JPH01177335A - 機械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法 - Google Patents
機械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法Info
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- JPH01177335A JPH01177335A JP63000412A JP41288A JPH01177335A JP H01177335 A JPH01177335 A JP H01177335A JP 63000412 A JP63000412 A JP 63000412A JP 41288 A JP41288 A JP 41288A JP H01177335 A JPH01177335 A JP H01177335A
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-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は．Ｒ２Ｔ１４Ｂ系合金（ＲはＹを含む希土類元
素、Ｔは遷移元素を表す。）で代表されるＲ−Ｔ−Ｂ基
金属間化合物磁石に関し、特に機械的性質に優れた希土
類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法に関す
る。
素、Ｔは遷移元素を表す。）で代表されるＲ−Ｔ−Ｂ基
金属間化合物磁石に関し、特に機械的性質に優れた希土
類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法に関す
る。
従来、磁石材料は９例えば、スピーカを始めとして、殆
どその動きを伴わない使われ方が一般的であった。その
ため、磁石材料の評価は、主にその磁気特性によってな
され、その機械的性質を考慮する必要はなかった。また
、その機械的性質は。
どその動きを伴わない使われ方が一般的であった。その
ため、磁石材料の評価は、主にその磁気特性によってな
され、その機械的性質を考慮する必要はなかった。また
、その機械的性質は。
単に２強度的な目安として、抗折力等を以て判断するに
過ぎなかった。
過ぎなかった。
ところが、近年、高性能永久磁石が開発され。
その性質を利用した種々のアクチュエータが実用化され
、磁石の動きを要求する傾向が増大してきた。
、磁石の動きを要求する傾向が増大してきた。
しかしながら、上述した要求に対し、従来は。
抗折力等をもって磁石材料の機械的性質を判断するため
、単なる強さの目安に過ぎず、実際上の使用において、
正確な設計強度を見積ることが困難であった。このため
、高性能永久磁石材料の機械的性質の不明瞭さから、磁
石材料としての使用用途が制約されてしまうという問題
点があった。
、単なる強さの目安に過ぎず、実際上の使用において、
正確な設計強度を見積ることが困難であった。このため
、高性能永久磁石材料の機械的性質の不明瞭さから、磁
石材料としての使用用途が制約されてしまうという問題
点があった。
しかも、希土類永久磁石のうち．Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁
石材料は、製造段階途中や製品としての組込み時に２割
れやカケが発生し易く、特に機械強度的なばらつきも多
いという脆弱な性質が認められるにも拘らず、従来１機
械的性質に考慮がなされていないことから、製造段階に
おける機械的性質を決定する因子について不明瞭な点が
あった。このため１機械的性質の優れた希土類永久磁石
材料を得るための有効な改良点を見出し得す、結局。
石材料は、製造段階途中や製品としての組込み時に２割
れやカケが発生し易く、特に機械強度的なばらつきも多
いという脆弱な性質が認められるにも拘らず、従来１機
械的性質に考慮がなされていないことから、製造段階に
おける機械的性質を決定する因子について不明瞭な点が
あった。このため１機械的性質の優れた希土類永久磁石
材料を得るための有効な改良点を見出し得す、結局。
有効な製造方法を確立することが困難であった。
一方、希土類永久磁石のうち、特にＲ−Ｆｅ−Ｂ系永久
磁石材料はＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ金属間化合物とＮｄ−Ｆｅ
固溶体相からなる複合構造を有するので＋Ｓｍ−Ｃ。
磁石材料はＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ金属間化合物とＮｄ−Ｆｅ
固溶体相からなる複合構造を有するので＋Ｓｍ−Ｃ。
系磁石とは異なる脆性破壊挙を示すものと指摘され、こ
のため、破壊靭性値（ＫＩＣ）を以て。
のため、破壊靭性値（ＫＩＣ）を以て。
磁石材料の機械的性質を判断する試みがある。
ところが、 ＫＩＣは、一般にクラックを入れた試片の
引張シ又は曲げ破壊試験を行い、このプレクラックの大
きさと破壊強度測定値とから算出している。
引張シ又は曲げ破壊試験を行い、このプレクラックの大
きさと破壊強度測定値とから算出している。
ここで２．殆どの場合、ＫＩＣはプレクラック先端から
のき裂伝播開始の臨界条件であシ、グレクラック先端の
集中応力に依存する。この集中応力は。
のき裂伝播開始の臨界条件であシ、グレクラック先端の
集中応力に依存する。この集中応力は。
プレクラックの先端曲率に依存するため、ＫＩＣの測定
値はプレクラックの入れ方により大きく変動する。従っ
て、鉄鋼材料等のある程度の延性を持つ材料のＫＩＣの
場合２機械的にノツチを入れ、更に疲労き裂を発生させ
、シャープな先端のプレクラックを持つ試片を得ている
。しかし、ＫＩＣの小゛′さな脆性材料の場合、疲労に
より停止き裂を作ることが難しく、ＫＩＣ測定値は、プ
レクラックの作り方によシ大きく変動するという問題が
ある。
値はプレクラックの入れ方により大きく変動する。従っ
て、鉄鋼材料等のある程度の延性を持つ材料のＫＩＣの
場合２機械的にノツチを入れ、更に疲労き裂を発生させ
、シャープな先端のプレクラックを持つ試片を得ている
。しかし、ＫＩＣの小゛′さな脆性材料の場合、疲労に
より停止き裂を作ることが難しく、ＫＩＣ測定値は、プ
レクラックの作り方によシ大きく変動するという問題が
ある。
このため、磁石材料の機械的性質を破壊靭性値（ＫＩＣ
）を以て判断する場合、上述した従来法では。
）を以て判断する場合、上述した従来法では。
正確なＫＩＣ測定値を得ることが困難であるという欠点
があった。
があった。
そこで９本願発明の技術的課題は、上記欠点に鑑み１機
械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法を
提供すると共に、希土類永久磁石材料の機械的性質を有
効に検査する方法を提供することによシ、有用な機械的
性質を有する希土類永久磁石材料を提供することにある
。
械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法を
提供すると共に、希土類永久磁石材料の機械的性質を有
効に検査する方法を提供することによシ、有用な機械的
性質を有する希土類永久磁石材料を提供することにある
。
本発明によれば＋ Ｒ２Ｔ１４Ｂ磁性結晶粒子（ＲはＹ
を含む希土類元素、Ｔは遷移元素を表す。）とＲ’−Ｔ
固溶体との複相構造を有する希土類永久磁石材料であっ
て、原子百分率で、１５〜４０チのＲ，０，０５〜１０
チのＢ、残部Ｔを有し、前記磁性結晶粒子による潜在欠
陥径が実質的に１５０μｍ以下で有ることを特徴とする
機械的性質に優れた希土類永久磁石材料が得られる。
を含む希土類元素、Ｔは遷移元素を表す。）とＲ’−Ｔ
固溶体との複相構造を有する希土類永久磁石材料であっ
て、原子百分率で、１５〜４０チのＲ，０，０５〜１０
チのＢ、残部Ｔを有し、前記磁性結晶粒子による潜在欠
陥径が実質的に１５０μｍ以下で有ることを特徴とする
機械的性質に優れた希土類永久磁石材料が得られる。
また１本発明によれば．Ｒ２Ｔ１４Ｂ磁性結晶粒子（Ｒ
はＹを含む希土類元素、Ｔは遷移元素を表す。）とＲ−
Ｔ固溶体との複相構造を有する希土類永久磁石材料の製
造方法において、３２〜１００ ｗｔ％のＲ値の組成を
有する液体急冷合金粉末及び液体急冷合金薄帯の少なく
ともどちらか一方から生成された合金粉末を準備し、該
合金粉末を０〜７０ｖｏｌ％（０は含まず。）添加して
、原子百分率で。
はＹを含む希土類元素、Ｔは遷移元素を表す。）とＲ−
Ｔ固溶体との複相構造を有する希土類永久磁石材料の製
造方法において、３２〜１００ ｗｔ％のＲ値の組成を
有する液体急冷合金粉末及び液体急冷合金薄帯の少なく
ともどちらか一方から生成された合金粉末を準備し、該
合金粉末を０〜７０ｖｏｌ％（０は含まず。）添加して
、原子百分率で。
Ｒ１５〜４０％、Ｂｏ、０５〜ｌＯ％、残部Ｔの組成を
有する粉末成形体を生成し、該粉末成形体を焼結して焼
結体を生成することにより、該焼結体中の潜在欠陥径を
１５０μｍ以下とすることを特徴とする機械的強度に優
れた希土類永久磁石材料の製造方法が得られる。
有する粉末成形体を生成し、該粉末成形体を焼結して焼
結体を生成することにより、該焼結体中の潜在欠陥径を
１５０μｍ以下とすることを特徴とする機械的強度に優
れた希土類永久磁石材料の製造方法が得られる。
更に２本発明に拠れば．Ｒ２Ｔ１４Ｂ磁性結晶粒子とＲ
−Ｔ固溶体相との複相構造を有する希土類永久磁石材料
における機械的強度の検査方法において、前記希土類永
久磁石に対して破壊強度試験を施し、該破壊強度試験に
よ多発生したき裂面上で前記磁性結晶粒子を同定し、該
同定された磁性結晶粒子を単純形状の所定の等側円板で
近似して潜在欠陥径とし、該潜在欠陥径に基づいて破壊
靭性値を求めることを特徴とする機械的性質に優れた希
土類永久磁石材料の検査方法が得られる。
−Ｔ固溶体相との複相構造を有する希土類永久磁石材料
における機械的強度の検査方法において、前記希土類永
久磁石に対して破壊強度試験を施し、該破壊強度試験に
よ多発生したき裂面上で前記磁性結晶粒子を同定し、該
同定された磁性結晶粒子を単純形状の所定の等側円板で
近似して潜在欠陥径とし、該潜在欠陥径に基づいて破壊
靭性値を求めることを特徴とする機械的性質に優れた希
土類永久磁石材料の検査方法が得られる。
即ち１本発明は機械強度がばらつく原因を破壊力学によ
り明らかにし．Ｒ，Ｆｅ、Ｂ を主成分とする合金粉
末を成形、焼結した時、その焼結体の内部にある欠陥２
例えば粗大粒、介在物１表面き裂などの欠陥径を小さく
することにより、より機械強度を向上させ、著しく機械
的性質のすぐれた永久磁石材料を提供することができる
。
り明らかにし．Ｒ，Ｆｅ、Ｂ を主成分とする合金粉
末を成形、焼結した時、その焼結体の内部にある欠陥２
例えば粗大粒、介在物１表面き裂などの欠陥径を小さく
することにより、より機械強度を向上させ、著しく機械
的性質のすぐれた永久磁石材料を提供することができる
。
尚、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂで代表されるＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石は
。
。
Ｎｄ２Ｆ０１４Ｂ全２Ｆ化合物とＮｄ−Ｆｅ固溶体相か
らなる複合構造を有するのでｐ Ｓｍ−Ｃｏ系磁石とは
異った破壊挙動を示すものと考えられる。一般的に希土
類磁石のように脆性破壊を示すものは、多くの場合、潜
在欠陥よりき裂が発生すると、停止することなしに破断
に至るのが常である。
らなる複合構造を有するのでｐ Ｓｍ−Ｃｏ系磁石とは
異った破壊挙動を示すものと考えられる。一般的に希土
類磁石のように脆性破壊を示すものは、多くの場合、潜
在欠陥よりき裂が発生すると、停止することなしに破断
に至るのが常である。
焼結材料では、き裂発生の起点となった欠陥を同定する
ことが可能であり、この欠陥を単純形状の等価欠陥（楕
円板）で近似して、潜在欠陥径ａとし、欠陥に作用した
破壊応力λｎとη’Ｖ；Ｔｈ （Ｙは欠陥の形状係数）
をグロットするとある欠陥径の範囲で直線関係となり１
次式よＦ） ＫＩＣが得られるつまり＋ ＫＴＣの小さ
い材料は小さい欠陥でも低応力で破壊し、一方＋ Ｋ［
Ｃの大きい材料は大きな欠陥があってもなかなか破壊し
ない。即ちｌ ＫＩＣは材料強度のき裂敏感性を意味す
るものであり工業的には耐チッピング性を示す。
ことが可能であり、この欠陥を単純形状の等価欠陥（楕
円板）で近似して、潜在欠陥径ａとし、欠陥に作用した
破壊応力λｎとη’Ｖ；Ｔｈ （Ｙは欠陥の形状係数）
をグロットするとある欠陥径の範囲で直線関係となり１
次式よＦ） ＫＩＣが得られるつまり＋ ＫＴＣの小さ
い材料は小さい欠陥でも低応力で破壊し、一方＋ Ｋ［
Ｃの大きい材料は大きな欠陥があってもなかなか破壊し
ない。即ちｌ ＫＩＣは材料強度のき裂敏感性を意味す
るものであり工業的には耐チッピング性を示す。
以上の事から、脆性な希土類磁石の破壊強度の尺度とし
てＫＩＣの適用を試みた。
てＫＩＣの適用を試みた。
本発明で実施されたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の破面を観察す
ると、第１図に示したように、破壊の起点となった欠陥
を見つけることが可能である。そこで。
ると、第１図に示したように、破壊の起点となった欠陥
を見つけることが可能である。そこで。
Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石のＫＩＣを測定してみると、破壊強
度λｎと欠陥径ン７汀との関係に直線関係が得られ。
度λｎと欠陥径ン７汀との関係に直線関係が得られ。
よって強度は欠陥の大きさに依存することがわかる。す
なわち、欠陥径が大きい場合、破壊応力λｎは小さく、
逆に欠陥径を小さくすれば破壊応力λｎが大きくなる傾
向がある。
なわち、欠陥径が大きい場合、破壊応力λｎは小さく、
逆に欠陥径を小さくすれば破壊応力λｎが大きくなる傾
向がある。
本発明によれば、欠陥径の大きな欠陥が存在する場合、
破壊強度を劣化させ２機械的性質を悪くする原因となる
が、新しく欠陥径の小さい磁石材料をつくることにより
、従来よシも２機械的性質に優れた実用上、非常に有益
な磁石を得ることが可能となった。
破壊強度を劣化させ２機械的性質を悪くする原因となる
が、新しく欠陥径の小さい磁石材料をつくることにより
、従来よシも２機械的性質に優れた実用上、非常に有益
な磁石を得ることが可能となった。
破壊の原因となる欠陥は、粗大粒が主であり。
Ｎｄ ２ Ｆｅ １ａ Ｂ粒子が焼結中粒成長したもの
であり、この欠陥径が１５０μｍ以下であれば、破壊応
力λｎは２００ ＭＰａ以上となシ、優れた機械的性質
のもつ磁石材料が得られる。そこで１機械的性質の優れ
た条件として、破壊強度λｎが２００ ＭＰａ以上であ
れば、実用上、破壊に起因する用途の制限はなくなり、
その為には欠陥径の大きさが１５０μｍ以下であること
が必要である。
であり、この欠陥径が１５０μｍ以下であれば、破壊応
力λｎは２００ ＭＰａ以上となシ、優れた機械的性質
のもつ磁石材料が得られる。そこで１機械的性質の優れ
た条件として、破壊強度λｎが２００ ＭＰａ以上であ
れば、実用上、破壊に起因する用途の制限はなくなり、
その為には欠陥径の大きさが１５０μｍ以下であること
が必要である。
組成範囲として．Ｒが原子百分率で１５チ以下になると
、脆性破壊をするＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ磁性相が多くなり、
延性破壊を示すＮｄ−Ｆｅ固溶体相の量が少なくなる為
、 Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒子が粒成長し粗大化し破壊の原
因となる潜在欠陥となり、脆性破壊が主となリ、破壊強
度λｎは小さくなる。よってＲは１５ ａｔチ以上必要
である。一方．Ｒが４０ａｔ％以上では。
、脆性破壊をするＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ磁性相が多くなり、
延性破壊を示すＮｄ−Ｆｅ固溶体相の量が少なくなる為
、 Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒子が粒成長し粗大化し破壊の原
因となる潜在欠陥となり、脆性破壊が主となリ、破壊強
度λｎは小さくなる。よってＲは１５ ａｔチ以上必要
である。一方．Ｒが４０ａｔ％以上では。
磁石特性の劣化を招き、磁石材料として不適である。
潜在欠陥径１５０μｍ以下を得る為の製造方法として液
体急冷合金粉末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）よ
り得られる合金粉末と、溶解によるインゴットを粉砕し
て得られる粉末とを混合、成形し、比較的低い焼結温度
で粒成長を抑えて焼結を行う方法がある。
体急冷合金粉末又は薄帯（アモルファス及び微結晶）よ
り得られる合金粉末と、溶解によるインゴットを粉砕し
て得られる粉末とを混合、成形し、比較的低い焼結温度
で粒成長を抑えて焼結を行う方法がある。
尚、この製造方法は１例でありて何ら本発明を規定する
ものではない。
ものではない。
以下本発明の実施例を図面を参照して説明する。
（実施例−１）
純度９９ｗｔ％以上のＮｄ、Ｆｅ、Ｂｔｌ−用い＋ Ａ
ｒ雰囲気中で、高周波加熱により３１．０ 、３５．０
ｗｔ％Ｎｄ−１、Ｉ Ｂ−Ｆｅｂａｌのインゴットを得
た。ディスクミルを用いて、各インゴットを粗粉砕し、
最終的に３１．０゜３３．０ 、３５．０ｗｔ％Ｎｄ−
１，１Ｂ−Ｆｅ ｂａｌの組成になるように秤量配合し
、上記粗粉末をゴール・ミルを用いて平均粒径３．０（
μｍ）の微粉末を得た。次に、得られた微粉末を２０
ｋＶｅの磁界中で１．０ Ｔ ｏ ｎ／ｃｒｎ２の圧力
で成形し圧粉体を得た。これら圧粉体を１１００℃の温
度で２時間の条件でＡｒ焼結し１寸法５ Ｘ ２５ Ｘ
８ （＋ａ＋）（４４はプレス時磁界印加方向）の焼
結体を得た。
ｒ雰囲気中で、高周波加熱により３１．０ 、３５．０
ｗｔ％Ｎｄ−１、Ｉ Ｂ−Ｆｅｂａｌのインゴットを得
た。ディスクミルを用いて、各インゴットを粗粉砕し、
最終的に３１．０゜３３．０ 、３５．０ｗｔ％Ｎｄ−
１，１Ｂ−Ｆｅ ｂａｌの組成になるように秤量配合し
、上記粗粉末をゴール・ミルを用いて平均粒径３．０（
μｍ）の微粉末を得た。次に、得られた微粉末を２０
ｋＶｅの磁界中で１．０ Ｔ ｏ ｎ／ｃｒｎ２の圧力
で成形し圧粉体を得た。これら圧粉体を１１００℃の温
度で２時間の条件でＡｒ焼結し１寸法５ Ｘ ２５ Ｘ
８ （＋ａ＋）（４４はプレス時磁界印加方向）の焼
結体を得た。
焼結体を機械加工し、 ４ Ｘ ７Ｘ ２５（ｍ）の試
片を得た０曲げ試験時、引張応力が負荷される面および
側面のき裂、および残留応力を除去するため、 ＋ ６
００〜＄１５００のサンドベーＡ−にて研磨した。
片を得た０曲げ試験時、引張応力が負荷される面および
側面のき裂、および残留応力を除去するため、 ＋ ６
００〜＄１５００のサンドベーＡ−にて研磨した。
スパン長２０簡の三点曲げ治具を用い、アムスラー式万
能試験機にて破壊試験を行い抗折力λＴＲ８を得た。第
１表に、各合金の平均抗折力λＴＲ８を示した。■３１
Ｎｄ−１，１Ｂ−Ｆｅ ｂａｌの平均抗折力は他の合金
（■、■）に比べて低い。そこで屋■、■０２つの 以下余日 第 １ 表 合金の抗折力の分布及び破壊の起点となった欠陥の大き
さの分布を第２図−（、） （ｂ）に示した。■の３５
ｗｔ％Ｎｄに比べて■の３１ｗｔ％Ｎｄ合金の抗折力は
低強度側に分布している。又その時の欠陥の大きさは、
明らかに大径の方に分布し１分布範囲も広い。このこと
からも１合金の破壊強度が欠陥の大きさに依存している
ことが分かる。
能試験機にて破壊試験を行い抗折力λＴＲ８を得た。第
１表に、各合金の平均抗折力λＴＲ８を示した。■３１
Ｎｄ−１，１Ｂ−Ｆｅ ｂａｌの平均抗折力は他の合金
（■、■）に比べて低い。そこで屋■、■０２つの 以下余日 第 １ 表 合金の抗折力の分布及び破壊の起点となった欠陥の大き
さの分布を第２図−（、） （ｂ）に示した。■の３５
ｗｔ％Ｎｄに比べて■の３１ｗｔ％Ｎｄ合金の抗折力は
低強度側に分布している。又その時の欠陥の大きさは、
明らかに大径の方に分布し１分布範囲も広い。このこと
からも１合金の破壊強度が欠陥の大きさに依存している
ことが分かる。
（実施例−２）
実施例−１で得られた破壊試験片を用いて、破面観察を
行い、第３図に示すように、破壊起点と外皮点間距離Ｘ
および中立軸からの距離ｙおよび欠陥の内接楕円の短軸
長２ａおよび長軸長２ｂを得た。
行い、第３図に示すように、破壊起点と外皮点間距離Ｘ
および中立軸からの距離ｙおよび欠陥の内接楕円の短軸
長２ａおよび長軸長２ｂを得た。
三点曲げの場合、試片内に応力勾配をもつので。
試片が弾性変形状態にあるとして、欠陥に作用した破壊
応力λｎは次式により得た。
応力λｎは次式により得た。
ここで、ｔは外皮点間距離、ｔは試片高さである。楕円
板状欠陥の楕円周の応力拡大係数は、短軸端で極大を取
るので短軸長を欠陥径として第（１）式よりＫＩＣを得
た。
板状欠陥の楕円周の応力拡大係数は、短軸端で極大を取
るので短軸長を欠陥径として第（１）式よりＫＩＣを得
た。
破面解析によって、各々の合金での破壊強度と欠陥径と
の関係を調べた。第４図には合金■でのλｎとソｚτと
の関係をプロットしたもので直線関係が得られ、直線の
勾配から求めた各合金のＫＩＣを第２表に示した。
の関係を調べた。第４図には合金■でのλｎとソｚτと
の関係をプロットしたもので直線関係が得られ、直線の
勾配から求めた各合金のＫＩＣを第２表に示した。
ＫＩＣは合金のＮｄ含有量の増加とともに増加する。
破面観察により、 Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ磁性粒子相は脆性
破壊し、Ｎｄ−Ｆｅ固溶 以下示臼 第 ２ 表 体相は延性的な破断をすることよ５．Ｎｄ含有量の増加
によるＫｒＣの上昇は、延性なＮｄ−Ｆｅ固溶体相量の
増加に起因している。
破壊し、Ｎｄ−Ｆｅ固溶 以下示臼 第 ２ 表 体相は延性的な破断をすることよ５．Ｎｄ含有量の増加
によるＫｒＣの上昇は、延性なＮｄ−Ｆｅ固溶体相量の
増加に起因している。
そこで１合金断面の組織解析によって得たＮｄ−Ｆｅ固
溶体相体積率に対してＫＩＣをグロットすると。
溶体相体積率に対してＫＩＣをグロットすると。
第５図に示すように、Ｎｄ−Ｆｅ固溶体相体積率に対し
てほぼ直線的に比例する。
てほぼ直線的に比例する。
以上の様に１本発明によれば、破壊強度が潜在欠陥の大
きさに依存することに着目し、そこで。
きさに依存することに着目し、そこで。
１５０μｍ以下の欠陥径をもつ磁石合金をつくることに
より、従来よりも１機械的性質に優れた磁石合金を得る
ことが可能となった。
より、従来よりも１機械的性質に優れた磁石合金を得る
ことが可能となった。
以上、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石合金についてのみ述べてき
たが、イツトリウムを含めた希土類元素（Ｒ）−Ｆｅ−
Ｂ系についても、同様の効果が期待できることは容易に
推察できる。
たが、イツトリウムを含めた希土類元素（Ｒ）−Ｆｅ−
Ｂ系についても、同様の効果が期待できることは容易に
推察できる。
第１図は、 Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ磁石の破壊起点領域の組織
構造を示した走査電子顕微鏡写真である。 第２図−（、） （ｂ）は各々抗折力λＴＲ８の分布図
と欠陥径ａの分布図を示した。 第３図は、破壊の起点となった欠陥の位置を示した図で
ある。 第４図は、破壊応力λｎとシｌｔとの関係を示した図で
ある。 第５図は、破壊靭性値ＫＩＣとＮｄ−Ｆｅ固溶体相体積
率との関係を示した図である。 第 １ 図 票」２向 第３図 ｔ ： 訊片高 ％Ｒ５／ＭＰα （ｂ） Ｄｅｆｅｃｔ ５ｉｚｅ 、 ａ ／ 、ｕｍ有効径 第４図 第５図 Ｍｄ−Ｆｅ固固溶体棒体積率％）
構造を示した走査電子顕微鏡写真である。 第２図−（、） （ｂ）は各々抗折力λＴＲ８の分布図
と欠陥径ａの分布図を示した。 第３図は、破壊の起点となった欠陥の位置を示した図で
ある。 第４図は、破壊応力λｎとシｌｔとの関係を示した図で
ある。 第５図は、破壊靭性値ＫＩＣとＮｄ−Ｆｅ固溶体相体積
率との関係を示した図である。 第 １ 図 票」２向 第３図 ｔ ： 訊片高 ％Ｒ５／ＭＰα （ｂ） Ｄｅｆｅｃｔ ５ｉｚｅ 、 ａ ／ 、ｕｍ有効径 第４図 第５図 Ｍｄ−Ｆｅ固固溶体棒体積率％）
Claims (3)
- １．Ｒ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ磁性結晶粒子（ＲはＹを含む希
土類元素，Ｔは遷移元素を表す。）とＲ−Ｔ固溶体との
複相構造を有する希土類永久磁石材料であつて，原子百
分率で，１５〜４０％のＲ，０．０５〜１０％のＢ，残
部Ｔを有し，前記磁性結晶粒子による潜在欠陥径が実質
的に１５０μｍ以下で有ることを特徴とする機械的性質
に優れた希土類永久磁石材料。 - ２．Ｒ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ磁性結晶粒子（ＲはＹを含む希
土類元素，Ｔは遷移元素を表す。）とＲ−Ｔ固溶体との
複相構造を有する希土類永久磁石材料の製造方法におい
て，３２〜１００ｗｔ％のＲ値の組成を有する液体急冷
合金粉末及び液体急冷合金薄帯の少なくともどちらか一
方から生成された合金粉末を準備し，該合金粉末を０〜
７０ｖｏｌ％（０は含まず。）添加して，原子百分率で
，Ｒ１５〜４０％，Ｂ０．０５〜１０％，残部Ｔの組成
を有する粉末成形体を生成し，該粉末成形体を焼結して
焼結体を生成することにより，該焼結体中の潜在欠陥径
を１５０μｍ以下とすることを特徴とする機械的性質に
優れた希土類永久磁石材料の製造方法。 - ３．Ｒ＿２Ｔ＿１＿４Ｂ磁性結晶粒子とＲ−Ｔ固溶体相
との複相構造を有する希土類永久磁石材料における機械
的強度の検査方法において，前記希土類永久磁石に対し
て破壊強度試験を施し，該破壊強度試験により発生した
とき裂面上で前記磁性結晶粒子を同定し，該同定された
磁性結晶粒子を単純形状の所定の等価円板で近似して潜
在欠陥径とし，該潜在欠陥径に基づいて破壊靭性値を求
めることを特徴とする機械的性質に優れた希土類永久磁
石材料の検査方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63000412A JPH0637693B2 (ja) | 1988-01-06 | 1988-01-06 | 機械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63000412A JPH0637693B2 (ja) | 1988-01-06 | 1988-01-06 | 機械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01177335A true JPH01177335A (ja) | 1989-07-13 |
| JPH0637693B2 JPH0637693B2 (ja) | 1994-05-18 |
Family
ID=11473084
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63000412A Expired - Lifetime JPH0637693B2 (ja) | 1988-01-06 | 1988-01-06 | 機械的性質に優れた希土類永久磁石材料とその製造方法及びその検査方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0637693B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1061163C (zh) * | 1995-03-27 | 2001-01-24 | 北京科技大学 | 双相稀土-铁-硼磁粉及其制备方法 |
| JP2008291974A (ja) * | 2007-05-28 | 2008-12-04 | Advics:Kk | 圧力容器の製造方法、自動車用アキュムレータの製造方法及び自動車用アキュムレータ |
| CN107578870A (zh) * | 2017-09-13 | 2018-01-12 | 内蒙古科技大学 | 一种利用高丰度稀土元素制备永磁材料的方法 |
| CN108831647A (zh) * | 2018-06-15 | 2018-11-16 | 杭州汉苹科技有限公司 | 全密度非晶粒取向纳米双相Nd2Fe14B/α-Fe复合永磁多极环 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104240887B (zh) * | 2014-09-12 | 2017-01-11 | 沈阳中北通磁科技股份有限公司 | 一种低锰含量钕铁硼永磁铁及制造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6393841A (ja) * | 1986-10-04 | 1988-04-25 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石合金用組成物 |
-
1988
- 1988-01-06 JP JP63000412A patent/JPH0637693B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6393841A (ja) * | 1986-10-04 | 1988-04-25 | Shin Etsu Chem Co Ltd | 希土類永久磁石合金用組成物 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1061163C (zh) * | 1995-03-27 | 2001-01-24 | 北京科技大学 | 双相稀土-铁-硼磁粉及其制备方法 |
| JP2008291974A (ja) * | 2007-05-28 | 2008-12-04 | Advics:Kk | 圧力容器の製造方法、自動車用アキュムレータの製造方法及び自動車用アキュムレータ |
| CN107578870A (zh) * | 2017-09-13 | 2018-01-12 | 内蒙古科技大学 | 一种利用高丰度稀土元素制备永磁材料的方法 |
| CN107578870B (zh) * | 2017-09-13 | 2019-03-12 | 内蒙古科技大学 | 一种利用高丰度稀土元素制备永磁材料的方法 |
| CN108831647A (zh) * | 2018-06-15 | 2018-11-16 | 杭州汉苹科技有限公司 | 全密度非晶粒取向纳米双相Nd2Fe14B/α-Fe复合永磁多极环 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0637693B2 (ja) | 1994-05-18 |
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