СПЛАВ R-T-B-ТИПА И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ, ТОНКОДИСПЕРСНЫЙ ПОРОШОК ДЛЯ РЕДКОЗЕМЕЛЬНОГО ПОСТОЯННОГО МАГНИТА R-T-B-ТИПА И РЕДКОЗЕМЕЛЬНЫЙ ПОСТОЯННЫЙ МАГНИТ R-T-B-ТИПА
ALLOY OF R-T-B TYPE AND PROCEDURE FOR ITS PRODUCTION, FINE DISPERSED POWDER FOR RARE EARTH PERMANENT MAGNET R-T-B TYPE AND RARE EARTH PERMANENT MAGNET OF R-T-B TYPE

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ
[0001] Настоящее изобретение относится к сплаву R-T-B типа, тонкодисперсному порошку для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа и редкоземельному постоянному магниту R-T-B типа. В частности, настоящее изобретение относится к сплаву R-T-B типа и тонкодисперсному порошку для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа, который может обеспечивать редкоземельный постоянный магнит R-T-B типа с отличной коэрцитивной силой.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] Магниты R-T-B типа использовались для накопителей на жестких дисках (ЖД), магнитно-резонансной томографии (МРТ), двигателей различного типа и т.п. вследствие своих высоких рабочих характеристик. Возрастание в последнее время спроса на энергосбережение в дополнение к повышению термостойкости магнитов R-T-B типа вызвало возрастание степени их использования в двигателях, включая автомобильные двигатели. Магниты R-T-B типа в качестве основных компонентов содержат Nd, Fe и В, и поэтому магниты этого типа совместно называются магнитами Nd-Fe-B типа или R-T-B типа. В магните R-T-B типа R является в основном Nd с частью, замещаемой другим редкоземельным элементом, таким как Pr, Dy и Tb; T является Fe с частью, замещаемой другим переходным металлом, таким как Co и Ni; и В является бором и может частично замещаться С или N.
2
14
[0003] Сплавом R-T-B типа, который может использоваться в магните R-T-B типа, является сплав, в котором магнитная фаза RTB, способствующая активности намагничивания, является основной фазой и сосуществует с немагнитной, обогащенной редкоземельными элементами и низкоплавкой «богатой R» фазой. Поскольку этот сплав R-T-B типа является активным металлом, он обычно выплавляется или отливается в вакууме или в инертном газе. Из слитка отлитого сплава R-T-B типа обычно изготовляется спеченный магнит согласно технологическому процессу порошковой металлургии следующим образом. Слиток сплава измельчают в порошок сплава со средним размером частиц в примерно 5 мкм (d50, измеренным лазерно-дифракционным анализатором распределения размеров частиц), формуют прессованием в магнитном поле, спекают при высокой температуре примерно от 1000 до 1100°C в печи для спекания, затем подвергают, в случае необходимости, термической обработке и механической обработке резанием, а затем снабжают гальваническим покрытием для повышения коррозионной стойкости, таким образом завершая получение спеченного магнита.
[0004] В спеченном магните R-T-B типа богатая R фаза играет нижеследующие важные роли:
1) формирует жидкую фазу в ходе спекания в силу низкой точки плавления и посредством этого способствует высокому уплотнению магнита и, в свою очередь, повышению намагниченности;
2) устраняет неровности на межзеренной границе и тем самым приводит к уменьшению центров зародышеобразования обратных магнитных доменов и повышению коэрцитивной силы; и
3) магнитно изолирует основную фазу и тем самым повышает коэрцитивную силу.
Соответственно, если богатая R фаза в формованном магните находится в плохо диспергированном состоянии, это вызывает локальные дефекты спекания или снижение магнетизма. Следовательно является важным, чтобы богатая R фаза была однородно диспергирована в формованном магните. На распределение богатой R фазы в спеченном магните R-T-B типа значительно влияет текстура исходного материала сплава R-T-B типа.
[0005] Другой проблемой, с которой сталкиваются при литье сплава R-T-B типа, является образование α-Fe в отлитом сплаве. α-Fe обладает деформируемостью и остается в измельчителе не измельченным, и это не только снижает эффективность измельчения при измельчении сплава, но также влияет на флуктуации состава или распределение размера частиц до и после измельчения. Если α-Fe все еще остается в магните после спекания, происходит снижение магнитных характеристик магнита. Соответственно, в тех случаях, когда необходимо, сплав прежде подвергался обработке гомогенизацией при высокой температуре в течение длительного промежутка времени, чтобы удалять α-Fe. Однако α-Fe присутствует в виде перитектического зародыша и поэтому его удаление требует твердофазной диффузии в течение длительного промежутка времени. В случае слитка, имеющего толщину в несколько сантиметров и содержания редкоземельных элементов в 33% или менее, удаление α-Fe фактически невозможно.
2
14
2
14
[0006] Чтобы решить проблему того, что в сплаве R-T-B типа образуется α-Fe, был разработан и использовался способ ленточной разливки (обозначаемый просто как "способ ЛР") для литья слитка сплава с повышенной скоростью охлаждения. Способ ЛР является способом кристаллизации сплава путем быстрого охлаждения, при котором расплавленный сплав разливают на медный валок, внутренняя часть которого является водоохлаждаемой, и получают пластинку примерно от 0,1 до 1 мм. В способе ЛР расплавленный сплав переохлаждается до температуры, при которой образуется основная фаза RTB, или даже более низкой с тем, чтобы фаза RTB могла образовываться непосредственно из расплавленного сплава, и образование α-Fe может быть подавлено. Кроме того, в способе ЛР в сплаве создается тонкодисперсная микроструктура, так что может быть получен сплав, имеющий микроструктуру, допускающую тонкую дисперсию богатой R фазы. Богатая R фаза расширяется при реагировании с водородом в атмосфере водорода и становится хрупким гидридом. Используя это свойство, может быть предложено мелкое дробление, соразмерное со степенью дисперсии богатой R фазы. Когда сплав превращают в порошок посредством этого этапа гидрогенизации, образуется большое количество тонких трещин за счет инициирования гидрогенизацией раскалывания сплава и, следовательно, достигается очень хорошая измельчаемость. Внутренняя богатая R фаза в сплаве, полученном способом ЛР, является, таким образом, тонкодиспергированной, и это ведет к хорошей дисперсности богатой R фазы также в магните после измельчения и спекания, повышая тем самым магнитные характеристики магнита (см., например, патентный документ 1).
[0007] Пластинки сплава, полученные способом ЛР, являются также отличными с точки зрения однородности микроструктуры. Однородность микроструктуры может сравниваться по диаметру кристаллического зерна или дисперсному состоянию богатой R фазы. В случае пластинки сплава, полученной способом ЛР, на обращенной к литейному валку стороне пластинки сплава (в дальнейшем обозначаемой как "сторона поверхности кристаллизатора") иногда образуется закаленный кристалл, но в целом может быть получена надлежаще тонкая гомогенная текстура, образуемая кристаллизацией через быстрое охлаждение. Как описано выше, в сплаве R-T-B типа, полученном способом ЛР, богатая R фаза является тонкодиспергированной, и образование α-Fe также подавлено, таким образом сплав R-T-B типа имеет отличную микроструктуру для изготовления спеченного магнита.
[0008] Распределение Dy, способствующее повышению коэрцитивной силы, значительно влияет на характеристики магнита, особенно на взаимосвязь между коэрцитивной силой и распределением элементов в микроструктуре магнита. Например, ранее сообщалось, что коэрцитивная сила должна быть высокой, когда Dy распределен близко к фазе межзеренной границы (см., например, патентный документ 2).
Более конкретно, ранее сообщалось, что коэрцитивная сила должна быть высокой, когда Dy присутствует в основной фазе (см., например, патентный документ 3 и непатентный документ 1).
Дополнительно, поскольку имеется определенная взаимосвязь между характеристиками магнита и способами изготовления сплава, способы изготовления сплавов также были усовершенствованы наряду с улучшениями характеристик магнита. Например, известны способ контроля микроструктур (см., например, патентный документ 4) и способ контроля микроструктур путем обработки поверхности литейного валка до заранее заданной шероховатости (см., например, патентные документы 5 и 6).
Патентный документ 1: нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Hei 5-222488.
Патентный документ 2: нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Hei 5-21219.
Патентный документ 3: WO 2003/001541.
Патентный документ 4: WO 2005/031023.
Патентный документ 5: нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация №2003-188006.
Патентный документ 6: нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация №2004-43291.
Непатентный документ 1: Hiroyuki TOMIZAWA, Journal of the Japan Society of Powder and Powder Metallurgy, March, 2005, vol.52. issue 3, pp.158-163.
РАСКРЫТИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Проблемы, решаемые изобретением
[0009] Однако в последние годы потребовались редкоземельные постоянные магниты R-T-B типа с еще более высокими рабочими характеристиками, и, таким образом, возрастают потребности в дальнейших улучшениях магнитных характеристик, таких как коэрцитивная сила, редкоземельных постоянных магнитов R-T-B типа.
Настоящее изобретение было создано ввиду вышеизложенных обстоятельств, и задачей настоящего изобретения является обеспечение сплава R-T-B типа в качестве исходного материала для постоянного магнита на основе редкоземельных элементов, имеющего отличные магнитные характеристики.
Другой задачей настоящего изобретения является обеспечение тонкодисперсного порошка для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа, изготавливаемого из вышеупомянутого сплава R-T-B типа, и редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа.
Средства для решения этих проблем
2
14
[0010] Авторами настоящего изобретения было проведено подробное обследование текстуры содержащего Dy сплава R-T-B типа, подлежащего использованию для изготовления редкоземельных постоянных магнитов R-T-B типа, чтобы исследовать взаимосвязь между состоянием текстуры и магнитными характеристиками. Также авторами настоящего изобретения был подтвержден тот факт, что, если содержащий Dy сплав R-T-B типа включает в себя богатую Dy область, обогащенную Dy, в дополнение к основной фазе, образованной из фазы RTB, и богатую R фазу, обогащенную R, то редкоземельный постоянный магнит R-T-B типа, полученный путем формования/спекания тонкодисперсного порошка, который изготовлен из пластинок этого сплава R-T-B типа, будет иметь отличные магнитные характеристики, такие как коэрцитивная сила. Настоящее изобретение было выполнено на основании этих обнаруженных фактов.
[0011] То есть настоящее изобретение предлагает нижеследующее.
2
14
(1) Сплав R-T-B типа (где R является по меньшей мере одним элементом, выбранным из Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Ho, Er, Tm, Yb и Lu; T является переходным металлом, который содержит 80% по массе или более Fe; и В является содержащим 50% по массе или более бора (B) и также содержащим по меньшей мере один элемент из С и N в пределах диапазона от 0 до менее 50% по массе), который является исходным материалом для использования в постоянном магните на основе редкоземельных элементов и содержит по меньшей мере Dy, содержащим основную фазу, такую как фаза RTB, обладающую магнитными свойствами, богатую R фазу, которая относительно обогащена R по сравнению с его долей в общем составе сплава, и богатую Dy область, которая образована вблизи богатой R фазы и относительно обогащена Dy по сравнению с вышеупомянутой долей в составе.
(2) Сплав R-T-B типа, как описано в пункте (1), в котором концентрация Dy является более низкой в основной фазе, чем в богатой Dy области, и более низкой в богатой R фазе, чем в основной фазе.
(3) Сплав R-T-B типа, как описано в пункте (1) или (2), причем этот сплав представляет собой пластинку, имеющую среднюю толщину от 0,1 до 1 мм, изготовленную способом ленточной разливки.
[0012] (4) Способ изготовления сплава R-T-B типа, описанного в любом из вышеуказанных пунктов (1)-(3), содержащий этапы, на которых: изготавливают пластинку, имеющую среднюю толщину от 0,1 до 1 мм, и подают расплавленный сплав на охлаждающий валок со средней скоростью 10 г/сек или более на 1 см ширины.
(5) Способ изготовления сплава R-T-B типа, описанный в пункте (4), отличающийся тем, что пластинку сплава R-T-B типа, скатившуюся с охлаждающего валка, выдерживают при температуре от 600 до 900°C в течение 30 секунд или более.
[0013] (6) Тонкодисперсный порошок для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа, который изготовлен из сплава R-T-B типа, описанного в любом из вышеуказанных пунктов (1)-(3), или из сплава R-T-B типа, изготовленного способом изготовления сплава R-T-B типа, описанным в пункте (4) или (5).
(7) Редкоземельный постоянный магнит R-T-B типа, изготовленный из описанного в пункте (6) тонкодисперсного порошка для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа.
Результаты изобретения
[0014] Сплав R-T-B типа по настоящему изобретению формируется близким к богатой R фазе и имеет богатую Dy область, относительно обогащенную Dy по сравнению с его долей в общем составе. Соответственно, может быть получен редкоземельный постоянный магнит, имеющий высокую коэрцитивную силу и отличные магнитные характеристики.
Также тонкодисперсный порошок для редкоземельного постоянного магнита R-T-B типа и редкоземельный постоянный магнит R-T-B типа по настоящему изобретению изготовляются либо из сплава R-T-B типа по настоящему изобретению, либо из сплава R-T-B типа, изготовленного способом изготовления сплава R-T-B типа по настоящему изобретению, и, таким образом, будет иметь высокую коэрцитивную силу и отличные магнитные характеристики.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0015] Фиг.1 - фотоснимок, показывающий один пример сплава R-T-B типа по настоящему изобретению. Фотоснимок выполнен при наблюдении в сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) поперечного сечения пластинки сплава R-T-B типа.
Фиг.2 - электронное изображение сплава R-T-B типа, показанного на Фиг.1.
Фиг.3 - рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.2.
Фиг.4 - рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.2.
Фиг.5 - рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.2.
Фиг.6 - рентгеновское изображение Ga в области, соответствующей показанной на Фиг.2.
Фиг.7 - электронное изображение сплава R-T-B типа, показанного на Фиг.1.
Фиг.8 - рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.7.
Фиг.9 - рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.7.
Фиг.10 - рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.7.
Фиг.11 - схематический вид спереди, показывающий конструкцию установки для изготовления сплава согласно варианту реализации настоящего изобретения.
Фиг.12 - схематический вид спереди, показывающий литейное устройство, предусмотренное в установке для изготовления сплава.
Фиг.13 - схематический вид спереди, показывающий нагревательное устройство, предусмотренное в установке для изготовления сплава.
Фиг.14 - схематический вид сбоку, показывающий это нагревательное устройство, предусмотренное в установке для изготовления сплава.
Фиг.15 - схематический вид сверху, показывающий открывающиеся - закрывающиеся площадки и накопительный сосуд (контейнер), которые предусмотрены в установке для изготовления сплава.
Фиг.16 - схематический вид спереди, иллюстрирующий работу установки для изготовления сплава.
Фиг.17 - схематический вид спереди, иллюстрирующий работу установки для изготовления сплава.
Фиг.18 - схематический вид спереди, иллюстрирующий работу установки для изготовления сплава.
Фиг.19 - схематический вид спереди, иллюстрирующий работу установки для изготовления сплава.
Фиг.20 - схематический вид сбоку, иллюстрирующий работу установки для изготовления сплава.
Фиг.21 - электронное изображение сплава R-T-B типа, не имеющего богатых Dy областей.
Фиг.22 - рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.21.
Фиг.23 - рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.21.
Фиг.24 - рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.21.
Фиг.25 - график, показывающий коэрцитивную силу (Hcj) магнитов, изготовленных в примерах 1 и 2 и сравнительном примере 1.
ОПИСАНИЕ ССЫЛОЧНЫХ ПОЗИЦИЙ
[0016] 1 - Технологическая установка (установка для изготовления сплава); 2 - литейное устройство; 3 - нагревательное устройство; 4 - накопительный сосуд; 4a - охлаждающая пластина; 5 - контейнер; 6 - камера; 7 - воронка; 7a - выпуск воронки; 21 - дробильное устройство; 31 - нагреватель; 31c - открытая часть; 33 - открывающаяся-закрывающаяся площадка; 33a - плита площадки; 33b - система открывания-закрывания; 51 - ленточный транспортер (подвижное устройство); L - расплавленный сплав; N - пластинка отлитого сплава.
ЛУЧШИЙ ВАРИАНТ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0017] На Фиг.1 показан фотоснимок одного примера сплава R-T-B-типа по настоящему изобретению. Фотоснимок выполнен при наблюдении в сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) поперечного сечения пластинки сплава R-T-B-типа. Обратите внимание, что на Фиг.1 левая сторона является стороной поверхности кристаллизатора. Сплав R-T-B-типа, показанный на Фиг.1, изготовлен способом ЛР. Этот сплав R-T-B- типа имеет состав, в единицах массовых долей, 23% Nd, 9% Dy, 1% B, 1% Co и 0,2% Ga, а остальное составляет Fe. Обратите внимание, что состав сплава R-T-B-типа (в котором R является по меньшей мере одним элементом, выбранным из Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Ho, Er, Tm, Yb и Lu; T является переходным металлом, который содержит 80% по массе или более Fe; и В является содержащим 50% по массе или более бора и содержащим также по меньшей мере один элемент из С и N в пределах диапазона от 0 до менее 50% по массе) по настоящему изобретению не ограничивается вышеуказанным конкретным составом, и сплав может иметь любые составы при условии, что он является сплавом R-T-B-типа, содержащим по меньшей мере Dy.
2
14
2
14
2
14
2
14
2
14
[0018] Сплав R-T-B-типа, показанный на Фиг.1, состоит из фазы RTB (основная фаза) и богатой R фазы. На Фиг.1 богатая R фаза указывается белым, а фаза RTB (основная фаза) указывается серым. Фаза RTB в основном образована из столбчатого кристалла и частично образована из равноосного кристалла. Средний диаметр кристаллического зерна фазы RTB в направлении короткой оси составляет от 10 до 50 мкм. В фазе RTB на границе зерна и внутри зерна присутствует линейная богатая R фаза, простирающаяся вдоль направления длинной оси столбчатого кристалла, или разделенная на отдельные частицы или частично разрушенная богатая R фаза. Богатая R фаза является немагнитной фазой, имеющей низкую точку плавления и обогащенной R по сравнению с его долей в общем составе. Среднее расстояние между богатыми R фазами составляет от 3 до 10 мкм.
[0019] На Фиг.2-6 показаны результаты анализа распределения элементов (цифровое отображение) показанного на Фиг.1 сплава R-T-B-типа методом электронно-зондового микроанализа (EPMA) с использованием рентгеновского спектрометра с дисперсией по длинам волн (WDS).
2
14
На Фиг.2 показано электронное изображение сплава R-T-B-типа, показанного на Фиг.1. Богатая R фаза указывается белым цветом, а фаза RTB (основная фаза) указывается серым цветом.
На Фиг.3 показано рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.2. Из Фиг.2 и 3 ясно, что богатая R фаза содержит меньше Fe по сравнению с основной фазой.
На Фиг.4 показано рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.2. Из Фиг.2 и 4 ясно, что богатая R фаза содержит больше Nd по сравнению с основной фазой.
На Фиг.5 показано рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.2. Из Фиг.2 и 5 ясно, что богатая R фаза содержит меньше Dy по сравнению с основной фазой.
На Фиг.6 показано рентгеновское изображение Ga в области, соответствующей показанной на Фиг.2. Из Фиг.2 и 6 ясно, что богатая R фаза содержит больше Ga по сравнению с основной фазой.
[0020] На Фиг.7-10 показаны результаты анализа распределения элементов (цифровое отображение) с использованием электронно-зондового микроанализатора с автоэлектронной эмиссией (FE-EPMA).
2
14
На Фиг.7 показано электронное изображение сплава R-T-B-типа, показанного на Фиг.1. Богатая R фаза указана белым, а RTB фаза (основная фаза) указана серым.
На Фиг.8 показано рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.7. Из Фиг.7 и 8 ясно, что богатая Dy область, которая относительно обогащена Dy по сравнению с богатой R фазой и основной фазой, сформирована близко к богатой R фазе. Кроме того, из Фиг.8 ясно, что концентрация Dy является более низкой в основной фазе, чем в богатой Dy области, и еще более низкой в богатой R фазе.
На Фиг.9 показано рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.7. Из Фиг.7 и 9 ясно, что богатая R фаза содержит меньше Fe по сравнению с основной фазой.
На Фиг.10 показано рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.7. Из Фиг.7 и 10 ясно, что богатая R фаза содержит больше Nd по сравнению с основной фазой.
[0021] Способ изготовления
Сплав R-T-B-типа по настоящему изобретению, показанный на Фиг.1, может быть отлит, например, способом ЛР, в котором используется установка для изготовления сплава, показанная на Фиг.11.
Установка для изготовления сплава
На Фиг.11 показан схематический вид спереди общей конфигурации установки для изготовления сплава по настоящему варианту реализации.
Установка 1 для изготовления сплава, показанная на Фиг.11 (в дальнейшем описанная как "технологическая установка 1"), обычно оснащена литейным устройством 2, дробильным устройством 21 и нагревательным устройством 3. Нагревательное устройство 3 включает в себя нагреватель 31 и контейнер 5. Контейнер 5 включает в себя накопительный сосуд 4 и группу 32 открывающихся-закрывающихся площадок, предусмотренную над накопительным сосудом 4.
Технологическая установка 1, показанная на Фиг.11, оснащена камерой 6. Камера 6 включает в себя литейную камеру 6a и выдерживающую температуру накопительную камеру 6b, которая предусмотрена ниже литейной камеры 6a и которая соединена с литейной камерой 6a. Литейное устройство 2 установлено в литейной камере 6a, а нагревательное устройство 3 установлено в выдерживающей температуру накопительной камере 6b. Кроме того, в выдерживающей температуру накопительной камере 6b предусмотрен затвор 6e, и выдерживающая температуру накопительная камера 6b закрыта затвором 6e, кроме того времени, когда контейнер 5 транспортируется за пределы выдерживающей температуру накопительной камеры 6b.
Кроме того, литейное устройство 2 также оснащено дробильным устройством 21, и между литейным устройством 2 и группой 32 открывающихся-закрывающихся площадок предусмотрена воронка 7. Воронка 7 направляет пластинку отлитого сплава на группу 32 открывающихся-закрывающихся площадок.
[0022] Литейное устройство
На Фиг.12 показан схематический вид спереди литейного устройства 2, которое предусмотрено в технологической установке 1.
Литейное устройство 2, показанное на Фиг.12, включает в себя охлаждающий валок 22, который отливает расплавленный сплав L в отлитый сплав М посредством быстрого охлаждения расплавленного сплава, используя систему водяного охлаждения (не показана); промежуточное разливочное устройство 23, которое подает расплавленный сплав L на охлаждающий валок 22, и дробильное устройство 21, которое дробит отлитый сплав М в пластинки N отлитого сплава. Как показано на Фиг.12, дробильное устройство 21, например, включает в себя пару дробильных валков 21a.
[0023] Нагревательное устройство
На Фиг.13 показан схематический вид спереди нагревательного устройства 3, которое предусмотрено в технологической установке 1, на Фиг.14 показан его схематический вид сбоку, а на Фиг.15 показан его схематический вид сверху.
Как показано на Фиг.13-15, нагреватель 31, включенный в состав нагревательного устройства 3, имеет крышку 31a нагревателя и основную часть 31b нагревателя, прикрепленную под крышкой 31a нагревателя. Крышка 31a нагревателя предусмотрена в нем с тем, чтобы выпускать выделяющееся от основной части 31b тепло в направлении контейнера 5 и чтобы предотвращать выпуск тепла из основной части 31b в литейную камеру 6a. Также если в нагревателе предусмотрена крышка 31a, то она может предотвращать повреждение основной части 31b в случае неожиданного падения на нее порции расплавленного сплава или отлитого сплава.
Нагреватель 31 имеет открытую часть 31c, и в этой открытой части 31c расположен выпуск 7a воронки 7. В результате, пластинка N отлитого сплава, которая проходит через воронку 7 и затем падает из литейного устройства 2, может подаваться на группу 32 открывающихся-закрывающихся площадок в контейнере 5, который предусмотрен ниже нагревателя 31.
Кроме того, нагреватель 31, как показано на Фиг.11 и 13, располагается вдоль продольного направления ленточного транспортера 51 (направление перемещения контейнера 5), который предусмотрен внутри выдерживающей температуру накопительной камеры 6b.
Эта конфигурация позволяет однородно поддерживать температуру пластинки N отлитого сплава, насыпанной на группу 32 открывающихся-закрывающихся площадок в контейнере 5, даже если контейнер 5 перемещается внутри выдерживающей температуру накопительной камеры 6b.
[0024] Группа 32 открывающихся-закрывающихся площадок, включенная в состав нагревательного устройства 3, объединена с накопительным сосудом 4, образуя контейнер 5. То есть контейнер 5, показанный на Фиг.13-15, образован накопительным сосудом 4 и группой 32 открывающихся-закрывающихся площадок, которая предусмотрена над накопительным сосудом 4.
Группа 32 открывающихся-закрывающихся площадок оснащена множеством открывающихся-закрывающихся площадок 33, которые расположены вдоль направления перемещения контейнера 5. Кроме того, предусмотрены направляющие элементы 52 вокруг группы 32 открывающихся-закрывающихся площадок, и эти направляющие элементы 52 предотвращают рассеивание пластинок N отлитого сплава, которые проваливаются через воронку 7 в выдерживающую температуру накопительную камеру 6b.
1
1
1
[0025] Каждая открывающаяся-закрывающаяся площадка 33 оставляет пластинку N отлитого сплава, которая подается из литейного устройства 2, насыпанной на нее с тем, чтобы выдерживать температуру с помощью нагревателя 31 в течение заранее заданного промежутка времени, и сбрасывает пластинку N отлитого сплава в накопительный сосуд 4 по истечении времени выдержки температуры. Каждая открывающаяся-закрывающаяся площадка 33 оснащена плитой 33a площадки и системой 33b открывания-закрывания, которая открывает или закрывает плиту 33a площадки. Каждая система 33b открывания-закрывания имеет вращающуюся ось 33b, присоединенную к одной стороне плиты 33a площадки, и блок привода (не показан), который вращает вращающуюся ось 33b. Каждый блок привода может свободно вращать вращающуюся ось 33b, так что угол наклона каждой плиты 33a площадки может регулироваться отдельно. Угол наклона каждой плиты 33a площадки может быть установлен произвольно в диапазоне от 0° (когда плита 33a площадки является горизонтальной (позиция, показанная на Фиг.13 двухточечной штрихпунктирной линией)) до примерно 90° в направлении по часовой стрелке (когда плита 33a площадки является почти вертикальной (позиция, показанная на Фиг.13 сплошной линией)).
[0026] Таким образом, открывающаяся-закрывающаяся площадка 33 может оставлять пластинку N отлитого сплава насыпанной на плиту 33a площадки в течение заранее заданного времени выдержки температуры путем приведения в действие системы 33b открывания-закрывания, а затем может сбросить пластинку N отлитого сплава вниз в накопительный сосуд 4, увеличив угол наклона плиты 33a площадки.
Кроме того, открывающаяся-закрывающаяся площадка 33 может действовать в качестве крышки для накопительного сосуда 4 и это предотвращает достижение теплом от нагревателя 31 накопительного сосуда 4, тем самым предотвращая нагревание внутренней части накопительного сосуда 4. К тому же внутри накопительного сосуда 4 предусмотрено множество охлаждающих пластин 4a.
[0027] Кроме того, как показано на Фиг.13 и 14, контейнер 5 установлен на ленточном транспортере 51 (подвижное устройство). Ленточный транспортер 51 дает возможность контейнеру 5 перемещаться в левую или правую сторону на Фиг.13.
[0028] Разливка сплава
Все Фиг.16-19 представляют собой схематические виды спереди, иллюстрирующие работу установки для изготовления сплава.
Как показано на Фиг.16, контейнер сначала перемещают туда, где непосредственно под выпуском 7a воронки 7 расположена открывающаяся-закрывающаяся площадка 33А (имеющаяся на левом краю группы 32 открывающихся-закрывающихся площадок на этом чертеже). Также, все открывающиеся-закрывающиеся площадки 33 устанавливают в закрытое состояние.
Затем приготавливают пластинки N отлитого сплава путем приведения в действие литейного устройства 2, показанного на Фиг.12. Расплавленный сплав L сначала подготавливают в плавильном устройстве (не показано). Температура расплавленного сплава L изменяется в зависимости от типов составов сплава, но она задается в пределах диапазона от 1300°C до 1500°C. Подготовленный расплавленный сплав L транспортируют в литейное устройство 2, при этом он содержится в огнеупорном тигле 24.
Затем расплавленный сплав L подают из огнеупорного тигля 24 на промежуточное разливочное устройство 23 и далее подают из промежуточного разливочного устройства 23 на охлаждающий валок 22, посредством чего расплавленный сплав L отверждается (кристаллизуется) с получением отлитого сплава М. После этого отлитый сплав М смещается с охлаждающего валка 22 на противоположную от промежуточного разливочного устройства 23 сторону и вводится между двумя вращающимися дробильными валками 21a, так что отлитый сплав М дробится в пластинки N отлитого сплава.
[0029] Средняя скорость подачи расплавленного сплава на охлаждающий валок 22 составляет 10 г/сек или более, предпочтительно - 20 г/сек или более, более предпочтительно - 25 г/сек или более, на 1 см ширины, а еще более предпочтительно - 100 г/сек или менее на 1 см ширины. Если скорость подачи расплавленного сплава L составляет менее 10 г/сек, то расплавленный сплав L может не растекаться смачивающим тонким слоем и не распределяться на охлаждающем валке 22, а вместо этого может сжиматься вследствие вязкости самого расплавленного сплава L или смачиваемости поверхности охлаждающего валка 22 и может появляться отклонение качества сплава. С другой стороны, если средняя скорость подачи расплавленного сплава на охлаждающий валок 22 превышает 100 г/сек на 1 см ширины, то охлаждение на охлаждающем валке 22 может быть недостаточным и может вызывать укрупнение микроструктуры, выделение α-Fe или тому подобное.
[0030] Средняя скорость охлаждения расплавленного сплава на охлаждающем валке 22 предпочтительно составляет от 100 до 2000°C/сек. Средняя скорость охлаждения в 100°C/сек или более будет удовлетворительной для предотвращения выделения α-Fe или укрупнения текстуры богатой R фазы или тому подобного. С другой стороны, если средняя скорость охлаждения составляет 2000°C/сек или менее, то степень переохлаждения не будет чрезмерной, и пластинка отлитого сплава может подаваться в нагревательное устройство 3 при соответствующей температуре. Кроме того, пластинка отлитого сплава не охлаждается слишком сильно и поэтому не требует процесса повторного нагрева. Обратите внимание, что средняя скорость охлаждения определяется путем деления разности между температурой непосредственно перед контактом расплавленного сплава с охлаждающим валком и температурой при отделении от охлаждающего валка на время, в течение которого расплавленный сплав находится в контакте с охлаждающим валком.
[0031] Средняя температура отлитого сплава М при отделении от охлаждающего валка 22 незначительно различается вследствие тонкого различия в степени контакта между отлитым сплавом М и охлаждающим валком 22, флуктуации толщины отлитого сплава М или тому подобного. Средняя температура отлитого сплава М при отделении от охлаждающего валка может быть получена, например, путем сканирования поверхности сплава в направлении ширины с помощью радиационного пирометра от начала до конца разливки, измерения таким образом температуры и усреднения измеренных значений.
2
14
2
14
2
14
[0032] Средняя температура отлитого сплава М при отделении от охлаждающего валка 22 предпочтительно составляет на 100-500°C ниже, более предпочтительно - на 100-400°C ниже температуры затвердевания фазы RTB в равновесном состоянии расплавленного сплава. Общепризнано, что температура плавления фазы RTB составляет 1150°C в трехкомпонентной системе Nd-Fe-B, но изменяется в соответствии с замещением Nd другими редкоземельными элементами, замещением Fe другими переходными элементами и видом и добавленным количеством любых элементов-добавок. Если разность между средней температурой отлитого сплава М при отделении от охлаждающего валка 22 и температурой затвердевания фазы RTB в равновесном состоянии отлитого сплава M составляет менее 100°C, это может соответствовать недостаточной скорости охлаждения. С другой стороны, если эта разность превышает 500°C, может стать чрезмерно большим переохлаждение расплавленного сплава вследствие слишком высокой скорости охлаждения.
[0033] Средняя температура отлитого сплава M при отделении от охлаждающего валка 22 также изменяется в пределах того же самого этапа разливки (плавки), и если ширина такого разброса большая, то это может вызывать флуктуацию микроструктуры или качества. Следовательно, ширина разброса температуры в пределах плавки соответственно составляет менее 200°C, предпочтительно - 100°C или менее, более предпочтительно - 50°C, еще более предпочтительно - 20°C.
[0034] Пластинка N отлитого сплава предпочтительно имеет среднюю толщину от 0,1 до 1 мм. Если средняя толщина пластинки составляет менее 0,1 мм, то скорость затвердевания может быть чрезмерно повышенной и богатая R фаза может быть диспергирована слишком мелко. С другой стороны, если средняя толщина пластинки превышает 1 мм, скорость затвердевания может уменьшаться и это может вызвать снижение дисперсности богатой R фазы, выделение α-Fe или тому подобное.
[0035] Затем, как показано на Фиг.16, пластинки N отлитого сплава доставляются в нагревательное устройство 3 путем пропускания через воронку 7 и укладываются (насыпаются) на ту открывающуюся-закрывающуюся площадку 33, которая размещена непосредственно под выпуском 7a воронки 7. В течение этого времени нагреватель 31 включен и пластинки N отлитого сплава выдерживаются при заранее заданной температуре или нагреваются нагревателем 31 сразу после того, как они уложены на открывающуюся-закрывающуюся площадку 33A.
Количество пластинок N отлитого сплава, уложенных на открывающуюся-закрывающуюся площадку 33А, может соответственно регулироваться в соответствии с площадью плиты 33a площадки. Однако поскольку пластинки N отлитого сплава непрерывно подаются из литейного устройства 2, со временем они будут стекать с открывающейся-закрывающейся площадки 33, хотя это также зависит от скорости подачи. По этой причине контейнер 5 перемещается в левую сторону на чертеже, как показано на Фиг.17, когда уложенное количество пластинок N отлитого сплава достигает заранее заданного значения по отношению к открывающейся-закрывающейся площадке 33A. Затем другая открывающаяся-закрывающаяся площадка 33B, соседняя с открывающейся-закрывающейся площадкой 33A с правой стороны, размещается непосредственно под выпуском 7a воронки 7, с последующим укладыванием пластинок N отлитого сплава на открывающуюся-закрывающуюся площадку 33B. После этого таким же образом контейнер 5 перемещается в соответствии с приготовлением пластинок N отлитого сплава и эти пластинки N отлитого сплава укладываются последовательно на открывающиеся-закрывающиеся площадки 33C-33E.
[0036] Пластинки N отлитого сплава, уложенные на каждую из открывающихся-закрывающихся площадок 33A-33E, выдерживаются при заранее заданной температуре или нагреваются с помощью нагревателя 31. Предпочтительно, чтобы температура выдержки была ниже температуры пластинки N при отделении от охлаждающего валка (температуры отделения), и конкретно, является более предпочтительным ее нахождение в пределах диапазона от (температура отделения - 100°C) до температуры отделения, а более предпочтительно - в пределах диапазона от (температура отделения - 50°C) до температуры отделения. Более конкретно, температура выдержки находится предпочтительно в пределах диапазона от 600°C до 900°C. Когда температура выдержки составляет 600°C или более, коэрцитивная сила сплава R-T-B-типа может быть достаточно повышена. Также, когда температура выдержки составляет 900°C или менее, может быть предотвращено осаждение α-Fe и можно препятствовать тому, чтобы микроструктура, такая как богатая R фаза, была грубой.
Кроме того, когда температура отделения снижается по какой-либо причине, пластинки N отлитого сплава могут быть нагреты и выдержаны при заранее заданной температуре путем установки температуры выдержки выше температуры отделения. Предпочтительно, чтобы диапазон нагрева находился в пределах 100°C, а более предпочтительно - в пределах 50°C. Если диапазон нагрева является слишком большим, эффективность изготовления будет снижаться. Следует отметить, что коэрцитивная сила может быть повышена, даже если пластинки выдерживаются при 1000°C. Однако такая температура делает микроструктуру грубой. Кроме того, распределение частиц или текучесть тонкодисперсного порошка при их тонком дроблении и температура спекания могут неблагоприятно изменяться. Соответственно, когда их выдерживают при температуре 1000°C, требуется рассматривать ее влияние на последующие процессы.
[0037] Кроме того, время выдержки температуры предпочтительно составляет 30 секунд или более, более предпочтительно - от 30 секунд до примерно нескольких часов, а наиболее предпочтительно - от 30 секунд до примерно 30 минут. Если время выдержки температуры составляет 30 секунд или более, то коэрцитивная сила может быть достаточно повышена. То есть пластинки отлитого сплава могут подвергаться термообработке выдержкой температуры в течение нескольких часов, но предпочтительно время выдержки температуры составляет 30 минут или менее с точки зрения эффективности изготовления.
[0038] Затем, как показано на Фиг.18, контейнер 5 далее перемещается по отношению к остальной части открывающихся-закрывающихся площадок 33F-33J в соответствии с приготовлением пластинок N отлитого сплава таким же образом, посредством чего пластинки N отлитого сплава последовательно укладываются на каждую из открывающихся-закрывающихся площадок 33F-33J. Что касается пластинок N отлитого сплава, уложенных на открывающиеся-закрывающиеся площадки 33А-33D, то они последовательно сбрасываются в накопительный сосуд 4 путем последовательного перевода каждой открывающейся-закрывающейся площадки в открытое состояние, как показано на Фиг.18, когда проходит заранее заданное время выдержки температуры. Как только пластинки N отлитого сплава сброшены в накопительный сосуд 4, тепло нагревателя 31 более не доходит до пластинок N отлитого сплава, так что термообработка выдержкой температуры завершается.
Как описано выше со ссылкой на Фиг.17, пластинки N отлитого сплава последовательно насыпаются на каждую открывающуюся-закрывающуюся площадку, и в результате различные открывающиеся-закрывающиеся площадки имеют различия по времени в начальной точке запуска термообработки выдержкой температуры относительно пластинок N отлитого сплава на открывающихся-закрывающихся площадках. Следовательно, предпочтительно, чтобы пластинки N отлитого сплава последовательно сбрасывались в накопительный сосуд 4 путем последовательного переключения каждой открывающейся-закрывающейся площадки в открытое состояние, чтобы зафиксировать время выдержки температуры по отношению к пластинкам N отлитого сплава на каждой открывающейся-закрывающейся площадке.
Пластинки N отлитого сплава, которые сброшены в накопительный сосуд 4, находятся в контакте с охлаждающей пластиной 4a, посредством чего тепло поглощается в охлаждающую пластину 4a и пластинки N отлитого сплава вследствие этого охлаждаются.
[0039] На Фиг.19 и 20 показано состояние, в котором все открывающиеся-закрывающиеся площадки 33 находятся в открытом состоянии, и пластинки N отлитого сплава хранятся в накопительном сосуде 4. Если после этого процессы литья и дробления ведутся потом литейным устройством 2 снова, то контейнер 5 может быть перемещен вправо на этих фигурах, в то время как все открывающиеся-закрывающиеся площадки 33 установлены в закрытое состояние и пластинки N отлитого сплава последовательно насыпаются на каждую открывающуюся-закрывающуюся площадку 33 в соответствии с приготовлением пластинок N отлитого сплава. Наоборот, если процессы литья и дробления литейным устройством 2 завершены, то все открывающиеся-закрывающиеся площадки 33 переключаются в закрытое состояние, чтобы препятствовать теплу нагревателя 31 доходить до накопительного сосуда 4. Затем затвор 6e выдерживающей температуру накопительной камеры 6b открывают и контейнер 5 транспортируют из камеры 6 наружу, чтобы собрать пластинки N отлитого сплава, тем самым завершая изготовление пластинок N отлитого сплава.
[0040] Скорость охлаждения
Далее будет описана скорость охлаждения при изготовлении сплава R-T-B-типа.
В настоящем изобретении скорость охлаждения регулировали так, чтобы достигались нижеследующие скорости охлаждения от точки затвердевания основной фазы (около 1170°C), которая является температурой непосредственно после затвердевания, до 600°C, которая ниже точки затвердевания богатой R фазы (около 700°C).
То есть скорость охлаждения сплава R-T-B-типа от 1000°C до 850°C задается в пределах диапазона от 100 до 300°C/сек. Если скорость охлаждения от 1000°C до 850°C выше вышеуказанного диапазона, то Dy может не в достаточной мере продиффундировать в основную фазу. С другой стороны, если скорость охлаждения ниже вышеуказанного диапазона, то Dy может продиффундировать чрезмерно, делая невозможным образование богатой Dy области в основной фазе.
Также является предпочтительным, чтобы скорость охлаждения сплава R-T-B-типа от точки затвердевания основной фазы до 1000°C была задана в пределах диапазона от 300 до 2000°C/сек. Задавая скорость охлаждения от точки затвердевания основной фазы до 1000°C в пределах вышеуказанного диапазона, сплав R-T-B-типа с богатой Dy областью получают с высокой производительностью.
Кроме того, является предпочтительным, чтобы скорость охлаждения сплава R-T-B-типа от 850°C до 600°C временно устанавливалась в 100°C/сек или менее. При временном задании скорости охлаждения от 850°C до 600°C в пределах вышеуказанного диапазона Dy, содержащийся в богатой R фазе, может диффундировать в смежную основную фазу в достаточной мере. Соответственно, может быть легко изготовлен сплав R-T-B- типа, имеющий богатую Dy область и еще более высокую коэрцитивную силу.
[0041] Сплав R-T-B-типа и пластинки сплава R-T-B-типа по настоящему варианту реализации формируются близко к богатой R фазе и имеют богатую Dy область, которая относительно обогащена Dy по сравнению с его долей в общем составе. Соответственно, из них может быть получен редкоземельный постоянный магнит, имеющий высокую коэрцитивную силу и отличные магнитные характеристики.
Другими словами, сплав R-T-B-типа по настоящему варианту реализации имеет более высокую коэрцитивную силу по сравнению, например, с показанным на Фиг.21-24 сплавом R-T-B-типа, не имеющим богатых Dy областей.
[0042] На Фиг.21-24 в качестве одного примера показаны результаты анализа распределения элементов (цифровое отображение) сплава R-T-B-типа, не имеющего богатых Dy областей, используя электронно-зондовый микроанализатор с автоэлектронной эмиссией (FE-EPMA). Сплав R-T-B-типа, показанный на Фиг.21-24, изготовлен способом ЛР. Этот сплав R-T-B-типа имеет состав, в единицах массовых долей, 23% Nd, 9% Dy, 1% B, 1% Co и 0,2% Ga, а остальное составляет Fe.
2
14
[0043] На Фиг.21 показано электронное изображение сплава R-T-B-типа, не имеющего богатых Dy областей. Богатая R фаза указана белым, а RTB фаза (основная фаза) указана серым.
На Фиг.22 показано рентгеновское изображение Dy в области, соответствующей показанной на Фиг.21. Из Фиг.21 и 22 ясно, что этот сплав R-T-B-типа не имеет какой-либо богатой Dy области, которая была бы обогащена Dy по сравнению с основной фазой, и что концентрация Dy ниже в богатой R фазе, чем в основной фазе.
На Фиг.23 показано рентгеновское изображение Fe в области, соответствующей показанной на Фиг.21. Из Фиг.21 и 23 ясно, что богатая R фаза содержит меньше Fe по сравнению с основной фазой.
На Фиг.24 показано рентгеновское изображение Nd в области, соответствующей показанной на Фиг.21. Из Фиг.21 и 24 ясно, что богатая R фаза содержит больше Nd по сравнению с основной фазой.
[0044] Изготовление редкоземельного постоянного магнита R-T-B-типа.
Для изготовления редкоземельного постоянного магнита R-T-B-типа по настоящему изобретению сначала из сплава R-T-B-типа по настоящему изобретению изготавливают тонкодисперсный порошок для редкоземельных постоянных магнитов R-T-B-типа. Этот тонкодисперсный порошок для редкоземельных постоянных магнитов R-T-B-типа по настоящему изобретению получают, например, способом выполнения водородного растрескивания пластинки, образованной из сплава R-T-B-типа по настоящему изобретению, посредством поглощения водорода и затем превращения пластинки в порошок с использованием измельчителя, такого как струйная мельница. При этом водородном растрескивании, например, этап поглощения водорода с выдержкой пластинки в атмосфере водорода под заранее заданным давлением предпочтительно выполняют заранее.
Затем полученный тонкодисперсный порошок для редкоземельных постоянных магнитов R-T-B-типа, например, формуют прессованием посредством формовочной машины или тому подобного в поперечном магнитном поле и спекают в вакууме, посредством чего получают редкоземельный постоянный магнит R-T-B-типа.
[0045] Тонкодисперсный порошок для редкоземельного постоянного магнита R-T-B-типа и редкоземельный постоянный магнит R-T-B-типа согласно настоящему варианту реализации изготовляются из сплава R-T-B-типа по настоящему изобретению. Соответственно, они будут иметь высокую коэрцитивную силу и отличные магнитные характеристики.
Пример 1
[0046] Исходные металлы, составленные для получения состава сплава, в единицах массовых долей, 23% Nd, 9% Dy, 0,98% B, 1% Co и 0,2% Ga, а остальное составляет Fe, взвесили и затем расплавили в глиноземистом тигле в атмосфере газа аргона при 1 атм. с использованием высокочастотной плавильной печи, получив расплавленный сплав. Затем этот расплавленный сплав подавали в литейное устройство в технологической установке, показанной на Фиг.11, и отливали способом ЛР. Скорость вращения охлаждающего валка при разливке составляла 1,3 м/сек, средняя скорость подачи расплавленного сплава на охлаждающий валок составляла 30 г/сек на 1 см ширины, и средняя температура слитка отлитого сплава при отделении от охлаждающего валка составляла 850°C.
Скорость охлаждения этого сплава составляла 700°C/сек от точки затвердевания основной фазы до 1000°C, 200°C/сек от 1000°C до 850°C, и 50°C/сек от 850°C до 780°C. После этого сплав выдерживали при температуре около 780°C в течение 300 секунд на открывающейся-закрывающейся площадке с использованием технологической установки, показанной на Фиг.11, а затем охлаждали до 600°C или менее со скоростью охлаждения 0,1°C/сек, получив пластинки сплава R-T-B-типа согласно Примеру 1. Средняя толщина сплава на этой стадии составляла 0,3 мм.
Пример 2
[0047] Расплавленный сплав изготовили с использованием тех же исходных металлов и той же установки, что и в примере 1. Затем полученный расплавленный сплав разливали с использованием того же литейного устройства, что и в примере 1. Скорость вращения охлаждающего валка при разливке составляла 0,87 м/сек, средняя скорость подачи расплавленного сплава на охлаждающий валок составляла 30 г/сек на 1 см ширины, и средняя температура слитка отлитого сплава при отделении от охлаждающего валка составляла 880°C.
Скорость охлаждения этого сплава составляла 700°C/сек от точки затвердевания основной фазы до 1000°C, 200°C/сек от 1000°C до 850°C, и 10°C/сек от 850°C до 780°C. После этого сплав охлаждали до 600°C или менее со скоростью охлаждения 0,1°C/сек с использованием технологической установки, показанной на Фиг.11, без применения открывающейся-закрывающейся площадки, получив пластинки сплава R-T-B-типа согласно примеру 2. Средняя толщина сплава на этой стадии составляла 0,45 мм.
[0048] Пластинки сплавов R-T-B-типа, полученные в Примерах 1 и 2, подвергали анализу распределения элементов (цифровое отображение) (анализ поверхности) с использованием электронно-зондового микроанализатора, оснащенного рентгеновским спектрометром с дисперсией по длинам волн (WDS-EPMA), и электронно-зондовым микроанализаторам с автоэлектронной эмиссией (FE-EPMA). В качестве результата было обнаружено, что обе пластинки сплава R-T-B-типа, полученные в Примерах 1 и 2, образовали богатую Dy область, которая была обогащена Dy по сравнению с богатой R фазой и основной фазой, вблизи богатой R фазы. Кроме того, в обеих пластинках сплава R-T-B- типа, полученных в примерах 1 и 2, концентрация Dy была более низкой в основной фазе, чем в богатой Dy области, и еще более низкой в богатой R фазе.
Сравнительный пример 1
[0049] Расплавленный сплав изготовили с использованием тех же исходных металлов и той же установки, что и в примере 1. Затем полученный расплавленный сплав разливали с использованием того же литейного устройства, что и в примере 1, изготовив пластинки сплава R-T-B-типа согласно сравнительному примеру 1. Скорость вращения охлаждающего валка при разливке составляла 0,65 м/сек, средняя скорость подачи расплавленного сплава на охлаждающий валок составляла 15 г/сек на 1 см ширины, и средняя температура слитка отлитого сплава при отделении от охлаждающего валка составляла 700°C.
Скорость охлаждения этого сплава составляла 700°C/сек от точки затвердевания основной фазы до 1000°C, 400°C/сек от 1000°C до 700°C, и 10°C/сек от 700°C до 600°C. После этого сплав охлаждали до 600°C или менее со скоростью охлаждения 0,1°C/сек с использованием технологической установки, показанной на Фиг.11, без применения открывающейся-закрывающейся площадки. Средняя толщина сплава на этой стадии составляла 0,30 мм.
[0050] Пластинки сплава R-T-B-типа, полученные в сравнительном примере 1, подвергали анализу распределения элементов (цифровое отображение) (анализ поверхности) с использованием WDS-EPMA и FE-EPMA. В результате было обнаружено, что пластинки сплава R-T-B-типа, полученные в сравнительном примере 1, не образовали каких-либо богатых Dy областей, которые были бы обогащены Dy по сравнению с его долей в общем составе. Одной возможной причиной такого результата могло быть то, что в сравнительном примере 1 температура слитка отлитого сплава при отделении от охлаждающего валка была низкой, и сплав слишком быстро охлаждался на охлаждающем валке, что сделало скорость охлаждения сплава от 1000°C до 700°C слишком высокой. Соответственно, Dy и Nd возможно не продиффундировали в достаточной мере, и градиенты их концентрации не сформировались.
[0051] Затем изготовили магниты так, как изложено ниже, с использованием пластинок сплавов R-T-B-типа, полученных в примерах 1 и 2 и сравнительном примере 1.
Пластинки сплавов R-T-B-типа, полученные в примерах 1 и 2 и сравнительном примере 1, сначала подвергали водородному растрескиванию. Водородное растрескивание проводили нижеследующим способом. Пластинки сплавов R-T-B-типа принуждали поглощать водород в атмосфере водорода при давлении в 2 атм, а затем нагревали до 500°C в вакууме для дегидрирования. После этого к ним добавляли 0,07% по массе стеарата цинка и результирующую смесь превращали в порошок посредством струйной мельницы с использованием потока газа азота. Порошок, полученный при таком превращении, имел средний размер зерна в примерно 5,0 мкм при измерении методом лазерной дифракции.
2
-5
[0052] Затем полученный порошковый материал формовали прессованием с помощью формовочной машины в поперечном магнитном поле при давлении формования в 0,8 т/см в атмосфере 100%-ного азота, получив порошковую прессовку. Полученную порошковую прессовку нагревали в вакууме 1,33×10 гПа от комнатной температуры и выдерживали при 500°C в течение 1 часа и затем при 800°C в течение 1 часа, чтобы удалить стеарат цинка и оставшийся водород. Затем результирующую порошковую прессовку нагрели до температуры спекания в 1030°C и выдерживали при ней в течение 3 часов, получив спеченное изделие. После этого полученное спеченное изделие было дополнительно термообработано в течение 1 часа при 800°C и затем при 530°C в атмосфере аргона. В результате в обоих Примерах 1 и 2 получили 10 магнитов, а в сравнительном примере 1 получили 5 магнитов.
Магнитные характеристики магнитов, полученных в примерах 1 и 2 и сравнительном примере 1, измеряли посредством характериографа кривой намагничивания по индукции BH на постоянном токе. Результаты показаны в Таблице 1 и на Фиг.25. На Фиг.25 показан график коэрцитивной силы (Hcj) магнитов, изготовленных в Примерах 1 и 2 и сравнительном примере 1. На этом графике вертикальная ось указывает коэрцитивную силу для соответственных примеров, которые показаны на горизонтальной оси. На Фиг.25 символ «○» указывает коэрцитивную силу магнитов, изготовленных в примерах 1 и 2, а символ «» указывает коэрцитивную силу магнитов, изготовленных в сравнительном примере 1.
[0053]
Таблица 1
Hcj (кЭ)
Hk/Hcj (%)
BH<sub>max</sub> (МГсЭ)
Br (кГс)
Пример 1
33,34
56,40%
32,76
11,54
34,19
54,87%
32,61
11,54
33,69
56,39%
33,20
11,62
33,99
56,73%
33,36
11,63
34,10
56,43%
33,27
11,63
33,35
55,58%
32,41
11,47
33,18
57,28%
33,27
11,61
33,44
57,95%
33,72
11,71
33,67
56,62%
33,08
11,58
33,13
57,53%
33,22
11,61
Пример 2
32,61
58,71%
33,26
11,64
33,07
58,03%
32,96
11,58
33,31
58,49%
33,66
11,68
33,74
57,79%
33,15
11,61
33,01
58,33%
33,03
11,58
33,31
58,09%
32,82
11,60
33,31
58,84%
32,87
11,57
33,69
57,53%
33,00
11,60
33,47
59,14%
33,35
11,65
33,04
60,06%
33,22
11,66
Сравнительный пример 1
31,44
52,30%
32,22
11,45
31,73
52,22%
32,73
11,54
31,28
53,54%
32,73
11,53
31,38
53,08%
33,50
11,70
31,42
52,93%
32,92
11,57
max
[0054] В Таблице 1 "(BH)" указывает максимальное энергетическое произведение магнита, "Br" указывает остаточную магнитную индукцию, "Hcj" указывает коэрцитивную силу, и "Hk/Hcj" указывает квадратность петли гистерезиса.
[0055] Как показано в Таблице 1 и на Фиг.25, магниты, полученные в примерах 1 и 2, имели более высокие коэрцитивные силы "Hcj" по сравнению с таковыми для магнитов, полученных в сравнительном примере 1, которые изготовляли из сплава R-T-B-типа без образуемых богатых Dy областей. Такие различия в коэрцитивной силе магнитов были вызваны распределением в них концентрации элементов, которое зародилось, когда они находились в состоянии сплава, и которое продолжило оказывать влияние даже после того, как сплавы раздробили и спекли для изготовления магнитов. Одной возможной причиной этого является то, что поскольку богатые Dy области присутствуют в сплавах по настоящему изобретению и они также остаются в кристаллических зернах магнитов, лишь малое количество Dy остается в богатой R фазе, которая фактически не вносит вклад в улучшение коэрцитивной силы.