CN100591788C - 稀土磁体合金铸块、其生产方法、r－t－b型磁体合金铸块、r－t－b型磁体、r－t－b型粘结磁体、r－t－b型交换弹性磁体合金铸块、r－t－b型交换弹性磁体和r－t－b型交换弹性粘结磁体 - Google Patents

稀土磁体合金铸块、其生产方法、r－t－b型磁体合金铸块、r－t－b型磁体、r－t－b型粘结磁体、r－t－b型交换弹性磁体合金铸块、r－t－b型交换弹性磁体和r－t－b型交换弹性粘结磁体 Download PDF

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Abstract

本发明的一个目标是提供具有改善了的磁性质的稀土磁体合金铸块。为了达到此目标，本发明提供了稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块包含R-T-B型磁体合金(R代表至少一种选自稀土元素的元素，包括Y；T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)，该合金包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子%的元素及量为5.6到9.1原子%的B，而且如在铸造状态下确定的，其中横截面上基本不存在尺寸为100μm或更大的富R相。

Description

稀土磁体合金铸块、其生产方法、R-T-B型磁体合金铸块、R-T-B型磁体、R-T-B型粘结磁体、R-T-B型交换弹性磁体合金铸块、R-T-B型交换弹性磁体和R-T-B型交换弹性粘结磁体
技术领域
本发明涉及稀土合金铸块、包含稀土合金铸块的烧结磁体、生产稀土合金铸块的方法、生产稀土合金薄片的方法、R-T-B型磁体合金铸块、R-T-B型磁体、R-T-B型磁体合金薄片、R-T-B型磁体合金粉末、R-T-B型粘结磁体、R-T-B型交换弹性磁体合金铸块、R-T-B型交换弹性磁体、R-T-B型交换弹性磁体合金粉末以及R-T-B型交换弹性粘结磁体。
背景技术
由于合金的高性能特点，近年来用作磁体合金的Nd-Fe-B合金的产量急剧上升，这些合金可用于HD(硬盘)、MRI(magnetic resonanceimaging，核磁共振成像)、各种电动机等中。典型地，部分Nd原子被另一种稀土元素(例如Pr或Dy)替代(此处Nd及被替代的Nd用R表示，而且Y是至少一种选自包含Y的稀土元素的元素)或部分Fe被另一种金属元素(例如Co、Ni、Cu、Ga或Al)替代(此处Fe及被替代的铁用T表示)。此类被替代的合金以及Nd-Fe-B合金通常被称为R-T-B型合金。
R-T-B型合金包含作为主相的、由R2T14B晶体形成的铁磁体相(该相对磁化作出了贡献)，以及具有低熔点并以高浓度包含一种或多种稀土元素的、位于R2T14B晶界中的、无磁性的富R相。R-T-B型合金是一种活性金属材料，因此，通常在真空或惰性气气氛中熔化和型铸造合金。
在典型的生产磁体方法中，将合金的铸块粉末化成粒度约为3μm(用FSSS(Fisher Sub-Sieve Sizer，Fisher Sub-Sieve颗粒分析仪)测量)的粉末；粉末在磁场中压制成形；将得到的压制物置于温度高至约1000至1000℃的烧结炉中烧结；可以根据需要对烧结物进行加热、机械加工、电镀以防腐蚀。
富R相起着以下重要作用：
(1)由于富R相熔点低，该相在烧结过程中熔化为液体，因而助于获得所得到的磁体的高密度，从而提高磁化。
(2)富R使晶界变得光滑，因而能减小反磁畴中成核点的数量，从而提高矫顽力。
(3)富R相可以使主相磁绝缘，因而可提高矫顽力。
由此，形成均匀分散的富R相是关键性的，因为否则生产出的磁体的磁特性将受到不利影响。
磁体--最终产品--中富R相的分布高度取决于原料合金铸块的金相组织。具体地说，在型铸造合金时，慢速冷常形成大的晶粒，在这种情形下，粉末化后的产品的粒度比结晶粒度小得多，在对合金进行型铸造时，富R相不是被包含在晶粒中，而是实际上处于晶粒界面中。因此，仅由不含富R相的主相的颗粒和仅由富R形成的颗粒使主相和富R相难以均匀地混合在一起。
型铸造中涉及的另一个问题是γ-Fe由于冷却速度慢而倾向于以初生晶体形式成型。在约910℃或更低的温度下，γ-Fe转化为α-Fe，这在磁体生产过程中会降低粉末化效率。如果在烧结后α-Fe仍然存在，烧结产物的磁特性就会变坏。因此，通过型铸造获得的铸块必须在高温下进行长时间的均质化处理以除去α-Fe。
为解决上述问题，有人建议并在实际生产步骤中采用带铸法(stripcasting method，以下用SC法表示)，这种方法保证了铸造中的冷却速度比型铸造中所获得的速度更快。
在SC法中，将熔化的金属慢慢注于其内部用水冷却并以约1mm/秒的边缘速度旋转的铜辊上，经快速冷却凝固，从而形成厚度约0.1到1mm的薄片(日本专利申请公开(kokai)第05-222488号和05-295490号)。在铸造过程中，熔化的金属通过快速冷却而凝固(solidify)，从而生产出具有含有细密分散的富R相的微晶结构的合金。因为合金中富R相是细密分布的，通过合金的粉末化和烧结后获得的产物中富R相的分布也变得令人满意，从而成功地改善了磁特性(日本专利申请公开(kokai)第05-222488号和05-295490号)。但是，当R的含量(％)下降时，即使采用上述方法也不能避免α-Fe。例如，当Nd-Fe-B三元合金中Nd的百分比小于或等于28重量％时，α-Fe的生成变得相当多。
由此产生的α-Fe使磁体生产步骤中合金铸块的可粉末化性显著变坏。
图9是在SEM(扫描电子显微镜)下观察到的背散射电子图像，该图显示了用传统的SC法铸造的Nd-Fe-B铸块(Nd：30.0质量％)的横截面。
图9中，富Nd相(即富R相中的R为Nd)对应于亮部。部分富Nd相为沿着凝固方向(从左(铜辊侧)向右(空侧))延伸的相连的棒状。另一部分富Nd为点状并且是分散的。在棒状富Nd相中，晶界和晶粒中的生长方向与棒状富Nd相的经线方向一致。尽管铸造后进行的热处理稍稍减少并分裂了棒状富Nd相，铸造过程产生的影响仍然普遍，而且点状或棒状富Nd相呈不均匀分散。这种微晶特征是采用SC法铸成的Nd-Fe-B铸块横截面金相组织的典型特征。
如上所述，R-T-B型合金包含作为主相的、对磁化产生贡献的、由R2T14B晶体形成的铁磁体相，以及位于R2T14B晶界中的、不具磁性、熔点很低、并以高浓度含有一种或多种稀土元素的富R相。R-T-B型合金是一种活性金属材料。因此一般在真空或惰性气体气氛中熔化和铸造合金，铸造合金提供了烧结磁体和粘结磁体。以下对烧结磁体和粘结磁体进行说明。
(1)烧结磁体
除其他方法外，用于烧结磁体的合金铸块是使用铰接式模铸法(bookmoulding method，以下用BM法表示)和SC法生产的。在BM法中，熔融金属在以水从内部冷却的铜模或铁模中铸造，从而生产出厚度为约5到50mm的铸块。
将采用上述任一种方法生产的合金铸块在惰性气气氛(如氩气、氮气)中粉末化以得到约为3μm的粒度(采用FSSS(Fisher Sub-Sieve Sizer)法测量)，产生的粉末在磁场中在0.8到2吨/cm2的压力下压制成型，再将得到的压制物置于温度约1,000到1,100℃的烧结炉中烧结(以下将从粉末化到烧结的步骤统称为粉末冶金法)，并且根据需要将烧结物在500到800℃下加热、机械加工、电镀以防止腐蚀，从而生产磁体。
在这些方法中，SC法可产生细密的微晶结构并生产出其中由高浓度非磁性稀土元素形成的低熔点富R相细密分散的合金。由于富R相细密分散于合金中，合金粉末化、烧结后富R相得可分散性也变得令人满意，由此成功地得到了与采用BM法生产的铸块相比改善了的磁特性。
(2)粘结磁体
呈厚度为10到100μm的带状的用于粘结磁体的合金铸块是采用超快冷却法(即通过将熔化的金属通过坩埚底部的孔从坩埚中喷射到以约20m/秒的高边缘速度旋转的铜辊上)生产的。使用超快冷却法生产的合金带可根据需要在400到1,000℃下加热，然后粉末化成粒度500μm或更小的颗粒。将粉末和树脂的混合物压制成型或注射成型从而制得磁体。因为带的磁特性是各向同性的，用其生产的粘结磁体也表现出磁各向同性。
近来提出了具有硬磁相和软磁相的复合结构的交换弹性磁体，其中每相都包含尺寸为10到100nm的晶粒。含有相当细密的晶粒的用于交换弹性磁体的合金铸块通常使用超快冷却法来生产。制成的铸块可根据需要在400到1,000℃的温度下加热，然后粉末化成粒度500μm或更小的颗粒。将粉末和树脂的混合物压制成型或注射成型，从而形成交换弹性磁体。交换弹性磁体中剩余磁通密度和矫顽力通常分别取决于软磁相的晶粒和硬磁相晶粒。因为交换弹性磁体的硬磁相必须表现出高度各向异性的磁场，硬磁相由稀土材料(如R2T14B、Sm1Co5、或Sm2Co17)形成。软磁由Fe、Fe2B、Fe3B等形成，其表现出高饱和磁化。
在铸造状态下，用BM法或SC法生产的R-T-B型磁体合金铸块呈非常弱的磁特性，并因此而不能当作磁体使用，其原因如下。对于R-T-B型磁体，矫顽力的产生是在基于晶核形成的机理上呈现的。具体而言，铸造状态下晶例界面含有晶格缺陷和紊乱，这些晶格缺陷和紊乱成为产生反磁畴的核(以下将核称为成核点)。即使施加弱的反磁场，也会在成核点发生磁性翻转，从而导致整个晶粒的磁性翻转。特别地，用BM法生产的合金铸块含有大量主要粒度约数mm的晶粒，用SC法生产的合金铸块含有大量主要粒度100μm或更大的晶粒。由于具有如此大的结晶粒度，磁性翻转所需的空间相对于合金的总体积来说是大的，这就使合金的磁特性非常差。
为避免这种情况，如上所述，将合金铸块粉末化成粒度约3μm的颗粒，随后烧结从而生产出磁体。这样生产出的磁体结晶粒度为约5到约20μm，并且在烧结过程中变成液态的低熔点的富R相使不规则的晶界变得光滑，减少了成核点，从而增强了矫顽力。但是，从粉末化到烧结的过程涉及相当高的成本，特别是当合金粉末是活性R-T-B型磁体合金粉末时，从较少变化的产品质量和更安全的生产步骤出法，采取在惰性气气氛中进行粉末化和烧结这样的措施。此类措施也增加了成本。
同时，使用超快冷却法生产的用于R-T-B型粘结磁体的带可根据需要在500到800℃下加热以获得最理想的磁特性。经过热处理，可提供结晶粒度10到100nm并显示出磁各向同性的带。由于带状铸块并不实用，将其粉末化成粒度500μm或更小的颗粒。将粉末和树脂的混合物压制成型或注射成型，从而提供各向同性的粘结磁体。也曾经提出采用各向同性块状磁体的生产方法，该方法包括在700℃和1吨/cm2下对带状合金进行热压(R.W.Lee，《实用物理通信》(Appl.Phys.Lett.)46(1985)、日本专利申请公开(kokai)第60-100402号)。
但是，与BM法和SC法相比，超快冷却法产量较低，另外，包括热压步骤的各向同性块状磁体需要高成本。
采用超快冷却法生产的用于交换弹性磁体的带状合金也可根据需要在500到800℃下加热从而获得最优的磁特性。经过热处理，可提供结晶粒度为10到100nm并呈现出磁各向同性的带。但是带状铸块并不实用，将带粉末化成粒度500μm或更小的颗粒。粉末和树脂的混合物经压制成型或注射成型从而提供各向同性的粘结磁体。已经公开了包括将带等离子体烧结的各向同性块状磁体的生产方法(SPS法)(如：Ono、Waki、Fujiki、Shimada、Yamamoto、Sonoda和Tani，大会报告摘要，日本金属研究院大会，2000年春)。
但是，如上所述，使用超快冷却法生产带状合金的产量低。此外，包括等离子烧结的各向同性块状磁体的生产方法涉及相当高的成本。
本发明人此前改进了传统的离心铸造法，并由此衍生出了另一种凝固方法及用其设备(日本专利申请公开(kokai)第08-13078和08-332557号)。具体地说，通过在模具内作往复运动并具有多个管口的方盒状漏斗将熔融金属引到旋转的模具内，熔融金属通过管口在旋转模具的内表面上沉积并凝固(这一方法被称为CC(Centrifugal Casting离心铸造)法)。
在CC法中，将熔融金属持续浇在已经沉积并凝固的铸块上。新浇铸的熔融金属在模具转动时半凝固，凝固速度借助模具的转动得以加快。但是采用CC法生产低R含量的合金时，由于高温区中的低冷却速度，不可避免地生成了对磁特性和磁体生产步骤不利的α-Fe。
为防止在R-T-B型合金铸块中形成α-Fe，本发明人试图通过降低熔融金属的沉积速度来提高CC法中冷却-凝固的速度，并在此前提出了离心铸造法，其中包括从旋转的漏斗喷洒熔融金属并使喷洒的熔融金属沉积到一个旋转模具的内表面(日本专利申请第2000-262605号)。通过使用上述方法，发现α-Fe生成得到了抑制。这样，就可得到增强所产磁体磁特性的低R含量铸造合金铸块。
但是当R含量降低时，富R相的含量降低，这就可能无法生产具有高密度和增强了的矫顽力的烧结磁体。因此认为必须通过更快的冷却-凝固速度获得细密和均匀分散的富R相，从而进一步加强产品磁特性。
此外，如此生产的R-T-B型合金铸块含有大量主要尺寸为1,000μm或更大的晶粒，而且在铸造状态下表现出非常差的磁特性。因此，认为必须进一步提高冷却-凝固速度从而减小晶粒的尺寸。
本发明人已经对离心铸造技术的改进进行了广泛的研究，并已经发明了新的控制熔融金属供给速度、并提高从已经沉积并凝固的合金铸块的铸造面到铸模内表面壁的传热效率的方法。
已经确认，使用这种方法可以得到不能用传统方法生产的、富R相细密均匀分散的合金铸块，并且，用铸块生产的烧结磁体具有优异的磁特性。
此外，使用这种方法，有可能得到具有过去无法得到的细小晶粒的R-T-B型合金，并且确认，合金事实上具有优异的各向同性的磁性质。
本发明的一个目标是提供能够改善从合金的铸造面到铸模的内表面壁传热效率的用于生产稀土合金铸块和稀土合金薄片的方法。
另外，本发明的另一个目标是提供具有改善了的磁性质的稀土磁性铸块和烧结磁体。
另外，本发明的另一个目标是提供具有采用传统方法无法获得的细小晶粒的R-T-B型磁体合金铸块、R-T-B型磁体、R-T-B型磁体合金薄片、R-T-B型磁体合金粉末、R-T-B型粘结磁体、R-T-B型交换弹性磁体合金铸块、R-T-B型交换弹性磁体、R-T-B型交换磁体合金粉末和R-T-B型交换弹性粘结磁体。
发明内容
为实现目标，本发明提供了稀土磁体合金铸块，其特点在于其包括R-T-B型磁体合金(R代表至少一种选自稀土的元素，包括Y；T代表一种主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以地被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)，该合金包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总含量为11.8到16.5原子％的元素以及含量为5.6到9.1原子％的B，其特点还在于，如在铸块的铸造状态下测得的，在横截面上基本不存在尺寸为100μm或更大的富R相。
此外，为实现目标，本发明提供了另一种稀土磁体合金铸块，其特征在于其包括R-T-B型磁体合金(R代表至少一种选自稀土元素的元素，包括Y；并且T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)，该合金包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总含量为11.8到16.5原子％的元素及含量为5.6到9.1原子％的B，其特点还在于，如在铸块的铸造状态下测得的，50μm或更小的富R相的面积分散在横截面上并占至少50％。
此外，为实现目标，本发明提供了另一种稀土磁体合金铸块，其特征在于其包括R-T-B型磁体合金组成(R代表至少一种选自稀土元素的元素，包括Y；并且T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)，该合金包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总含量为11.8到16.5原子％的元素及含量为5.6到9.1原子％的B，其特点还在于，如在铸块的铸造状态下测得的，在横截面上基本不存在长宽比为至少20的富R相。
稀土磁体合金铸块中，主轴方向上直径至少1,000μm的晶粒占至少5面积％，并且富R相平均间隔为10μm或更小。
在稀土磁体合金铸块中，也优选基本不含有α-Fe。
稀土磁体合金铸块中，合金铸块优选采用离心铸造法铸造，该方法包括以下步骤：用旋转体接收熔融金属；借助旋转体的旋转作用喷洒熔融金属；和使喷洒的熔融金属沉积并凝固在一个旋转着的圆柱形模具的内表面上，该内表面包括不光滑的表面。
在稀土磁体合金铸块中，优选旋转体的旋旋转轴与圆柱形模具的旋旋转轴成倾角θ。
此外，为实现目标，本发明提供了以稀土磁体合金铸块为原料生产的烧结磁体。
此外，为实现目标，本发明提供了生产稀土磁体合金铸块的方法，其特征在于其包括以下步骤：用旋转体接收熔融金属；借助旋转体的旋转作用喷洒熔融金属；和使喷洒的熔融金属沉积并凝固在一个旋转着的圆柱形模具的内表面上，该内表面包括不光滑的表面。
在稀土磁体合金铸块生产方法中，优选旋转体的旋旋转轴与圆柱形模具的旋旋转轴成倾角θ。
在稀土磁体合金铸块生产方法中，也优选稀土磁体合金铸块是R-T-B磁体合金铸块。
此外，为实现目标，本发明提供了另一种生产稀土磁体合金铸块的方法，该方法包括以下步骤：用旋转体接收熔融金属；借助旋转体的旋转作用喷洒熔融金属；和使喷洒的熔融金属沉积并凝固在一个旋转着的圆柱形模具的内表面上，其中向圆柱形模具的内壁表面提供热传导性低于模具组成材料的膜。
在生产方法中，优选旋转着的圆柱形模具的内壁表面包含非光滑的表面。
在生产方法中，优选膜的热传导率为80W/mK或更小。
在生产方法中，优选膜由金属、陶瓷或金属-陶瓷复合物制成。
在生产方法中，优选将膜采用至少一种选自涂层、电镀、喷涂和焊接的方法提供给模具内壁表面。
在生产方法中，优选膜的厚度范围是1μm到1mm。
在生产方法中，优选旋转体的旋转轴与圆柱形模具的旋转轴成倾角θ。
在生产方法中，优选用离心铸造法在模具内壁表面上沉积、铸造稀土合金铸块的两层或更多的层。
在生产方法中，优选还包括对获得的稀土合金铸块在500到1,100℃下进行热加工的步骤。
在生产方法中，优选还包括对获得的稀土合金铸块在400到1,000℃下进行热处理的步骤。
在生产方法中，优选还包括对获得的稀土合金铸块在1,000到1,100℃下进行热处理、并随后在400到1,000℃下进行热处理的步骤。
在生产方法中，优选稀土合金铸块为R-T-B型磁体合金(R代表至少一种选自稀土元素的元素，包括Y；T代表一种主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)。
此外，为实现目标，本发明提供了生产稀土合金薄片的方法，该方法包括以下步骤：用旋转体接收熔融的稀土金属合金的合金；借助旋转体的旋转作用喷洒熔融金属；使喷洒的熔融合金沉积并凝固在旋转着的圆柱形模具的内壁表面上；其中向圆柱形模具的内壁表面提供了热传导率低于模具组成材料的膜，在刮下沉积在圆柱形模具内壁表面上的合金薄片的同时实施铸造。
在生产方法中，优选还包括对获得的稀土合金薄片在400到1,000℃下进行热处理的步骤。
在生产方法中，优选还包括对获得的稀土合金薄片在1,000到1,100℃下进行热处理、并随后在400到1,000℃下进行热处理的步骤。
在生产方法中，优选稀土合金薄片为R-T-B型磁体合金薄片(R代表至少一种选自稀土元素的元素，包括Y；T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型磁体合金铸块，其中含有至少一种选自Nd、Pr和Dy、总含量为11.8到16.5原子％的元素及含量为5.6到9.1原子％的B，其余为T(T代表一种主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)；其中其以合金总体积的至少50％的体积包含结晶粒度为10μm或更小的晶粒；并且上述合金是用生产R-T-B型磁体合金铸块的方法生产的。
在R-T-B型磁体合金铸块中，优选在铸造时其厚度为至少1mm。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型磁体，其可以通过对R-T-B型磁体合金铸块采用至少一种选自切削、磨削、抛光和冲裁的方法进行机械加工而获得。
在R-T-B型磁体中，优选其为外径至少100mm的圆柱形。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型磁体合金薄片，该合金薄片是用生产F-T-B型磁体合金薄片的方法生产的，其包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总含量为为11.8到16.5原子％的元素及量为5.6到9.1原子％的B，其余为T(T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)；并且其占合金总体积的至少50％的体积包含结晶粒度为10μm或更小的晶粒。
在R-T-B型磁体合金薄片中，优选其最大长度为5cm或更小，并且厚度为1mm或更小。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型磁体合金粉末，其通过把R-T-B型磁体合金铸块粉末化成粒度为500μm或更小的颗粒制成。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型磁体合金粉末，其通过把R-T-B型磁体合金薄片粉末化成粒度为500μm或更小的颗粒制成。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型粘结磁体，其通过使用R-T-B型磁体合金粉末制成。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型交换弹性磁体合金铸块，其是用生产稀土合金铸块的方法生产的；其包含至少一种选自Nd、Pr和Dy、总含量为1到12原子％的元素及量为3到30原子％的B，其余为T(T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)；其是通过制备硬磁相晶粒和软磁相晶粒的复合物来生产的，并且其以基于合金总体积的至少50％的体积包含结晶粒度为1μm或更小的软磁相晶粒和结晶粒度为1μm或更小的硬磁相晶粒。
在R-T-B型交换弹性磁体合金铸块中，优选其在铸造时厚度不低于1mm。
在R-T-B型交换弹性磁体合金铸块中，优选在铸造后在400到1,000℃下进行热处理。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型交换弹性磁体，其可以通过对R-T-B型交换弹性磁体合金铸块采用至少一种选自切削、磨削、抛光、冲裁的方法进行机械加工而获得。
在R-T-B型交换弹性磁体中，优选其为外径为至少100mm的圆柱形。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型交换弹性磁体合金粉末，其通过把R-T-B型交换弹性磁体合金铸块粉末化成粒度为500μm或更小制成。
此外，为实现目标，本发明提供了R-T-B型交换弹性粘结磁体，其通过使用R-T-B型交换弹性磁体合金粉末制成。
附图说明
图1是显示了本发明的稀土合金铸块的金相组织图(横截面)的图。
图2是显示了按照本发明的用于稀土磁体合金铸块生产的设备示例的图。
图3是显示了本发明所用模具的内表面的示例特征的截面图。
图4是显示了本发明所用另一种模具的内表面的示例特征的截面图。
图5是显示了本发明所用另一种模具的内表面的示例特征的截面图。
图6是显示了本发明所用另一种模具的内表面的示例特征的截面图。
图7是显示了本发明所用另一种模具的内表面的示例特征的截面图。
图8是显示了用于SC法中的传统铸造设备的图。
图9是显示了采用传统的SC法生产的合金铸块的金相组织(横截面)的图。
本发明的实施方式
图1是显示本发明的铸块(Nd：30.0质量％)的横截面的照片。本发明的铸块的特点是富Nd相以近乎点状的方式均匀分散。通常，圆点状的、分散的富Nd相的最大宽度为50μm或更小，实际上没有发现在传统SC法材料中可观测到的线状或棒状富Nd相。尤其是尺寸为100μm或更大的富Nd相基本不存在。
这里所说的“基本不存在”的状态可以通过以以下方式观测铸块横截面加以确认。
具体地说，将铸块横截面抛光，在400倍的放大倍数下在SEM下对横截面的任意观测区进行观测。在每个观测区中，可以分辨出纵向长度100μm或更大的棒状富Nd相。如果在随机选择的10个观测区中至少9个观测区中没有观测到100μm或更长的富Nd相，那么富Nd相就可以被评价为“基本不存在”。
本发明的铸块中含有细密分布的点状富Nd相，而且在SEM图像中，仅有大小为50μm或更小的富Nd相分散于其中的区域至少占横截面的50％。换而言之，当任意拍摄10幅SEM照片(x400)时，其中至少有5幅观测不到长度超过50μm的富Nd相。
本发明的铸块的另一特点是铸块含有缩小了的棒状富R相。换而言之，在观测横截面时，长宽比至少20的富R相“基本不存在”。
按照上述观测方法，“基本不存在”状态一般是指达到这样的水平，即在类似抛光的横截面上的十个随机选择的SEM(x1,000)观察区，存在长宽比至少为20的富R相的观测区的数目约为1或0。
本发明的铸块的另一特点是，沿主轴方向测量直径至少1,000μm的晶粒所占面积百分比为至少5％，导致优异的晶体取向，而且富R相平均间距为10μm或更小，从而导致粉末化产物的优异的可烧结性。
富R相的间距可通过在SEM下观测横截面测得。间距是通过对照相图案进行图像处理或手工测量得到的垂直于铸件厚度的方向上的平均间隔值。
本发明的铸块中，在R大致含量接近其化学计量值之前基本不产生α-Fe。“基本不产生α-Fe”一般是指这样的状态，即当在铸块任一横截面中的10个任意观察区中确认α-Fe的存在时，在90％或更多的观测区中观测不到α-Fe。在通过SEM得到的背散射电子图中，α-Fe是树状的阴影部分。
本发明的铸块可以用以下方法生产。图2是显示了用于生产本发明的稀土磁体合金铸块的设备的例子的图，参照此图具体说明上述方法。
图2显示了根据本发明的离心铸造设备的简图，图2是本发明的一个实例。含有用于R-T-B型磁体的合金的稀土合金及类似物在熔化室1内熔化(例如在氧化铝坩埚3中熔化)，由于其活泼的性质，上述熔化室被抽成真空或含惰性气体。稀土合金的铸造通过逐渐倾斜坩埚使稀土合金的熔融金属31流入流道(runner)6，并例如被有底的圆柱形旋转体5接受。借助旋转体5的旋转，熔融金属从开在旋转体5侧面上的多个孔11散布到位于旋转体外的模具4的内壁上。圆柱形旋转体5被制造成可绕穿过圆形底的中心并与底垂直的旋转轴R旋转。此外，旋转体以具有将倾倒的熔融金属散布到外围的功能为适宜，除带底的圆柱形外，旋转体可采用任何能够分散熔融金属的形状，如圆盘形、向外顶部张开成一角度的杯形、向外底部张开成一角度的圆锥形，等等。但是，优选如图所示的侧面开有多个孔11的圆柱形。
使用这种旋转体，当熔融金属倾倒入旋转体中后，熔融金属因旋转的力或离心力而向旋转体的外围散布。在这种情况下，通过减小旋转体的热容量，熔融金属可能在圆柱形模具的内表面上被沉积、凝固而不会凝固在旋转体上。
此外，在图2中，模具是水平放置的。但只要与旋转体的相对位置保持固定，圆柱形模具水平或垂直或倾斜放置都不会有什么问题。
此外，在旋转体5的旋转轴R与模具4的旋转轴L之间成角度θ，在沿着整个模具表面纵向延伸沉积面积是可能的，因此控制熔融金属的沉积速度是可能的。通过调整该角度θ，在圆柱形模具的大表面上散布熔融金属是可能的，其结果是，提高凝固速度时可能的。此外，通过使旋转体5的旋转轴R成为可变的，在铸造时通过改变θ角把熔融金属散布到更大的表面上是可能的。
为了将熔融金属散布在整个圆柱形模具4上，作为代替改变在上述旋转体5的旋转轴R和模具4的旋转轴L之间成角θ的方法，通过让模具或旋转体在模具旋转轴方向上向后和向前移动，也可达到相同的效果。
此外，优选旋转体和模具以不同的旋转速度在同一方向上旋转。当旋转体和模具反向旋转时，易发生飞溅现象，其中当熔融金属撞上模具时其分散而不是停留在模具上，导致产量降低。
此外，如果旋转体和模具以相同的速度同向旋转，熔融金属就会在模具的同一表面上沉积为一条线，而不是散布在模具的整个表面上。因此，二者的旋转速度不能太接近，通常二者之间的旋转速度的差应为10％或更高，优选20％或更高。
有必要根据熔融金属因离心力撞击模具内表面的情况选择旋转体的旋转速度。具体的旋转数需要考虑旋转体和模具的尺寸、熔融金属从旋转体散布出去的方向、没有保留在模具上的飞溅的金属的量即类似的因素加以确定。当提高熔融金属的凝固速度时，优选使旋转速度的确定增大熔融金属在模具内壁上的撞击力量。
此外，需要使圆柱形模具4的旋转数能够产生1G或更大的离心力，从而使沉积和凝固的铸块7不落下。由于冷却效果可通过将熔融金属紧压模具内壁而提高，优选2G或更大的离心力。
本发明的另一特点是可转动模具4的内表面被加工为非光滑的表面，因此增大模具冷却面积，从而增加冷却性能和冷却速度。
非光滑的内表面可以具有弯曲的表面，如图3所示，但优选由其间成角度的线性片段形成的凹槽，如图4、5和6所示，其原因是凹槽可防止熔融金属在与模具表面撞击时发生凝固而收缩引起的熔融金属与模具表面之间的相对滑动，从而增大熔融金属和模具的附着力并防止了热传导变差。
凹槽深度的设定必须考虑到模具的体积和表面积、比热等，深度合适的是0.5mm到数mm。当深度相当小时，冷却效果变差，从而不能形成所期望的金相组织，但当深度过大时，从内表面移取铸造产物变得困难。
来自旋转体的熔融金属液滴的大小与凹槽尺寸和形状之间的关系是关键性的。如果熔融金属液滴大而凹槽的宽度小而深度大时，就会产生问题，即熔融金属液滴不能完全深入凹槽，因此在模具与沉积的熔融金属间产生缝隙，可能恶化冷却效果。
从导热性的角度来看，模具优选用Cu制成。除Cu之外，也可使用Fe而不产生任何问题。
在采用传统的铸造方法时，富R相将沿着已形成的柱状晶体方向结晶并且取棒状的形状。另外，由于柱状晶体具有多个生长方向，富R相以不均匀的方式分散。但是，根据本发明，金相组织倾向于由各向等大的晶体形成，其原因是通过提高凝固速度加强了模具内表面的冷却性能。另外，富R相的结晶细小并且实际上不取棒状的形状。因此，可认为富R相分布更均匀。
根据本发明的铸造方法，熔融金属沉积在模具中，并且随后的熔融金属被添加到正在凝固的、已沉积的熔融金属上。因为冷却中的热传导是以合金为介质进行的，所以对生成的铸块的厚度应有限制。一般而言，最大厚度是数十毫米，并优选厚度为约1mm到约10mm。当厚度薄至1mm时，随后的磁体加工步骤中的处理变得麻烦，而当厚度超过10mm时，与模具内表面相对的合金表面的冷却性能会降低。
随后，将通过铸造方法制得的R-T-B型磁体合金铸块粉末化、成型和烧结，从而生产具有优异性质的各向异性磁体。
典型地，粉末化按照氢烧爆(hydrogen decrepitation)、中粉末化、微粉末化的顺序依次进行，从而生产粒度一般为约3μm的粉末(FSSS)。
本发明中，氢烧爆包括：作为第一步的氢吸附步骤和作为第二步的氢解吸步骤。在氢吸附步骤中，使氢主要被在267hPa到50,000hPa的氢气氛中的铸块的富R相吸附。在这一步由于产生R的氢化物，富R相的体积扩大，从而使铸块自身稍收缩(reduce)或产生无数微裂纹。氢吸附在从室温到约600℃的温度范围内进行。但为了增加富R相体积的扩大量以有效地减小薄片的尺寸，氢吸附优选在从室温到约100℃的温度范围内进行。氢吸附的时间优选1小时或更长。通过氢吸附步骤生成的R氢化物在空气中不稳定并易被氧化。因此，优选通过将氢吸附产物保持于约200到600℃、在1.33hPa或更低的真空中进行氢解吸处理。通过该处理，R氢化物转化为在大气中稳定的产物。氢解吸处理的时间优选30分钟或更长。如果控制气氛以避免在从氢吸附以后到烧结的步骤中的氧化，也可省略氢解吸处理。
另外，可以不进行氢烧爆而只通过中粉末化和微粉末化实施粉末化。
中粉末化是在惰性气氛(如在氩气或氮气)中将合金薄片粉末化至例如500μm或更小的粒度的粉末化步骤。进行这一粉末化的粉末化机包括Brawn磨。在本发明中，如果已经对合金薄片进行了氢烧爆，那么合金薄片就会稍稍收缩或在其中产生了无数细小的裂纹，因此，中粉末化也可以省略。
微粉末化是用于获得粒度约3μm(FSSS)的颗粒的粉末化步骤。进行这一粉末化的粉末化机包括喷射磨。在微粉末化中，气氛被控制为惰性气体气氛(如氩气气氛或氮气气氛)。惰性气体中可含有2质量％或更少的氧，优选1质量％或更少。氧气的存在提高了粉末化效率并在通过粉末化生产的粉末中获得了浓度为1,000到10,000ppm的氧以加强抗氧化性。另外，可避免烧结中的非正常晶粒生长。
为了减小粉末与模具内壁之间的摩擦和减小粉末颗粒之间产生的磨擦力以增强取向，优选在进行在磁场中的模制的过程中向粉末中加入润滑剂(如硬脂酸锌)。加入的润滑剂量为0.01到1质量％。尽管润滑剂可在微粉末化之前或之后加入，但优选在进行在磁场中的模制之前使用混合设备(例如V-搅拌机)在惰性气体气氛(例如氩气或氮气)中充分地混和。
粉末化至约3μm(FSSS)的粉末使用模制设备在磁场中压模。考虑到在模具腔中形成磁场的取向，所使用的模具采用磁性材料和非磁性材料组合值呈复合而成。模制时压力优选0.5到2t/cm2，模制时模腔中的磁场优选5到20kOe。模制优选在惰性气体气氛(如氩气或氮气)中进行。但是，如果已经对粉末进行了前述的防氧化处理，模制也可在空气中进行。
烧结在1,000-1,100℃中进行。在达到烧结温度之前，必须将包含在微粉末中的润滑剂和氢从待烧结的压制物中彻底除去。润滑剂优选通过将压制物保持在以下条件下除去：1.33×10-2hPa的真空或减低的压强下de氩气流气氛；300到500℃；30分钟或更长。氢优选通过将压制物保持在以下条件下除去：1.33×10-2hPa或更低的真空；700到900℃；30分钟或更长。烧结过程中的气氛优选氩气气氛或1.33×10-2hPa或更低的真空气氛。保留时间优选1小时或更长。
烧结完成后，为了加强矫顽力，烧结产物可根据需要在500到650℃下进行处理。优选氩气气氛或真空气氛，并确保留时间优选30分钟或更长。
除R-T-B型磁体合金外，铸造方法可用于稀土合金(如用作镍氢电池阳极的混和稀土金属-Ni合金)。根据本方法中包括的快速冷却凝固方法，可防止Mn和其它金属的分离。
本发明的另一特征是提供了热传导性能低于旋转的圆柱形模具的内壁材料的膜。正常温度下铁的热传导率为约80W/mK，提供给模具内表面的膜的热传导率优选80W/mK或更小。由于膜起阻止沉积在模具上的熔融金属的热向模具传导的作用，所以沉积在模具内表面上的合金铸块7的温度在铸造的初期被保持在高温而不会下降很多。高温合金铸块被模具的离心力压在模具的内表面上，与模具接触的一面变得与模具的内表面一样光滑，在其与模具内表面之间几乎没有缝隙。结果，从合金铸块到模具的热传导率相反地增加，其后沉积的熔融金属具有极快的冷却速度。
根据本发明，因为沉积在模具上的熔融金属冷却速度极快，用于R-T-B型磁体的铸块中结晶的粒度极为细小，使被粒度10μm或更小的晶体占据的合金的含量为全部合金的50％或更高，优选全部合金的70％或更高，更优选全部合金的80％或更高。结果，铸造的铸块即使在铸造的状态下也可能表现出各向同性的高磁性质。
另外，熔融金属在模具上沉积的速度对于提高沉积的熔融金属的冷却速度也是重要的。为提高冷却速度，有必要降低沉积速度，优选的该速度为平均0.1mm/秒或更小，更优选0.05mm/秒或更小。
如果在模具的内壁表面不提供膜，在铸造的最初阶段，模具内壁上沉积的熔融金属迅速冷却并凝固成沉积时提供的形状。这样，合金铸块在模具一边的表面(模具侧)就被赋予了大量不规则形状，这使热量从此后沉积到模具上的熔融金属传传递的速度变坏。结果，在铸块中发生晶粒生长，从而产生大量的主要结晶粒度至少1,000μm的晶粒。
合金铸块的晶粒的大小可以通过观察铸块横截面用以下方式加以确定。具体而言，将合金铸块的横截面抛光，任选一观测区在偏光显微镜下(x200倍)基于磁Ker效应进行观察，例如采用图像处理测量拍摄的观测区中每一被观测晶粒的大小。具有一定结晶粒度或更小的结晶粒度的体积在整个合金的体积中的比可以按照以下方式得到。具体而言，从合金铸块的横截面上任选10个观测区在磁Kerr显微镜下观测(200倍)。在拍摄的10个观测区中，例如采用图像处理测量测量具有特定尺寸或更小尺寸的晶粒对应的总面积，再用这些晶粒的总面积除以10个拍摄的观测区面积之和。
在本发明中，可以用涂层、电镀、喷涂或焊接中的任一方法将膜附着在模具内壁上。例如，对于涂层，可用刷涂、喷涂及类似的方法，对于喷涂，有高压气体喷涂、爆炸喷涂、等离子体喷涂、自熔融合金喷涂及类似的方法。另外，例如，也可以额外地在喷涂的膜上增加一层涂层的膜)。膜的厚度优选从1μm到1mm，更优选1μm到500μm。
优选的膜材料可以从金属、陶瓷或金属-陶瓷复合物中选择。另外，膜优选包含以不同材料制成的两层或更多层膜。膜的材料的选取应使形成的膜具有低于模具的热传导率。用于形成膜的金属材料的例子包括不锈钢、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Nb、Mo、Ta、W及其合金。甚至在模具和膜都是用Cu形成时，也可以例如通过在膜中提供大量微孔使膜的热传导率于模具相比得以降低。以同样的形式，甚至在模具用Fe形成时也可使用Fe膜。形成膜的陶瓷材料的例子包括氮化硼、氧化钠、氧化铁、氧化钛、氧化铝、氧化钙、氧化铬、氧化锆、氧化钨、氧化钒、氧化钡、氧化锰、氧化镁、氧化硅、稀土氧化物、碳化钨、碳化铬、碳化铌、碳化钛及其复合陶瓷。另外，也可使用前述金属材料和陶瓷形成的复合膜。
可旋转模具的内壁表面可被加工为非光滑表面，从而增大在其上提供膜的模具冷却面积；从而增加冷却性能和冷却速度。
非光滑的内壁表面可以具有弯曲的表面，但优选具有互成角度的线性片段形成的横截面的凹槽，其原因是凹槽可防止熔融金属在与模具表面撞击时发生凝固而收缩引起的熔融金属与模具表面之间的相对滑动，从而增大熔融金属和模具的附着力并防止了热传导变差。凹槽深度必须考虑到模具的体积和表面积、比热等预先设置，合适的深度是0.5mm到数mm。如果深度相当小，冷却效果变差，从而不能形成期望的金相组织，而如果深度过大，从内表面取出铸造产物变得困难。
根据本发明，新的熔融金属被浇铸在已充分冷却的铸块上，并将这一步骤重复进行，从而生成厚度增加的具有包括微晶粒的金相组织的合金铸块。实践中合金铸块厚度优选至少1mm，更优选至少5mm，最优选至少10mm。
如果把本发明的合金铸块在高温下、在惰性气氛中或真空中进行热加工，可以提供各向异性。优选的热加工方法的例子包括倒模(die-upsetting)、轧制、锻造和压制。优选的变形温度是500到1,100℃，更优选600到800℃。优选的压力是至少0.5吨/cm2，更优选至少1吨/cm2。
此外，可以通过在铸造后或热加工处理后于400到1,000℃下、在真空中或非活性气体气氛中进行热处理来增加本发明的合金铸块的矫顽力和正方性(squareness)。另外，可在铸造后或热加工处理后在1,000到1,100℃下、在真空中或非活性气体气氛中进行热处理，然后在400到1,000℃下、在真空或非活性气体气氛中进行热处理，从而进行磁化并进一步提高矫顽力。
本发明的R-T-B型磁体合金含有至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子％的元素及含量为5.6到9.1原子％的B，其余为T(T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)。如果至少一种选自Nd、Pr和Dy的元素的总量不足11.8原子％，合金中富R相的含量就很少，从而使磁特性变坏，而如果总量超过16.5原子％，非磁性富R相含量过度增加，从而使磁化变坏。如果B的含量不足5.6原子％，磁特性会因为B含量不足而变坏，而如果B含量超过9.1原子％，非磁性富B相(R1+εT4B4)含量过度增加，从而使磁化变坏。因此，合金由至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子％的元素及含量为5.6到9.1原子％的B以及其余的T形成。
为了在R-T-B型磁体合金中产生细小晶粒，可以加入高熔点金属，如Ti、V、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W。此时，优选将这些金属的总量控制在1质量％或更少，以防止磁化变坏。
本发明的R-T-B型磁体合金即使是在铸造后的铸块状态下都表现出极好的各向同性的磁特性，因此，仅通过机械加工，如切削、磨削、抛光、冲裁，把铸块加工成预定的形状，就可以制造出磁特性极好的各向同性的磁体。简而言之，生产传统的烧结磁体所需的粉末化、在磁场中压制成型和烧结过程，或者生产粘结磁体所需的粉末化、压制成型或注射成型过程都可以省略，从而降低生产成本。因为经机械加工生产的磁体密度比粘结磁体高，所以可以制造具有强磁性的强磁体。
基于熔融金属在圆柱形模具的内壁上的沉积，可以直接用熔融金属制造圆柱形的磁体。这种情况下，鉴于设备的限制，圆柱形R-T-B型磁体的外径优选控制为100mm或以上。
本发明的R-T-B型磁体含有非常容易被氧化的稀土组分和Fe。因此，优选将磁体用树脂或例如Ni、Al的金属涂层，更优选依次用树脂和金属涂层。
前述的本发明的R-T-B型合金铸块中含有大多数为细小的晶粒。因此，即使合金铸块在磨碎后磁特性也不会显著变坏。把铸块粉末化至粒度500μm或更小，将粉末与环氧树脂或类似的树脂混和，并将得到的混合物压模；或者将粉末与尼龙或类似的树脂混和，并将得到的混合物注射成型，从而生产出粘结磁体。本发明的生产R-T-B型磁体合金铸块的方法得到了高于前述超快冷却生产方法的生产率，从而提供了低价格的R-T-B型粘结磁体合金粉末。
根据本发明中，在用刮削器或类似装置刮下沉积在模具内壁表面的稀土合金的同时，继续进行铸造，从而生产最长5cm、厚度1mm或更小的扁平稀土合金薄片。铸造完成后，在400到1,000℃、在真空或非活性气体气氛中对薄片进行热处理，从而加强矫顽力和正方性。另一种方法是，首先在1,000到1,100℃下、在真空或非活性气体气氛中，然后在400到1,000℃下、在真空或非活性气体气氛中对薄片进行热处理，从而进一步加强磁化和矫顽力。
R-T-B型合金薄片含其中大部分为细小的晶粒。因此，即使将合金薄片粉末化后磁特性也不会显著变坏。把薄片粉末化至粒度500μm或更小，并将粉末与环氧树脂或类似的树脂混和，并将得到的混合物压模；或者将粉末与尼龙或类似的树脂混和，并将得到的混合物注射成型，从而生产粘结磁体。如果通过粉末化生产粘结磁体，优选合金薄片，这是因为与粉末化合金铸块以得到粘结磁体相比，由于高粉末化效率的优点，这样做可以提供研低价格的合金粉末。
本发明的生产稀土合金的方法可以提供R-T-B型交换弹性磁体合金铸块，其中包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总含量为1到12原子％的元素及含量为3到30原子％的B，其余为T(T代表主要包含Fe的物质，其中部分Fe原子可以被Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn替代)；基于合金的总体积，上述铸块以总体积的至少50％包含结晶粒度1μm或更小的软磁相和硬磁相，上述体积百分数优选至少70％，更优选至少80％。合金铸块的厚度为1mm或更大，优选5mm或更大，甚至更优选10mm或更大。
本发明的R-T-B型交换弹性磁体含有R2T14B形成的、表现出大的各向异性磁场的硬磁相，和至少一种选自Fe、Fe2B、Fe3B的物质形成的、具有高饱和磁化的软磁相。
在本发明的R-T-B型交换弹性磁体中，为了生成更为细小的晶粒，可以加入高熔点金属，如Ti、V、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W。在此情况下优选将金属的总量控制在1重量％或更低，从而防止磁化变坏。
当使用本发明的离心铸造法生产R-T-B型交换弹性磁体时，模具的旋转速度优选控制在产生至少2G的离心力，以上离心力更优选至少5G，最优选至少10G，从而通过使熔融金属与模具内壁接触而提高冷却效果。
旋转体的旋转速度优选控制在至少能给熔融金属施加至少5G的离心力，上述离心力更优选至少20G，最优选至少30G，从而强化增强熔融金属与模具内壁表面的撞击力，由此提高熔融金属的凝固速度。
熔融金属沉积到模具内壁表面的速度也是关键性的。为提高已沉积的熔融金属的冷却速度，平均沉积速度优选0.1mm/秒或更低，优选0.05mm/秒或更低，最优选0.03mm/秒或更低。
铸造后将R-T-B型交换弹性磁体合金铸块在400到1,000℃下、在真空或惰性气体气氛中热处理，以增强矫顽力和正方性性质。
根据本发明的交换弹性磁体合金铸块表现出高回弹性，例如，甚至当磁化在反向磁场中降低时，磁化通过将磁场强度控制为0几乎可以完全恢复到初始值。此外，合金在铸块状态下也表现出优异的各向同性的磁特性。因此，仅通过机械加工，如切削、磨削、抛光或冲裁，把合金铸块加工成预定的形状，就可以制造出具有优异的各向同性的磁特性的交换弹性磁体。简而言之，生产传统的粘结磁体所需的粉末化和压模或注射成型的步骤可以省略，从而降低生产成本。另外，因为经机械加工生产的磁体密度比粘结磁体高，所以可以制造显示出高磁化的强磁体。
基于熔融金属在圆柱形模具的内壁上的沉积，可以直接用熔融金属制造圆柱形的R-T-B型交换弹性磁体。在这种情况下，鉴于生产设备的限制，圆柱形磁体的外径优选被控制为100mm或更大。
当有意识地将本发明的R-T-B型交换弹性磁体合金铸块在高温下、在惰性气体气氛或真空中变形时，可以提供各向异性的磁性。优选的变形方法的例子包括倒模、轧制、锻造和压制。变形温度优选400到1,100℃，更优选600到800℃。变形所需的压力为至少0.5吨/cm2，更优选至少1吨/cm2。
本发明的交换弹性磁体含有非常容易被氧化的稀土成分和铁，因此优选将磁体用树脂或例如Ni、Al的金属涂层。更优选地，磁体依次用树脂和金属涂层。
前述本发明的交换弹性合金铸块中包含多数为细小的晶粒。因此，即使将合金铸块粉末化磁特性也不会显著变坏。把合金铸块粉末化至粒度500μm或更小的颗粒，并将粉末与环氧树脂或类似树脂混和，并将得到的混合物压模；或者将粉末与尼龙或类似的树脂混和，并将得到的混合物注射成型，从而生产粘结磁体。当使用本发明的生产方法生产交换弹性磁体合金铸块时，得到了高于前述超快冷却生产方法的产量，由此提供低价格的合金粉末。
实施例
以下说明本发明的实施例和对比例。
实施例1
将元素态钕、铁硼合金、钴、铝、铜和铁混和以得到以下组成：Nd：30.0质量％；B：1.00质量％；Co：1.0质量％；Al：0.30质量％；和Cu：0.10质量％，其余为铁。在1atm下在氩气中用高频感应熔炉将混合物熔化于氧化铝坩埚中。得到的熔融混合物用如图2所示的设备进行铸造。
模具内径为500mm，长为500mm；将深1mm，底宽5mm的图7所示的凹槽以3mm的间隔提供给模具的内表面。
旋转容器内径为250mm，其侧壁开有8个直径2mm的孔。
旋转容器的旋转轴与模具的旋转轴之间的成的角θ为25°，熔融金属沉积到模具内壁上的平均速度为0.01cm/秒。
模具的旋转速度设定为189rpm以产生10G的离心力。旋转容器的旋转速度为535rpm以对熔融金属施加约40G的离心力。
这样制得的合金铸块在圆柱形模具中部的厚度为6到8mm；在靠近两个相对的底部的厚度最大部分的厚度为11到13mm。
在电子显微镜下在背散射电子图中观测横截面的显微组织。结果如表1所示。
实施例2
将元素态钕、铁硼合金、钴、铝、铜和铁混和以得到以下组成：Nd：28.0质量％；B：1.00质量％；Co：1.0质量％；Al：0.30质量％；和Cu：0.10质量％，其余为铁。在1atm下在氩气中用高频感应熔炉将混合物熔化于氧化铝坩埚中。得到的熔融混合物用如图2所示的设备进行铸造。
使用与实施例1中相同尺寸的旋转容器。但是，模具的内表面是光滑的，并且模具的旋转速度设置为231rpm以产生15G的离心力。
旋转容器使用如与实施例中所描述的相同的条件。
结果如以上表1所示。
对比例1
制备组成类似实施例1的混合物，并将混合物以类似实施例1的方式熔化并通过使用类似实施例1中所使用的铸造设备进行铸造。但是，模具的内表面不具有凹槽，并且将表面用砂纸抛光(240号)以在使用前达到光滑。调整模具的旋转速度以产生2.5G的离心力。
通过以上铸造得到的合金铸块在圆柱形磨具的中部厚度为7至8mm，在靠近两个相对的底部的厚度最大部分的厚度为12到13mm。
以类似与实施例1的方式以背散射电子图像的方式观察横截面的微观组织。结果如表1所示。
对比例2
制备组成类似实施例1的混合物，并将混合物在1atm下在氩下熔化并通过使用图8中的用于SC法的铸造设备铸造。水冷铜辊25外径为400mm，辊以1m/s的边缘速度旋转，从而产生平均厚度0.32mm的薄片状合金铸块。由此得到的横截面的显微组织以背散射电子图像的方式观察。结果如表1所示。
实施例3
实施例3描述了烧结磁体的生产的例子。实施例1中生产的合金薄片按照氢烧爆、中粉末化和微粉末化的次序粉末化。氢吸附步骤--氢烧爆的第一步--在以下条件下进行：100％氢气氛，大气压强，保留时间1小时。氢吸附反应开始时金属薄片的温度为25℃。氢解吸步骤--此后的步骤--在以下条件下进行：0.13hPa的真空，500℃，保留时间1小时。中粉末化使用Brawn磨进行，并将经氢烧爆的粉末在100％氮气氛中粉末化至粒度42μm或更小，向得到的粉末中以0.07质量％的量加入硬脂酸锌粉末。使用V-搅拌器将混合物在100％氮气氛中充分地混合。并使用喷射磨在混合了氧(400ppm)的氮气氛中微粉末化至粒度3.2μm(FSSS)。使用V-搅拌器在100％氮气氛中将得到的粉末再次充分混合。发现得到的粉末含有浓度为2,500ppm的氧。通过粉末的碳浓度分析，计算得到粉末的硬脂酸锌浓度为0.05质量％。
随后将如此得到的粉末通过使用模制设备在100％氮气氛和侧向磁场中压模。模制压力为1.2t/cm2，模腔中的磁场被控制为15Koe。
将如此得到的压制物依次在1.33×10-5hPa的真空中在500℃下维持1小时、在1.33×10-5hPa的真空中在800℃下维持2小时、并在1.33×10-5hPa的真空中在1060℃下维持2小时以进行烧结。烧结产物具有7.5g/cm3或更高的足够高的密度。将烧结产物在氩气氛中在540℃下热处理1小时。
使用直流BH曲线记录器测量烧结产物的磁特性，结果如表2所示。另外，将烧结产物的横截面镜面抛光，在偏光显微镜下观察抛光面。得到的平均结晶粒度为15至20μm，粒度基本均匀。
对比例3和4
在对比例3和4中，将每一种对比例1和2中生产的合金薄片以类似与实施例3中的方式粉末化，从而生产粒度为3.3μm(FSSS)的粉末。发现得到的粉末含有浓度为2,600ppm的氧。每一种粉末以类似与实施例3的方式在磁场中磨制并烧结，从而生产各向异性的磁体。如此生产的烧结侧体的磁特性如表2所示。
表2
  Br   iHc   BHmax   备注
 实施例3   14.22kG   11.38kOe   47.8MGOe   模具：粗糙表面，10G
 对比例3   14.18kG   9.32kOe   47.3MGOe   模具：光滑表面，2.5G
 对比例4   14.07kG   11.42kOe   46.8MGOe   SC法
表2显示，对比例3制造的磁体比实施例3制造的磁体矫顽力低2kOe或更多，可以想象，其原因在于富R相的差的分散状况。对比例4制造的磁体的Br低至0.15kG，可以想象，其原因在于其中晶体取向比本发明的合金差。
实施例4
将元素钕、元素镨、铁硼合金、铝、电解铜、电解钴和电解铁混和以形成以下组成：Nd：10.4原子％(23.0质量％)；Pr：3.2原子％(7.0质量％)；B：6.0原子％(1.0质量％)；Al：0.7原子％(0.3质量％)；Cu：0.1原子％(0.1质量％)；Co：1.1原子％(1.0质量％)；其余为铁。将得到的混合物在氩气气氛中用高频感应熔化熔化于氧化铝坩埚中，得到的熔融混合物用如图2所示的设备按以下条件进行铸造。
圆柱形的模具用铁(在27℃下的热传导率：80.3W/mK)制成，内径500mm，长500mm。用等离子喷涂法在模具内壁上提供厚度100μm的膜。(27℃时的热传导率：12.6W/mK)，其组成为Ni：80质量％、Cr：20质量％。旋转体是圆柱形容器，内径为250mm，侧壁开有8个直径3mm的孔。圆柱形模具的旋转轴L被设定为水平方向。容器的旋转轴R与圆柱形模具的旋转轴L之间的角θ在铸造时被固定为25°，熔融金属沉积到模具内壁上的平均沉积速度被调整为0.05mm/秒。控制模具的旋转速度以产生10G的离心加速度，旋转容器的旋转速度被控制在能对熔融金属施加20G的离心力。
如此制取的合金铸块在圆柱形模具中间部分的厚度为8mm，靠近两相对的底部部分厚度最大，为约10mm。用偏光显微镜观测合金铸块的横截面以确定结晶粒度。通过观察，结晶粒度为10μm或更小的晶粒所占面积百分比为95％。
然后从合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性。测得合金具有如下特性：剩余磁通密度Br＝8.6kG；矫顽力iHc＝10.2kOe；最大能量乘积(BH)max＝14.2MGOe，并且这些特性在三个轴的方向上几乎相等。结果表明此合金适于生产各向同性的磁体。
实施例5
将同样的材料混合以得到类似于实施例4中生产的合金的组成。在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化。用与实施例4所用设备相似的设备将得到的熔融混合物在与实施例4相似的条件下进行铸造。但以10μm的厚度采用喷射法涂布在模具内壁表面上提供氮化硼(BN)膜(27℃时的热传导率为17到42W/mK)以代替上述薄膜。
用偏光显微镜观测如此得到的合金铸块的横截面以确定结晶粒度。通过观察测得粒度10μm或更小的晶粒所占面积百分比为88％。
然后从合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金表现出以下特性：Br＝8.6kG；iHc＝10.1kOe；且(BH)max＝14.0MGOe，并且这些性能在三个轴的方向上几乎相等。结果表明这种合金适合地提供了用于各向同性的磁体的合金。
实施例6
将元素钕、铁硼合金和电解铁混和以得到以下组成：Nd：4.6原子％(12.5质量％)；B：15.2原子％(3.1质量％)；其余为铁。在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化。得到的熔融混合物用如图2所示的设备按以下条件进行铸造。
圆柱形模具用铁(在27℃时的热传导率：80.3W/mK)制成，内径500mm，长500mm。通过等离子喷涂法向模具内壁提供涂层膜(27℃时的热传导率：12.6W/mK)，其组成是：Ni：80质量％、Cr：20质量％，厚度为500μm。旋转体是圆柱形容器，内径为250mm，侧壁开有8个直径2mm的孔。圆柱形模具的旋转轴L设定为水平方向。容器的旋转轴R与圆柱形模具的旋转轴L之间的角θ在铸造过程中固定为25°。
熔融金属沉积到模具内壁上的平均沉积速度调整为0.02mm/秒。模具的旋转速度控制在产生20G离心加速度，旋转容器的旋转速度控制在对熔融金属施加40G的离心力。
用偏光显微镜观测如此得到的合金铸块的横截面以确定结晶粒度，通过观察测得结晶粒度1μm或更小的晶粒所占面积的百分比为65％。
然后从合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金显示如下特性：Br＝11.8kG；iHc＝3.0kOe；(BH)max＝14.9MGOe，并且这些特性在三个轴的方向上几乎相等。结果表明这种合金适合地提供了用于各向同性的磁体的合金。在磁化后对由合金铸块生产的磁体加以2.5kOe的反向磁场，当停止施加反向磁场后(即0kOe)，Br恢复到初始值的95％，即具有明显的回弹。因此，磁体可判定为各向同性的交换弹性磁体。
对比例5
将同样的材料混合以得到类似实施例4生产的合金的组成。在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化。用与实施例4所用相似的设备将得到的熔融混合物在与实施例4相似的条件下进行铸造。但模具内壁表面没有涂层膜，并且熔融金属直接沉积和凝固在铁制模具的内壁表面上。用偏光显微镜观测如此得到的合金铸块的横截面以确定结晶粒度。通过观测发现有大量的主要粒度1mm或更大的柱形晶体，并且结晶粒度10μm或更小的晶粒所占面积的百分比低至3％。
然后从合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金显示如下特性：Br＝3.0kG；iHc＝0.8kOe；(BH)max＝0.4MGOe。这些特性在垂直于模具表面的平面上测量时是最高的，但远低于实施例4中的特性。
对比例6
将同样的材料混合以得到类似实施例6生产的合金的组成。在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化，用与实施例4所用相似的设备将得到的熔融混合物在与实施例4相似的条件下进行铸造。但模具内壁表面没有涂层膜，并且熔融金属直接沉积和凝固在铁制模具的内壁表面上。用偏光显微镜观测如此得到的合金铸块的横截面以确定结晶粒度。通过观察发现有大量的主要粒度1mm或更大的柱形晶体，但是还发现许多树枝状的、不含磁畴的相的部分，而且相似乎阻止了柱形晶体的生长。基于使用扫描电子显微镜拍摄的背散射电子图，并使用能量分散X射线分析仪，确定不含磁畴的树枝状相为α-Fe。另外，通过在偏光显微镜下观测合金铸块，测出结晶粒度10μm或更小的晶粒所占面积的百分比低至3％。
然后从合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金显示如下特性：Br＝1.8kG；iHc＝0.2kOe；(BH)max无法测出。这些特性在垂直于模具表面的平面上测量时是最高的，但远低于实施例6中的特性。
实施例7
用捣磨机在氩气气氛中将实施例4的合金铸块粉末化到500μm或更小，使用振动样品磁强计(vibrating sample magnetometer，VSM)测得制得粉末的iHc为9.5kOe，表明iHc稍有下降。将合金粉末与环氧树脂(3重量％)混和，所得混合物在氩气气氛中、6吨/cm2的压强下压制成型，所得压制物在氩气气氛、180℃下烧制从而去除环氧树脂。完全熟化后，产品的密度为5.8g/cm3。产品的磁特性用BH曲线记录器测量，测得产品具有如下特性：Br＝6.6kG；矫顽力iHc＝9.1kOe；最大能量乘积(BH)max＝8.4MGOe。
实施例8
实施例4的合金铸块在550℃、真空中加热1小时，然后从热处理过的合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金显示如下特性：Br＝8.7kG；iHc＝11.2kOe；最大能量乘积(BH)max＝14.9MGOe，并且这些特性在三个轴的方向上几乎相等。
实施例9
用捣磨机在氩气气氛中将实施例8的合金铸块粉末化到500μm或更小，使用VSM测得制得粉末的iHc为10.5kOe，表明iHc稍有下降。通过使用合金粉末并采用类似于实施例7的方法，可生产出其密度为5.8g/cm3的粘结磁体。粘结磁体的磁特性用BH曲线记录器测量。测得磁体显示如下特性：Br＝6.8kG；iHc＝10.2kOe；(BH)max＝8.9MGOe。
实施例10
实施例4的合金铸块在1,020℃、氩气气氛中加热2小时，然后再在550℃、真空中加热1小时进行额外的热处理。然后从热处理过的合金铸块上切下一立方体(边长：7mm)，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，测得合金显示如下特性：Br＝8.9kG；iHc＝11.3kOe；(BH)max＝15.5MGOe。这些性能在三个轴的方向上几乎相等。
实施例11
用捣磨机在氩气气氛中将实施例10的合金铸块粉末化到500μm或更小，使用VSM测得制得粉末的iHc为10.7kOe，表明iHc稍有下降。通过与实施例7近似的方法，使用合金粉末生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。粘结磁体的磁特性用BH曲线记录器测量，测得磁体显示如下特性：Br＝6.9kG；iHc＝10.2kOe；(BH)max＝9.3MGOe。
对比例7
用捣磨机在氩气气氛中将对比例4的合金铸块粉末化到500μm或更小，使用VSM测得制得粉末的iHc低至0.4kOe。采用与实施例7近似的方法，用合金粉末生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。粘结磁体的磁特性用BH曲线记录器测量，测得磁体显示如下特性：Br＝2.3kG；iHc＝0.3kOe；(BH)max＝0.1MGOe，结果令人十分不满。
实施例12
混和各种起始材料金属钕、铁硼合金、铝、电解铜、铁-铌、电解铁，使复合物包含：Nd：14.7原子％(32.0质量％)；B：6.1原子％(1.0质量％)；Al：0.7原子％(0.3质量％)；Cu：1.0原子％(1.0质量％)；Nb：0.4原子％(0.5质量％)；其余为铁，并在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化，随后采用与实施例5相同的设备和条件进行铸造。然后，不从圆柱形模具上移去沉积的合金铸块，在此合金铸块上在相同的生产条件下沉积与前述复合物组分相同的合金铸块。
获得的合金铸块在圆柱形模具的中部厚度为16mm，在模具两个边的附近厚度最大，约为20mm。用偏光显微镜测量合金铸块结晶的直径，发现结晶粒度10μm或更小的晶体所占面积为83％。
从后沉积和凝固的合金中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁特性。在三个方向上性质大致相同，并且Br＝8.2kG，iHc＝4kOe，(BH)max＝12.9MGOe。
实施例13
从实施例12的合金中切下厚度为16到18mm的部分，并密封在厚度为3.2mm的抽成真空的铁容器中。将密封了合金铸块的铁容器放在设定为800℃的大气炉中充分加热，接着利用通过牵引设置为30％的轧辊进行轧制。然后，将铁容器放回到保持800℃的大气炉中充分加热，再次用缩小了间距、牵引为30％的轧辊轧制。轧制工序共重复进行4次，将合金铸块轧成厚度为4.0mm。将两块该合金铸块层压到一起并加工成边长为7mm的立方体。用BH曲线记录器测量其磁性质，发现磁力在加压的方向上最强。这个方向上的磁性质为Br＝12.0kG，iHc＝12.9kOe，(BH)max＝28.7MGOe。
实施例14
实施例13中经热轧的合金铸块在550℃、真空中加热1小时。然后将两块这样的合金铸块层压到一起，加工成边长为7mm的立方体。用BH曲线记录器测量其磁性质，发现如果iHc和正方性性质在加压的方向上比实施例13更好，并且Br＝12.0kG，iHc＝13.6kOe，(BH)max＝29.8MGOe。
实施例15
实施例13中经热轧的合金铸块在1,020℃、真空中加热2小时，再在550℃、真空中进一步热处理1小时。然后，将两块这样的合金铸块层压到一起，加工成边长为7mm的立方体。用BH曲线记录器测量其磁性质，发现iHc和正方性性质在加压的方向上比实施例14更好，并且Br＝12.0kG，iHc＝14.1kOe，(BH)max＝31.6MGOe。
实施例16
在氩气气氛中用捣磨机将实施例6的合金铸块粉末化到500μm或更小。用VSM测得iHc为2.9kOe，iHc值的退化低。
采用与实施例7相同的方法，用合金粉末生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。粘结磁体的磁性质用BH曲线记录器测量，并发现Br＝9.1kG，iHc＝2.8kOe，(BH)max＝8.9MGOe。
实施例17
将实施例6的合金铸块在750℃、真空中加热5钟，用BH曲线记录器测量其磁特性，发现在三个方向上的性质基本相同，并且磁性质改善为Br＝11.8kG，iHc＝4.2kOe，(BH)max＝15.0MGOe。
另外，在将此磁体磁化后，对其施加2.5kOe的相反方向的磁场。当磁场恢复为0时，发现Br明显回弹，恢复到原值的95％，此磁体是各向同性的交换弹性磁体。
实施例18
在氩气气氛中用捣磨机将实施例17的合金铸块粉末化到500μm或更小。用VSM测得iHc为4.0kOe，iHc值的退化低。
采用与实施例7相同的方法，用合金粉末生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。粘结磁体的磁性质用BH曲线记录器测量，并且为Br＝9.1kG，iHc＝3.9kOe，(BH)max＝9.2MGOe。
实施例19
将每一种起始材料金属钕、金属镨、金属镝、铁-硼、铝、电解钴、电解铜、铁-锆和电解铁混合，使复合物包含：Nd：10.8原子％(23.5质量％)；Pr：3.3原子％(7.0质量％)；Dy：0.6原子％(1.5质量％)；B：6.1原子％(1.0质量％)；Al：0.7原子％(0.30质量％)；Co：1.1原子％(1.0质量％)；Cu：0.1原子％(0.1质量％)；Zr：0.4原子％(0.5质量％)；其余为铁，并在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化，接着在下列条件下通过铸造得到圆柱形合金铸块。
圆柱形模具用铜制成(在27℃时的热传导率：398W/mK)，内径150mm，长150mm。在模具内壁表面上用等离子喷涂法覆盖一层厚度为100μm、组成为SUS304(27℃时的热传导率为16.0W/mK)的膜。旋转体是圆柱状容器，内径为50mm，侧壁开有8个直径3mm的孔。另外，圆柱形模具的旋转轴L和容器的旋转轴R都设定为垂直方向。
熔融金属沉积到模具内壁上的平均沉积速度为0.05mm/秒。此时模具的转数的设置产生20G离心加速度，圆柱状容器旋转体的旋转速度被控制在能对熔融金属施加10G的离心力。此外，在铸造过程中，旋转容器在垂直方向上上下移动，移动距离50mm，周期为4秒。
圆柱形合金铸块的外径为150mm，纵轴方向中间部分的厚度为8mm，在两个相对的边附近厚度最大，约为10mm。用偏光显微镜测量合金铸块的晶体的直径，发现粒度10μm或更小的晶体所占面积为96％。
从合金铸块上切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁性质。在三个方向上性质大致相同，并且剩余磁通密度Br＝8.1kG，矫顽力iHc＝16.8kOe，最大能量乘积(BH)max＝12.5MGOe。由此可以理解，该合金适和作为各向同性的圆柱形磁体。
对比例8
将每一原料混和，从而使复合物的组分与实施例19相同，在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化，铸造用与实施例19相同的设备和条件进行。但模具内壁上没有形成任何膜，熔融金属沉积和凝固在铜制模具上。所获得的圆柱形合金铸块的外径为150mm，纵轴方向上中间部分的厚度为8mm，在靠近模具相对的两个边处厚度最大并约为10mm。用偏光显微镜测量合金铸块的结晶的直径，发现粒度10μm或更小的结晶所占面积为5％。
从该合金铸块上切下边长为7mm立方体，用BH曲线记录器测定立方体的磁特性，这些性能在垂直于模具表面的平面上测量时最高，并且为Br＝2.8kG；iHc＝1.2kOe；(BH)max＝0.4MGOe，这与实施例4相比是极低的。
实施例20
将使用实施例19的设备、采用与实施例19相同的组成和条件制造的圆柱形合金铸块在550℃、真空中热处理1小时。从此热处理过的合金铸块中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁性质，发现磁性质在三个方向上大致相同，Br＝8.2kG，iHc＝17.2kOe，(BH)max＝13.1MGOe。这些磁性质好于实施例19的合金。
实施例21
使用实施例19的设备、采用与实施例19相同组成和条件制造的圆柱形合金铸块在1,020℃、氩气气氛中热处理2小时，再在550℃、真空中热处理1小时。
从此热处理过的合金铸块中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁特性，发现在三个方向上性质大致相同，Br＝8.3kG，iHc＝17.5kOe，(BH)max＝13.7MGOe。这些磁性质好于实施例20的合金。
实施例22
使用与实施例4相同的组成、条件、设备进行铸造，但使用圆柱形铜模具(27℃时热传导率为80.3W/mK，在其内壁上刻有深1mm、底宽5mm、间距3mm的凹槽，再在其上用等离子喷涂法形成厚100μm、组成为SUS304的膜(27℃时热传导率为16.0W/mK)。
得到的合金铸块厚度在圆柱形模具中间部分为8mm，在模具相对的两边处厚度最大，约为10mm。用偏光显微镜测量合金铸块的结晶的直径，发现粒度10μm或更小的结晶所占面积为98％。
从合金中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁性质，发现在三个方向上性质大致相同，剩余磁通密度Br＝8.6kG，矫顽力iHc＝11.0kOe，最大能量乘积(BH)max＝14.4MGOe。
实施例23
使用实施例19的设备，在与实施例19相同的条件下，通过混和合金起始原料以获得与实施例6相同的组成，制取圆柱形合金铸块。但熔融金属沉积到模具内壁的平均速度为0.02mm/秒。
所获圆柱形合金铸块的外表面为150mm，纵轴方向中间部分的厚度为8mm，在模具两边附近厚度最大，约为10mm。用偏光显微镜测量合金铸块的结晶的直径，发现粒度1μm或更小的结晶所占面积为65％。粒度1μm或更小的结晶所占面积为65％。
从合金铸块中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁性质，发现在三个方向上性质大致相同，Br＝11.8kG；iHc＝3.0kOe；(BH)max＝14.8MGOe。由此可以理解这种合金适合作为圆柱形各向同性交换弹性磁体。
另外，将磁体磁化后，对其施加2.5kOe的反向磁场，当磁场恢复为0时，发现Br具有明显的回弹性，恢复到原值的95％，因此此磁体是各向同性的交换弹性磁体。
实施例24
使用实施例19的设备，在与实施例19相同的条件下，通过将合金起始原料混合获得与实施例6相同的组成，制取圆柱形合金铸块。但熔融金属沉积到模具内壁的平均速度为0.02mm/s。在此情况下，合金铸块在750℃、真空中热处理5分钟。从此热处理过的合金铸块中切下边长7mm的立方体，用BH曲线记录器测量其磁性质，发现在三个方向上性质大致相同，Br＝11.8kG；iHc＝4.1kOe；(BH)max＝15.0MGOe。这些磁性质好于实施例23。
另外，将磁体磁化后，对其施加2.5kOe的反向磁场，当磁场恢复为0时，发现Br具有明显的回弹性，恢复到原值的95％，可判断此磁体是各向同性的交换弹性磁体。
实施例25
将合金起始原料混和以获得与实施例4相同的组成，在氩气气氛中用高频感应熔化用氧化铝坩埚将混合物熔化，随后在以下条件下进行铸造。
圆柱形模具用铁(在27℃时的热传导率为80.3W/mK)制成，内径600mm，长600mm。模具内壁表面上用等离子喷涂法涂层厚度为100μm、组成为80质量％的Ni和20质量％的Cr(27℃时的热传导率为12.6W/mK)的膜。旋转体是圆筒形容器，内径为250mm，侧壁开有8个直径3mm的孔。另外，在铸造过程中，圆柱形模具的旋转轴L设定为水平方向，容器的旋转轴R与圆柱形模具的旋转轴L之间的倾角θ固定为25°。另外，为在铸造过程中移出沉积并凝固在模具内表面上的合金薄片，在模具的内壁上安装了刮削器从而使其与前缘接触。另外，将厚5mm的金属盘导板安装旋转体的刮刀一侧，以防止铸造过程中熔融金属直接沉积在刮刀本身上。
熔融金属沉积到模具内壁上的平均沉积速度调整为0.05mm/秒。在此实施例中模具的旋转数的设定能产生10G离心加速度，容器旋转速度控制为能对熔融金属施加约20G的离心力。
所得合金薄片的尺寸约为5mm，厚度为约50到100μm。用偏光显微镜测量合金薄片中的晶体直径，发现粒度10μm或更小的晶体所占面积为95％。
用VSM测量合金薄片的iHc并发现其为10.2kOe。用捣磨机在氩气气氛中将此合金薄片粉末化到500μm或更小，此后使用与实施例7近似的方法，制备密度5.8g/cm3的粘结磁体。用BH曲线记录器测量其磁特性为Br＝6.6kG，矫顽力iHc＝9.8kOe；最大能积(BH)max＝8.4MGOe。
实施例26
实施例25的合金薄片在550℃、真空中热处理1小时，用VSM测得经热处理的合金薄片的iHc为10.2kOe。用捣磨机在氩气气氛中将此合金薄片粉末化到500μm或更小，此后采用与实施例7近似的方法生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。用BH曲线记录器测量其磁性质为Br＝6.8kG；矫顽力iHc＝10.6kOe；最大能量乘积(BH)max＝8.9MGOe。
实施例27
实施例25的合金薄片在1,020℃、氩气气氛中热处理2小时，再在550℃、真空中热处理1小时，用VSM测得经热处理的合金薄片的iHc为11.3kOe。用捣磨机在氩气气氛中将此合金薄片粉末化到500μm或更小，此后采用与实施例7近似的方法生产出密度5.8g/cm3的粘结磁体。用BH曲线记录器测量其磁性质为Br＝6.9kG；矫顽力iHc＝11.0kOe；最大能量乘积(BH)max＝9.3MGOe。

Claims (8)

1、稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块为R-T-B型磁体合金，其中R代表至少一种选自包括Y的稀土元素的元素；T代表主要由Fe组成的物质，其中部分Fe原子被选自Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn的至少一种元素替代，B代表硼，该合金包含至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子％的元素组成的R，以及量为5.6到9.1原子％的B，并且其中横截面上基本不存在合金铸块的铸造状态下测得的在尺寸为100μm或更大的富R相。
2、稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块为R-T-B型磁体合金，其中R代表至少一种选自包括Y的稀土元素的元素；T代表主要由Fe组成的物质，其中部分Fe原子被选自Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn的至少一种元素替代，该合金包含由至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子％的元素组成的R，以及量为5.6到9.1原子％的B，并且其中在合金铸块的铸造状态下测得的尺寸为50μm或更小的富R相分散占据的面积为横截面积的至少50％。
3、稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块为R-T-B型磁体合金，其中R代表至少一种选自包括Y的稀土元素的元素；T代表主要由Fe组成的物质，其中部分Fe原子被选自Co、Ni、Cu、Al、Ga、Cr和Mn的至少一种元素替代，该合金含有由至少一种选自Nd、Pr和Dy的、总量为11.8到16.5原子％的元素组成的R，以及量为5.6到9.1原子％的B，并且其中横截面上基本不存在在合金铸块的铸造状态下测得的长宽比为至少20的富R相。
4、根据权利要求1到3中任何一项的稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块包含在主轴方向上测得的直径至少1,000μm的晶粒占面积的至少为5％，而且富R相的平均间隔为10μm或更小。
5、根据权利要求1到3中任何一项的稀土磁体合金铸块，其中基本不存在α-Fe。
6、根据权利要求1到3中任何一项的稀土磁体合金铸块，其中稀土磁体合金铸块是用离心铸造法铸造的，上述离心铸造法包括以下步骤：用旋转体接收熔融金属；通过旋转体的旋转作用喷洒熔融金属；使喷洒的熔融金属在旋转圆柱形模具的内表面上沉积并凝固；并且其中内表面包括非光滑表面。
7、根据权利要求6的稀土磁体合金铸块，其中旋转体的旋转轴与圆柱形模具的旋转轴之间成倾角θ。
8、烧结磁体，该磁体是以根据权利要求1到3中任何一项的稀土磁体合金铸块为原料制造的。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103801669A (zh) * 2014-01-16 2014-05-21 厦门钨业股份有限公司 离心铸造方法及其设备和工艺
CN105817632A (zh) * 2015-01-09 2016-08-03 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 片状粉末的制备装置及方法

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005098878A2 (en) * 2004-04-07 2005-10-20 Showa Denko K.K. Alloy lump for r-t-b type sintered magnet, producing method thereof, and magnet
US8907755B2 (en) * 2012-03-30 2014-12-09 Toda Kogyo Corporation R-T-B-based rare earth magnet particles, process for producing the R-T-B- based rare earth magnet particles, and bonded magnet
CN103769596A (zh) * 2013-11-26 2014-05-07 王利民 一种制备高堆积密度扁圆形状粉末材料的方法
CN103769595A (zh) * 2013-11-26 2014-05-07 王利民 一种制备微晶和非晶态粉末材料的方法
CN103632834B (zh) * 2013-12-03 2015-12-02 江苏大学 一种高性能各向异性钕铁硼磁体的制备方法
JP7087558B2 (ja) * 2018-03-29 2022-06-21 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末および焼結体の製造方法
CN111029128A (zh) * 2019-12-31 2020-04-17 浙江大学 一种稀土永磁的快速热处理方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3667783B2 (ja) * 1993-10-06 2005-07-06 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 異方性ボンド磁石用原料粉末の製造方法
JP3549382B2 (ja) * 1997-12-22 2004-08-04 信越化学工業株式会社 希土類元素・鉄・ボロン系永久磁石およびその製造方法
TW446690B (en) * 1998-06-22 2001-07-21 Showa Denko Kk Refractories for casting a rare-earth alloy, their production method, and method for casting an rare-earth alloy
JP4818547B2 (ja) * 2000-08-31 2011-11-16 昭和電工株式会社 遠心鋳造方法、遠心鋳造装置、それにより製造した合金

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103801669A (zh) * 2014-01-16 2014-05-21 厦门钨业股份有限公司 离心铸造方法及其设备和工艺
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