近年来，由于个人计算机的外围设备-诸如HDDs(硬盘驱动器)-AV 设备，家用电子设备和类似设备具有重量更轻、结构更紧凑以及性能要求 更高的趋势，因此以Nd基(钕基)磁体为代表的烧结稀土磁体的需要日益 增长。对于这样的磁体的典型合金是Nd-Fe-B类型合金，这种合金含有铁和 硼并且用成份Nd2Fe14B表示。
在许多这些的稀土磁体中，为了提高磁性、通过有效地使用资源有限 的稀土元素来提高经济效益以及提高与使用相关的性能(诸如耐热和耐腐 蚀性能)，加入Dy(镝)、Pr(镨)或类似的稀土元素以代替Nd的部分， 并且加入Co、Al、Cu或类似的元素以代替Fe的部分。
当没有因特别的原因将包含在稀土磁体中的上述稀土元素限制为Nd的 情况下，稀土磁体被统称为R-T-B类型磁体(R：稀土元素；T：过渡金属元 素)。
一般说来，所有工业生产的R-T-B类型磁体中所含的R的量略超过成份 R2T14B的化学计算量。这样，在磁体合金铸坯中，形成包含高浓度的稀土元 素(用R表示)的相(下文中称之为富R相)。
人们已经知道，富R相在R-T-B类型磁体中具有下列重要的作用。
(1)由于富R相的熔点低，因此在磁体生产步骤中的烧结过程中，该 相变成液相，因此能够促使所得到的磁体具有高密度，从而可使所得到的 磁体在剩磁方面得到提高。
(2)富R相用于使晶界光滑，从而减少在逆磁畴中的成核点的数量。 另外，由于是非磁性的，因此富R相能够与主相磁绝缘，从而提高矫顽性。
(3)由于通过吸附氢能够使富R相扩展，因此该特征用于使铸坯裂成 多块。特别是，可使富R相吸附氢来扩展。因此，在合金铸坯内产生裂纹， 从而使铸坯裂成多块。富R相用作所谓的氢裂(hydrogen decrepitation) 的开始点。
近年来，人们已经开发了磁性得到改善的R-T-B类型磁体，特别是，提 高最大磁能积(BHmax)的R-T-B类型磁体。为了获得这样的高性能磁体， 必须增加能够产生磁性的R2T14B相(下文称之为T1相)的百分比，并且必须 降低富R相。为了满足这些要求，总的稀土元素的含量(下文称之为TRE含 量)必须降低以获得一种接近化学计算的成份。
在这样一种情况下，在合金生产步骤和磁体生产步骤中存在下列能够 影响所产生磁体的磁性的问题。
第一，在一种合金(例如，一种Nd-Fe-B的三元合金)的熔炼和铸造中， 通过初始的γFe相和液相之间的包晶反应形成T1相。这样，当TRE含量(总 的R含量)降低时，易于形成αFe相，αFe相是γFe相的一种变型。αFe相以 枝晶的形式出现并在合金内在三维扩展，从而大大地降低了合金在磁体生 产步骤中的破碎性。
第二，当TRE含量(总的R含量)降低时，所存在的富R相的百分比也降 低。这样，不能期望得到由富R相产生的效果，即，使所产生的磁体具有高 密度以及提高磁体的矫顽性。
为了解决上述问题，在日本未审定(kokai)的专利公报5-222488和 5-295490中提出了一种浇铸带材的方法(SC方法)。根据这种SC方法，通 过中间包将熔融合金浇注到铜制水冷转动辊上并且通过与辊的接触而被凝 固，从而可连续地生产带状铸坯。接着，带状铸坯被粗糙地压碎，最后制 成薄片。
当利用SC方法铸造R-T-B类型稀土磁体合金时，可获得非常薄的薄片， 每一个薄片的厚度大约为0.2至0.4毫米，因此，用于凝固的冷却效率较高。 这样，熔融金属可被冷却到液相和γFe相的共存区域以下。即，没有形成γFe相而直接形成T1相。例如，当Nd的含量降至12.7at.％(质量百分比为28.5 ％)时，可在没有形成枝晶的αFe相的情况下铸造一种Nd-Fe-B三元合金， 当Nd的含量为12.7at.％(质量百分比为28.5％)时，可产生400kJ/m3或更 高的高性能磁体。(Y.Hirose，H.Hasegawa，S.Sasaki and M.Sagawa， Proceedings of the 15th International Workshop on Rare-Earth Magnets and Their AppilcationS，Volume 1，pages 77-86，30 August-3 September 1998，Dresden，Germany)。
由于凝固速度较快，因此利用SC方法铸造的合金具有较小的晶粒，沿 着短轴所测得的晶粒尺寸为20微米至30微米。图7示意性地示出了利用SC 方法铸造的并且R含量为11.8at.％(质量百分比为26.5％)或更高的R-T-B 稀土合金的横截面结构。在图7中，底面(被称为铸型接触表面)是铸坯中 与铸型接触的表面，并且顶面(被称为自由表面)与铸型接触表面相对。
成分R2T14B中超过化学计算量的过多的R在凝固过程中从凝固界面散 出，从而产生了以3微米至10微米的间隔排列的薄片状富R相30。富R相30 形成在晶粒29的晶界28上和晶粒29内。与利用叠箱铸型(book-mold)铸造 的常规合金相比，富R相30的分布比较细密且均匀。这样，可大大地提高在 氢裂过程中的破碎性，以使粉碎的颗粒尺寸达到晶粒尺寸的几分之一。即， 能够获得仅由单晶颗粒构成的粉末。附图标记32所示区域为T1相。
由单晶颗粒构成的粉末在后面的在磁场中压实的步骤中有助于形成沿 着C轴线方向取向的压块，所述C轴线用作易磁化轴线。
但是，仅进行不包括氢裂的机械粉碎会以没有利用产生在晶界上和晶 粒内的富R相的解理断裂形式产生通过晶粒扩散(即，贯穿晶粒)的裂纹。 因此，在粉碎的颗粒中，大量的颗粒具有晶界28，或换言之，不是单晶颗 粒。因此，当在磁场中压实时，对准的程度下降，对产生磁化产生不良影 响，并且在烧结后会降低磁能积。
本发明人提出了另一种快速凝固方法和用于该方法的设备(日本未审 定(kokai)的专利公报08-13078和08-332557)。特别是，通过箱式中间 包将熔融材料引入到转动的铸型中，箱式中间包以可往复运动的方式设置 在铸型中并且具有多个注口，熔融材料通过这些注口被沉积在转动铸型的 内表面上并且在该表面上凝固(CC(离心铸造)方法)。
在CC方法中，熔融材料被连续地浇注到已经被沉积和凝固的铸坯上。 当铸型转动一圈时，附加的熔融材料凝固；这样，可提高凝固速度。新注 入的熔融材料和现有的凝固铸坯的表面熔合在一起，从而使晶体外延生长。 这样，CC方法可生产晶粒尺寸比利用SC方法所生产的合金的晶粒长几倍的 合金。
但是，在生产R含量低的合金时，与SC方法相比，CC方法必然会产生树 枝状的αFe，这是由于在高温区域中的冷却速度较低。例如，在生产一种 Nd-Fe-B三元合金中，在Nd含量为14.84at.％(质量百分比为31.5％)或更 低时可以观察到树枝状的αFe的形成，这在SC方法中是看不到的。
在CC方法中，当降低熔融材料的沉积速率以提高凝固冷却速率时，凝 固的铸坯温度降低，从而增大了附加熔融材料沉积层的温降率，导致凝固 冷却速率的增大。但是，在CC方法中，降低沉积速率会带来下列问题。
(1)由于沉积速率是通过用每单位时间的熔融材料供给量(供给的体 积)除以铸型的有效内表面积而得到的数值，因此可使铸型的有效面积增 大。特别是，可使用相对于被铸造的材料量内径较大或者长度较长的铸型。 但是，这会使设备规格增大，需要更大的腔。另外，惰性气体的消耗也会 增加。这样，会降低经济效益。
(2)为了通过减少熔融材料的供给量来降低沉积速率，必须降低装在 中间包中的熔融材料的压差(head)。在这种情况下，熔融材料的供给会 变得不均匀，从而难以获得在铸型的纵向上厚度均匀的铸坯。因此，在纵 向上改变熔融材料的沉积速率会使铸坯的微观结构不均匀。
(3)当减少熔融材料的供给量时，会大大地降低装在中间包中的熔融 材料的温度，从而难以进行稳定的铸造。
(4)当沉积速率降低时，易于形成粗糙的铸坯表面，这样会降低商业 价值。
上述内容涉及的是R-T-B类型的稀土磁体合金。近年来，将储氢混合稀 土金属-镍合金用作镍氢电池的负电极材料的需求日益增加，镍氢电池是一 种蓄电池。但遗憾的是，储氢合金也存在类似的问题。
用作储氢混合稀土金属-镍合金的一种重要组分的金属间化合物是一 种被设定为M1T5相的化合物，该化合物包含混合稀土金属M和过渡金属T，混 合稀土金属M是稀土元素(例如，Ce、La、Nd和Pr)的混合物；以及过渡金 属T包括作为基本元素的Ni，混合稀土金属M和过渡金属T之间的比例为1∶5。
为了调节关于氢的吸附和解吸的平衡压力以及提高在用作负电极时的 催化性能以及用于电池中的各种性能(诸如，充电-放电循环性能)，过渡 金属T还包括除了作为主要元素的Ni以外的其它元素，诸如，Co、Al、Mn和Cu。
M1T5相不存在树枝状αFe形成的问题，但是，在利用常规的叠箱铸型进 行铸造时，可能导致添加元素的Mn析出的问题，从而对充电-放电循环性能 造成不良影响。这样，与磁体合金的情况类似，人们提出了一种用于生产 储氢混合稀土金属-镍合金的快速冷却(quench)方法和SC方法(日本未审 定(kokai)的专利公报05-320792)。
但是，所提出的这种快速冷却方法存在着残余应力被锁在铸坯中的问 题，这会对储氢性能造成不良影响。
本发明人还提出了一种以CC方式生产储氢混合稀土金属-镍合金的方 法(日本未审定(kokai)的专利公报09-180716)。但是，这种CC方法必 然会导致因凝固冷却速率低而使Mn析出的问题。难以使任何高熔点的金属 (例如Ti、Mo、Nb、V、W、Ta和Cr)以及含有这样的金属的合金和金属间 化合物均匀熔化。
本发明的概述
本发明的一个目的在于，解决上述问题并且提供一种凝固冷却速率高 于常规CC方法的铸造方法和铸造设备。本发明的另一个目的在于，利用该 铸造方法提供一种高性能的Nd-Fe-B类型的稀土磁体合金、高性能的储氢混 合稀土金属-镍合金或者类似的合金并且能够抑制树枝状αFe形成或者Mn或者类似元素的析出相的形成。本发明的另一个目的在于，提供一种用于 生产包含难以铸造的高熔点金属(例如Ti、Mo、Nb、V、W、Ta、Cr或类似 元素)的合金的铸造方法和铸造设备。
本发明人为了解决上述问题进行了广泛的研究，并且因此获得了本发 明。
本发明提供一种离心铸造方法，该方法包括下列步骤：将熔融材料浇 注到旋转体上；利用旋转体的转动来喷淋熔融材料；以及使被喷淋的熔融 材料沉积并凝固在一个转动的圆筒形铸型的内表面上。使旋转体的转动轴 线R和圆筒形铸型的转动轴线L不相互平行。
旋转体最好采用具有底部和侧壁的容器形式；侧壁中形成有孔部；以 及熔融材料被浇注到容器状旋转体的开口部分以能够通过孔部喷淋熔融材 料。
旋转体和圆筒形铸型最好沿着相同的方向转动。
本发明提供另一种离心铸造方法，该方法包括下列步骤：通过提供热 量使包含金属的材料体熔化同时使材料体转动；利用转动来喷淋熔融材料； 以及使被喷淋的熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内表面上。使 包含金属的材料体的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L不相互平行。
包含金属的材料体和圆筒形铸型最好沿着相同的方向转动。
在这些离心铸造方法中，最好使熔融材料经受由于旋转体的转动而产 生的不小于1G的作用力。
在这些离心铸造方法中，最好使熔融材料经受由于圆筒形铸型的转动 而产生的不小于3G的作用力。
由旋转体的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的倾斜角θ最 好在5度至40度的范围内。
由包含金属的材料体的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的 倾斜角θ最好在5度至40度的范围内。
当使熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内壁上时，平均沉积 速率最好不大于0.015厘米/秒。
当使熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内壁上时，平均沉积 速率最好不大于0.010厘米/秒。
当使熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内壁上时，平均沉积 速率最好不大于0.005厘米/秒。
当使熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内壁上时，铸坯的平 均表面温度为0.4T至0.8T，其中T(K)是熔融材料的凝固开始温度。
本发明提供一种离心铸造设备，该设备包括：可转动的圆筒形铸型； 设置在圆筒形铸型内的旋转体；以及用于将熔融材料浇注到旋转体上的供 给装置。旋转体是这样设置的，即，使旋转体的转动轴线R和圆筒形铸型的 转动轴线L不相互平行。利用旋转体的转动使浇注到旋转体上的熔融材料喷 淋并且使被喷淋的熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内表面上。
本发明提供另一种离心铸造设备，该设备包括：可转动的圆筒形铸型； 转动驱动机构，所述转动驱动机构与包含金属的材料体相连以使包含金属 的材料体的至少一端位于圆筒形铸型内并且所述转动驱动机构适于使包含 金属的材料体转动；以及通过产生电弧或等离子体电弧来熔化包含金属的 材料体的熔炼装置。使圆筒形铸型的转动轴线L和包含金属的材料体的转动 轴线R不相互平行。利用包含金属的材料体的转动使熔融的包含金属的材料 喷淋并且使被喷淋的熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内表面 上。
这些离心铸造设备最好是这样的，即，在熔融材料的沉积过程中可使 由圆筒形铸型的转动轴线L和旋转体的转动轴线R所形成的倾斜角θ或由圆 筒形铸型的转动轴线L和包含金属的材料体的转动轴线R所形成的倾斜角θ 被改变。
这些离心铸造设备最好是这样的，即，在熔融材料的沉积过程中可使 圆筒形铸型和/或旋转体或者圆筒形铸型和/或包含金属的材料体沿着转动 轴线L往复运动。
本发明所涉及的离心铸造方法最好是这样的，即，在熔融材料的沉积 过程中使由圆筒形铸型的转动轴线L和旋转体的转动轴线R所形成的倾斜角 θ或由圆筒形铸型的转动轴线L和包含金属的材料体的转动轴线R所形成的 倾斜角θ被改变。
最好在熔融材料的沉积过程中使圆筒形铸型和/或旋转体沿着转动轴 线L往复运动。
最好在熔融材料的沉积过程中使圆筒形铸型和/或包含金属的材料体 沿着转动轴线L往复运动。
本发明所涉及的离心铸造方法适于铸造稀土磁体合金。
稀土磁体合金所包含的稀土元素最好是从Nd、Pr和Dy中选择的一种或 多种元素。
最好，稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素。
最好，稀土磁体合金包含总量为11.8at.％至14.4at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素。
最好，稀土磁体合金包含总量为11.8at.％至13.5at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素。
本发明适于铸造R-T-B类型稀土磁体合金(R：包括从Nd、Pr和Dy中选 择的至少一种或多种元素的稀土元素；以及T：包括Fe的过渡金属)。
可通过在从900摄氏度至1,150摄氏度范围内的温度下对利用本发明所 涉及的离心铸造方法所获得的稀土磁体合金进行热处理来生产一种稀土磁 体合金。
可通过对利用本发明所涉及的离心铸造方法所获得的稀土磁体合金进 行粉碎或者通过在从900摄氏度至1,150摄氏度范围内的温度下对稀土磁体 合金进行热处理接着进行粉碎来生产一种稀土磁体合金粉末。
可利用这样获得的稀土磁体合金粉末生产一种烧结的磁体。
可通过对这样获得的稀土磁体合金粉末进行HDDR处理来生产一种用于 各向异性粘合磁体中的磁体粉末。
可利用这种用于各向异性粘合磁体中的磁体粉末生产一种各向异性粘 合磁体。
本发明提供一种利用铸造方法获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的 一种或多种元素，并且当在所述合金的铸态下测定时，沿着铸件厚度方向 在横截面上测得的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大 于10％，铸件的厚度为3毫米至30毫米。
本发明提供一种利用铸造方法获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的 一种或多种元素，当在所述合金的铸态下测定时，沿着铸件厚度方向在横 截面上测得的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大于10 ％，在该横截面上所测得的，沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶 粒占据的面积百分比为10％至98％。
本发明提供一种利用铸造方法获得的R-T-B类型稀土磁体合金，其特征 在于，当在所述合金的铸态下测定时，沿着铸件厚度方向在横截面上所测 得的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大于10％，并且 铸件的厚度为3毫米至30毫米。
本发明提供一种利用铸造方法获得的R-T-B类型稀土磁体合金，其特征 在于，当在所述合金的铸态下测定时，沿着铸件厚度方向在横截面上测得 的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大于10％，在该横 截面上所测得的，沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面 积百分比为10％至98％。
本发明提供一种利用铸造方法获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的 一种或多种元素，并且当在所述合金的铸态下测定时，在沿着铸件厚度方 向的横截面上观察时，基本上没有树枝状αFe相，铸件的厚度为3毫米至30 毫米。
本发明提供一种利用铸造方法获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的 一种或多种元素，并且当在所述合金的铸态下测定时，沿着铸件厚度方向 在横截面上观察时，基本上没有树枝状αFe相；在该横截面上所测得的， 沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积百分比为50％ 至98％，铸件的厚度为3毫米至30毫米。
本发明提供一种利用铸造方法获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的 一种或多种元素，并且当在所述合金的铸态下测定时，当沿着铸件厚度方 向在横截面上观察时，基本上没有树枝状αFe相；如在该横截面上所测得 的，沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积百分比为50 ％至98％并且晶粒的沿着短轴所测得的平均直径不小于60微米，铸件的厚 度为3毫米至30毫米。
这些稀土磁体合金最好是这样的，即，使其中所含的从Nd、Pr和Dy中 选择的一种或多种元素的含量为11.8at.％至14.4at.％。
这些稀土磁体合金最好是这样的，即，使其中所含的从Nd、Pr和Dy中 选择的一种或多种元素的含量为11.8at.％至13.5at.％。
这些稀土磁体合金最好是这样的，即，铸件的厚度为5毫米至20毫米。
本发明适于铸造一种稀土储氢合金。
稀土储氢合金最好是一种混合稀土金属(mischmetal)-镍合金。
被铸造的金属、合金或金属间化合物最好具有1400摄氏度或更高的熔 点或者凝固开始温度。
可铸造包含Ti的金属、合金或金属间化合物。
上述稀土磁体合金最好用作一种利用两相合金混合方法生产稀土磁体 中的主相合金。
稀土磁体粉末最好是这样的，即，上述稀土磁体合金粉末用作一种利 用两相合金混合方法生产稀土磁体中的主相合金粉末。
利用上述稀土磁体合金生产一种烧结磁体。
特别是，利用包括上述稀土磁体粉末的主相合金粉末和边界相合金粉 末的混合生产烧结磁体；并且边界相合金粉末中所含的Nd、Pr和Dy的总量 大于包含在主相合金粉末中的Nd、Pr和Dy的总量。
附图的简要说明
图1是表示本发明所涉及的铸造设备的一个示例的纵向截面图；
图2是表示旋转体的一个示例的侧视图；
图3是表示本发明所涉及的铸造设备的另一个示例的纵向截面图；
图4是表示利用等离子体电弧熔化包含金属的材料体的方法的一个示 例的侧视图；
图5是表示一种常规的使用CC方法的铸造设备的纵向截面图；
图6是表示一种常规的使用SC方法的生产设备的截面图；
图7是表示利用SC方法铸造的Nd-Fe-B类型铸坯的截面微观结构的一个 示例的示意图；
图8是利用本发明所涉及的铸造设备所生产的一种包括11.6at.％的Nd和5.9at.％的B并且其余为Fe的合金的截面反向散射(back scatterd)电子 显微照片；
图9是图8中所涉及的合金截面的较高放大倍率的反向散射电子显微照 片；以及
图10是利用SC方法所生产的一种包括11.6at.％的Nd和5.9at.％的B并且 其余为Fe的合金的截面反向散射电子显微照片。
实施本发明的最佳方式
本发明所涉及的一种离心铸造方法包括下列步骤：利用旋转体(参考 字母R表示旋转体的转动轴线)接收熔融材料；利用旋转体的转动来喷淋熔 融材料；以及使被喷淋的熔融材料沉积并凝固在转动的圆筒形铸型的内表 面上(参考字母L表示圆筒形铸型的转动轴线)，从而由熔融材料产出铸坯。 在该离心铸造方法中，不使由转动轴线R和转动轴线L所形成的倾斜角θ为0， 即，使转动轴线R和转动轴线L不相互平行。
接下来将参照图1描述用于实施该方法的离心铸造设备。
所示离心铸造设备具有这样的结构，即，熔化腔1和铸造腔2是相连的， 从而形成一种密封壳体。坩埚3设置在熔化腔1内，并且圆筒形铸型4设置在 铸造腔2内。
坩埚3适于通过提供热量使金属、合金、金属间化合物或类似物质熔化 成液态材料，从而产生熔融材料31。熔化方法的示例包括电阻加热、感应 加热、电弧熔化和等离子体电弧熔化。例如在大气氛围、真空氛围或惰性 气体氛围中进行熔炼。本发明所涉及的离心铸造方法特别适于铸造一种包 含稀土元素和高熔点金属的物质。适用于这种情况的熔化方法是在真空氛 围下或惰性气体氛围下的射频感应加热方法或者等离子体加热方法。所用 的惰性气体通常是氩气。当提高冷却速率时，氦气是优选的，这是因为其 导热率高。当使用等离子体电弧熔化时，惰性气体最好与氢气结合使用， 这是因为可增加熔化能量。
圆筒形铸型4以这样一种方式设置在铸造腔2中，即，使其可围绕转动 轴线L转动。在所述示例中，一个铸型驱动机构8与圆筒形铸型4的外圆筒表 面相连，以使圆筒形铸型4在铸型驱动机构8的转动驱动力的作用下转动。 在圆筒形铸型4的侧壁中形成一个通孔以使熔融材料供给装置可被插入，后 面将对熔融材料供给装置进行描述。
在圆筒形铸型4内设置有一个旋转体5。用于将熔融材料从坩埚3浇注到 旋转体5上的坩供给装置从熔化腔1延伸到铸造腔2。在图1中所示的示例中， 供给装置采用可将熔融材料在流动状态下引导到旋转体5中的流槽6的形 式。
旋转体驱动机构9以这样一种方式与旋转体5相连以使其能够围绕转动 轴线R转动。特别是，一个设置在旋转体驱动机构9上的驱动马达10产生驱 动力，所述驱动力被传递到旋转体5，从而使旋转体5转动。利用旋转体5 的转动使浇注到旋转体5上的熔融材料31被喷淋。使被喷淋的熔融材料31 沉积并凝固在圆筒形铸型4的内壁上，从而使喷淋的熔融材料形成铸坯7。
在图1中所示的示例中，旋转体驱动机构9从流槽6的同一侧与旋转体5 相连。但是，本发明并不限于此。例如，通孔可形成在圆筒形铸型4的两个 相应的侧壁中以使旋转体驱动机构9从与流槽6相对的一侧与旋转体5相连。
旋转体最好采用围绕转动轴线R的回转体的形式，并且回转体局部可具 有突出部分、沟槽部分、孔部或类似部分。例如，如图2(a)中所示，旋 转体可采用盘的形式；如图2(b)中所示，旋转体可采用具有凹下中心的 类似漏斗的形式；或如图2(c)中所示，旋转体可采用具有凸出中心的类 似锥头型的形式。这些旋转体上可形成有突出部分或沟槽部分。如图1中所 示，旋转体可采用具有底部和侧壁的类似容器的形式，侧壁中形成有多个 孔部11。该容器状旋转体是特别优选的。在采用容器状旋转体的情况下， 熔融材料被供给到旋转体内部中并且熔融材料在旋转体的离心力作用下通 过形成在侧壁中的孔被喷淋。
在图2中，从上方供给熔融材料，并且旋转体驱动机构9从与熔融材料 的供给侧相对的一侧与每一个旋转体相连。
由于利用旋转体使熔融材料被喷淋并且转动板的热容量小，因此，熔 融材料不会凝固在旋转体上，熔融材料可沉积并凝固在圆筒形铸型的内壁 上。
本发明所涉及的旋转体5与用于常规的CC方法中的箱式中间包相比，体 积大大地减小，从而降低了热容量。即，即使当每单位时间的熔融材料供 给量较小时，热辐射的程度也较小，因此，能够在铸造过程中避免产生熔 融材料的温度差。
熔融材料在圆筒形铸型上的平均沉积速率用V/S(单位：厘米/秒)表 示，其中V是每单位时间的熔融材料的铸造量(体积)，而S是熔融材料的 铸造面积。本发明所涉及的离心铸造方法和离心铸造设备能够减小V并且增 大S，因此与常规的铸造设备相比，可减小V/S值。
考虑到耐热性、导热性或类似因素，本发明所涉及的旋转体5最好是由 钢材、不锈钢、铜合金或类似材料制成。与熔融材料直接接触的部分衬有 一种具有良好的绝热性能和防护性能的耐火材料。这样的耐火材料的特定 实例包括氧化铝耐火材料、莫来石耐火材料、氧化锆耐火材料、氧化钙耐 火材料和氧化镁耐火材料。特别是，在铸造一种R-T-B类型的稀土合金或储 氢混合稀土金属-镍合金时，最好选择氧化铝耐火材料作为衬材料。在铸造 一种高熔点金属时，最好选择具有良好导热性的纯铜或铜合金，并且可根 据需要进行水冷。
必须根据熔体铸造量和熔融材料浇注速率来选择本发明所涉及的旋转 体5的尺寸。例如，在熔体铸造量为50千克至500千克时，在容器状旋转体 具有顶部开口和圆筒形侧壁的情况下，内径最好在200毫米至400毫米的范 围内选择。没有对容器状旋转体的长度进行特别的限定。通常，长度最好 略小于内径。
在容器状旋转体具有用于使熔融材料通过并被喷淋的孔部11的情况 下，孔部11是以这样的方式形成的，即，使孔部11从容器的内部穿过容器 状旋转体延伸到容器外部。为了能够使熔融材料在铸型内均匀地喷淋并且 获得具有均匀微观结构的铸坯，最好提供多个孔部11。特别是由于熔融材 料存在温度差，因此在铸造的开始阶段易于出现孔部11堵塞的情况，为了 防止孔部11堵塞，每一个孔部11的直径最好不小于1毫米，不小于1.5毫米 更好。为了提高铸坯的均匀性，孔部的直径最好不大于5.0毫米，不大于3.0 毫米更好。当设置在容器状旋转体5上的孔部数量较多时必须减小孔部直 径。相反，当孔部数量较少时必须增大孔部直径。作为一个原则，最好在 使孔部开口的总面积N×πD2/4保持不变的同时从其各种组合中选择孔部直 径和孔部数量，在N×πD2/4中，D是孔部直径，而N是孔部数量。
在考虑下面所述因素的情况下确定旋转体的转动速度。使用足够的转 动速度以使从旋转体排出的熔融材料流具有这样的排出速度，即，使熔融 材料能够达到铸型的内壁并可撞击到内壁上，同时即使当熔融材料流飞向 铸型上部时也能使其保持足够的速度。例如，在使用容器状旋转体的情况 下，当忽略熔融材料的粘度时，熔融材料在容器状旋转体的径向上的排出 速度Vr用Vr＝(2αh)1/2来表示，其中h是在离心力作用下压靠在容器状旋 转体的侧壁上的圆筒形熔融材料的宽度，而α是在容器状旋转体的侧壁上 所测得的离心力。α用α＝2Di×(πRt)2来表示，其中Di是容器状旋转体的 侧壁直径，而Rt是容器状旋转体的转动速度(每单位时间的转数)。这样， 排出速度Vr可用Vr＝2πRt(Dih)1/2来表示。必须选择这样的条件，即在该 条件下，熔融材料可撞击铸型的内壁，同时即使当考虑到由于重力作用而 产生的减速时也能够使排出速度和容器状旋转体的圆周速度Vs的速度之和 保持足够的速度值。应该注意的是，圆周速度Vs用Vs＝π×R0×Rt表示，其中 R0是容器状旋转体的外壁部分的直径。
在旋转体5的作用下被喷淋的熔融材料沉积并凝固在围绕转动轴线L转 动的圆筒形铸型4的内表面上。
在这种情况下，不使由旋转体的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L 所形成的倾斜角θ为0，即，使转动轴线R和转动轴线L不相互平行。“使熔 融材料沉积并凝固”这种表达方式的含义是，使熔融材料撞击在铸型壁或 已经被沉积且凝固的铸坯上，接着使其凝固。当已经被沉积且凝固的凝固 层被刮去或者当熔融材料进一步沉积并凝固在现有的凝固层上时便进行铸 造。根据本发明，熔融材料进一步沉积在现有的凝固层上以促进外延生长， 从而可获得大的晶粒尺寸。
在本发明中，被沉积并凝固的熔融材料在离心力的作用下压靠在圆筒 形铸型的内壁上以提高其均匀性。另外，提高到圆筒形铸型的热传导性能， 从而可提高冷却速率。在这种情况下，旋转体5和圆筒形铸型4是这样设置 的，即，不使由旋转体5的转动轴线R和圆筒形铸型4的转动轴线L所形成的 倾斜角θ为0，并且旋转体5和圆筒形铸型4被转动，从而可使熔融材料在圆 筒形铸型4的内壁的宽范围内被沉积和凝固。在这种情况下，当旋转体5和 圆筒形铸型4以相同的速度(每单位时间的转数；例如，rpm)转动时，熔 融材料被沉积在一个有限的位置处。因此，在圆筒形铸型4内的有限区域中 形成一个厚铸坯。在这种情况下，不能如在铸坯生产中所希望的降低沉积 速率；这样，必须避免这样的铸造条件。另外，当旋转体5和圆筒形铸型4 之间没有较大的速度差时，熔融材料易于沉积在有限的位置处；这样就难 以获得具有均匀的微观结构的铸坯。而且，当旋转体5和圆筒形铸型4以一 定的速度转动时，熔融材料会选择性地沉积在圆筒形铸型4的内表面的特定 部分处，从而会对沉积的均匀性造成不良影响。这样，必须避免这样的铸 造条件。
为了避免由于铸造条件而导致不均匀的微观结构形成，在旋转体5和圆 筒形铸型4之间最好存在不小于10％的转动速度差，二者之间存在不小于20 ％的转动速度差更好。
在本发明中，由旋转体5的转动轴线R和圆筒形铸型4的转动轴线L所形 成的倾斜角θ通常满足0°＜θ＜90°的关系。还包括转动轴线R和转动轴线L不在 同一个平面上的情况。在这种情况下，两个转动轴线中的一个被投影到包 括另一个转动轴线的平面上。在该平面上由转动轴线R和转动轴线L所形成 的一个角度被用作倾斜角。
当本发明所涉及的离心铸造设备这样设置时，即，使圆筒形铸型的转 动轴线L相对于地面是水平的，圆筒形铸型的转动速度最好这样被确定的， 即，至少使施加在熔融材料上的离心力不小于1G，这样，当熔融材料到达 铸型上部时，熔融材料不会因重力作用而下落。当离心力增大时，被铸造 的熔融材料在离心力的作用下被散布在铸型内壁上的可能性更大。这样， 可提高冷却效果，从而提高均匀性。为了这个原因，根据本发明所涉及的 离心铸造方法，圆筒形铸型的转动速度最好被这样确定，即，使离心力不 小于3G，离心力不小于5G更好。当铸型的转动轴线L垂直于地面时，确定转 动速度的基础与转动轴线L水平设置的情况下的差别不大。
根据常规的CC方法，熔融材料通过箱式中间包的注口以重力下落的方 式被供给到在转动的同时还进行移动的铸型表面上。在这种常规的CC方法 中，熔融材料易于撞击已经被沉积并凝固的铸坯的突出部分上。这样，铸 坯的表面粗糙度易于进一步增大。特别是，当为了提高凝固冷却速率而降 低沉积速率时，熔融材料在离心力使熔融材料均匀散布之前凝固。因此， 表面粗糙度易于被大大地提高。这样，当常规的CC方法使用低沉积速率时， 这些现象会对所获得的铸坯的商业价值产生极大的不良影响。
相反，根据本发明，使用旋转体或容器状旋转体来喷淋熔融材料，从 而可为熔融材料提供离心力。由于熔融材料以较高的速度被供给到铸型的 内壁上，即使当已经被沉积并凝固的铸坯上形成有凹陷部分和突出部分， 熔融材料也会均匀地被供给到凹陷部分上。另外，由圆筒形铸型所产生的 离心力又被施加在熔融材料上，使熔融材料以更有利的方式均匀地散布， 接着凝固。因此，可生产出表面上的凹陷部分和突出部分很少且光滑的铸 坯。
本发明中所涉及的圆筒形铸型的形式可被这样确定，即，使其便于加 工；特别是，便于设备的制造、铸型的浇注、维修和安装、铸坯的收集等。 特别是，在本发明中，旋转体基本上被设置在圆筒形铸型的中心部分处以 使旋转体的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L形成一定的倾斜角θ，倾斜 角θ在某些情况下是可变的。这样，合适的是，圆筒形铸型的内径至少不小 于500毫米并且圆筒形铸型的宽度不大于圆筒形铸型的内径的两倍。
在本发明中，没有对圆筒形铸型的取向进行特别的限定。例如，圆筒 形铸型的转动轴线L可沿着垂直方向或水平方向设置。
本发明所涉及的圆筒形铸型最好是用铸铁制成的，这是因为铸铁易于 生产并且具有良好的机加工性能，或者是用钢材制成的；例如，用JIS G 3193 表示的热轧钢板或者用JIS G 3106表示的用于焊接结构件的轧钢。或者可 使用导热性能优于钢材的铜或铜合金。
必须仔细地选择铸型的厚度，这是由于厚度会影响铸型的冷却铸坯的 能力。根据本发明，铸型厚度最好不小于被铸造的铸坯厚度的三倍，不小 于被铸造的铸坯厚度的五倍更好，以提高冷却能力。采用这样的铸型厚度 可提高铸坯的冷却速率；可在铸坯的收集过程中抑制铸坯的氧化；并可减 少施加给工人的热负荷。
根据上述示例，熔融材料从坩埚供给到旋转体。旋转体的转动使熔融 材料被喷淋以沉积和凝固在圆筒形铸型的内壁上。但是，本发明并不限于 此。
例如，可使用如图3中所示的另一种设备。特别是，一种杆状的包含金 属的材料体25与转动驱动机构9相连。利用由熔炼装置所产生的电弧或等离 子体电弧27使包含金属的材料体25在转动的同时被熔化。特别是，利用被 用作熔炼装置的等离子电弧枪26所产生的等离子体电弧27使包含金属的材 料体25被熔化。利用电弧电流导线33为等离子电弧枪26提供电流。
在这种情况下，如图4中所示，在包含金属的材料体25的一端上的熔化 位置略微偏离转动轴线R；这样，可使熔融材料在与包含金属的材料体25 的转动相关的离心力作用下沿着基本上垂直于转动轴线R的方向被喷淋。使 被喷淋的熔融材料沉积并凝固在围绕转动轴线L转动的圆筒形铸型4的内表 面上。
没有对用于将包含金属的材料体25与转动驱动机构9连接在一起的方 法进行特别的限定。例如，可使用诸如螺纹连接、卡紧连接和焊接等各种 连接方法。
该方法需要熔炼装置，但允许省去坩埚、流槽和一个旋转体。
在本发明所涉及的离心铸造方法中，旋转体或包含金属的材料体和圆 筒形铸型最好沿着同一方向转动。使用不同的转动方向能够增大旋转体或 包含金属的材料体和圆筒形铸型之间的相对速度。不过，在这种情况下， 在熔融材料撞击到圆筒形铸型上后熔融材料的倾斜角变得太小以致于使熔 融材料散布在圆筒形铸型上。这样，撞击的熔融材料易于溅射，从而对生 产率造成不良影响。
根据本发明，为了提高熔融材料的平均沉积速率的减小量，由转动轴 线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的倾斜角θ不小于5度较好，不小于10 度更好，不小于15度最好。但是，当倾斜角θ超过40度时，在设置圆筒形铸 型和容器状旋转体或类似装置方面出现结构上的困难。另外，从旋转体或 类似装置喷淋的熔融材料易于在撞击到铸型上后溅射，并且从铸型中溅出 的熔融材料的百分比增大会降低生产率。这样，本发明所涉及的铸造方法 最好采用不大于35度的倾斜角θ，倾斜角θ不大于30度更好。
在铸造过程中，由圆筒形铸型的转动轴线L和旋转体或包含金属的材料 体的转动轴线R所形成的倾斜角θ最好在上述范围内是可变的。这是因为， 如果倾斜角θ是固定的，那么铸坯易于在圆筒形铸型内壁的相对端部附近变 厚，而在内壁的中心部分附近变薄。在倾斜角θ可变的情况下进行铸造能够 使所获得的铸坯厚度以更有利的方式均匀分布。在这种情况下，倾斜角θ 可被设为0。例如，倾斜角θ可在-20度至20度的范围内以连续或不连续的形 式变化。在这种情况下，倾斜角θ最好包括在5度至40度范围内的角度。
在本发明中，圆筒形铸型4或旋转体5可在铸造过程中沿着转动轴线L 往复移动，从而使熔融材料以均匀的厚度沉积并凝固在圆筒形铸型的整个 内表面上。圆筒形铸型4和旋转体5可相对移动；即，代替圆筒形铸型4进行 的往复移动，而仅使旋转体5可沿着转动轴线L往复移动。在这种情况下， 用于改变倾斜角θ的机构和用于使圆筒形铸型或类似装置沿着转动轴线L往 复移动的机构可以相互独立的方式被操作，但是最好以一种共同作用的方 式被操作。
在本发明中，为了提高凝固冷却速率，熔融材料在沉积在圆筒形铸型 内壁上的过程中的平均沉积速率最好被设定在较低的程度。特别是，平均 沉积速率最好在0.015厘米/秒至0.001厘米/秒的范围内，在0.010厘米/ 秒至0.001厘米/秒的范围内更好。在铸造包含稀土元素的合金且所包含的 稀土元素总量不大于12.5at.％的情况下，平均沉积速率在0.005厘米/秒 至0.001厘米/秒的范围内是特别好的，这是因为可减少树枝状αFe相的形 成。采用这样的沉积凝固速率范围能够降低每单位时间和单位面积输入到 铸坯上的热量。这样，在铸造过程中铸坯的表面温度降低，从而提高了另 外供给的熔融材料沉积层的凝固冷却速率。
根据本发明，另外供给的熔融材料沉积层和现有的凝固铸坯的表面层 熔合在一起，从而可使晶体以外延的方式生长。这样，晶体也会沿着垂直 于厚度方向的方向生长。因此，与SC方法相比，本发明能够提供一种晶体 足够大的合金。
但是，当沉积速率被设定得太低时，铸坯的表面温度在铸造过程中会 变得太低，导致熔合不充分。这样，晶体不可能以外延的方式生长。另外， 当熔合不充分时，可在层间界面处形成空隙。由于这样的空隙阻碍热量传 输，因此不能达到充分冷却的效果。
为了避免这样的现象，本发明人对各种组分的合金进行了研究并且发 现，当在铸造过程中所测得的铸坯的平均表面温度为0.4T至0.8T时可避免 这样的现象，铸坯的平均表面温度为0.5T至0.8T更好，其中T(K)是熔融 材料的凝固开始温度。在铸造过程中，可利用辐射高温计或类似的装置通 过形成在铸造腔中的检测窗口来测量铸坯表面温度。为了提高被测温度的 准确度，必须以下面所述的方式预先准备一个校准曲线。对一个能够利用 热电偶进行温度测量的金属块进行实际加热并且利用光学高温计通过相同 的测量窗口进行温度测量。将热电偶测量结果与光学高温计的测量结果进 行比对，从而形成校准曲线。
除了通过反复地使熔融材料沉积并凝固在圆筒形铸型内壁上来生产铸 坯以外，本发明所涉及的离心铸造方法还可在使熔融材料不沉积在现有沉 积铸坯上的情况下生产薄铸坯或者窄带状沉积凝固的产品。在这种情况下， 当圆筒形铸型的圆周速度增大时，所获得的带材变薄，从而提高了凝固速 率。为了连续地批量生产薄铸坯或者沉积凝固的带材，沉积在圆筒形铸型 上的凝固产品必须被连续地收集。具体的方法如下：利用气刀、机械刮刀 或类似的装置将沉积凝固的产品从铸型上刮下；使圆筒形铸型向下敞开， 以使沉积凝固的产品下落；以及瞬时分离铸型以使铸坯剥离。
本发明所涉及的铸造方法适于铸造稀土磁体合金、稀土储氢合金以及 包含高熔点元素的合金，而常规的铸造方法在铸造这样的合金时会遇到困 难。
适于利用本发明所涉及的铸造方法铸造的稀土磁体合金是包含的稀土 元素的合金，其中所包含的稀土元素是从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种 元素，特别是一种R-T-B类型稀土磁体合金。
适于利用本发明所涉及的铸造方法铸造的稀土储氢合金是一种包含作 为其重要组分的金属间化合物的混合稀土金属-镍合金，金属间化合物采用 M1T5相，其中包含混合稀土金属M和过渡金属T，混合稀土金属M是稀土元素 (例如，Ce、La、Nd和Pr)的混合物；以及过渡金属T包括作为基本元素的 Ni，混合稀土金属M和过渡金属T之间的比例为1∶5。
适于利用本发明所涉及的铸造方法铸造的包含高熔点元素的合金是熔 点或者凝固开始温度为1400摄氏度或更高的金属、合金或金属间化合物， 特别是包含Ti的合金或金属间化合物。
本发明所涉及的铸造方法可生产具有不能利用常规的铸造方法获得的 微观结构的合金和非常均匀的合金。另外，通过对铸坯进行热处理可改善 铸坯的微观结构或者可提高铸坯的微观结构的均匀性。用于R-T-B类型稀土 磁体合金的热处理温度最好在900摄氏度至1,150摄氏度的范围内。当热处 理温度低于900摄氏度时，原子的扩散变得不充分。相反，当热处理温度超 过1,150摄氏度时，会达到能够产生γFe的温区。这样，在冷却后，通过γFe的转化产生αFe相。另外，将使微观结构变得很粗糙。
利用一种常规的铸造方法(所谓的叠箱铸型方法)所铸造的R-T-B类型 稀土磁体合金可在1,000摄氏度至1,150摄氏度的范围内被长时间地热处理 以消除树枝状αFe相。相反，本发明所涉及的铸造合金(铸坯)可被用作 无需进行热处理仅通过粉碎形成的磁体合金粉末。没有对粉碎方法进行特 别的限定。可采用氢裂、机械粉碎、氢裂和机械粉碎的组合方法或类似的 方法。特别是，利用本发明所涉及的铸造方法生产的R-T-B类型稀土磁体合 金可是这样的，即，即使在合金的铸态下(在铸造后没有进行用于消除树 枝状αFe相、改善晶体微观结构等的热处理或其它类似处理的状态)，沿 着厚度方向在铸件截面上包含的在打点状态(dotting condition)下沉积 的树枝状αFe相的微观结构所占据的百分比也减少。包含树枝状αFe相的微 观结构指的是在铸坯截面的反向散射电子显微照片上所观察到的在共存状 态下的包含树枝状αFe相、T1相、富R相或类似相的微观结构。这样的微观 结构所占据的区域可与主要包括T1相和富R相的微观结构被区分开。如后面 将描述的，即使在TRE的含量小于11.8at.％的情况下，这样的微观结构也可 与没有形成树枝状αFe相的主要包括T1相和片状Fe的微观结构被区分开。 利用下面所述的方式可获得包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分 比。沿着厚度方向在等间隔的状态下在位于铸坯截面上的10个位置中的每 一个位置处获取铸坯截面的反向散射电子显微照片。利用图像处理器分析 这些电子显微照片，从而获得上述包含树枝状αFe相的区域的面积。用所 获得的面积除以电子显微照片的总面积。用百分比表示所获得的数值，从 而能够获得上述面积百分比。
本发明所涉及的铸造方法可提供通过铸造所获得的稀土磁体合金，其 特征在于，所述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％(质量百分 比为25.0％至33.0％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，所述稀 土磁体合金包含总量为11.8at.％至14.4at.％(质量百分比为26.5％至31.5 ％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素较好，所述稀土磁体合金包 含总量为11.8at.％至13.5at.％(质量百分比为26.5％至30.0％)的从Nd、 Pr和Dy中选择的一种或多种元素最好，并且其特征在于，当在所述合金的 铸态下测定时，在沿着铸件厚度方向的横截面上观察时，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大于10％，铸件的厚度为3毫米至30毫 米，铸件的厚度最好为5毫米至20毫米。这样的稀土磁体合金不能利用常规 的铸造方法来获得。
本发明所涉及的铸造方法可提供通过铸造所获得的稀土磁体合金，其 特征在于，所述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％(质量百分 比为25.0％至33.0％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，所述稀 土磁体合金包含总量为11.8at.％至14.4at.％(质量百分比为26.5％至31.5 ％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素较好，所述稀土磁体合金包 含总量为11.8at.％至13.5at.％(质量百分比为26.5％至30.0％)的从Nd、 Pr和Dy中选择的一种或多种元素最好，并且当在所述合金的铸态下测定时， 沿着铸件厚度方向在横截面上观察时，包含树枝状αFe相的微观结构占据 的面积百分比不大于10％，并且沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的 晶粒占据的在该横截面上所测得的面积的百分比为10％至98％。
以下面所述的方式获得沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶 粒占据的面积百分比。通过偏光显微镜获得从铸坯的与铸型接触的表面(铸 型接触表面)延伸到相对表面(自由表面)的铸坯截面的顺序照片。利用 图像处理器分析这些照片，从而识别沿着长轴所测得的直径不小于1,000 微米的晶粒并获得这些晶粒的总面积。用所获得的面积除以照片的总面积。 用百分比表示所获得的数值，从而能够获得上述面积百分比。
本发明所涉及的铸造方法可提供通过铸造所获得的R-T-B类型稀土磁 体合金，其特征在于，当在所述合金的铸态下测定时，如在沿着铸件厚度 方向所获得的横截面上所观察的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面 积百分比不大于10％，铸件的厚度为3毫米至30毫米，铸件的厚度最好为5 毫米至20毫米。
本发明所涉及的铸造方法可提供通过铸造所获得的R-T-B类型稀土磁 体合金，其特征在于，当在所述合金的铸态下测定时，如在沿着铸件厚度 方向所获得的横截面上所观察的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面 积百分比不大于10％，并且在该横截面上所测得的沿着长轴的直径不小于 1,000微米的晶粒占据的面积百分比为10％至98％。
本发明所涉及的铸造方法可提供通过铸造所获得的稀土磁体合金，其 特征在于，所述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％(质量百分 比为25.0％至33.0％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，所述稀 土磁体合金包含总量为11.8at.％至14.4at.％(质量百分比为26.5％至31.5 ％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素较好，所述稀土磁体合金包 含总量为11.8at.％至13.5at.％(质量百分比为26.5％至30.0％)的从Nd、 Pr和Dy中选择的一种或多种元素最好，并且当在所述合金的铸态下测定时， 在横截面上沿着铸件厚度方向观察，基本上没有树枝状αFe相，铸件的厚 度为3毫米至30毫米，铸件的厚度最好为5毫米至20毫米。
应该注意的是，基本上不包含树枝状αFe相的稀土磁体合金是在铸件 截面上沿着厚度方向包含在打点状态(dotting condition)下沉积的树枝 状αFe相的微观结构所占据的百分比不大于5％，最好不大于3％的合金。
本发明可提供一种通过铸造而获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％(质量百分比为25.0％至 33.0％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，所述稀土磁体合金包 含总量为11.8at.％至14.4at.％(质量百分比为26.5％至31.5％)的从Nd、 Pr和Dy中选择的一种或多种元素较好，所述稀土磁体合金包含总量为 11.8at.％至13.5at.％(质量百分比为26.5％至30.0％)的从Nd、Pr和Dy中 选择的一种或多种元素最好，并且当在所述合金的铸态下测定时，在横截 面上沿着铸件厚度方向观察时，基本上没有树枝状αFe相；并且在该横截 面上的，沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积百分比 为50％至98％，面积百分比为80％至98％最好，铸件的厚度为3毫米至30 毫米，铸件的厚度最好为5毫米至20毫米。
本发明可提供一种通过铸造所获得的稀土磁体合金，其特征在于，所 述稀土磁体合金包含总量为11.0at.％至15.2at.％(质量百分比为25.0％至 33.0％)的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，所述稀土磁体合金包 含总量为11.8at.％至14.4at.％(质量百分比为26.5％至31.5％)的从Nd、 Pr和Dy中选择的一种或多种元素较好，所述稀土磁体合金包含总量为 11.8at.％至13.5at.％(质量百分比为26.5％至30.0％)的从Nd、Pr和Dy中 选择的一种或多种元素最好，并且当在所述合金的铸态下测定时，在横截 面上沿着铸件厚度方向观察时，基本上没有树枝状αFe相；并且在该横截 面上沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积百分比为 50％至98％，面积百分比为80％至98％最好，以及晶粒的沿着短轴所测得 的平均直径不小于60微米，铸件的厚度为3毫米至30毫米，铸件的厚度最好 为5毫米至20毫米。
图8和图9是本发明所涉及的一种包括11.6at.％的Nd和5.9at.％的B并且 其余为Fe的稀土磁体合金的截面反向散射电子显微照片。图9是图8的局部 放大图。在图8中，上侧对应自由表面，下侧对应铸型接触表面。在图9中， 右手侧对应自由表面，左手侧对应铸型接触表面。
在图8中，基质相(matrix phase)是T1相，并且数量很少并且在截面 上部分呈现深黑色点的相(dotty phase)是树枝状αFe相。以大量白点图 案呈现并且位于树枝状αFe相附近的相是通过打破组分平衡而产生的富R 相。在图9中，在T1相中呈现黑的、很薄且条纹状的相是片状αFe相。产生 在树枝状αFe相附近的呈白点的富R相不是产生在片状αFe相附近。从图8和 图9中看出，可以容易地将树枝状αFe相和片状αFe相相互区分开。
图10是利用SC方法铸造的具有相同组分的合金的截面反向散射电子显 微照片。图10示出了用作基质相的灰色T1相和大量以深黑色点图案呈现的 树枝状αFe相，并且树枝状αFe相从截面的中心部分延伸到自由表面一侧 (附图中右手侧)。以大量白点图案呈现的并且由于打破组分平衡而产生 的富R相可在树枝状αFe相附近被观察到。另外，薄的、黑色的且条纹状的 片状αFe相从截面的辊表面侧(附图中左手侧)延伸到中心部分。
一种Nd-Fe-B类型的稀土磁体合金通常具有这样的趋势，即，降低Nd含量可能会产生更多的树枝状αFe相。为了防止这样的树枝状αFe相的生 成，例如，必须用Dy代替一部分Nd，或者必须提高B含量。实际上，在利用 上述SC方法铸造的Nd-Fe-B三元稀土磁体合金中，产生大量树枝状αFe相。 相反，本发明所涉及的稀土磁体合金的特征在于，无需用Dy代替一部分Nd或者提高B含量即可抑制树枝状αFe相的生成。
如上所述，对于本发明所涉及的稀土磁体合金，即使当TRE含量(总的 R含量)小于11.8at.％，此含量不大于R2T14B相的R含量时，在已知的微观 结构中观察到的树枝状αFe相的生成可被抑制并且过量的Fe组分可被形成 片状。由于片状αFe相的厚度很小，因此片状αFe相不会对在磁体生产方法 中的粉碎造成任何不良影响。
以下面所述的方式获得沿着短轴所测得的晶粒平均直径。沿着厚度方 向在等间隔的状态下在位于铸坯截面上的10个位置中的每一个位置处利用 偏光显微镜获得从铸坯的铸型接触表面延伸到自由表面的铸坯截面照片。 在每一个照片上，沿着垂直于柱状晶粒的生长方向画出5条直线。当字母N 表示单个直线和晶界之间的交叉点的数量，而字母L表示直线的长度，该直 线相关的晶粒的平均直径是用下列表达式表示的。
(沿着短轴所测得的晶粒平均直径)＝L/(N+1)
对与50个直线相关的50个平均直径值求平均值以获得铸坯沿着短轴所 测得的晶粒平均直径。
利用本发明所涉及的离心铸造方法可生产具有极好磁体性能的稀土磁 体合金。特别是，本发明所涉及的方法可铸造厚度3毫米至30毫米的铸坯， 该铸坯比利用常规的SC方法或CC方法铸造的铸坯厚。另外，本发明所涉及 的方法可提供大晶粒铸坯，该大晶粒铸坯中的长轴不小于1000微米的晶粒 占据10％至98％。仅利用叠箱方法已经能够获得这样的大晶粒。本发明所 涉及的方法可提供一种铸造产品，在该铸造产品中，当在所述合金的铸态 下测定时，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比不大于10％。 利用叠箱方法不能获得这样一种铸造产品。
当这种铸造合金被压碎、粉碎并且用于烧结磁体的生产中，在磁场中 压实的过程中对准的程度不会降低。这样，该铸造合金非常适用于烧结磁 体的生产中。另外，该铸造合金被压碎并且接着受到HDDR(氢化-歧化-解 吸-复合)处理，其中通过提供热量在氢的氛围中在高温下对被压碎的铸坯 进行处理，并且接着进行排气以获得优选取向的晶粒。这样获得的粉末适 用于各向异性粘合磁体的生产中。利用这样的粉末生产的各向异性粘合磁 体具有极好的磁性。
可利用粉碎器(诸如喷射粉碎机、球磨机或振动磨碎机)对已经过热 处理的或者没有经过热处理的铸坯进行粉碎。颗粒尺寸最好在2微米至5微 米的范围内，在3微米至4微米的范围内更好。例如可用FSSS(菲舍尔筛下 粒度分析仪)测量被粉碎的颗粒尺寸。
利用单一合金方法(single-alloy method)或两相合金混合方法生产 烧结的稀土磁体。在单一合金方法(single-alloy method)中，在磁场中 对单一类型的稀土磁体合金粉末进行压实，接着进行烧结。在两相合金混 合方法中，一种被称为主相合金的R组分含量低的R-T-B类型稀土合金粉末 和一种被称为边界相合金的R组分含量高的R-T-B类型稀土合金粉末或R-T 类型稀土合金粉末被混合。
用于两相合金混合方法中的R组分含量低的主相合金更适于生产高性 能的磁体。但是，如上所述，对于CC方法，R组分含量为14.4at.％(重量 百分比为31.5％)或者更低会产生有害的树枝状αFe相。另外，对于SC方 法，R组分含量为12.7at.％(重量百分比为28.5％)或者更低会产生有害 的树枝状αFe相。这样，这些方法在不采用昂贵的用于消除树枝状αFe相的 固溶热处理的情况下生产R组分含量低的主相合金是困难的。
但是，利用本发明所涉及的离心铸造方法生产的合金的特征在于，包 含总量达到11.0at.％的从Nd、Pr和Dy中选择的一种或多种元素，并且在横 截面上沿着铸件厚度方向观察时，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面 积百分比不大于10％。这样，这种合金非常适于用作在两相合金混合方法 中主相合金。另外，合金的晶粒较大，使沿着长轴所测得的直径不小于1,000 微米的晶粒占据的面积百分比为50％至98％，从而提高了磁体的对准程度， 因此提高了剩磁强度Br和最大磁能积(BH)max。
因此，利用本发明所涉及的离心铸造方法生产的合金不仅特别适于用 作在单一合金方法(single-alloy method)中所用的稀土磁体合金而且特 别适于用作在两相合金混合方法中所用的主相合金。即，利用这样一种两 相合金混合方法可获得极好的磁体，在该两相合金混合方法中，利用本发 明所涉及的离心铸造方法生产的合金粉末用作主相合金与利用常规方法生 产的R组分含量高的合金用作边界相合金粉末进行混合。
下面将对一种利用由本发明所涉及的离心铸造方法生产的稀土磁体合 金生产烧结磁体的方法进行描述。但是，本发明并不仅限于下面所述的这 种方法。
首先，按照氢裂、粗碎和细碎的顺序对稀土磁体合金进行粉碎处理以 将稀土磁体合金粉碎成颗粒，颗粒尺寸最好为2微米至5微米，尺寸为3微米 至4微米更好。例如可用FSSS(菲舍尔筛下粒度分析仪)测量通过粉碎所获 得的颗粒尺寸。根据氢裂，主要是在压力为200托至50千克/平方厘米的氢 气氛围下使铸坯的富R相吸附氢，从而产生R-氢化合物。R-氢化合物的生成 导致富R相的体积增大，从而使铸坯被精细地破碎或者在铸坯内产生大量的 细微裂纹。由于，对于R组分的含量为11.8at.％或更高的合金，富R相基本 上一定存在于R2T14B相晶粒的晶界处，因此，氢裂能够使裂纹基本上一定产 生在R2T14B相晶粒处。用于粗碎的粉碎器的实例包括Brown粉碎机和盘式粉 碎机。利用这样一种粉碎机，可在惰性气体(诸如氩气或氮气)氛围中进 行粉碎，并且粉碎后的颗粒尺寸不大于500微米。用于细碎的粉碎器的实例 包括喷射粉碎机。利用这样一种粉碎机，可在惰性气体(诸如氩气或氮气) 氛围中进行粉碎，并且粉碎后的颗粒尺寸为2微米至5微米。由于晶粒大， 因此仅利用Brown粉碎机和喷射粉碎机进行机械粉碎同时省去氢裂的步骤 即可将由本发明所涉及的离心铸造方法生产的稀土磁体合金制成基本上包 括单晶的粉末。当使用氢裂时，可省去粗碎的步骤。
当由本发明所涉及的离心铸造方法生产的稀土磁体合金中的TRE含量 为11.8at.％或更低时，基本上不存在片状的富R相。因此，利用上述机构 的氢裂是无效的。但是，由于通过吸附少量的氢可使R2T14B相膨胀，因此， 可在氢气的氛围下使铸坯沿着从其表面向着内部的方向膨胀并裂开。即使 在TRE含量不大于11.8at.％的情况下，在R2T14B相晶界处的原子间结合力也 弱于在R2T14B相晶体中的原子间结合力。这样，基本上一定在晶界处产生裂 纹。
利用能够在磁场中进行压实的设备可使这样获得的粉末被压实。考虑 到在腔内的磁场方向，通过磁性材料和非磁性材料的结合制造压型。压实 压力最好为0.5t/cm2至2t/cm2。在压实过程中，腔内的磁场条件最好为0.5T 至2T。为了减小粉末和压型内壁之间的摩擦力以及粉末颗粒之间的摩擦力 以在磁场中进行压实的过程中提高优选的取向度，最好在粉末中加入润滑 剂如硬脂酸锌。所加入的润滑剂的优选量是0.01wt.％至1wt.％。润滑剂可 在细碎前或细碎后被加入。在磁场中进行压实之前，最好利用V型混合器或 类似装置使含有润滑剂的粉末在惰性气体(诸如氩气或氮气)氛围中进行 充分地混合。
当在生产烧结磁体中使用一种两相混合方法时，在利用能够在磁场中 进行压实的装置进行压实之前，必须将主相合金和边界相合金混合在一起。 可在氢裂之前、在粗碎之前、在细碎之前或者细碎之后进行混合。在磁场 中进行压实之前，最好利用V型混合器或类似装置使这些粉末在惰性气体 (诸如氩气或氮气)氛围中进行充分地混合。
特别是，对于利用本发明所涉及的离心铸造方法生产的TRE含量不大于 11.8at.％的主相合金，由于片状富R相基本上不存在，因此，该合金在粉 碎过程中和在粉末状时具有较高的抗氧化性能。
接着，使通过在磁场中进行压实所获得的压块在1,000摄氏度至1,150 摄氏度范围内的温度下被烧结。最好在氩气氛围下或者不大于10-2托的真空 下进行烧结。保持时间最好为1小时或更长时间。应该注意的是，在达到烧 结温度之前，包含在压块中的润滑剂和氢必须被完全去除。为了去除润滑 剂，最好使压块在10-2托的真空下或者氩气流动负压氛围下以在300摄氏度 至500摄氏度范围内的温度被保持30分钟或者更长时间。为了去除氢，最好 使压块在不大于10-2托的真空下以在700摄氏度至900摄氏度范围内的温度 被保持30分钟或者更长时间。
在烧结后，为了增大矫顽磁力，如果需要的话，可在450摄氏度至600 摄氏度范围内的温度下对烧结体进行热处理。最好在氩气氛围下或者真空 氛围下进行热处理。保持时间最好为保持30分钟或者更长时间。
利用本发明所涉及的离心铸造方法铸造的稀土储氢合金，特别是储氢 混合稀土金属-镍合金不受Mn或类似元素析出的影响，从而特别适用于作为 镍氢电池的负电极材料。
实施例
现将利用实施例对本发明进行详细描述，这些实施例不应该被认为是 对本发明的限制。
(实施例1)
元素钕、元素镝、硼铁、铝和电解铁被称重和混合以获得下列组分： Nd：12.6at.％(质量百分比为28.0％)；Dy：0.6at.％(质量百分比为1.5 ％)；B：6.0at.％(质量百分比为1.0％)；Al：0.7at.％(质量百分比 为0.30％)；以及其余为铁。利用高频感应熔炼炉在氩气氛围下在氧化铝 坩锅中使所得到的混合物熔化。利用图1中所示的离心铸造设备对所得到的 熔融混合物进行铸造。
圆筒形铸型4的内径为500毫米，长度为500毫米。容器状旋转体5的内 径为250毫米，并且在其侧壁中形成有8个直径为2毫米的孔11。由容器状旋 转体5的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的倾斜角θ在铸造过程 中保持25度。
熔融材料沉积在铸型内壁上的平均熔融材料沉积速率为0.01厘米/秒。 铸型的转动速度被设定为103rpm以产生3G的离心力。容器状旋转体5的转动 速度为378rpm以将大约为20G的离心力施加到熔融材料上。
所获得的合金铸坯在圆筒形铸型4的中心部分处所测得的厚度为7毫 米，在位于相对端部附近的部分处所测得的厚度为12毫米。铸坯截面的整 个微观结构除了铸型表面部分以外几乎是由柱状晶体构成。从通过反向散 射电子显微镜的观察中可以看出，截面的微观结构处于良好的状态；特别 是，完全没有树枝状αFe相，并且富R相细密地分散。从利用偏光显微镜对 晶粒尺寸的测量中可以看出，包含沿着短轴测得的平均直径不小于90微米 的晶粒和沿着长轴测得的平均直径不小于1000微米的晶粒的微观结构占据 的面积百分比为89％，这表示晶粒的尺寸适于用作磁体合金所用的材料。
(比较例1)
对与实施例1中所用的相同材料进行称重、混合和熔炼以获得与实施例 1中的相同组分。利用图5中所示方法对所得到的熔融材料进行离心铸造， 在该方法中使用往复移动的箱式中间包13。
坩锅15和圆筒形铸型12设置在一个腔17内，腔17是利用凸缘19通过联 接组装而成的。利用浇道14将在坩锅15中熔炼的熔融材料20引入到中间包 13中。在中间包13中的熔融材料20通过形成在中间包13中的多个孔部18排 出以使其被沉积在转动的圆筒形铸型12的内壁表面上。在这种情况下，中 间包往复移动机构16使中间包13往复移动。
圆筒形铸型12的内径为500毫米，长度为1000毫米。如在实施例1中的 情况相同，圆筒形铸型12的转动速度被设定为103rpm以产生3G的离心力。 熔融材料沉积在铸型内壁上的平均熔融材料沉积速率为0.018厘米/秒。在 这种铸造方法中，低于该水平的沉积速率难以维持熔融材料的温度，易于 产生问题，诸如注口18堵塞，并且使铸坯表面的粗糙形态恶化，从而会对 商业价值造成不良影响。这样，避免使沉积速率降低到该水平以下。
所获得的铸坯的平均厚度为8毫米。从铸坯截面的微观结构的观察中可 以看出，大量的树枝状αFe相沉淀在与自由表面之间的距离基本上为一半 厚度的区域中，并且包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比为15 ％。
(比较例2)
对与实施例1中所用的相同材料进行称重、混合和熔炼以获得与实施例 1中的相同组分。利用图6中所示的铸造设备进行铸带。
特别是，在坩锅21中熔炼的熔融材料通过一个中间包22被引导到铜制 的水冷转动辊23上并且在与转动辊23的接触后凝固，从而能够连续地生产 带状铸坯24，接着进行粗碎。
铜制的水冷转动辊23的外径为400毫米并且圆周速度为1米/秒。
最终获得的铸坯是薄片状的并且平均厚度为0.32毫米。从所获得的铸 坯截面的微观结构的观察中可以看出，没有树枝状αFe相。但是，从利用 偏光显微镜对晶粒尺寸的测量中可以看出，晶粒的沿着短轴测得的平均直 径为26微米，沿着长轴测得的最大直径为283微米。另外，可以观察到，大 量的细晶粒在位于辊表面附近的截面上的区域中。
(实施例2)
为了获得一种TRE进一步减少的组分，元素钕、硼铁、铝和电解铁被称 重和混合以获得下列组分：Nd：12.4at.％(质量百分比为28.0％)；B： 5.9at.％(质量百分比为1.0％)；Al：0.7at.％(质量百分比为0.30％)； 以及其余为铁。在与实施例1相同的条件下利用与实施例1中所用的类似的 设备进行铸造。
在铸造过程中，容器状旋转体5被这样移动以使由容器状旋转体5的转 动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的倾斜角θ在0度和25度之间连续 变化。平均熔融材料沉积速率为0.004厘米/秒。
在铸坯的截面上，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比为3 ％，并且沿着短轴所测得的平均直径为75微米的晶粒和沿着长轴所测得的 直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积百分比为90％。铸坯的厚度基本上 是均匀的；特别是平均厚度为10毫米。
(实施例3)
为了获得一种TRE进一步减少的组分，元素钕、硼铁和电解铁被称重和 混合以获得下列组分：Nd：11.6at.％；B：5.9at.％；以及其余为铁。在 与实施例1相同的条件下利用与实施例1中所用的类似的设备进行铸造，只 是由容器状旋转体5的转动轴线R和圆筒形铸型的转动轴线L所形成的倾斜 角θ在0度和25度之间是连续变化的，并且平均熔融材料沉积速率为0.003 厘米/秒。
铸坯的厚度基本上是均匀的；特别是平均厚度为6毫米。图8和图9示出 了铸坯的截面的反向散射电子显微照片。图9是图8的局部放大图。图8示出 了用作基质相(matrix phase)的灰色T1相、少量的树枝状αFe相以及位 于树枝状αFe相附近且由于打破组分平衡而产生的白点富R相的产生。图9 示出了在T1相中呈现的黑的、很薄且条纹状的片状αFe相的产生。从图8和 图9中看出，可以容易地将树枝状αFe相和片状αFe相相互区分开。包含树 枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比为8％。沿着短轴所测得的平均直 径为78微米和沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据的面积 百分比为86％。
(比较例3)
对与实施例3中所用的相同原材料进行称重、混合和熔炼以获得与实施 例3中的相同组分。利用比较例2中所用的的铸造设备进行铸带。转动辊的 圆周速度为1米/秒，并且每次供给到转动辊上的熔融材料量是比较例2的80 ％。可获得平均厚度为0.25毫米的薄片状铸坯。图10示出了所获得的铸坯 截面的反向散射电子显微照片。图10示出了用作基质相(matrix phase) 的T1相、树枝状αFe相、由于打破组分平衡而产生的白点富R相以及黑的、 很薄且条纹状的片状αFe相的产生。从该图中可以看出，大量的树枝状αFe相和由于打破组分平衡而产生的白点富R相以一种偏向自由表面的状态产 生在截面上。如图10中所示的反向散射电子显微照片是根据10个任意的薄 片状铸坯获得的。利用图像处理器对该照片分析，通过分析可以看出，包 含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比为35％。从利用偏光显微镜的 测量中可以看出，晶粒的沿着短轴测得的平均直径为25微米，沿着长轴测 得的平均直径为228微米。
(实施例4)
元素钕、硼铁和电解铁被称重和混合以获得下列组分：Nd：11.4at. ％；B：6.7at.％；以及其余为铁。在与实施例3相同的条件下利用与实施 例1中所用的类似的设备进行铸造。
铸坯的厚度基本上是均匀的；特别是平均厚度为6毫米。利用反向散射 电子显微镜对铸坯截面的微观结构进行观察，从观察的结果中可以看出， 用作基质相(matrix phase)的T1相、很薄且条纹状的片状αFe相、微量 的树枝状αFe相以及位于树枝状αFe相周围的白点富R相的产生。包含树枝 状αFe相的微观结构占据的面积百分比为1％。沿着短轴所测得的的平均直 径为79微米的晶粒和沿着长轴所测得的直径不小于1,000微米的晶粒占据 的面积百分比为87％。
与实施例3不同的是，尽管降低了TRE，但是包含树枝状αFe相的微观 结构占据的面积百分比很少。可能导致这种情况的原因是B含量增加。
(比较例4)
对与实施例4中所用的相同原材料进行称重、混合和熔炼以获得与实施 例4中的相同组分。在与比较例3相同的条件下利用与比较例2中所用的类似 的设备进行铸造。
所获得的薄片状铸坯的平均厚度为0.25毫米。如利用与比较例3中类似 的方法所获得的，包含树枝状αFe相的微观结构占据的面积百分比为14％。 利用与比较例3类似的方法进行测量，从测量结果中可以看出，晶粒的沿着 短轴测得的平均直径为24微米，沿着长轴测得的平均直径为225微米。
(实施例5)
利用盘式粉碎机对在实施例1中铸造的铸坯进行粗碎，其中不进行氢 裂。接着，利用喷射式粉碎机获得平均颗粒尺寸为3.3微米的粉末。在1.5T 的水平磁场中在1t/cm2的压力下将所获得的粉末压实。在真空条件下以 1050摄氏度的温度使所得到的压块被烧结4个小时。在600摄氏度的温度下 对所得到的烧结体进行一个小时的热处理。将经过热处理的烧结体机加工 成20毫米立方体形式的烧结磁体。在利用喷射式粉碎机进行粉碎之前，用 作润滑剂的硬脂酸锌粉末被加入，其加入量为0.07wt.％。利用X射线荧光 分析仪和ICP分析仪所测量的粉末的主要组分如下：Nd：12.4at.％；Dy： 0.6at.％；B：6.0at.％；Al：0.7at.％；以及其余为铁。利用BH曲线描绘 器对磁体评价后发现，烧结的磁体具有下列性能：Br：1.41T；iHc：1114kA/m； 以及(BH)max：354kJ/m3。这样，获得了磁性极好的磁体。
(比较例5)
如在实施例5中的情况类似，利用盘式粉碎机对在比较例1中铸造的铸 坯进行粗碎，其中不进行氢裂。接着，利用喷射式粉碎机获得平均颗粒尺 寸为3.4微米的粉末。利用与实施例5类似的方法制造烧结磁体。
利用X射线荧光分析仪和ICP分析仪所测量的粉末的主要组分如下：Nd： 12.8at.％；Dy：0.6at.％；B：6.0at.％；Al：0.7at.％；以及其余为铁。
利用BH曲线描绘器对磁体进行评价，发现，烧结的磁体具有下列性能： Br：1.34T；iHc：915kA/m；以及(BH)max：318kJ/m3。这样，获得了磁 性较差的磁体。
可能导致这种情况的原因如下：由于在合金铸坯中产生的大量的树枝 状αFe不可能被粉碎，结果使保留在粉碎器内的一定量的树枝状αFe移向通 过粉碎所获得的混合粉末的组分的高TRE侧；大量的树枝状αFe也被包含在 粉末中，从而在磁场中进行压实的过程中使在压模腔内的磁场分布受到干 扰，结果对优选取向度造成不良影响；并且保留在烧结体中的αFe会对垂 直度造成不良影响。    
(比较例6)
如在实施例5中的情况类似，利用盘式粉碎机对在比较例2中铸造的铸 坯进行粗碎，其中不进行氢裂。接着，利用喷射式粉碎机获得平均颗粒尺 寸为3.3微米的粉末。利用与实施例5类似的方法制造烧结磁体。
利用X射线荧光分析仪和ICP分析仪所测量的粉末的主要组分如下：Nd： 12.4at.％；Dy：0.6at.％；B：6.0at.％；Al：0.7at.％；以及其余为铁。
磁体的性能如下：Br：1.34T；iHc：1154kA/m；以及(BH)max：332kJ/m3。
可能导致这种情况的原因如下。由于包含大量的不是单晶的(即，具 有晶界)粉末颗粒，因此，对优选取向度造成不良影响。
结果显示，较小的晶粒尺寸会使剩磁强度和磁能积低于实施例1中的剩 磁强度和磁能积。
(实施例6)
元素钕、元素镝、硼铁、铝、电解钴、铜和电解铁被称重和混合以获 得下列组分：Nd：16.8at.％；Dy：5.7at.％；B：6.8at.％；Al：0.8at. ％；Co：3.1at.％；Cu：0.6at.％；以及其余为铁。利用高频感应熔炼炉 在氩气氛围下在氧化铝坩锅中使所得到的混合物熔化。利用铁箱铸型对所 得到的熔融混合物进行铸造，从而产生厚度为30毫米的铸坯。
将该铸坯粗碎成尺寸不大于5毫米的碎片以用作边界相合金。将实施例 2的铸坯粗碎成尺寸不大于5毫米的碎片以用作主相合金。接着以80∶20的重 量比使主相合金和边界相合金混合。对所得到的混合物进行氢裂、在氮气 氛围下利用Brown粉碎机将其压碎以及在氮气中利用喷射式粉碎机进行粉 碎。在氮气中利用V型混合器对所得到的粉末进行充分的混合，从而获得利 用FSSS确定的颗粒尺寸为3.2微米的粉末。应该注意的是，在利用Brown粉 碎机进行压碎之前，加入用作润滑剂的硬脂酸锌粉末，其加入量为0.07wt. ％。
利用X射线荧光分析仪和ICP分析仪所测量的混合粉末的主要组分如 下：Nd：13.0at.％；Dy：1.0at.％；B：6.1at.％；Al：0.7at.％；Co： 0.6at.％；Cu：0.1at.％；以及其余为铁。
在1.5T的磁场中在1t/cm2的压力下将混合的粉末压实。在真空条件下 以1050摄氏度的温度使所得到的压块被烧结4个小时。在520摄氏度的温度 下对所得到的烧结体进行一个小时的热处理。将经过热处理的烧结体机加 工成20毫米立方体形式的烧结磁体。
利用BH曲线描绘器测量磁体的性能，发现，烧结的磁体具有下列性能： Br：1.32T；iHc：1321kA/m；以及(BH)max：330kJ/m3。这样，获得了磁 性极好的磁体。
(实施例7)
元素钕、元素镝、铝、电解钴、铜和电解铁被称重和混合以获得下列 组分：Nd：34.0at.％；Dy：4.2at.％；Al：7.5a t.％；Co：5.7at.％；Cu： 1.1at.％；以及其余为铁。在与比较例1相同的条件下利用与比较例1中的 设备对所得到的混合物进行铸造，从而获得厚度为8毫米的铸坯。
将该铸坯粗碎成尺寸不大于5毫米的碎片以用作边界相合金。将实施例 4的铸坯粗碎成尺寸不大于5毫米的碎片以用作主相合金。接着以87∶13的重 量比使主相合金和边界相合金混合。对所得到的混合物进行氢裂、在氮气 氛围下利用Brown粉碎机将其压碎以及在氮气中利用喷射式粉碎机进行粉 碎。在氮气中利用V型混合器对所得到的粉末进行充分的混合，从而获得利 用FSSS确定的颗粒尺寸为3.2微米的粉末。应该注意的是，在利用Brown粉 碎机进行压碎之前，加入用作润滑剂的硬脂酸锌粉末，其加入量为0.07wt. ％。
利用X射线荧光分析仪和ICP分析仪所测量的称重和混合粉末的主要组 分如下：Nd：13.4at.％；Dy：0.4at.％；B：6.0at.％；Al：0.7at.％； Co：0.5at.％；Cu：0.1at.％；以及其余为铁。在1.5T的磁场中在1t/cm2 的压力下将混合的粉末压实。在真空条件下以1080摄氏度的温度使所得到 的压块被烧结4个小时。在520摄氏度的温度下对所得到的烧结体进行一个 小时的热处理。将经过热处理的烧结体机加工成20毫米立方体形式的烧结 磁体。
利用BH曲线描绘器测量磁体的性能，发现，烧结的磁体具有下列性能： Br：1.35T；iHc：1050kA/m；以及(BH)max：343kJ/m3。这样，获得了磁 性极好的磁体。
(比较例7)
将在比较例4中铸造的合金铸坯用作主相合金，而将利用实施例7的离 心铸造方法铸出的合金铸坯用作边界相合金。利用与实施例7中类似的方法 对这些合金进行混合和粉碎。
利用X射线荧光分析仪和ICP分析仪所测量的混合粉末的主要组分如 下：Nd：13.8at.％；Dy：0.4at.％；B：6.1at.％；Al：0.7at.％；Co： 0.5at.％；Cu：0.1at.％；以及其余为铁。利用与实施例7中类似的方法将 混合的粉末制成烧结磁体。
利用BH曲线描绘器测量磁体的性能，发现，烧结的磁体具有下列性能： Br：1.32T；iHc：1044kA/m；以及(BH)max：321kj/m3。这样，获得了磁 性较差的磁体。
可能导致这种情况的原因如下：由于在合金铸坯中产生的大量的树枝 状αFe不可能被粉碎，结果使保留在粉碎器内的一定量的树枝状αFe移向通 过粉碎所获得的混合粉末的组分的高TRE侧；大量的树枝状αFe也被包含在 粉末中，从而在磁场中进行压实的过程中使在压模腔内的磁场分布受到干 扰，结果对优选取向度造成不良影响。
(实施例8)
富La的稀土金属混合物、富Ce的稀土金属混合物元素、电解镍、电解 钴、铝和电解镁被称重和混合以使一种储氢合金具有下列组分：La：9.2at. ％(质量百分比为19.0％)；Ce：4.5at.％(质量百分比为9.4％)；Pr： 0.4at.％(质量百分比为0.9％)；Nd：1.3at.％(质量百分比为2.8％)； Co：8.5at.％(质量百分比为7.5％)；Al：11.9at.％(质量百分比为4.8 ％)；Mn：8.8at.％(质量百分比为7.2％)；以及其余为镍。利用图1中 所示的设备在与实施例1相同的条件下对所得到的混合物进行铸造。
当观察截面的微观结构时，看不到高Mn浓度的析出相，表示该微观结 构是均匀的。
(比较例8)
利用图5中所示的常规CC设备在与比较例1相同的条件下对具有与实施 例8中的相同组分的合金进行铸造。
当观察截面的微观结构时，可以看到，网眼式的Mn的析出相形成在整 个截面上，表示该微观结构是不均匀的。
(实施例9)
元素钕、硼铁、电解钴、镓、锆铁和电解铁被称重和混合以获得下列 组分：Nd：12.6at.％(质量百分比为28.1％)；B：6.5at.％(质量百分 比为1.09％)；Co：17.3at.％(质量百分比为15.8％)；Ga：0.3at.％(质 量百分比为0.32％)；Zr：0.1at.％(质量百分比为0.14％)；以及其余 为铁。利用图1中所示的铸造设备进行铸造。
铸造条件与实施例1中的类似，只是平均熔融材料沉积速率为0.005厘 米/秒，并且圆筒形铸型沿着转动轴线L往复移动。
所获得的合金铸坯具有大约10毫米的厚度。铸坯截面的整个微观结构 除了一小部分铸型表面部分以外几乎是由柱状晶体构成。从通过反向散射 电子显微镜的观察中可以看出，完全没有树枝状αFe相。从利用偏光显微 镜对晶粒尺寸的测量中可以看出，包含沿着短轴测得的平均直径为83微米 的晶粒和沿着长轴测得的平均直径不小于1000微米的晶粒占据的面积百分 比为88％，这表示晶粒的尺寸适于用作HDDR各向异性粘合磁体合金所用的 材料。
将该铸造产品压碎，接着进行HDDR处理，其中不进行用于的均匀化退 火。对于HDDR，在1atm的氢气氛围下将温度从室温提高到850摄氏度并且在 850摄氏度下保温2小时。接着，在保持850摄氏度的温度时，在炉内建立真 空并且保持30分钟。接着将氩气引入到炉内，并且将温度快速地降至室温。 利用盘式粉碎机将HDDR处理的粉末粉碎成平均尺寸为200微米的颗粒。使质 量百分比为2.5％的环氧树脂与所得到的粉末进行混合。在6t/cm2的压力下 在磁场中对所得到的混合物进行压实。接着，在150摄氏度的温度下经过一 个小时的时间使树脂硬化以生产粘合磁体。
经过HDDR处理的粉末形式被观察的磁体性能如下：Br：1.35T；iHc： 987kA/m；以及(BH)max：319kJ/m3。利用粉末制成的粘合磁体的性能如 下：Br：1.02T；iHc：955kA/m；以及(BH)max：177kJ/m3。由于铸坯采 用了用于生产HDDR磁体的最佳微观结构，因此，即使不经过退火也能够获 得良好的磁性。
(实施例10)
钛、铝和钒被称重和混合以获得下列组分：Al：6at.％；V：4at.％；以 及其余为Ti。利用图3和图4中所示的设备进行试验。混合物在电弧熔炼炉 中被熔化。所得到的熔融材料被制成直径为5厘米的柱状，从而获得包含金 属的材料体25。所得到的柱状铸坯与转动驱动机构9相连。当为75千瓦的等 离子体电弧供给到柱状铸坯上时，铸坯以1200rpm的转速转动。直径为750 毫米的铜制圆筒形铸型4的转动轴线L设置在垂直方向上并且相对于柱状铸 坯的转动轴线R形成20度的角度。铸型是这样转动的，即，使铸型的内壁的 圆周速度为30米/秒。
利用这种方法进行铸造，从而获得厚度为60微米的带状铸坯。
工业实用性
本发明所涉及的铸造方法特别能够避免熔融材料的温度在铸造过程中 降低并且能够减小平均沉积速率。这样，会大大地提高在高温区域中的凝 固冷却速率。
根据本发明，在熔融材料的沉积过程中由圆筒形铸型的转动轴线L和转 动轴线R所形成的倾斜角θ是可改变的，或者在熔融材料的沉积过程中可使 圆筒形铸型沿着转动轴线L往复运动。这样，铸坯的厚度会更加均匀，并且 会获得具有极好微观结构的合金。
本发明例如即使在TRE含量低于铸带方法的生产中的TRE含量时仍然可 生产没有形成树枝状αFe相的R-T-B类型的稀土磁体合金。另外，由于可增 大沿着长轴所测得的晶粒直径，因此可获得一种适用于生产高性能磁体合 金和HDDR各向异性粘合的磁体合金的铸造方法。另外，可提供高熔点金属 (其中的一个典型实例是Ti)、包含这样高熔点金属的合金或金属间化合 物的铸坯、或者具有少量的Mn析出相的混合稀土金属-过渡金属储氢合金， 常规的方法难以铸造这样的材料。
可在不脱离本发明的保护范围的前提下可以其它的具体形式实施本发 明。因此，本发明所涉及的实施例在各个方面都是描述性的并且是非限定 性，本发明的保护范围是由后面的权利要求限定的而不是由上述内容限定 的，因此包含在权利要求的内涵和等价的范围内的所有变化都在的本发明 的保护范围内。
相关申请的回引
本申请依照35 U.S.C.119§(e)(1)要求于2000年9月22日提出的U.S. 临时申请No.60/234,350和于2001年1月23日提出的U.S.临时申请No. 60/263,239的权利。