CN103079724A - 稀土烧结磁体用合金铸片的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了在粉碎作业前后的稀土成分有效利用率高且粉碎后的粒度均匀的稀土烧结磁体用合金铸片以及能够工业化生产地高能效制造该合金铸片的方法。该方法包括：步骤(A)，制备包含R、硼和余量M的合金熔液，其中R由从包括钇在内的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成，M由铁构成或者由铁和从除铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成；步骤(B)，通过使用冷却辊的薄带连铸法，将所述合金熔液急冷凝固至700℃以上且1000℃以下的温度范围；步骤(C)，在被冷却至500℃以下之前，在特定的温度范围内加热并且保温通过步骤(B)的急冷凝固与冷却辊分离的合金铸片，从而所得到的合金铸片由27.0-33.0质量％的R、0.90-1.30质量％的硼以及余量M组成。

Description

稀土烧结磁体用合金铸片的制造方法
技术领域
本发明涉及稀土烧结磁体用合金铸片的制造方法以及稀土烧结磁体用合金铸片。
背景技术
根据对电气设备小型轻型化以及用于应对近年来日益明显的全球变暖的节能节源的社会需求，希望用于汽车、风力发电等的各种电动机所用的磁体具有更高的磁性。尤其积极进行了具有高磁通密度的Nd2Fe14B基稀土烧结磁体的开发。伴随着应用这样广泛扩展，Nd2Fe14B基稀土烧结磁体廉价化的呼声也在高涨，人们希望磁体生产的有效利用率和生产率提高。
Nd2Fe14B基稀土烧结磁体一般如此制得，熔融并铸造原料，将所得的稀土磁体合金粉碎而获得磁体合金粉，在磁场中将合金粉成型，进行烧结和时效处理。稀土磁体合金的粉碎一般如此进行，将对稀土磁体合金进行吸/释氢而实现的氢爆和用喷射气流轰击稀土磁体合金而实现的喷射研磨粉碎组合。在Nd2Fe14B基稀土烧结磁体的制造中，稀土磁体合金中含有作为主相的Nd2Fe14B化合物相(以下有时简称为2-14-1主相)以及含有比2-14-1主相更多的稀土金属元素的富R相(以下有时简称为R富相)。由于2-14-1主相和富R相之间的吸氢率不同，所以在氢爆过程中稀土磁体合金被爆裂。
作为稀土磁体合金制造方法，专利文献1披露了通过急冷凝固法如薄带连铸法来铸造具有富R相精细分散的组织的合金的方法。而且，该专利文献也披露了，因为这种稀土磁体合金的富R相精细分散，所以粉碎性更高，结果，在烧结后，由2-14-1主相构成的晶粒相被富R相均匀覆盖，磁性得到了改善。
专利文献2披露了利用下述的稀土磁体合金制造的磁体提高了剩余磁化、矫顽力和最大磁能积，富R相平均间距为3-12μm，富R相间距的标准偏差除以富R相平均间距所得到的值不大于0.25，并且2-14-1主相的体积比不小于88%。也披露了如此制得稀土磁体合金，将熔融原料所得到的合金熔液供给辊或盘且合金铸片与辊或盘分离之前的平均冷却速度都被控制在50-1200℃/秒，由此进行冷却凝固，在合金铸片离开辊或盘之后，直到预定合金温度T+30℃之前的平均冷却速度被控制在30℃/秒以上地进行冷却，在预定温度T±30℃范围内保持5-600秒。
专利文献3披露了R-T-Q基稀土磁体用合金原材料的制备方法，包括以下步骤：在R-T-Q基稀土合金中，R是指稀土元素，T是过渡金属元素，Q是选自硼、碳、氮、铝、硅和磷所组成的组中的至少一种元素，制备包含作为稀土元素R地选自钕、镨、钇、镧、铈、钐、铕、钆、铒、铥、镱和镥所构成的组中的至少一种元素RL和选自镝、铽和钬所组成的组中的至少一种元素RH的合金熔液的步骤，将该合金熔液急冷至700℃以上至1000℃以下的温度而制成凝固合金的第一冷却步骤，在700℃以上至900℃以下的温度范围内的温度将该凝固合金保温15秒以上至600秒以下的保温步骤，将该凝固合金冷却至400℃以下温度的第二冷却步骤。该专利文献也披露了，在通过这种方法获得的稀土磁体合金中，富R相中的与主相和富R相之间界面相接触的部分上的元素RH的浓度低于主相中的与上述界面相接触的部分上的元素RH的浓度，形成该主相的晶粒的短轴方向尺寸在3μm以上至10μm以下的范围内。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:JP-2639609-B
专利文献2:JP-2004-143595-A
专利文献3:WO2005/105343
发明内容
发明要解决的课题
本发明的目的是提供在磁体制造的粉碎作业中的稀土成分有效利用率高且粉碎后的粒度均匀的稀土烧结磁体用合金铸片以及能够工业化生产地高能效生产该合金铸片的方法。
解决课题的手段
过去，在通过急冷凝固法铸造的稀土烧结磁体用合金铸片被冷却到室温附近的期间里，通过在预定温度范围内加热、保温，进行由富R相间距代表的2-14-1主相晶粒大小的控制、均匀性的提高以及富R相和主相中的稀土成分组成的控制。
但是没有讨论对通过这种方法制造的稀土烧结磁体用合金铸片的磁体生产粉碎作业中的稀土成分有效利用率和粉碎后粒度分布的影响。发明人已经确认，在预定条件下冷却凝固且连续进行加热处理的稀土烧结磁体用合金铸片的磁体制造粉碎作业中的稀土成分的有效利用率提高并且粉碎后的粒度均匀，因而完成了本发明。
根据本发明，提供一种稀土烧结磁体用合金铸片的制造方法(以下简称为本发明方法)，该合金铸片由27.0-33.0质量%的R、0.90-1.30质量%的硼以及余量M组成，该方法包括：
(A)制备包含R、硼和余量M的合金熔液的步骤，其中，R由从包括钇在内的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成，M由铁构成或者由铁和从除铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成，
(B)通过使用冷却辊的薄带连铸法急冷凝固所述合金熔液至700℃以上至1000℃以下的温度范围的步骤，
(C)在冷却至500℃以下之前加热通过步骤(B)的急冷凝固与冷却辊分离的合金铸片的步骤，
其中，步骤(C)的加热是在900℃以上至1050℃以下的范围内保温5-120分钟进行的。
而且，根据本发明，提供一种通过本发明方法制得的稀土烧结磁体用合金铸片。
另外，根据本发明，提供一种由27.0-33.0质量%的R、0.90-1.30质量%的硼以及余量M组成的稀土烧结磁体用合金铸片，它通过使用冷却辊的薄带连铸法获得，其含有由从包含钇的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成的R、硼、以及由铁构成的或由铁和从除铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成的余量M，其中，在100倍的倍率下观察与辊冷却面相接触的铸片面的显微镜照片中，以晶核成核点为中心长大成圆形的枝晶的、横穿880μm线段的且具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的晶粒的数量不少于5，而且在200倍的倍率下观察大致垂直于与辊冷却面相接触的面的铸片断面的显微镜照片中，富R相的平均间距为10-30μm。
发明效果
在本发明合金铸片的烧结磁体制造的粉碎作业中的稀土成分的有效利用率提高并且粉碎后的粒度变得均匀。而且，在本发明方法中，因为在特定条件下进行本发明合金铸片的铸造和热处理并且可以连续进行，所以能够高能效且高生产率地制造本发明的合金铸片。
附图说明
图1为本发明方法所用的制造系统的一个例子的示意图。
图2为图1所示的制造系统所用的旋转窑式输送装置的一个例子的示意图。
图3为用光学显微镜观察在实施例2中制备的合金铸片的断面的合金组织照片副本。
图4为用EPMA观察在实施例2中制备的合金铸片的断面的B映射图像。
图5为用光学显微镜观察在实施例4中制备的合金铸片的断面的合金组织照片副本
图6为用光学显微镜观察在比较例8中制备的合金铸片的断面的合金组织照片副本。
图7为用光学显微镜观察在实施例5中制备的与辊冷却面相接触的合金铸片面的合金组织照片副本。
发明的实施方式
以下将更详细地说明本发明。
本发明方法包括作为原料制备特定合金熔液的步骤(A)。
在步骤(A)中，合金熔液含有由从包含钇的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成的R、硼和余量M，余量M由铁构成或者由铁和从除去铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成，该合金熔液按照后述组成地例如可以使用坩埚在真空氛围或惰性气体氛围中加热熔融得到。
本发明方法包括步骤(B)，即通过使用冷却辊的薄带连铸法急冷凝固上述合金熔液至700℃以上至1000℃以下的温度范围。
冷却辊可以使用单辊或双辊。
在步骤(B)中，急冷凝固的冷却速度通常为300-10000℃/秒，优选为500-1000℃/秒。上述冷却速度的控制可以根据控制合金熔液温度、供给量和周向速度等的已知方法来进行。此时获得的合金铸片具有这样的组织，其包括由富R相和2-14-1主相构成的枝晶以及B浓度比2-14-1主相高的且主要含RFe4B4相的相(以下有时称为富B相)。但在非平衡状态下，与平衡状态相比，富R相含有更多的M元素和硼。而且，合金铸片的厚度约为0.05-2毫米，优选0.2-0.8毫米。
作为步骤(B)所用的冷却辊，最好采用辊面上有非线性凹凸的且Ra值为2-15μm、Rsk值为-0.5以上至不到0的冷却辊。更优选的是，Rsk值在-0.4以上至不到0，Ra值为2-8μm。通过使用这样的冷却辊，能抑制所生成的晶核游移离开辊面。即，能够抑制激冷晶的析出。特别是因为Ra值在上述范围内，成核数量得到控制，激冷晶的析出被抑制，所以可得到具有均质组织的合金铸片。
而且，通过使用上述冷却辊，在以100倍的倍率观察与辊冷却面相接触的合金铸片面的显微镜照片中，以晶核成核点为中心长大成圆形的枝晶的、横穿880μm线段且具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的晶粒的数量被控制到不少于5个，优选是8-15个。该晶粒数在步骤(C)的保温前后无变化。如上所述，在晶粒数为5以上时，在垂直于与辊冷却面相接触的面的合金铸片断面中，几乎看不到激冷晶。因为在后述步骤(C)的保温中激冷晶没有消失且留在合金铸片中，所以可能会对磁体制造的粉碎作业中的稀土成分的有效利用率和粉碎后粒度的均匀性产生不利影响。
上述冷却辊表面纹理的控制可通过打磨、激光加工、转印、喷镀、喷丸处理等来进行。当采用打磨时例举以下方法，在辊的旋转方向上打磨后，在相对辊旋转方向成90°的方向上进行打磨。当采用喷镀时例举以下方法，控制喷镀材料的形状和喷镀条件。具体说，作为喷镀材料，部分混合高熔点且无定型的喷镀材料。当采用喷丸时例举以下方法，控制喷丸材料的形状和喷丸条件。具体说，使用粒径不同的喷丸材料或使用无定型喷丸材料。
本发明方法包括步骤(C)，即在被冷却至500℃以下之前加热通过步骤(B)的急冷凝固与冷却辊分离的合金铸片。
在步骤(C)中，加热是在900℃以上至1050℃以下温度范围内将合金铸片保温5-120分钟。保持温度优选在950℃以上至1050℃以下，更优选是在1000℃以上至1050℃以下。
在步骤(C)中的加热条件下，合金铸片接近平衡状态，2-14-1主相的体积比增大，而富R相的体积比减小，磁性尤其是剩余磁化增强。此时，由于富R相的一部分扩散消失，所以富R相间距增大。
在所得的合金铸片中，垂直于与辊面相接触的面的断面上的富R相平均间距优选为10-30μm，更优选为12-25μm。
通过进行步骤(C)中的加热并获得上述富R相平均间距，磁体制造中的合金铸片粉碎作业的稀土成分的有效利用率提高，随后的合金粉粒度变得更均匀。
在磁体制造的合金铸片粉碎作业中，当进行射流粉碎时，微粉被收集在洗涤器或袋式过滤器中并被丢弃。由于富R相易于爆裂，所以收集到的微粉大量含有稀土成分。未经步骤(C)中的上述加热的合金铸片具有高的富R相体积比，而经过加热的合金铸片中的枝晶粗大化即具有高的2-14-1主相体积比，所以富R相体积比减小。因此，要丢弃的粉末中的稀土成分减少，有效利用率提高。
本发明方法能够减小富R相间距的偏差。当偏差减小时，粉碎后的合金粉能具有保持理想分布的均匀粒度。富R相间距的标准偏差除以富R相平均间距所得到的值是富R相间距偏差的指标，该值优选不超过0.20，更优选不超过0.18。这样的合金铸片能将粉碎后的合金粉的均等数控制到2.0以上。通过使用这样均匀的合金粉，不会在磁体制造的烧结作业引起晶粒生长到异常大，磁体矫顽力可以得到提高。
上述富R相平均间距可以通过以下方式确定。
首先，用光学显微镜在200倍的倍率下拍摄本发明合金铸片的大致垂直于与辊冷却面相接触的面(平行于铸片厚度方向)的断面组织照片。富R相作为由2-14-1主相构成的枝晶的晶界相存在。富R相通常以线的形式存在，但在某些情况下能以岛的形式存在，这取决于铸造过程的热经历等。如果富R相以岛形式存在且显然连成线地连续存在，则被认为等同于这些岛状富R相彼此相连的线状富R相。在大致垂直于与辊冷却面相接触的本发明合金铸片面的方向上，画出用于分出4段的三条440μm线段。计算横穿该线段的富R相数量，线段长度440μm除以该数量。对10个合金铸片进行同样的测量，获得30个点的测量值，其平均值被视为富R相平均间距。标准偏差也从这30个点的测量值中算出。
合金粉的均等数可以通过以下方式来确定。
对本发明合金铸片进行氢爆和射流粉碎，得到平均粒径(D50)为5-7μm的合金粉。用激光衍射粒度分析仪测量所得到的合金粉而得到的粒度分布在Rosin-Rammler线图中被示出，成直线情况下的直线斜率就是均等数。均等数越大，合金粉的粒径越均匀。均等数优选是2.0以上，更优选是2.1以上。
在步骤(C)中的加热温度在900℃以下的场合和保温时间短于5分钟的场合中，富R相的体积比没有被充分减小，所以气流粉碎时的含微粉的稀土成分多，有效利用率低。而在加热温度高于1050℃的场合和保温时间长于120分钟的场合中，合金铸片相互熔接或者晶粒生长超过必要程度，结果，粉碎性下降。另外，在急冷凝固所得的合金铸片被冷却至500℃以下后进行上述加热的场合中，存在能量损失，因为从完全凝固状态起进行加热，所以合金铸片内部的热经历变得不均匀，富R相间距容易出现偏差。在粉碎这样的合金铸片时的合金粉的粒度分布变宽，均等数减至小于2.0。
步骤(C)中的加热和保温在具有加热机构的装置等中进行。优选所得到的稀土烧结磁体用合金铸片在批量铸造内有恒定热经历。例如在合金收集在由隔热性强的材料制成且带有保温机构的容器中的场合里，铸造开始后的大多数合金因与容器直接接触而传导热，但随着铸造进行，合金铸片在容器内堆积并通过彼此接触开始传导热，因而存在热经历不一致的情况。为此，存在合金铸片组织可能发生偏差以及磁性下降的情况。作为一种保持恒定的热经历的方法例如是一边持续输送合金铸片一边保温的方法。
本发明方法的步骤(A)至(C)例如可以利用如图1所示的制造系统1来连续执行。
制造系统10由能处于惰性气体氛围或真空氛围下的第一气密腔11、和第二腔12构成，但第二腔12是可根据需要来设置的腔。
第一气密腔11中设有熔化合金原料的熔炼炉13、凝固装置、合金结晶组织控制装置40和容器18，该凝固装置由将来自熔炼炉13的合金熔液17冷却凝固成薄带状的冷却辊15、将来自熔炼炉13的合金熔液17导流向冷却辊15的浇口盘14以及仅通过挤压来粉碎与冷却辊15分离的合金薄带17a的合金破碎板16构成，合金结晶组织控制装置40用于将破碎后的合金铸片17b的合金晶体组织均匀化以达到理想状态，该容器用于收集从装置40送出的合金铸片17c但不带冷却装置。该腔11在与第二腔12相连通的位置上具有能保持气密性的可自由启闭的活门11a。
熔炼炉13是这样的结构，在熔融合金原料中，以轴13a为中心沿箭头A方向倾转，按照大致一定量使合金熔液17流至浇口盘14。
在省略了用于防止合金熔液17从侧面外流的侧壁部的截面图中示出浇口盘14，它具有堰板14a，用于整流从熔炼炉13流出的合金熔体17a而使其大致按一定量被供给冷却辊15。
冷却辊15的外周面由能够冷却合金熔体17的材料如铜制成，冷却辊配备有可按一定角速度等转动的驱动装置(未示出)。
合金破碎板16是设置在连续挤压与冷却辊15分离的合金17a的位置上的金属板状件。
尽管通过合金破碎板16被破碎的合金铸片17b取决于合金组成、冷却速度等是不同的，但通常有700℃以上的表面温度。
接着参考图2，说明合金晶体组织控制装置40。
合金晶体组织控制装置40是合金晶体组织控制部件和冷却部件结合成一体的装置，可以设置在使图1所示的通过合金破碎板16被破碎的合金铸片17b的表面温度不低于上述预定温度的位置上。
装置40包括管41，该管具有合金铸片17b的入口41a、送出合金晶体组织得到控制的合金铸片17c的出口41b和带有加热线圈42a的加热部42的且可旋转且还使合金铸片17b连续移动的移动空间。装置40还包括可在管41外同轴旋转的管状冷却器45。如果需要，装置40作为合金铸片17b的合金晶体组织控制装置包括单管41。
在管41内表面上设有翅片43，使随着管41的旋转被引入的合金铸片17b前进向出口41b。
通过使加热部42适当工作而将被引入管41中的合金铸片17b保持在预定温度，而且通过调整管41的转速和/或翅片43的安装角度，在该预定温度进行预定时间控制。通过在预定时间内在预定温度如此控制合金铸片17b，可以快速高效地制造出包含具有理想晶体组织的均匀合金结晶的合金铸片17c。
管状冷却器45由旋转管构成，其具有用于排出合金晶体已被控制的合金铸片17c的出口46和配备有可实现冷却介质循环的冷却介质循环管47a的冷却部47。管状冷却器45如此构成，旋转轴在排出使在出口46侧倾斜，以将被强制冷却的合金铸片17c从出口46排出管外。另外，在管状冷却器45的出口侧设有翅片48，其没有通过冷却时的转动对合金铸片17c产生作用，而是通过使转动轴倾斜并与冷却时反向的转动将合金铸片17c导引向出口46，以便将合金铸片17c排出管外。
在管状冷却器45的内表面上设有可以使合金铸片17c均匀接触管状冷却器45的整个内表面的翅片(未示出)。
通过使用该装置40，在合金铸片被强制冷却的同时，合金晶体被控制成期望组织，此外，制造系统10的空间利用率可提高。因此，图1所示的容器18不必具有冷却装置就能使用，但当没有装置40时，可利用容器状冷却器代替容器18。在容器18中容纳合金铸片17c时的氛围气体不一定是惰性气体，从熔炼炉13到装置40地收纳在处于惰性气体氛围的腔室11里也是可行的。此时，各装置不一定要被收容在一个腔室11中，可分别收容在处于惰性气体氛围的腔室中并且各装置能通过连通管等相连。
而且装置40能如此构成，例如在通至用于导入合金铸片17b的入口41a的导入连通管内设有防护阀(未示出)，用防护阀阻挡地使装置40内处于惰性气体氛围。此时，装置40不必容纳在处于惰性气体氛围的腔室内。
通过使用上述制造系统10等，能获得在批量铸造内几乎均匀一致的合金组织。通过这种方式，得到这样的本发明合金铸片，富R相间距偏差除以富R相平均间距所得到的值在0.20以下。
本发明合金铸片的组成由27.0-33.0质量%的R、0.90-1.30质量%的硼以及余量M构成。因此，能在进行原料制备时考虑熔融、铸造和热处理时的元素蒸发。
R是指包括钇元素之内的稀土金属元素，意味着元素序号57-71的镧系元素和元素序号39的钇元素。对所述R无特别限制，例如优选镧、铈、镨、钕、钇、钆、铽、镝、钬、铒、镱或它们之中的至少两个元素的混合物。作为R，特别优选其包含从由钆、铽、镝、钬、铒和镱所组成的组中选择的至少一种重稀土元素。这些重稀土元素特别能提高磁性当中的矫顽力。特别是铽具有最显著的效果，但其价格昂贵，因此从成本和效果的角度看，优选单独使用镝，或者与钆、铽、钬等一起使用。
若R含量百分比不到27.0质量%，则稀土磁体的烧结体的致密化所需要的液相量是不够的，导致烧结体密度降低，磁性下降。另一方面，若超过33.0质量%，则烧结体内的富R相的比例增大，耐蚀性下降。而且，2-14-1主相的体积比必然减小，使剩余磁化变差。
本发明合金铸片被用在单元合金法时的R的含量百分比优选为29.0-33.0质量%，而当本发明合金铸片作为双元合金法的2-14-1主相用合金来使用时的R的含量百分比优选为27.0-29.0质量%。
当作为R使用上述重稀土元素时的含量百分比通常是0.2-15质量%，优选是1-15质量%，更优选是3-15质量%。如果重稀土元素的含量百分比超过15质量%，则成本过高，如果不到0.2质量％，则效果甚微。
如果硼的含量百分比小于0.90质量%，则2-14-1主相的比例减小，剩余磁化不足，若超过1.30质量%，则富B相的比例会增大，磁性和耐蚀性都降低。
所述余量M作为必需元素含有铁。余量M中的铁的含量百分比通常是50质量%以上，优选是60质量%以上。根据需要，余量M含有从除铁外的过渡金属元素、硅、碳所构成的组中选择的至少一种，而且也可含有在工业化生产中不可避免的杂质如氧和氮等。
对除铁外的过渡金属元素无特别限制，但例如优选从钴、铝、铬、钛、钒、锆、铪、锰、镁、铜、锡、钨、铌和镓组成的组中选择的至少一种。
在本发明合金铸片中，在利用EPMA在2000倍下观察合金铸片的垂直于与辊冷却面相接触的面的断面的EPMA图像中，在50微米见方区域内有1个以上的富B相。在存在富B相的情况下，其数量在50微米见方区域内最好有1-10个。更优选是在50微米见方区域内存在1-5个富B相。当在50微米见方区域内有1-10个富B相时，在烧结时抑制了晶粒长大，并且稀土磁体的磁性且尤其是矫顽力会得到提高。
如上所述，在本发明方法的步骤(B)中急冷凝固合金熔液到700℃以上至1000℃以下温度范围所得到的合金处于非平衡状态。因此，2-14-1主相没有充分生长，作为晶界相的富R相的组成是M元素和硼含量相对较高。假定富B相按照如下程度精细分散于富R相中，即，无法用后述的富B相观察方法来识别。
随后，在步骤(C)中，在被冷却至500℃以下前，急冷凝固所得到的合金被保持在高于900℃至1050℃以下，2-14-1主相的晶粒会长大，体积比随之增大，同时，在晶界相的富R相的体积比随之减小，晶界位移。富R相的减少和位移使富R相间距增大，精细分散的富B相聚集在减少的富R相中，通过下述的富B相观察法看到超过10个的富B相。另外，随着时间推移，由于2-14-1主相的体积比增大、晶粒的生长且富R相的减少以及晶界位移，所以富R相间距增大，但富B相在2-14-1主相生成时被消耗，可以观察到1-10个富B相，合金处于平衡状态，几乎看不到富B相。
本发明合金铸片处于在急冷凝固后的合金铸片的非平衡状态至平衡状态的过渡阶段。此时，急冷凝固后存在的微细的2-14-1主相和富R相已消失，所以在磁体粉碎作业中被废弃的微粉减少，粉碎前后的稀土成分有效利用率提高。富R相的平均间距也没有太大，粉碎性优良。
在50微米见方区域内存在的富B相的数量可通过以下方法来确定。
首先，利用EPMA在2000倍倍率下在加速电压为15kV、电流为2×10-7A、光束直径为300纳米条件下观察稀土烧结磁体用合金铸片的垂直于与辊冷却面相接的面的断面。如果本发明合金铸片不含Dy，则富B相根据B的映射图像成为B浓缩区，如果含Dy，则由于优先生成DyFe4B4相，所以富B相根据B和Dy的映射图像成为B和Dy浓缩区。而如果余量M含锆、铌等，则生成与B的化合物相，可在B的映射图像中作为B浓缩区被观察到。但在本发明中，余量M和B的、不含R的化合物相未含在富B相中。对10个合金铸片分别随机在每个视野中进行观察，统计富B相的数量，其平均值为在50微米见方区域中存在的富B相个数。
在100倍的倍率下观察与辊冷却面相接触的铸片面的显微镜照片中，本发明合金铸片中有5个以上的、从晶核成核点长大成圆形的枝晶的、横穿880μm线段且具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的晶粒。晶粒数更优选不少于8个且不多于15个。通常，工业化生产所得的晶粒数不超过30个。与辊冷却面相接触的面是指接触冷却辊而凝固的面。在晶粒数不少于5个的合金铸片中，在合金铸片的垂直于与辊冷却面相接触的面的断面上几乎看不到激冷晶形成。在使用这样的合金铸片时，磁体制造的粉碎作业中的稀土成分的有效利用率提高，粉碎后的粒度分布变均匀。
在上述晶粒数的测定中，在100倍的倍率下观察的显微镜照片中，描绘从不同的晶核成核点长大成圆形的枝晶的晶粒边界，获得闭合曲线。这作为1个晶粒，闭合曲线的短轴长度和长轴长度的平均值作为粒径。短轴长度与长轴长度之比被称为长宽比。画出3条880μm线段以将观察区域分成4段，统计从晶核成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的且横穿各自线段的晶粒的数量，其平均值作为晶粒数。
本发明合金铸片优选不含α-Fe相，但只要对粉碎性没有显著的不利影响，合金铸片也可含α-Fe相。通常，α-Fe相出现在合金冷却速度低的位置。例如，在通过利用单辊的薄带连铸法生产合金时，α-Fe相出现在自由面(非辊冷却面的面)。如果含α-Fe相，则优选以3μm以下粒径析出，体积比小于5%。更优选的是合金铸片不含α-Fe相。
本发明合金铸片优选不含细化等轴晶粒，即不含激冷晶，但在对磁性没有显著不利影响的范围内含有也是可行的。激冷晶出现在合金冷却速度高的位置。例如在通过利用单辊的薄带连铸法生产合金铸片时，激冷晶出现在辊冷却面。如果含有激冷晶，则优选其体积比小于5%。更优选的是合金铸片不含激冷晶。
实施例
以下，结合实施例和比较例来更详细地说明本发明，本发明并不受其限制。
实施例1
使用图1所示的制造系统10和图2所示的装置40并通过下述方法来制造合金。
利用钕、镨、镝、硼、钴、铜、铝和铁配制出各自原料，其总重为300公斤。原料在氩气氛围中被加热熔融，在1450℃时出炉，通过浇口盘被供给水冷铜辊的冷却辊15，使其连续凝固。冷却辊15的圆周转速为1.0米/秒。在冷却辊15上被急冷凝固至800-1000℃的合金17a在合金破碎板16上被挤压，形成合金铸片17b，使其掉落至装置40的入口41a。掉落的合金铸片17b在表面温度为500℃以上的状态中被引入装置40的管41，在950℃保持5分钟地使铸片17b在管41内持续移动。然后，合金铸片17b被导入管45中，在被强制冷却至100℃以下后，收集在容器18中。所得到的合金铸片17c的厚度为220-260μm。
所得到的合金铸片的组成用X光和ICP进行分析，得到24.00质量%的钕、6.00质量%的镨、2.50质量%的镝、0.99质量%的硼、1.00质量%的钴、0.3质量%的铝、0.10质量%的铜以及余量为铁。通过上述方法测定所得合金铸片的富R相的平均间距、富R相的间距偏差除以富R相的平均距离所得的值以及在50微米见方区域中的富R相数目。
为确定粉碎性和微粉成分，所得的合金铸片通过氢还原炉内在30℃的氛围气体中在0.1MPa的氢气压力下进行3小时的吸氢，然后在530℃的真空氛围中进行2小时释氢，冷却至室温后并取出。然后，在氮气压为0.6千克/平方厘米且原料供给速度为35克/分钟的条件下通过喷射研磨机进行粉碎。在喷射研磨前后进行成分分析，相比于喷射研磨前，获得了喷射研磨后的TRE成分(钕、镨、镝)的有效利用率。而且，通过激光衍射法进行粒度测量，得到D50值和均等数。各测量结果如表1所示。
实施例2-4和比较例1-3
除加热温度和保温时间如表1所示改变外，应与实施例1同样地制造合金铸片和粉碎粉末，并且与实施例1一样地进行各评价和测定。结果如表1所示。图3示出了用光学显微镜观察在实施例2中制备的合金铸片的断面的合金组织照片副本，图4示出了用EPMA观察在实施例2中制备的合金铸片的断面的B的映射图像。
比较例4
不使用在实施例1中被用在图1所示的制造系统10中的装置40，在使合金挤压合金破碎板16地形成合金铸片后，在容器18中回收并冷却。关于所得到的合金铸片和与实施例1一样地制作的粉碎粉末，进行与实施例1同样的各评价和测定。结果如表1所示。图5示出了用光学显微镜观察所得的合金铸片的断面的合金组织照片副本。
比较例5
在与比较例4同样地制得合金铸片后，在850℃在氩气氛围中保持120分钟，得到了合金铸片。关于所得到的合金铸片和与实施例1同样制得的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测定。结果如表1所示。
比较例6-8
除加热温度和保温时间按照表1所示改变以外，与实施例5一样地制得合金铸片。关于所得到的合金铸片和与实施例1同样地制得的粉碎粉末，与实施例1一样进行各评价和测定。结果如表1所示。图6示出了用光学显微镜观察在比较例8中制得的合金铸片的断面的合金组织照片副本。
表1
Figure BDA00002878687300141
实施例5
与实施例1一样，利用如图1所示的制造系统10和图2所示的装置40通过以下方法来制造合金。
利用钕、镝、硼、钴、铜、铝、铁配制出各原料，总重量为300公斤。使用60号砂纸按照辊旋转方向和相对该旋转方向成90°的角度打磨水冷铜辊的冷却辊15的表面，使冷却辊表面状况具有非线性凹凸，Ra值为2.8μm，Rsk值为0.40。原料在氩气氛围中被加热熔融后，在1450℃出炉，通过浇口盘14将其供应到冷却辊15上，使其连续凝固。冷却辊15的圆周速度为1.0米/秒。在冷却辊15上被急冷凝固到800-1000℃的合金17a在合金破碎板16上被挤压，形成合金铸片17b并使其掉落至装置40的入口41a。掉落的合金铸片17b在表面温度不低于500℃状态下被导引入装置40的管41中，在1000℃保持20分钟地使其在管41内连续移动。然后，合金铸片17b被导引入管45中，在强制冷却至低于100℃后，收集在容器18中。所得到的合金铸片17c的厚度约为300μm。
对所得到的合金铸片的组成用X光和ICP进行分析，得到25.0质量%的钕、4.9质量%的镝、0.95质量%的硼、0.15质量%的铝、1.0质量%的钴、0.2质量%的铜和余量是铁。
通过上述方法观察所得的合金铸片的与冷却辊面相接的表面，发现从晶核成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径且横穿880μm线段的晶粒的数量为12。观察合金铸片的断面组织显示，没有出现激冷晶。与冷却辊面相接触的合金铸片面的利用光学显微镜的照片示于图7中。
关于所得到的合金铸片和与实施例1一样地制备的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测定。结果如表2所示。实施例5-9中的TRE有效利用率表示在喷射研磨前后的TRE成分(钕和镝)的有效利用率。以所得到的粉末粉碎粉末为原料制造烧结磁体。所得的烧结磁体的剩余磁化为13.58千高斯，固有矫顽力为23.78千奥斯特。
实施例6
改用30号砂纸，冷却辊表面状况存在非线性凹凸，Ra值为4.3μm且Rsk值为-0.32。除此之外，与实施例5同样地进行。
关于所得到的合金铸片和与实施例1一样地制得的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测定。与实施例5一样，测量从晶核成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的且横穿880μm线段的晶粒的数量、激冷晶比例、烧结磁体的剩余磁化和固有矫顽力。结果如表2所示。
实施例7
改用喷丸代替砂纸，使冷却辊面状况存在非线性凹凸，Ra值为6.3μm且Rsk值为-0.10，除此之外，与实施例5同样地进行。
关于所得到的合金铸片和与实施例1同样制得的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测量。与实施例5同样地测量从晶核的成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0长宽比和30μm以上粒径的且横穿880μm线段的晶粒的数量、激冷晶比例、烧结磁体的剩余磁化和固有矫顽力。结果如表2所示。
实施例8
使用60号砂纸，仅在辊旋转方向上打磨冷却辊面，使冷却辊面存在线性凹凸，Ra值为2.3μm且Rsk值为-0.44，除此之外，与实施例5同样地进行。
关于所得到的合金铸片和与实施例1同样制得的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测量。与实施例1同样地测量从晶核的成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的且横穿880μm线段的晶粒的数量、激冷晶比例、烧结磁体的剩余磁化和固有矫顽力。结果如表2所示。
实施例9
除了用钕、镝、硼、钴、铜、铝、铌和铁进行配置而得到总重量为300公斤的各原料外，与实施例5同样地进行。所得的合金铸片中的成分通过X光和ICP等来分析，得到27.5质量%的钕，4.9质量%的镝，1.00质量%的硼，0.15质量%的铝，1.0质量%的钴，0.2质量%的铜，0.15质量%的铌，余量是铁。
关于所得到的合金铸片和与实施例1同样制得的粉碎粉末，与实施例1同样地进行各评价和测量。与实施例1同样地测量从晶核的成核点长大成圆形的枝晶的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上粒径的且横穿880μm线段的晶粒的数量、激冷晶比例、烧结磁体的剩余磁化和固有矫顽力。结果如表2所示。
表2
Figure BDA00002878687300161
附图标记说明
10：制造系统
13：熔炼炉
15：冷却辊
17：合金熔液
17a：合金薄带
17b，17c：合金铸片
40：合金晶体组织控制装置
41：管
42：加热部
45：管状冷却器

Claims (6)

1.一种稀土烧结磁体用合金铸片的制造方法，该合金铸片由27.0-33.0质量％的R、0.90-1.30质量％的硼以及余量M组成，该方法包括：
(A)制备包含R、硼和余量M的合金熔液，其中R由从包括钇在内的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成，M由铁构成或者由铁和从除铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成，
(B)通过使用冷却辊的薄带连铸法，将所述合金熔液急冷凝固至700℃以上且1000℃以下的温度范围，
(C)在被冷却至500℃以下之前，加热通过步骤(B)的急冷凝固与冷却辊分离的合金铸片，
其中，步骤(C)的加热是在900℃以上至1050℃以下的范围内保温5-120分钟进行的。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征是，在步骤(C)中的加热是在1000℃以上至1050℃以下的条件下进行的。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征是，在步骤(C)中的加热是在合金铸片连续移动时进行的。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其特征是，步骤(B)所用的冷却辊的表面具有非线性凹凸，Ra值为2-15μm，Rsk值为-0.5以上至不到0。
5.一种根据权利要求1至4中任一项所述的方法制造的稀土烧结磁体用合金铸片。
6.一种稀土烧结磁体用合金铸片，它由27.0-33.0质量％的R、0.90-1.30质量％的硼以及余量M组成并且通过使用冷却辊的薄带连铸法获得，其含有由从包含钇的稀土金属元素所组成的组中选择的至少一种元素构成的R、硼、以及由铁构成的或由铁和从除铁外的过渡金属元素、硅和碳所组成的组中选择的至少一种元素构成的余量M，
其中，在100倍的倍率下观察与辊冷却面相接触的铸片面的显微镜照片中，以晶核成核点为中心长大成圆形的枝晶的、横穿880μm线段的、具有0.5-1.0的长宽比和30μm以上的粒径的晶粒的数量不少于5，而且在200倍的倍率下观察大致垂直于与辊冷却面相接触的面的铸片断面的显微镜照片中，富R相的平均间距为10-30μm。
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