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

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

Иллюстрации

Показать все

Реферат

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.

[0003] Сплавом R-T-B типа, который может использоваться в магните R-T-B типа, является сплав, в котором магнитная фаза R₂T₁₄B, 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.

[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 R₂T₁₄B, или даже более низкой с тем, чтобы фаза R₂T₁₄B 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

[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 R₂T₁₄B, 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.

(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 R₂T₁₄B, 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.

[0018] Сплав R-T-B-типа, показанный на Фиг.1, состоит из фазы R₂T₁₄B (основная фаза) и богатой R фазы. На Фиг.1 богатая R фаза указывается белым, а фаза R₂T₁₄B (основная фаза) указывается серым. Фаза R₂T₁₄B в основном образована из столбчатого кристалла и частично образована из равноосного кристалла. Средний диаметр кристаллического зерна фазы R₂T₁₄B в направлении короткой оси составляет от 10 до 50 мкм. В фазе R₂T₁₄B 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).

На Фиг.2 показано электронное изображение сплава R-T-B-типа, показанного на Фиг.1. Богатая R фаза указывается белым цветом, а фаза R₂T₁₄B (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).

На Фиг.7 показано электронное изображение сплава R-T-B-типа, показанного на Фиг.1. Богатая R фаза указана белым, а R₂T₁₄B 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.

[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 33b₁, присоединенную к одной стороне плиты 33a площадки, и блок привода (не показан), который вращает вращающуюся ось 33b₁. Каждый блок привода может свободно вращать вращающуюся ось 33b₁, 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.

[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 R₂T₁₄B в равновесном состоянии расплавленного сплава. Общепризнано, что температура плавления фазы R₂T₁₄B 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 R₂T₁₄B 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 пред