinsic breaking strength of the adhesive is reached) Therefore, rare earth permanent magnets with an A1 coating on the surface are used in various motors, etc. Built in and used.
  • rare earth permanent magnets incorporated in motors for automobiles are subject to rapid changes in the temperature of the usage environment, and are exposed to chlorine ions contained in anti-freezing agents sprayed on roads in cold regions. Or exposed to salt water near the coast, it can be said that the magnet is in the most severe operating environment. Therefore, rare Earth-based permanent magnets are required to exhibit excellent corrosion resistance even in the salt spray test, which is the harshest corrosion resistance test, but unfortunately the salt water resistance of the A1 coating is not always sufficient.
  • Patent Document 1 As a method for improving the salt water resistance of a rare earth-based permanent magnet having an A1 film on its surface, a chemical conversion film is laminated on the surface of the A1 film (Patent Document 1), or a metal oxide film is laminated ( Although the method described in Patent Document 2) can be considered, there is a problem that the manufacturing process becomes complicated and the salt water resistance is still insufficient.
  • Patent Document 3 describes that sufficient corrosion resistance can be obtained even in a salt damage environment by forming a coating film containing Mg and oxygen on the plating surface of a molten A1-plated steel sheet in the open air.
  • a method for forming such a film there is a method in which a steel plate is immersed in a bath containing A1 and Mg and subjected to hot A1 plating, followed by surface oxidation by leaving it in the air.
  • this method cannot be applied to rare earth permanent magnets for the following reasons.
  • Patent Document 4 a method for imparting salt water resistance to a rare earth-based permanent magnet by a method in which an A1 film containing 3 mass% to 10 mass% of Mg is deposited on the surface of the magnet. Proposed.
  • Patent Document 1 JP 2000-150216 A
  • Patent Document 2 JP 2000-232011
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-282262
  • Patent Document 4 JP-A-2005-191276
  • an object of the present invention is to provide a method for producing a rare earth permanent magnet having an Al coating containing Mg that exhibits excellent salt water resistance on the surface.
  • the present inventor formed an A1 film containing Mg on the surface of the rare earth-based permanent magnet in the processing chamber of the vapor deposition apparatus, and then cooled the magnet.
  • the A1 film containing Mg formed on the surface of the magnet exhibits excellent salt water resistance by accurately controlling the temperature of the magnet.
  • the present invention based on the above findings is a method for producing a rare earth-based permanent magnet having an A1 film containing Mg by vapor deposition on the surface, as described in claim 1, and the treatment of the vapor deposition apparatus
  • a magnet When cooling a magnet at a high temperature of 160 ° C or higher after the vapor deposition process is finished indoors, it must be rapidly cooled at a cooling rate of 10 ° C / min or higher until the magnet temperature reaches at least 60 ° C. To do.
  • the manufacturing method according to claim 2 is characterized in that, in the manufacturing method according to claim 1, the magnet is held at 160 ° C. or more for at least 5 minutes before the cooling operation is performed.
  • the manufacturing method according to claim 3 is characterized in that in the manufacturing method according to claim 1, quenching is performed by introducing nitrogen gas into the processing chamber.
  • the manufacturing method according to claim 4 is characterized in that in the manufacturing method according to claim 1, rapid cooling is performed by allowing to cool in the atmosphere.
  • the manufacturing method according to claim 5 is characterized in that, in the manufacturing method according to claim 1, an A1 wire containing 3 mass% to 10 mass% of Mg is used as a vapor deposition material.
  • the manufacturing method according to claim 6 is the manufacturing method according to claim 1, wherein the structure of the A1 film has a main phase containing A1 as a main component and Mg, and A1 and Mg. It is characterized by comprising a Mg-concentrated phase higher than the Mg concentration.
  • the manufacturing method according to claim 7 is the manufacturing method according to claim 6, wherein the main phase is a crystalline phase having an average crystal grain size of 100 ⁇ to 2 ⁇ m, and the Mg concentrated phase is amorphous and / or. It is characterized by being composed of a fine crystal texture with an average crystal grain size of 20 nm or less.
  • the manufacturing method according to claim 8 is characterized in that, in the manufacturing method according to claim 6, the Mg enriched phase is distributed in the thickness direction of the film from the magnet interface to the film surface.
  • the manufacturing method according to claim 9 is characterized in that, in the manufacturing method according to claim 6, the width of the Mg enriched phase is 10 nm to 500 nm.
  • the production method according to claim 10 is characterized in that, in the production method according to claim 6, the main phase contains 95 mass% or more of A1, and the Mg-concentrated phase contains 10 mass% to 25 mass% of Mg.
  • the production method according to claim 11 is characterized in that, in the production method according to claim 6, the main phase contains 0.01 mass% to 5 mass% of Mg.
  • the rare earth-based permanent magnet of the present invention is an A1 film containing Mg formed by vapor deposition as described in claim 12, wherein Al having an average crystal grain size of 100 nm to 2 ⁇ m is a main component.
  • Al having an average crystal grain size of 100 nm to 2 ⁇ m is a main component.
  • Mg-enriched phase containing A1 and Mg which is composed of a main phase containing and an amorphous and / or fine crystal aggregate structure with an average crystal grain size of 20 nm or less, and the Mg concentration is higher than the Mg concentration of the main phase
  • the Mg concentrated phase is distributed in the thickness direction of the film from the magnet interface to the film surface, the width force is Sl0nm to 500nm, the main phase contains 95 mass% or more of A1, and the Mg concentrated phase has 10 mass of Mg. It is characterized by having an A1 film having a tissue structure containing% to 25 mass% on the surface. The invention's effect
  • FIG. 1 is a transmission electron micrograph of the structure of an A1 film containing Mg in Examples.
  • FIG. 3 is a schematic front view of an example of a vapor deposition apparatus that can be used to carry out the present invention.
  • the present invention relates to a method for producing a rare earth-based permanent magnet having an A1 film containing Mg formed by vapor deposition on the surface, and a magnet at a high temperature of 160 ° C or higher after the vapor deposition process is completed in the processing chamber of the vapor deposition apparatus.
  • cooling it is characterized by quenching at a cooling rate of 10 ° C / min or more until the temperature of the magnet reaches at least 60 ° C.
  • JP 2001 As a vapor deposition apparatus that can be used for carrying out the present invention, for example, JP 2001
  • a vapor deposition apparatus for forming a vapor deposition film on the surface of a magnet by evaporating the wire vapor deposition material described in 32062 gazette while continuously supplying it to a heated melt evaporation part.
  • a vapor deposition apparatus for forming a vapor deposition film on the surface of a magnet by evaporating the wire vapor deposition material described in 32062 gazette while continuously supplying it to a heated melt evaporation part.
  • FIG. 3 is a schematic front view of an example of a vapor deposition apparatus that can be used for carrying out the present invention.
  • a plurality of hearths (containers for melting the vapor deposition material) 2 for evaporating A110 containing Mg are disposed on a hearth support stand 4 standing on a support table 3.
  • two bowl-shaped workpiece holding parts 5 formed of a net-like member are arranged side by side so as to be rotatable around a rotating shaft 6.
  • the A1 wire 11 containing Mg as a vapor deposition material is wound and held on the feeding reel 20.
  • the winding direction of the A1 wire 11 containing Mg to the pay-out reel 20 is the horizontal direction because the wire being fed is twisted or shaken by making it perpendicular to the feed direction, i.e., the vertical direction. This is to prevent it.
  • A1 wire containing Mg 11 tip The end is guided above the hearth 2 by a heat-resistant protective tube 21 facing the inner surface of the hearth 2.
  • a cutout window 22 is provided in a part of the protective tube 21, and the A1 wire 11 containing Mg is put into the hearth 2 by a pair of feeding gears 23 provided corresponding to the cutout window 22. It is possible to feed at a specified feeding speed.
  • the rare earth-based permanent magnet 30 is accommodated in the workpiece holder 5, and the workpiece holder 5 is rotated as indicated by the arrow, and the A1 wire 11 containing Mg is not shown.
  • A1 coating containing Mg is deposited on the surface of rare earth permanent magnet 30 in workpiece holder 5 by evaporating A1 10 containing Mg while continuously supplying to hearth 2 heated to a predetermined temperature by heating means. can do.
  • the amount of Mg contained in the A1 wire is preferably 3 mass% to 10 mass%. If it is less than 3 mass%, the amount of Mg contained in the A1 coating deposited on the surface of rare earth permanent magnets will be reduced, and an Mg-concentrated phase that contributes to the improvement of salt water resistance of the A1 coating will be formed. On the other hand, it may not be possible to impart excellent salt water resistance to the A1 film. This is because the vapor deposition material force that is not melted may cause S splash. If oxygen is present in the processing chamber, Mg is oxidized at the stage of melting or evaporating the vapor deposition material, so that the amount of Mg contained in the A1 film is less than the amount of Mg contained in the vapor deposition material. Therefore, this point should be noted.
  • the A1 wire containing Mg contains hydrogen.
  • hydrogen can be supplied into the processing chamber. Therefore, even if hydrogen is not supplied from the outside of the processing chamber by a separate means, the processing chamber is made a reducing atmosphere, for example, 10- This is because even under an oxygen partial pressure of 3 Pa or more, oxidation of the deposited material at the melted or evaporated stage can be prevented.
  • the hydrogen content of the A1 wire containing Mg should be between 1 ppm and 20 ppm. If it is less than 1 ppm, hydrogen may not be sufficiently supplied into the processing chamber, while if it exceeds 20 ppm, hydrogen may be boiling in the melt-evaporating section and cause splash.
  • the heating temperature of the melt evaporation section is preferably 1300 ° C to 1500 ° C. If it is less than 1300 ° C This is because the vapor deposition material cannot be efficiently melted. If the vapor deposition material cannot be melted efficiently, the difference between the vapor pressure of A1 and the vapor pressure of Mg, (Mg has a higher vapor pressure), the effect on the metal composition of the A1 film formed by vapor deposition The amount of Mg contained in the A1 film may be significantly different from the amount of Mg contained in the A1 wire, and the A1 film with the intended metal composition may not be deposited.
  • the delivery speed of the A1 wire containing Mg to the melt evaporation part is preferably lg / min to 10 g / min, more preferably 2 gZ min to 5 g / min. If the content is less than lgZ, the vapor deposition material may not be melted efficiently, whereas if it exceeds 10 gZ, the vapor deposition material that is not melted in the melt evaporation part may cause splash.
  • the heating temperature of the melt evaporation section and the feeding speed of the A1 wire containing Mg to the melt evaporation section should be set so that the temperature of the rare earth permanent magnet does not exceed 255 ° C during the vapor deposition process. Force S desirable. This is because if the temperature exceeds 255 ° C, the A1 film formed on the surface of the magnet will soften, and film defects may occur easily.
  • the magnets reach high temperatures above 160 ° C, typically above 180 ° C in the process chamber.
  • it is rapidly cooled at a cooling rate of 10 ° C./min or more until the temperature of the magnet reaches at least 60 ° C. .
  • the A1 film containing Mg formed on the surface of the magnet exhibits excellent salt water resistance.
  • the rapid cooling operation can be performed, for example, by introducing nitrogen gas (preferably 15 ° C or less) into the processing chamber and cooling in the atmosphere (preferably 25 ° C or less). It can also be done. These can be combined.
  • the rapid cooling operation may be performed at a constant cooling rate from the start of the operation to the end of the operation.
  • the cooling rate may be gradually increased or decreased, or a plurality of cooling rates may be adopted and performed in multiple stages. In these cases, “cooling of 10 ° C./min.
  • “Rejection speed” means the average cooling speed from the start of operation to the end of operation.
  • the upper limit of the cooling rate is preferably 100 ° C / min, more preferably 50 ° C / min. This is because if the temperature exceeds 100 ° C / min, the adhesion of the A1 film formed on the surface of the magnet may be adversely affected.
  • A1 coating containing A is a structure composed of a main phase containing A1 as a main component and Mg, and a Mg-concentrated phase containing Mg and A1 and Mg. Specifically, it is composed of a main phase mainly composed of A1 consisting of a crystal phase with an average crystal grain size of 100 nm 2 xm, and an amorphous and Z or fine crystal texture with an average crystal grain size of 20 nm or less.
  • Mg-concentrated Mg-concentrated phase It consists of Mg-concentrated Mg-concentrated phase.
  • Mg-concentrated phase is 10nm wide and 500nm wide and distributed continuously or intermittently in the thickness direction of the coating from the magnet interface to the film surface.
  • the main phase is 95mass of A1. Containing more than% (0 ⁇ 01mass% 5mass% Mg solid solution), the Mg-concentrated phase has a structure containing 10mass% 25mass% Mg. The force described in detail in the examples described later.
  • the A1 coating containing Mg formed on the surface of the magnet exhibits excellent salt water resistance. It is thought that this is an unusual tissue structure.
  • the vapor deposition system has two cylindrical barrels made of stainless steel mesh wire with a diameter of 355 mm and a length of 1200 mm as shown in Fig. 3 in the vacuum tank, and the cylindrical barrel rotates.
  • the cooling rate of the magnet specimen was 19.6 ° C / min or more because the magnet specimen that had reached at least 200 ° C was cooled in 8 minutes until it reached 43 ° C (magnet If the specimen reaches nearly 255 ° C, the maximum cooling rate is 26.5 ° C / min).
  • SFT-7000 fluorescent X-ray film thickness meter
  • the composition of the Al film deposited on the surface of a glass plate (35mm x 10mm x lmm) housed in a cylindrical barrel together with a magnet specimen is measured by atomic emission spectrometer (ICP-AES: manufactured by Shimadzu Corporation) When measured using ICPS-7500), the amount of Mg contained in the A1 film was 5.9 mass%.
  • a salt spray test of 35 ° C-5% NaCl-pH 7.0 (based on CFIS Z 2371) was performed on a magnet specimen with an Mg-containing A1 coating on the surface that was shot peened. As a result of observation of the presence or absence of heat generation, no heat generation was observed even after 500 hours from the start of the test, and no deterioration in magnetic properties, which was a practical problem, was observed.
  • FIG. 1 shows the photograph.
  • Fig. 2 shows the electron diffraction patterns of the light-colored part indicated by a in the figure and the dark-colored part indicated by b in the figure.
  • Table 1 shows the measurement results of the coating composition using an X-ray analyzer (EDX: manufactured by NORAN). From Fig. 1, Fig. 2 and Table 1, the structure of the Mg-containing A1 film is the main phase (the part indicated by a in the figure) consisting mainly of Al consisting of a crystal phase with an average crystal grain size of 800 ⁇ m.
  • Mg-concentrated phase (part indicated by b in the figure) that is composed of amorphous and / or fine crystal textures with an average crystal grain size of 20 nm or less.
  • the film was found to have a width of 10 nm to 500 nm and distributed continuously or intermittently in the thickness direction of the film from the magnet interface to the film surface.
  • the main phase contains 96.lmass% of A1 (2.5mass% Mg is solid solution), the Mg concentrated phase contains 21.6mass% of Mg, and A1 is the main component. 0.
  • Olmass% to 5mass% It consists of Al Mg and a fine crystalline or amorphous phase in which Mg is solid-solved
  • A1 coating containing Mg formed on the surface of the magnet by quenching the magnet after completion of the vapor deposition process exhibits excellent salt water resistance because the coating has the unique structure described above. It is thought that. Normally, the magnet cooling process after completion of the vapor deposition process is performed by gradually cooling (slow cooling) over time in the processing chamber, and releasing the processing chamber to the atmosphere after the temperature of the magnet has dropped to some extent. When such a cooling process is adopted, the coating does not have the unique structure as described above.
  • O and Mg (OH) have relatively high salt water resistance, they function as a barrier layer against salt water in the coating, and effectively prevent magnet corrosion due to salt water. Since the Mg-concentrated phase is distributed continuously or intermittently in the thickness direction of the film from the magnet interface to the film surface, even if the barrier layer against salt water is destroyed at a certain location, it is considered to exist in the Mg-concentrated phase. The resulting Al Mg force MgO and Mg (OH) are regenerated to re-form the barrier layer, resulting in excellent salt water resistance.
  • the coating film containing Mg formed on its surface by quenching the magnet after the completion of the vapor deposition step exhibits excellent salt water resistance is considered as described above, Mg is spread over the entire coating film.
  • the coating should be kept at a high temperature for a longer period of time, for example, at least 5 times before the cooling operation. It is desirable to keep the temperature above 160 ° C for a minute. If the film is kept at a high temperature for a long time, there is also an effect that the texture structure of the film can be always kept constant.
  • the temperature of the magnet specimen at the end of the deposition process reached 160 ° C by performing the deposition for 25 minutes in the preliminary experiment (one of the magnet specimens).
  • the 160 ° C thermo crayon made by NOF Co., Ltd. was scraped and wrapped in A1 foil and the thermo crayon was melted.
  • the magnet specimen was at least 5 minutes. It is kept above 160 ° C.
  • the film formation in the above embodiment is performed by a vacuum vapor deposition method in which the vapor deposition material is simply evaporated by heating to form a film. In the film formation, the evaporated vapor deposition material is ionized to form a film. In addition to the ion plating method, sputtering or EB method may be used.
  • the film when general processing conditions are adopted, the film can be formed without raising the temperature of the magnet so much, or the film can be formed in a short time.
  • the magnet may be heated to 160 ° C or higher after the deposition process is completed.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 300 ° C in terms of preventing damage to the coating and generation of protrusions due to the softening of the coating.
  • the present invention has industrial applicability in that it can provide a method for producing a rare earth permanent magnet having an A1 coating containing Mg that exhibits excellent salt water resistance on the surface.

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Abstract

　本発明の目的は、優れた耐塩水性を発揮するＭｇを含むＡｌ被膜を表面に有する希土類系永久磁石の製造方法を提供することである。その目的を達成するための本発明は、蒸着形成によるＭｇを含むＡｌ被膜を表面に有する希土類系永久磁石の製造方法であって、蒸着装置の処理室内において蒸着工程終了後に１６０°C以上の高温にある磁石を冷却する際、磁石の温度が少なくとも６０°Cに達するまで１０°C／分以上の冷却速度で急冷することを特徴とするものである。

Description

明 細 書
希土類系永久磁石の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、耐塩水性に優れた希土類系永久磁石の製造方法に関する。より詳細に は、優れた耐塩水性を発揮する Mgを含む A1被膜を表面に有する希土類系永久磁 石の製造方法に関する。
背景技術
[0002] Nd— Fe— B系永久磁石に代表される R— Fe— B系永久磁石や Sm— Fe— N系永 久磁石に代表される R— Fe— N系永久磁石などの希土類系永久磁石は、資源的に 豊富で安価な材料が用いられ、かつ、高い磁気特性を有していることから、特に R— Fe— B系永久磁石は今日様々な分野で使用されてレ、る。
しかしながら、希土類系永久磁石は反応性の高い希土類金属： Rを含むため、大気 中で酸化腐食されやすぐ何の表面処理をも行わずに使用した場合には、わずかな 酸やアルカリや水分などの存在によって表面から腐食が進行して鲭が発生し、それ に伴って、磁気特性の劣化やばらつきを招く。さらに、鲭が発生した磁石を磁気回路 などの装置に組み込んだ場合、鲭が飛散して周辺部品を汚染する恐れがある。 上記の点に鑑み、希土類系永久磁石に優れた耐食性を付与することを目的として 、その表面に A1被膜を蒸着法などの気相めつき法によって成膜することが行われて いる。 A1被膜は耐食性に優れていることにカ卩え、部品組み込み時に必要とされる接 着剤との接着信頼性に優れている (接着剤が本質的に有する破壊強度に達するまで に被膜と接着剤との間で剥離が生じにくい）ので、強い接着強度が要求される希土 類系永久磁石に対して広く適用されおり、表面に A1被膜を有する希土類系永久磁 石は、各種モータなどに組み込まれて使用されている。
[0003] 各種モータの中でも、 自動車用モータに組み込まれる希土類系永久磁石は、使用 環境の温度変化が激しぐかつ、寒冷地域においては道路に散布される凍結防止剤 に含まれる塩素イオンに晒されたり、海岸近辺では塩水に晒されたりすることから、最 も過酷な使用環境にある磁石と言える。従って、 自動車用モータに組み込まれる希 土類系永久磁石には、最も過酷な耐食性試験である塩水噴霧試験を行っても優れ た耐食性を発揮することが要求されるが、残念ながら A1被膜の耐塩水性は必ずしも 十分なものではない。表面に A1被膜を有する希土類系永久磁石の耐塩水性を向上 させる方法としては、 A1被膜の表面に、化成処理被膜を積層形成したり（特許文献 1 )、金属酸化物被膜を積層形成したり（特許文献 2)する方法が考えられるが、製造ェ 程が複雑になったり、それでもなお耐塩水性が十分でないといった問題がある。
[0004] 特許文献 3には、大気開放下での溶融 A1めっき系鋼板のめっき表面に Mgと酸素 を含む被膜を形成することで、塩害環境においても十分な耐食性が得られることが記 載されており、このような被膜を形成する方法として、 A1と Mgを含む浴に鋼板を浸漬 して溶融 A1めっきを行った後に大気放置することで表面酸化を行う方法が挙げられ ている。し力 ながら、この方法は、以下の理由により希土類系永久磁石には適用す ることができなレ、ものである。
• 500°C以上で行われる溶融 A1めっきを磁石に対して行うと、高熱で磁石の表面が A1と反応して変質してしまレ、磁気特性が劣化する。
• 磁石の表面の変質は特に小型磁石の磁気特性に多大な悪影響を及ぼす。 • 溶融めつきは基本的に浸漬→引き上げにて行うので磁石に接点跡が残る。
[0005] そこで本発明者の 1人は、特許文献 4において、希土類系永久磁石に耐塩水性を 付与する方法として、磁石の表面に Mgを 3mass%〜10mass%含む A1被膜を蒸着 形成する方法を提案した。
特許文献 1 :特開 2000— 150216号公報
特許文献 2 :特開 2000— 232011号公報
特許文献 3 :特開 2000— 282262号公報
特許文献 4 :特開 2005— 191276号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] 本発明者の 1人が特許文献 4において提案した上記の方法は、希土類系永久磁石 に耐塩水性を付与する方法として優れたものであることは自他共に認めるところであ る力 昨今、希土類系永久磁石にはさらなる耐塩水性の向上が求められている。 そこで本発明は、優れた耐塩水性を発揮する Mgを含む Al被膜を表面に有する希 土類系永久磁石の製造方法を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0007] 本発明者は、上記の点に鑑みて鋭意検討を重ねた結果、蒸着装置の処理室内に おいて希土類系永久磁石の表面に Mgを含む A1被膜を形成した後、磁石を冷却す る際、磁石の温度管理を的確に行うことで、磁石の表面に形成した Mgを含む A1被 膜が優れた耐塩水性を発揮することを見出した。
[0008] 上記の知見に基づいてなされた本発明は、請求項 1記載の通り、蒸着形成による Mgを含む A1被膜を表面に有する希土類系永久磁石の製造方法であって、蒸着装 置の処理室内において蒸着工程終了後に 160°C以上の高温にある磁石を冷却する 際、磁石の温度が少なくとも 60°Cに達するまで 10°C/分以上の冷却速度で急冷す ることを特 ί数とする。
また、請求項 2記載の製造方法は、請求項 1記載の製造方法において、冷却操作 を行う前に磁石を少なくとも 5分間は 160°C以上に保持することを特徴とする。
また、請求項 3記載の製造方法は、請求項 1記載の製造方法において、処理室内 に窒素ガスを導入することで急冷を行うことを特徴とする。
また、請求項 4記載の製造方法は、請求項 1記載の製造方法において、大気中に て放冷することで急冷を行うことを特徴とする。
また、請求項 5記載の製造方法は、請求項 1記載の製造方法において、蒸着材料 として Mgを 3mass%〜： 10mass%含む A1ワイヤーを用いることを特徴とする。
また、請求項 6記載の製造方法は、請求項 1記載の製造方法において、 A1被膜の 組織構造が、 A1を主成分として Mgを含む主相と、 A1と Mgを含み Mg濃度が主相の Mg濃度よりも高い Mg濃化相からなることを特徴とする。
また、請求項 7記載の製造方法は、請求項 6記載の製造方法において、主相が平 均結晶粒径 100ηιη〜2 μ mの結晶相であり、 Mg濃化相が非晶質および/または平 均結晶粒径が 20nm以下の微細結晶の集合組織で構成されることを特徴とする。 また、請求項 8記載の製造方法は、請求項 6記載の製造方法において、 Mg濃化相 が磁石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に分布していることを特徴とする。 また、請求項 9記載の製造方法は、請求項 6記載の製造方法において、 Mg濃化相 の幅が 10nm〜500nmであることを特徴とする。
また、請求項 10記載の製造方法は、請求項 6記載の製造方法において、主相が A 1を 95mass%以上含み、 Mg濃化相が Mgを 10mass%〜25mass%含むことを特徴 とする。
また、請求項 11記載の製造方法は、請求項 6記載の製造方法において、主相が M gを 0. 01mass%〜5mass%含むことを特徴とする。
また、本発明の希土類系永久磁石は、請求項 12記載の通り、蒸着形成による Mg を含む A1被膜であって、平均結晶粒径が 100nm〜2 μ mである Alを主成分として Μ gを含む主相と、非晶質および/または平均結晶粒径が 20nm以下の微細結晶の集 合組織で構成される A1と Mgを含み Mg濃度が主相の Mg濃度よりも高い Mg濃化相 からなり、 Mg濃化相が磁石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に分布しており、幅 力 Sl0nm〜500nmであり、主相は A1を 95mass%以上含み、 Mg濃化相は Mgを 10 mass%〜25mass%含む組織構造の A1被膜を表面に有することを特徴とする。 発明の効果
[0009] 本発明によれば、優れた耐塩水性を発揮する Mgを含む A1被膜を表面に有する希 土類系永久磁石の製造方法を提供することができる。
図面の簡単な説明
[0010] [図 1]実施例における Mgを含む A1被膜の組織構造の透過電子顕微鏡写真である。
[図 2]同、電子線回折像である。
[図 3]本発明を実施するために用いることができる蒸着装置の一例の模式的正面図 である。
符号の説明
[0011] 1 処理室
2 ハース (溶融蒸発部）
3 支持テーブル
4 ハース支持台
5 被処理物保持部 10 Mgを含む Al (溶融した蒸着材料）
11 Mgを含む A1ワイヤー
20 繰り出しリール
21 保護チューブ
22 切り欠き窓
23 繰り出しギヤ一
30 希土類系永久磁石
発明を実施するための最良の形態
[0012] 本発明は、蒸着形成による Mgを含む A1被膜を表面に有する希土類系永久磁石の 製造方法であって、蒸着装置の処理室内において蒸着工程終了後に 160°C以上の 高温にある磁石を冷却する際、磁石の温度が少なくとも 60°Cに達するまで 10°C/分 以上の冷却速度で急冷することを特徴とするものである。
[0013] 本発明を実施するために用いることができる蒸着装置としては、例えば、特開 2001
32062号公報に記載されているワイヤー状蒸着材料を加熱した溶融蒸発部に連 続供給しながら蒸発させることで磁石の表面に蒸着被膜を形成する蒸着装置が挙げ られる。以下、 Mgを含む A1ワイヤーを蒸着材料として、特開 2001— 32062号公報 に記載されている蒸着装置を用いて本発明を実施する場合の概略を説明する。
[0014] 図 3は本発明を実施するために用いることができる蒸着装置の一例の模式的正面 図であり、図略の真空排気系に連なる処理室 (真空槽） 1内の下部には、 Mgを含む A110を蒸発させる溶融蒸発部であるハース (蒸着材料を溶融させるための容器） 2が 、支持テーブル 3上に立設されたハース支持台 4上に複数個配設されている。また、 処理室 1内の上方には網状部材で形成された籠状の被処理物保持部 5が回転軸 6 を中心に回転自在に 2個並設されている。支持テーブル 3の下方内部には、蒸着材 料としての Mgを含む A1ワイヤー 11が繰り出しリール 20に卷回保持されてレ、る。繰り 出しリール 20への Mgを含む A1ワイヤー 11の卷回方向を水平方向としているのは、 ワイヤーの送り方向、即ち、鉛直方向と直交させることによって、送り出されるワイヤー がねじれたりぶれたりすることを防止するためである。 Mgを含む A1ワイヤー 11の先 端は、ハース 2の内面に向かって臨ませた耐熱性の保護チューブ 21によってハース 2の上方に案内されている。保護チューブ 21の一部には切り欠き窓 22が設けられて おり、この切り欠き窓 22に対応して設けられた一対の繰り出しギヤ一 23によって、 M gを含む A1ワイヤー 11をハース 2内に所定の繰り出し速度で送り出し自在としてレ、る 。この蒸着装置によれば、被処理物保持部 5内に希土類系永久磁石 30を収容し、矢 示したように被処理物保持部 5を回転させるとともに、 Mgを含む A1ワイヤー 11を図略 の加熱手段によって所定温度に加熱したハース 2に連続供給しながら Mgを含む A1 10を蒸発させることで、被処理物保持部 5内の希土類系永久磁石 30の表面に Mgを 含む A1被膜を蒸着形成することができる。
[0015] A1ワイヤーに含ませる Mg量は、 3mass%〜： 10mass%が望ましレヽ。 3mass%未満 であると希土類系永久磁石の表面に蒸着形成される A1被膜に含まれる Mg量が少な くなり、 A1被膜の耐塩水性の向上に寄与する Mg濃化相が形成されに《なることで、 A1被膜に優れた耐塩水性を付与できなくなる恐れがある一方、 10mass%を超えると ワイヤーの硬度が高まることにより、ワイヤーを溶融蒸発部内に繰り出す作業性が悪 くなつたり、溶融蒸発部内で溶融されていない蒸着材料力 Sスプラッシュを引き起こし たりする恐れがあるからである。なお、処理室内に酸素が存在すると、蒸着材料を溶 融させた段階や蒸発させた段階で Mgが酸化することで、 A1被膜に含まれる Mg量が 、蒸着材料に含まれる Mg量よりも減少するので、この点には留意すべきである。
[0016] 以上の点に鑑みれば、 Mgを含む A1ワイヤーは水素を含むものが望ましい。蒸着材 料を蒸発させた際、処理室内に水素を供給することができるので、別途の手段で処 理室外部から水素を供給しなくても、処理室内を還元性雰囲気にして、例えば 10— 3P a以上といったような酸素分圧下であっても、溶融させた段階や蒸発させた段階の蒸 着材料の酸化を防止することができるからである。 Mgを含む A1ワイヤーの水素含有 量は、 lppm〜20ppmが望ましぐ 2ppm〜： !Oppmがより望ましレ、。 lppm未満であ ると処理室内に水素を十分に供給することができない恐れがある一方、 20ppmを超 えると溶融蒸発部において水素がボイリングしてスプラッシュを引き起こす恐れがある からである。
[0017] 溶融蒸発部の加熱温度は、 1300°C〜： 1500°Cが望ましい。 1300°C未満であると 蒸着材料を効率よく溶融させることができなレ、恐れがあるからである。蒸着材料を効 率よく溶融させることができないと、 A1の蒸気圧と Mgの蒸気圧の違レ、 (Mgの方が蒸 気圧が高い）力 蒸着形成される A1被膜の金属組成に多大な影響を与え、 A1被膜に 含まれる Mg量力 A1ワイヤーに含まれる Mg量と大きく異なるといった現象が起こり、 意図した金属組成の A1被膜を蒸着形成することができない場合がある。一方、 1500 °Cを超えると周辺温度が高くなり過ぎることでワイヤーが軟化して図 1における保護チ ユーブ 21の内部で詰まるなどするので、これを溶融蒸発部に円滑に連続供給するこ とができなくなる恐れがあるからである。
[0018] Mgを含む A1ワイヤーの溶融蒸発部への送り出し速度は、 lg/分〜 10g/分が望 ましぐ 2gZ分〜 5g/分がより望ましい。 lgZ分未満であると蒸着材料を効率よく溶 融させることができない恐れがある一方、 10gZ分を超えると溶融蒸発部内で溶融さ れていない蒸着材料がスプラッシュを引き起こす恐れがあるからである。
[0019] なお、溶融蒸発部の加熱温度と、 Mgを含む A1ワイヤーの溶融蒸発部への送り出し 速度は、蒸着工程時に希土類系永久磁石の温度が 255°Cを超えないように設定す ること力 S望ましい。 255°Cを超えると磁石の表面に形成された A1被膜が軟ィ匕し、膜欠 陥を招きやすくなる恐れがあるからである。
[0020] 以上のような条件下で希土類系永久磁石の表面に所望する膜厚 (例えば 0. 1 μ m 〜50 μ m)の Mgを含む A1被膜（A1被膜に含まれる Mg量は 3mass%〜20mass% が望ましい）を蒸着形成した場合、磁石は処理室内において 160°C以上、典型的に は 180°C以上の高温に達する。本発明においては、蒸着工程終了後に処理室内に おいてこのような高温にある磁石を冷却する際、磁石の温度が少なくとも 60°Cに達す るまで 10°C/分以上の冷却速度で急冷する。これにより、磁石の表面に形成した M gを含む A1被膜が優れた耐塩水性を発揮する。急冷操作は、例えば、処理室内に窒 素ガス（15°C以下のものが好適である）を導入することで行うことができる力 大気中（ 25°C以下が好適である）にて放冷することで行うこともできる。これらは組み合わせて 行ってもよレ、。なお、急冷操作は、操作開始から操作終了まで一定の冷却速度で行 つてもよレ、。また、冷却速度を徐々に上げたり下げたり、複数の冷却速度を採用して 多段階で行ったりしてもよい。これらの場合には本発明における「10°C/分以上の冷 却速度」とは操作開始から操作終了までの平均冷却速度を意味するものとする。な お、冷却速度の上限は、 100°C/分が望ましぐ 50°C/分がより望ましい。 100°C/ 分を超えると磁石の表面に形成された A1被膜の密着性に悪影響を及ぼす恐れがあ るからである。
[0021] 処理室内において蒸着工程終了後に 160°C以上の高温にある磁石を冷却する際 、磁石の温度が少なくとも 60°Cに達するまで 10°CZ分以上の冷却速度で急冷する ことで、 Mgを含む A1被膜は、 A1を主成分として Mgを含む主相と、 A1と Mgを含み M g濃度が主相の Mg濃度よりも高い（例えば 3倍以上) Mg濃化相からなる組織構造、 具体的には、平均結晶粒径 100nm 2 x mの結晶相からなる A1を主成分とする主 相と、非晶質および Zまたは平均結晶粒径が 20nm以下の微細結晶の集合組織で 構成される Mgが濃化した Mg濃化相からなり、 Mg濃化相が幅 10nm 500nmで磁 石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に連続的乃至断続的に分布しており、主相 は A1を 95mass%以上含み（0· 01mass% 5mass%の Mgが固溶）、 Mg濃化相 は Mgを 10mass% 25mass%含む組織構造となる。後述する実施例で詳述する 力 蒸着工程終了後に磁石を急冷することで、磁石の表面に形成した Mgを含む A1 被膜が優れた耐塩水性を発揮するのは、 Mgを含む A1被膜がこのような特異な組織 構造であることが関与していると考えられる。
実施例
[0022] 以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定して 解釈されるものではない。なお、以下の実施例と比較例は、例えば、米国特許 4770 723号公報や米国特許 4792368号公報に記載されているようにして、公知の铸造 インゴットを粉砕し、微粉砕後に成形、焼結、熱処理、表面加工を行うことによって得 られた 17Nd_ lPr_ 75Fe_ 7B組成 (at%)の 42mm X 20mm X 2mm寸法の焼 結磁石（以下、磁石体試験片と称する）を用レ、て行った。また、蒸着装置は、図 3に示 したような、直径 355mm X長さ 1200mmのステンレス製メッシュ金網で作製された 円筒形バレルを真空槽内に左右平行に 2個有し、円筒形バレルを回転させるとともに 、ワイヤー状蒸着材料を溶融蒸発部に連続供給しながら蒸着処理が行えるものを使 用し 7 (実施例）
磁石体試験片に対し、サンドブラスト加工を行い、前工程の表面加工で生じた試験 片の表面の酸化層を除去した。この酸化層が除去された磁石体試験片を各円筒形 バレル内に 1. 5kgずつ収容し、真空槽内を 1 X 10— になるまで真空排気した後、 Arガスを真空槽内の全圧が 1. OPaになるように供給した。その後、バレルの回転軸 を 6. Orpmで回転させながら、バイアス電圧 0. 5kVの条件下、 15分間グロ一放電を 行って磁石体試験片の表面を清浄化した。
続いて、 Arガス圧 1. 0Pa、バイアス電圧 1. OkVの条件下、蒸着材料として水素含 有量が 5ppmの Mgを 5mass%含む A1ワイヤー ilS A5356に準拠するもの）をワイ ヤー送り速度 3. 9gZ分で連続供給しながら、これを加熱して蒸発させ (ハース温度： 1400°C)、 30分間蒸着を行い、磁石体試験片の表面に Mgを含む A1被膜を蒸着形 成した。蒸着工程終了時の磁石体試験片の温度は 200°Cに達していたが 255°Cに は達していなかった (磁石体試験片の 1つに日油技研工業社製の 255°Cのサーモク レヨンを削って A1箔に包んだものと 200°Cのサーモクレヨンを削って A1箔に包んだも のを卷きつけておいたところ 200°Cのサーモクレヨンのみが溶融していた）。蒸着工 程終了後、直ちに処理室内に 15°Cの窒素ガスを導入して磁石体試験片を急冷して から処理室内を大気開放して磁石体試験片を取り出し、大気中（25°C以下）にて A1 製のバットに重ならないように広げて放冷し、放射温度計によって磁石体試験片の温 度を測定したところ 43°Cであった。また、処理室内に窒素ガスを導入してから磁石体 試験片の温度を測定するまでの時間は 8分であった。従って、磁石体試験片の冷却 速度は、少なくとも 200°Cにまで達した磁石体試験片を 43°Cになるまで 8分間で冷 却したので 19. 6°C/分以上であった（磁石体試験片が 255°C近くまで達したとする と冷却速度の最大は 26. 5°C/分)。
以上のようにして得られた、 Mgを含む A1被膜を表面に有する磁石体試験片をブラ スト加工装置に投入し、窒素ガスからなる加圧気体とともに、投射材として平均粒径 力^ 20 x mでモース硬度が 6の球状ガラスビーズ粉末を、噴射圧 0. 15MPaにて 5分 間噴射して、 Mgを含む A1被膜に対してショットピーユングを行った。蛍光 X線膜厚計 (セイコー電子社製 SFT— 7000)を使用して測定したショットピーユングを行った Mg を含む Al被膜の膜厚は 11. 5 μ ΐηであった。なお、磁石体試験片とともに円筒形バ レル内に収容したガラス板（35mm X 10mm X lmm)の表面に蒸着形成された Al被 膜の組成を原子発光分析装置 (ICP— AES：島津製作所社製 ICPS - 7500)を用 いて測定したところ、 A1被膜に含まれる Mg量は 5. 9mass%であった。ショットピーニ ングを行った Mgを含む A1被膜を表面に有する磁石体試験片に対し、 35°C - 5%N aCl-pH7. 0条件 CFIS Z 2371に準拠）の塩水噴霧試験を行レ、、発鲭の有無を観 察したところ、試験開始から 500時間経過後も発鲭は観察されず、また、実用上問題 となる磁気特性の劣化も認められなかった。
[0024] ショットピーユングを行った Mgを含む A1被膜の組織構造を透過電子顕微鏡（日立 製作所社製 HF2100)にて観察した。図 1にその写真を示す。また、図中 aで示され る色の薄い部分と図中 bで示される色の濃い部分の電子線回折像を図 2に示す。さら に、 X線分析装置 (EDX: NORAN社製）を用いた被膜組成の測定結果を表 1に示 す。図 1と図 2と表 1から、この Mgを含む A1被膜の組織構造は、平均結晶粒径 800η mの結晶相からなる Alを主成分とする主相（図中 aで示される部分）と、非晶質および /または平均結晶粒径が 20nm以下である微細結晶の集合組織で構成される Mgが 濃化した Mg濃化相（図中 bで示される部分)からなり、 Mg濃化相が幅 10nm〜500n mで磁石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に連続的乃至断続的に分布している ものであることがわかった。また、主相は A1を 96. lmass%含むこと（2. 5mass%の Mgが固溶）、 Mg濃化相は Mgを 21. 6mass%含み、 A1を主成分として 0. Olmass %〜5mass%の Mgが固溶している微細結晶相または非晶質相と、 Al Mgからなる
3 2 と考えられる微細結晶相の混相組織を有することがわかった。このような組織構造か らなる Mgを含む A1被膜にっレ、ての報告はこれまでになぐこの被膜は新規な被膜で あることがわかった。
[0025] [表 1]
Figure imgf000012_0001
単 UI： mass% [0026] (考察）
蒸着工程終了後に磁石を急冷することによってその表面に形成された Mgを含む A 1被膜が優れた耐塩水性を発揮するのは、被膜が上記のような特異な組織構造であ ることが関与していると考えられる。通常、蒸着工程終了後の磁石の冷却工程は、処 理室内で時間をかけて徐々に冷却し (徐冷）、磁石の温度がある程度下がってから処 理室内を大気開放することで行われるが、このような冷却工程を採用した場合、被膜 は上記のような特異な組織構造にはならず、 35°C _ 5%NaCl_pH7. 0条件 (JIS Z 2371に準拠）の塩水噴霧試験において、 500時間経過後には発鲭が観察されるか らである (もっとも 300時間経過後には発鲭は観察されないことからこの被膜とて耐塩 水性に優れることは疑う余地がなレ、）。
[0027] 被膜の組織構造の差異と耐塩水性の差異との関係は次のように考えるのが適切で あると思われる。即ち、 Mgを含む A1被膜は、蒸着工程開始時から蒸着工程終了時 にかけて、高温下において Mgが被膜中に拡散することで、上記のような特異な組織 構造が本来的に形成される。そして、この組織構造は、蒸着工程終了後に磁石を急 冷することで変化することなく維持され、 Mg濃化相の存在によって優れた耐塩水性 を発揮する。 Mg濃化相を構成すると考えられる Al Mgは、 Aはりも電位的に卑であ るため、塩水と接触すれば分解して MgOや Mg (〇H)を生成すると推察される。 Mg
Oや Mg (〇H) は比較的耐塩水性に優れることから、被膜中において塩水に対する バリア層としての機能を担い、塩水による磁石の腐食を効果的に防止する。 Mg濃化 相は磁石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に連続的乃至断続的に分布している ので、ある場所で塩水に対するバリア層が破壊されても、 Mg濃化相に存在すると考 えられる Al Mg力 MgOや Mg (〇H) が次々に生成することによってバリア層が再 形成され、結果として優れた耐塩水性を発揮する。なお、塩水噴霧試験を行った後 の被膜の表面の組成分析をマーカス型グロ一放電発光分析装置 (堀場製作所社製 )を用いて行うと、元素として Al， Mg,〇， Hが確認でき、 Al濃度に対する Mg濃度の 割合は被膜内部よりも被膜表面の方が高い。この事実は、 Mg〇や Mg (OH) が被膜 中において塩水に対するバリア層としての機能を担っているとする上記の考え方を支 持するものであるとレ、える。これに対し、蒸着工程終了後に磁石を徐冷した場合、高 温下において上記のような特異な組織構造がいったん形成されても、被膜中におけ る Mg濃化相の分布が不均一になったり、 Mg濃化相に含まれる Mg量が低下したり 微細構造が失われたりすることで組織構造が変化し、結果として耐塩水性が低下す る。
[0028] 蒸着工程終了後に磁石を急冷することによってその表面に形成された Mgを含む A 1被膜が優れた耐塩水性を発揮する理由を上記のように考えた場合、 Mgを被膜全体 にわたつてより均一に拡散させてより安定に上記のような特異な組織構造の被膜とす るためには、被膜をより長い時間高温下におくこと、例えば、冷却操作を行う前に磁 石を少なくとも 5分間は 160°C以上に保持することが望ましい。被膜を長い時間高温 下におくことには、被膜の組織構造を常に一定なものにすることができるという効果も ある。上記の実施例では、予備実験において 25分間蒸着を行うことで、蒸着工程終 了時の磁石体試験片の温度は 160°Cに達することを確認しているので (磁石体試験 片の 1つに日油技研工業社製の 160°Cのサーモクレヨンを削って A1箔に包んだもの を卷きつけておいたところサーモクレヨンが溶融していた）、磁石体試験片は少なくと も 5分間は 160°C以上に保持されている。なお、上記の実施例における被膜形成は 、蒸着材料を単に加熱によって蒸発させて被膜を形成する真空蒸着法によって行つ ているが、被膜形成は蒸発させた蒸着材料をイオン化して被膜を形成するイオンプ レーティング法の他、スパッタ法ゃ EB法によって行ってもよい。被膜形成方法によつ ては、一般的な処理条件を採用した場合、磁石をさほど高温にすることなく被膜形成 できたり、短時間で被膜形成できたりすることで、蒸着工程終了時に磁石の温度が 1 60°Cに達しない場合もある力 このような場合には、蒸着工程終了後に磁石を 160 °C以上に加熱すればよい。加熱温度の上限は 300°Cとすることが、被膜が軟化する ことによる被膜の損傷発生や突起生成を防ぐことができる点において望ましい。 産業上の利用可能性
[0029] 本発明は、優れた耐塩水性を発揮する Mgを含む A1被膜を表面に有する希土類系 永久磁石の製造方法を提供することができる点において産業上の利用可能性を有 する。

Claims

請求の範囲
[I] 蒸着形成による Mgを含む A1被膜を表面に有する希土類系永久磁石の製造方法 であって、蒸着装置の処理室内において蒸着工程終了後に 160°C以上の高温にあ る磁石を冷却する際、磁石の温度が少なくとも 60°Cに達するまで 10°CZ分以上の冷 却速度で急冷することを特徴とする製造方法。
[2] 冷却操作を行う前に磁石を少なくとも 5分間は 160°C以上に保持することを特徴と する請求項 1記載の製造方法。
[3] 処理室内に窒素ガスを導入することで急冷を行うことを特徴とする請求項 1記載の 製造方法。
[4] 大気中にて放冷することで急冷を行うことを特徴とする請求項 1記載の製造方法。
[5] 蒸着材料として Mgを 3mass%〜10mass%含む A1ワイヤーを用いることを特徴と する請求項 1記載の製造方法。
[6] A1被膜の組織構造が、 A1を主成分として Mgを含む主相と、 A1と Mgを含み Mg濃 度が主相の Mg濃度よりも高い Mg濃化相からなることを特徴とする請求項 1記載の製 造方法。
[7] 主相が平均結晶粒径 100nm〜2 μ mの結晶相であり、 Mg濃化相が非晶質および
/または平均結晶粒径が 20nm以下の微細結晶の集合組織で構成されることを特 徴とする請求項 6記載の製造方法。
[8] Mg濃化相が磁石界面から膜表面まで被膜の厚み方向に分布していることを特徴 とする請求項 6記載の製造方法。
[9] Mg濃化相の幅が 10nm〜500nmであることを特徴とする請求項 6記載の製造方 法。
[10] 主相が A1を 95mass%以上含み、 Mg濃化相が Mgを 10mass%〜25mass%含む ことを特徴とする請求項 6記載の製造方法。
[II] 主相が Mgを 0· 01mass%〜5mass%含むことを特徴とする請求項 6記載の製造 方法。
[12] 蒸着形成による Mgを含む A1被膜であって、平均結晶粒径が 100nm〜2 μ mであ る A1を主成分として Mgを含む主相と、非晶質および/または平均結晶粒径が 20η m以下の微細結晶の集合組織で構成される Alと Mgを含み Mg濃度が主相の Mg濃 度よりも高い Mg濃化相からなり、 Mg濃化相が磁石界面から膜表面まで被膜の厚み 方向に分布しており、幅が 10nm〜500nmであり、主相は A1を 95mass%以上含み 、 Mg濃化相は Mgを 10mass%〜25mass%含む組織構造の A1被膜を表面に有す ることを特徴とする希土類系永久磁石。
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