DE60118623T2

DE60118623T2 - Schleudergussverfahren und schleudergussvorrichtung

Info

Publication number: DE60118623T2
Application number: DE60118623T
Authority: DE
Inventors: Hiroshi Chichibu-shi HASEGAWA; Masahide Chichibu-shi UTSUNOMIYA; Uremu Chichibu-shi HOSONO; Yoichi Hirose
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2000-08-31
Filing date: 2001-08-31
Publication date: 2007-05-03
Anticipated expiration: 2021-09-01
Also published as: DE60118623D1; AU2001282578A1; CN1263569C; US6797081B2; WO2002018078A2; WO2002018078A3; US20020153062A1; US20050011588A1; ATE322355T1; CN1489499A; EP1395381B1; US7264683B2; EP1395381A2; WO2002018078A8

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Gießverfahren, bei dem die rasche Verfestigung eines Metalls, Seltenerdmetalls, Metalls mit hohem Schmelzpunkt, Nichtmetalls oder dergleichen angewendet wird, sowie auf eine Gießvorrichtung.
TECHNISCHER HINTERGRUND
Da in den letzten Jahren die Peripheriegeräte für Personalcomputer, wie HDDs(Festplattenlaufwerke)-AV-Geräte, elektrische Haushaltsgeräte und dergleichen leichter, kompakt und leistungsfähiger geworden sind, ist die Nachfrage nach gesinterten Seltenerdmagneten, für die Magnete auf Nd-Basis (Neodymium-Basis) beispielhaft stehen, scharf angestiegen. Typische Legierungen für solche Magnete sind Nd-Fe-B-Legierungen, die zusätzlich Eisen und Bor enthalten und typischerweise durch die Zusammensetzung Nd₂Fe₁₄B dargestellt sind.
Um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern, die wirtschaftliche Leistung durch wirksame Ausnutzung von Seltenerdelementen, welche begrenzte Quellen darstellen, zu verbessern, und die Gebrauchseigenschaften (wie Wärmebeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit) zu verbessern werden Dy (Dysprosium), Pr (Praseodymium) oder ähnliche Seltenerdelemente eingebracht, um einen bestimmten Teil des Nd zu ersetzen und Co, Al, Cu oder ähnliche Elemente werden eingebracht, um einen bestimmten Anteil des Fe zu ersetzen.
Wenn kein bestimmter Grund vorliegt, ein in den Seltenerdmagneten einschließlich der oben erwähnten enthaltenes Seltenerdelement auf Nd einzuschränken, werden die Seltenerdmagnete kollektiv als Magnete des R-T-B-Typs (R: Seltenerdelement, T: Übergangsmetall) bezeichnet.
Im Allgemeinen enthalten alle industriell hergestellten Magnete des R-T-B-Typs R in einer Menge, welche die stöchiometrische Menge für die Zusammensetzung R₂T₁₄B leicht überschreitet. So wird in einem Barren einer Magnetlegierung eine Phase, die ein Seltenerdelement beziehungsweise Seltenerdelemente, dargestellt durch R, in hoher Konzentration enthält (nachstehend als R-reiche Phase bezeichnet) erzeugt.
Es ist bekannt, dass die R-reiche Phase in Magneten des R-T-B-Typs die folgenden wichtigen Rollen spielt.

(1) Da der Schmelzpunkt der R-reichen Phase niedrig ist, wird die Phase während des Sinterns in einer Stufe der Magnetherstellung zu einer flüssigen Phase und trägt dadurch zum Erreichen einer hohen Dichte des resultierenden Magneten und somit zu einer Verbesserung der Remanenz bei.
(2) Die R-reiche Phase bewirkt ein Glätten der Korngrenzen und vermindert somit die Zahl der Keimbildungszentren in einer umkehrmagnetischen Domäne. Die R-reiche Phase, die nicht magnetisch ist, isoliert darüber hinaus die Hauptphase und erhöht dadurch die Koerzitivkraft.
(3) Da die R-reiche Phase sich durch Absorption von Wasserstoff ausdehnt, wird diese Eigenschaft zum Zerkleinern eines Barrens in Stücke ausgenutzt. Speziell wird bewirkt, dass die R-reiche Phase Wasserstoff absorbiert, sodass sie sich ausdehnt. Infolgedessen werden innerhalb des Legierungsbarrens Risse gebildet und dadurch der Barren in Stücke zerkleinert. Die R-reiche Phase dient als Ausgangspunkt der so genannten Wasserstoffzerkleinerung.

In den letzten Jahren wurden Magnete des R-T-B-Typs mit verbesserten magnetischen Eigenschaften, insbesondere Magnete des R-T-B-Typs mit erhöhtem maximalen magnetischen Energieprodukt (BHmax) entwickelt.
Um einen solchen Hochleistungsmagneten zu erhalten, muss der prozentuale Anteil der R₂T₁₄B-Phase (nachstehend als T1-Phase bezeichnet), welche Magnetismus verursacht, erhöht werden, und der der R-reichen Phase muss vermindert werden. Um diese Erfordernisse zu erfüllen muss der Gesamtgehalt an Seltenerdelementen (nachstehend als TRE-Gehalt bezeichnet) vermindert werden, sodass eine nahezu stöchiometrische Zusammensetzung erreicht wird.
In diesem Fall treten in den Stufen der Legierungsherstellung und den Stufen der Magnetherstellung folgende Schwierigkeiten auf, welche die magnetischen Eigenschaften der gebildeten Magnete beeinträchtigen.
Zuerst bildet sich beim Schmelzen und Gießen einer Legierung, beispielsweise einer ternären Nd-Fe-B-Legierung, die T1-Phase durch peritektische Reaktion zwischen einer primären γFe-Phase und einer flüssigen Phase. Wenn der TRE-Gehalt (Gesamt-R-Gehalt) abfällt besteht die Tendenz zur Bildung einer αFe-Phase, die eine Umwandlungsform von γFe darstellt. Die αFe-Phase erscheint in Form von Dendriten und erstreckt sich dreidimensional innerhalb der Legierung, wodurch die Zerkleinerbarkeit der Legierung in der Magnetherstellungsstufe wesentlich verschlechtert wird.
Zweitens wird der prozentuale Anteil der existierenden R-reichen Phase vermindert, wenn der TRE-Gehalt vermindert wird. Somit können die vorstehend erwähnten Wirkungen, die durch die R-reiche Phase ausgeübt werden, das heißt das Erreichen einer hohen Dichte des resultierenden Magneten und die Erhöhung der Koerzitivkraft eines Magneten, nicht erwartet werden.
Um die vorstehenden Probleme zu lösen, wurde ein Streifengussverfahren (SC-Verfahren) entwickelt (siehe beispielsweise offen gelegte Japanische Patentanmeldungen (kokai) Nr. 5-222488 und 5-295490). Nach dem SC-Verfahren wird eine geschmolzene Legierung durch einen Gießbehälter auf eine wassergekühlte rotierende Walze aus Kupfer gegossen und verfestigt sich durch Kontakt mit der Walze, sodass kontinuierlich ein streifenartiger Barren gebildet wird. Danach wird der streifenartige Barren grob zerkleinert und schließlich zu Flocken zerkleinert.
Wenn eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs mit Hilfe des SC-Verfahrens vergossen wird, können sehr dünne Flocken mit einer Dicke von jeweils etwa 0,2 mm bis 0,4 mm erhalten werden und daher kann gute Kühlung zur Verfestigung erreicht werden. So kann das geschmolzene Metall unterhalb des Bereiches der Koexistenz einer flüssigen Phase und γFe abgekühlt werden. Das heißt, dass die T1-Phase direkt ohne Bildung von γFe gebildet wird. So kann beispielsweise eine ternäre Legierung Nd-Fe-B ohne Bildung von dendritischem αFe gegossen werden, wobei der Nd-Gehalt im Bereich bis herab auf 12,7 At.-% (28,5 Masse-%) liegt, bei welchem Nd-Gehalt ein Hochleistungsmagnet von 400 kJ/m³ oder höher gebildet werden kann. (Y. Hirose, H. Hasegawa, S. Sasaki und M. Sagawa, Proceedings of the 15th International Workshop on Rare-Earth Magnets and Their Applications, Band 1, S. 77–86, 30. August–3. September 1998, Dresden, Deutschland).
Wegen der hohen Verfestigungsrate hat eine nach dem SC-Verfahren vergossene Legierung eine relativ kleine Kristallkorngröße von 20 μm bis 30 μm, gemessen längs der kurzen Achse. 7 zeigt schematisch den Schnitt der Struktur einer R-T-B-Seltenerdlegierung, die durch das SC-Verfahren vergossen wurde und einen R-Gehalt von 11,8 At.-% (26,5 Masse-%) oder mehr hat. In 7 ist die Bodenfläche (als Formkontaktfläche bezeichnet) die Oberfläche eines Barrens in Kontakt mit einer Form und die obere Fläche (als freie Oberfläche bezeichnet) liegt gegenüber der Formkontaktfläche.
Der Überschuss von R über die stöchiometrische Menge in der Zusammensetzung R₂T₁₄B diffundiert während der Verfestigung aus der Verfestigungsgrenzfläche wodurch lamellenförmige R-reiche Phasen 30 erzeugt werden, die in Abständen von 3 μm bis 10 μm angeordnet sind. Die R-reichen Phasen 30 bilden sich an den Korngrenzen 28 eines Kristallkorns 29 und in dem Inneren. Im Vergleich mit einer konventionellen Legierung, die mit Hilfe einer Klappkokille vergossen wurde, sind die R-reichen Phasen 30 fein und gleichförmig verteilt. Daher wird die Zerkleinerbarkeit während der Wasserstoffzerkleinerung wesentlich verbessert, sodass die pulverisierten Teilchen eine Größe erreichen, die ein Bruchteil der Kristallkorngröße ist. Das heißt, dass es möglich ist, ein Pulver zu erhalten, das ausschließlich aus einkristallinen Teilchen besteht. Die durch Bezugszeichen 32 bezeichnete Region ist die T1-Phase.
Ein aus einkristallinen Teilchen bestehendes Pulver erleichtert in der späteren Pressstufe in einem magnetischen Feld die Ausbildung eines Presslings, der in Richtung der C-Achse orientiert ist, die als Achse der leichten Magnetisierung dient.
Eine Zerkleinerung durch bloße mechanische Pulverisierung ohne dass Wasserstoffzerkleinerung stattfindet, verursacht das Fortschreiten der Rissbildung durch die Körner (d.h. ein Durchdringen der Körner) in Form einer Spaltfraktur ohne Benutzen der R-reichen Phasen, die an den Korngrenzen und in den Körnern gebildet sind. Infolgedessen hat unter den Pulverteilchen eine erhöhte Anzahl von Teilchen Kristallkorngrenzen 28 oder anders ausgedrückt, sind keine Einkristallteilchen. Demnach vermindert sich zum Zeitpunkt des Pressens in einem magnetischen Feld der Ausrichtungsgrad, wodurch eine Verschlechterung der Magnetisierung und eine Verminderung der magnetischen Energie des Produkts nach dem Sintern verursacht werden.
Die Erfinder haben ein weiteres Verfahren der raschen Verfestigung und eine dafür geeignete Vorrichtung ausgearbeitet (offen gelegte Japanische Patentanmeldungen (kokai) Nr. 08-13078 und 08-332557). Speziell wird ein geschmolzenes Material über einen schachtelartigen Gießbehälter, der so im Inneren der Form vorgesehen ist, dass er hin- und herbewegt wird, und zahlreiche Düsen aufweist, in eine rotierende Form eingeführt, wodurch das geschmolzene Material sich auf der Innenfläche der rotierenden Form ablagert und verfestigt (CC(Centrifugal Casting)-Verfahren).
Bei dem CC-Verfahren wird ein geschmolzenes Material kontinuierlich auf einen Barren gegossen, der bereits abgeschieden und verfestigt wurde. Das zusätzlich gegossene geschmolzene Material verfestigt sich, während die Form eine Umdrehung macht, daher kann die Verfestigungsrate erhöht werden. Das neu eingegossene geschmolzene Material und die Oberfläche des existierenden verfestigten Barrens verschmelzen, wobei Kristalle epitaxial wachsen. Somit kann das CC-Verfahren eine Le gierung produzieren, deren Kristallkorngröße um das Mehrfache länger ist, als die einer durch das SC-Verfahren hergestellten Legierung.
Bei der Herstellung einer Legierung mit niederem R-Gehalt ist jedoch im Gegensatz zu dem SC-Verfahren das CC-Verfahren unvermeidbar mit der Bildung von dendritischem αFe verbunden, was auf die niedere Kühlrate in einer Zone hoher Temperatur zurückzuführen ist. So wird beispielsweise bei der Herstellung einer ternären Legierung Nd-Fe-B die Bildung von dendritischem αFe bei einem Nd-Gehalt von etwa 14,4 At.-% (31,5 Masse-%) oder weniger beobachtet, was bei dem SC-Verfahren nicht beobachtet wird.
Wenn die Abscheidungsrate eines geschmolzenen Materials erniedrigt wird, um bei dem CC-Verfahren die Verfestigungs-Kühlrate zu erhöhen, fällt die Temperatur des verfestigten Barrens ab, wodurch die Rate des Temperaturabfalls der abgeschiedenen Schicht des zusätzlichen geschmolzenen Materials abfällt, was zu einer Erhöhung der Verfestigungs-Kühlrate führt. Eine Erniedrigung der Abscheidungsrate in dem CC-Verfahren bringt jedoch die folgenden Schwierigkeiten mit sich.

(1) Da die Abscheidungsrate ein Wert ist, der durch Dividieren der Zufuhrmenge (zugeführtes Volumen) eines geschmolzenen Materials pro Zeiteinheit durch die wirksame innere Oberfläche einer Form erhalten wird, kann die wirksame Fläche einer Form erhöht werden. Speziell kann eine Form mit großem Innendurchmesser oder großer Länge gegenüber der Menge des zu gießenden Materials verwendet werden. Dies verursacht jedoch eine Erhöhung der Größe der Vorrichtung, wodurch eine größere Kammer benötigt wird. Außerdem steigt der Verbrauch von Inertgas an. Somit wird die Wirtschaftlichkeit niedrig.
(2) Um die Abscheidungsrate durch Verminderung der zugeführten Menge eines geschmolzenen Materials zu erniedrigen, muss der Kopf des geschmolzenen Materials, der sich in einem Gießbehälter befindet, erniedrigt werden. In diesem Fall wird die Zufuhr des geschmolzenen Materials ungleichförmig, was Schwierigkeiten beim Erhalt eines Barrens mit gleichförmiger Dicke in Längsrichtung der Form verursacht. Demnach variiert die Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials in Längsrichtung, was zu einer ungleichförmigen Mikrostruktur des Barrens führt.
(3) Wenn die zugeführte Menge eines geschmolzenen Materials erniedrigt wird, fällt die Temperatur des geschmolzenen Materials in einem Gießbehälter wesentlich, wodurch Schwierigkeiten bei der Durchführung eines stabilen Gießvorgangs verursacht werden.
(4) Wenn die Abscheidungsrate erniedrigt wird, besteht die Neigung zur Bildung einer rauhen Oberfläche der Barren, wodurch der Handelswert vermindert wird.

Die vorstehende Diskussion bezieht sich auf Seltenerdmagnetlegierungen des R-T-B-Typs. In den letzten Jahren hat sich die Nachfrage nach Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierungen zur Verwendung als Materialien für negative Elektroden von Nickelhydridbatterien erhöht, die ein Typ von Sekundärbatterien sind. Bedauerlicherweise aber führen die Wasserstoffspeicherlegierungen zu ähnlichen Problemen.
Eine intermetallische Verbindung, die als wichtige Komponente einer Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierung dient, ist eine Verbindung, die eine M₁T₅-Phase annimmt, welche ein Mischmetall M, das ein Gemisch aus Seltenerdelementen, wie Ce, La, Nd und Pr ist und ein Übergangsmetall T, welches Ni als grundsätzliches Element umfasst, in einem Verhältnis 1:5 enthält.
Das Übergangsmetall T enthält Ni als Hauptelement sowie zusätzliche Elemente, wie Co, Al, Mn und Cu, um den Gleichgewichtsdruck, der mit der Absorption und Desorption von Wasserstoff verbunden ist, einzustellen und um die katalytischen Eigenschaften bei der Anwendung für negative Elektroden und verschiedene Eigenschaften bei der Anwendung für Batterien, wie Ladungs-Entladungs-Zykluseigenschaften zu verbessern.
Die M₁T₅-Phase ist nicht mit dem Problem der Bildung von dendritischem αFe verbunden, beim Gießen unter Verwendung einer gewöhnlichen Klappkokille (book mold) tritt jedoch die Schwierigkeit auf, dass Mn unter den zusätzlichen Elementen sich abscheidet und eine Verschlechterung der Ladungs-Entladungs-Zykluscharakteristik verursacht. Daher werden wie im Fall von Magnetlegierungen ein Verfahren der raschen Abschreckung und das SC-Verfahren zur Herstellung von Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierungen vorgeschlagen (offen gelegte Japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 05-320792).
Die vorgeschlagene rasche Kühlmethode ist jedoch mit dem Problem verbunden, dass die Tendenz zu einer Fixierung von Restspannungen in einem Barren besteht, wodurch eine Verschlechterung der Wasserstoffspeichereigenschaften verursacht wird.
Die Erfinder haben außerdem ein Verfahren zur Herstellung von Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierungen entwickelt (offen gelegte Japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 09-180716), bei dem das CC-Verfahren angewendet wird. Das CC-Verfahren führt jedoch unvermeidbar zur Abscheidung von Mn wegen der langsamen Verfestigungs-Kühlrate. Schwierigkeiten treten beim gleichförmigen Schmelzen jedes der Metalle mit hohem Schmelzpunkt, wie Ti, Mo, Nb, V, W, Ta und Cr und Legierungen und intermetallischen Verbindungen, welche diese Metalle enthalten, auf.
JP 11297519 A und JP 11090603 A offenbaren eine Gießvorrichtung, in der geschmolzenes Metall im Inneren einer Form in einen schachtelartigen Gießbehälter eingeführt wird.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Es ist Gegenstand der Erfindung, die vorstehend genannten Probleme zu lösen und ein Gießverfahren und eine Gießvorrichtung bereitzustellen, mit deren Hilfe eine höhere Verfestigungs-Kühlrate als bei den konventionellen CC-Verfahren erreicht wird. Weiterer Gegenstand der Erfindung ist es, ein Gießverfahren zur Herstellung einer Hochleistungsseltenerd-Magnetlegierung des R-T-B-Typs, einer Hochleistungs-Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierung oder dergleichen bereitzustellen, wobei die Bildung der dendritischen αFe-Phase oder die Bildung einer Segregationsphase von Mn oder dergleichen unterdrückt werden. Weiterer Gegenstand der Erfindung ist es, ein Gießverfahren und eine Gießvorrichtung zur Herstellung einer Legierung bereitzustellen, welche ein Metall mit hohem Schmelzpunkt, wie Ti, Mo, Nb, V, W, Ta, Cr oder dergleichen enthält, bei der Schwierigkeiten beim Gießen auftreten.
Die Erfinder haben weitreichende Untersuchungen durchgeführt, um die vorstehend genannten Probleme zu lösen und als Folge davon die vorliegende Erfindung konzipiert.
Ein Schleudergießverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst folgende Schritte: Gießen eines geschmolzenen Materials auf einen rotierenden Körper, Verspritzen des geschmolze nen Materials durch die Wirkung der Rotation des rotierenden Körpers und Veranlassen, dass sich das verspritzte geschmolzene Material auf einer inneren Oberfläche einer rotierenden zylindrischen Form abscheidet und verfestigt. Dabei wird veranlasst, dass die Rotationsachse R des rotierenden Körpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form nicht parallel zueinander verlaufen.
Vorzugsweise nimmt der rotierende Körper die Form eines Behälters mit einem Bodenteil und einer Seitenwand an, wobei die Seitenwand einen darin gebildeten Lochbereich aufweist, und das geschmolzene Material wird in einen Öffnungsbereich des behälterartigen rotierenden Körpers gegossen, um so das geschmolzene Material durch den Lochbereich zu verspritzen.
Vorzugsweise rotieren der rotierende Körper und die zylindrische Form in der gleichen Richtung.
Ein weiteres Schleudergießverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst die Schritte des Schmelzens eines Körpers aus einem Metallmaterial durch Anwendung von Wärme unter Rotieren des Materialkörpers, Verspritzen des geschmolzenen Materials durch die Rotationswirkung und Veranlassen, dass sich das verspritzte geschmolzene Material auf einer inneren Oberfläche einer rotierenden zylindrischen Form abscheidet und verfestigt. Die Rotationsachse R des Körpers aus dem metallhaltigen Material und die Rotationsachse L der zylindrischen Form werden nicht parallel zueinander verlaufen gelassen.
Vorzugsweise rotieren der Körper aus metallhaltigem Material und die zylindrische Form in der gleichen Richtung.
Bei diesen Schleudergießverfahren wird vorzugsweise das geschmolzene Material einer Kraft von nicht weniger als 1 G, die durch Rotation des Körpers aus metallhaltigem Material verursacht wird, ausgesetzt.
Weiter bevorzugt wird das geschmolzene Material einer Zentrifugalkraft von nicht weniger als 3 G, die durch Rotation der zylindrischen Form verursacht wird, ausgesetzt.
Vorzugsweise liegt der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des rotierenden Körpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wird, im Bereich von 5 Grad bis 40 Grad.
Vorzugsweise liegt der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des metallhaltigen Materialkörpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form eingeschlossen wird, im Bereich von 5 Grad bis 40 Grad.
Vorzugsweise beträgt die durchschnittliche Abscheidungsgeschwindigkeit des geschmolzenen Materials, dass veranlasst wird, sich auf einer inneren Wand der zylindrischen Form abzuscheiden und zu verfestigen, nicht mehr als 0,015 cm/sec.
Stärker bevorzugt wird, dass die durchschnittliche Abscheidungsrate nicht mehr als 0,010 cm/sec beträgt, wenn bewirkt wird, dass das geschmolzene Material sich auf der inneren Wand der zylindrischen Form abscheidet und verfestigt.
Am stärksten wird bevorzugt, dass dann, wenn das geschmolzene Material zur Abscheidung und Verfestigung auf einer inneren Wand der zylindrischen Form gebracht wird, die durchschnittliche Abscheidungsgeschwindigkeit nicht größer als 0,005 cm/sec beträgt.
Vorzugsweise ist, wenn sich das geschmolzene Material auf einer inneren Wand der zylindrischen Form abscheidet und ver festigt, die durchschnittliche Oberflächentemperatur eines Barrens 0,4 T bis 0,8 T, wobei T (K) die Verfestigungsbeginntemperatur des geschmolzenen Materials ist.
Eine Schleudergießvorrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst eine rotierbare zylindrische Form, wobei die Schleudergießvorrichtung dadurch gekennzeichnet ist, dass sie einen rotierenden Körper, der in der zylindrischen Form angeordnet ist, und eine Zuführungsvorrichtung zum Gießen eines geschmolzenen Materials auf den rotierenden Körper umfasst. Der rotierende Körper ist so angeordnet, dass die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des rotierenden Körpers nicht miteinander parallel verlaufen. Das auf den rotierenden Körper gegossene geschmolzene Material wird durch die Rotationswirkung des rotierenden Körpers verspritzt und wird zur Abscheidung und Verfestigung auf der Innenwand der zylindrischen Form gebracht.
Eine weitere Schleudergießvorrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst eine rotierbare zylindrische Form, wobei die Schleudergießvorrichtung dadurch gekennzeichnet ist, dass sie einen Antriebsmechanismus für die Rotation, an der ein Metall-enthaltender Materialkörper angebracht ist, sodass mindestens ein Ende des Metall-enthaltenden Materialkörpers im Inneren der zylindrischen Form angeordnet ist und die so ausgelegt ist, dass der Metall-enthaltende Materialkörper in Rotation gehalten wird, und eine Schmelzvorrichtung zum Schmelzen des Metall-enthaltenden Materialkörpers durch Ausbildung einer durch Ausbildung eines Lichtbogens oder Plasmalichtbogens enthält. Die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des Metall-enthaltenden Materialkörpers sind so angeordnet, dass sie nicht parallel zueinander verlaufen. Das geschmolzene Metall-enthaltende Material wird durch die Rotationswirkung des Metall-enthaltenden Materialkörpers verspritzt und wird auf der inneren Wand der zylindrischen Form zur Abscheidung und Verfestigung gebracht.
Diese Schleudergießvorrichtungen sind vorzugsweise so ausgebildet, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des rotierenden Körpers oder der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des Metall-enthaltenden Materialkörpers gebildet werden, während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variiert werden können. Diese Schleudergießvorrichtungen sind vorzugsweise so ausgebildet, dass die zylindrische Form und/oder der rotierende Körper oder die zylindrische Form und/oder der Metall-enthaltende Materialkörper während der Abscheidung des geschmolzenen Materials längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt werden können.
Das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren ist vorzugsweise derart, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des rotierenden Körpers oder der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des Metall-enthaltenden Materialkörpers gebildet werden, während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variiert wird.
Vorzugsweise wird die zylindrische Form und/oder der rotierende Körper während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsachse L hin- und herbewegt.
Vorzugsweise wird die zylindrische Form und/oder der Metall-enthaltende Materialkörper während der Abscheidung des ge schmolzenen Materials längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt.
Das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren eignet sich zum Gießen einer Seltenerdmagnetlegierung.
Vorzugsweise enthält die Seltenerdmagnetlegierung als Seltenerdelemente ein oder mehr Elemente, die unter Nd, Pr und Dy ausgewählt sind.
Speziell bevorzugt wird, dass die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehr Elemente, die unter Nd, Pr und Dy ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% enthält.
Weiter bevorzugt enthält die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehr Elemente, die unter Nd, Pr und Dy ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge von 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% enthält.
Am stärksten bevorzugt wird, dass die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehr Elemente, die unter Nd, Pr und Dy ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge von 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% enthält.
Die vorliegende Erfindung eignet sich zum Gießen einer Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs (R: Seltenerdelemente, die mindestens ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy enthalten, und T: Übergangsmetalle einschließlich Fe).
Eine Seltenerdmagnetlegierung kann durch Wärmebehandeln einer Seltenerdmagnetlegierung, die durch das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren hergestellt wurde, bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 1150°C hergestellt werden.
Ein Pulver einer Seltenerdmagnetlegierung kann durch Pulverisieren einer Seltenerdmagnetlegierung, die durch das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren erhalten wurde, oder durch Wärmebehandeln der Seltenerdmagnetlegierung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 1150°C und anschließende Pulverisierung hergestellt werden.
Ein gesinterter Magnet kann aus dem so erhaltenen Pulver einer Seltenerdmagnetlegierung hergestellt werden.
Ein Magnetpulver zur Verwendung in einem anisotropen gebondeten Magneten kann hergestellt werden, indem die so erhaltene Seltenerdmagnetlegierung in Pulverform einer HDDR-Behandlung unterworfen wird.
Aus diesem Magnetpulver zur Verwendung in einem anisotropen gebondeten Magneten kann ein anisotroper gebondeter Magnet hergestellt werden.
Die vorliegende Erfindung eignet sich zum Gießen einer Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung.
Die Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung ist vorzugsweise eine Mischmetall-Nickel-Legierung.
Vorzugsweise hat das Metall, die Legierung oder eine intermetallische Verbindung, die gegossen werden sollen, einen Schmelzpunkt oder eine Verfestigungsanfangstemperatur von 1400°C oder höher.
Ein Metall, eine Legierung oder eine intermetallische Verbindung, die Ti enthalten, können vergossen werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Längsschnitt, der ein Beispiel einer erfindungsgemäßen Gießvorrichtung zeigt;
2 ist eine Seitenansicht, die ein Beispiel eines rotierenden Körpers zeigt;
3 ist eine Längsschnitt-Ansicht, die ein weiteres Beispiel einer erfindungsgemäßen Gießvorrichtung zeigt;
4 ist eine Seitenansicht, die eine beispielhafte Methode zum Schmelzen eines Metall-enthaltenden Materialkörpers mit Hilfe eines Lichtbogens zeigt;
5 ist eine Längsschnittansicht, die eine übliche Gießvorrichtung zeigt, in der das CC-Verfahren angewendet wird;
6 ist eine Schnittansicht, die eine übliche Herstellungsvorrichtung unter Anwendung des SC-Verfahrens zeigt;
7 ist eine schematische Ansicht, die ein Beispiel der Mikrostruktur eines Querschnitts durch einen Barren des Nd-Fe-B-Typs, der mit Hilfe des SC-Verfahrens gegossen wurde, zeigt;
8 ist eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Querschnitts einer Legierung, die 11,6 At.-% Nd, 5,9 At.-% B und Rest Eisen enthält und mit Hilfe der erfindungsgemäßen Gießvorrichtung hergestellt wurde;
9 ist eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie mit höherer Vergrößerung des Querschnitts der Legierung gemäß 8; und
10 ist eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Querschnitts einer Legierung, die 11,6 At.-% Nd, 5,9 At.-% B und Rest Eisen enthält und mit Hilfe des SC-Verfahrens hergestellt wurde.
BESTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG
Das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren umfasst die Schritte des Aufnehmens eines geschmolzenen Materials mit Hilfe eines rotierenden Körpers (das Bezugszeichen R stellt die Rotationsachse des rotierenden Körpers dar), das Verspritzen des geschmolzenen Materials unter der Wirkung der Rotation des rotierenden Körpers und Verursachen, dass das verspritzte geschmolzene Material sich auf der inneren Oberfläche einer rotierenden zylindrischen Form abscheidet und verfestigt (das Bezugszeichen L stellt die Rotationsachse der zylindrischen Form dar), wobei ein Block aus dem geschmolzenen Material gebildet wird. Bei dem Schleudergießverfahren wird bewirkt, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R und die Rotationsachse L gebildet wird, nicht 0 annimmt, d.h., die Rotationsachse R und die Rotationsachse L werden nicht parallel zueinander verlaufen gelassen.
Eine Schleudergießvorrichtung zur Durchführung des Verfahrens wird nachstehend unter Bezugnahme auf 1 beschrieben.
Die dargestellte Schleudergießvorrichtung ist so ausgebildet, dass eine Schmelzkammer 1 und eine Gießkammer 2 verbunden sind, wobei ein dichtes Gehäuse erzeugt wird. Ein Tiegel 3 ist in der Schmelzkammer 1 angesehen und eine zylindrische Form 4 ist in der Gießkammer 2 geordnet.
Der Tiegel 3 ist so ausgebildet, dass ein Metall, eine Legierung, eine intermetallische Verbindung oder dergleichen durch Anwendung von Wärme in ein flüssiges Material umgeschmolzen werden können, wobei ein geschmolzenes Material 31 erzeugt wird. Beispiele für Schmelzverfahren umfassen Widerstandshei zen, Induktionsheizung, Lichtbogenschmelzen und Plasmalichtbogenschmelzen. Das Schmelzen wird beispielsweise an der Atmosphäre, unter Vakuum oder unter Inertgas durchgeführt. Das Schleudergießverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung eignet sich besonders zum Gießen einer Substanz, die ein Seltenerdelement enthält, und eines Metalls mit hohem Schmelzpunkt. Ein für diesen Fall geeignetes Schmelzverfahren ist Radiofrequenz-Induktionsheizen im Vakuum oder einem Inertgas oder Plasmaheizen. Ein zu verwendendes Inertgas ist gewöhnlich Argon. Wenn die Kühlrate erhöht werden soll, wird vorzugsweise Helium wegen der hohen Wärmeleitfähigkeit bevorzugt. Wenn Plasmalichtbogenschmelzen angewendet werden soll, wird vorzugsweise ein Inertgas in Kombination mit gasförmigem Wasserstoff verwendet, weil die Schmelzenergie erhöht werden kann.
Die zylindrische Form 4 ist in der Weise in der Gießkammer 2 angeordnet, dass sie um die Rotationsachse L rotieren kann. In dem gezeigten Beispiel ist ein Antriebsmechanismus 8 mit der äußeren zylindrischen Oberfläche der zylindrischen Form 4 verbunden, sodass die zylindrische Form 4 in Abhängigkeit von der Rotationsantriebskraft des Formantriebsmechanismus rotiert. Ein durchgehendes Loch ist in einer Seitenwand der zylindrischen Form 4 ausgebildet, sodass das Einbringen einer Zufuhrvorrichtung für das geschmolzene Material, wie nachstehend beschrieben wird, ermöglicht wird.
Ein rotierender Körper 5 ist in der zylindrischen Form 4 angeordnet. Die Zufuhrvorrichtung zum Eingießen eines geschmolzenen Materials aus dem Tiegel 3 auf den rotierenden Körper 5 erstreckt sich von der Schmelzkammer 1 zu der Gießkammer 2. In dem Beispiel der 1 hat die Zufuhrvorrichtung die Form eines Troges 6, der ein geschmolzenes Material in Form eines Stromes in den rotierenden Körper 5 leitet.
Ein Antriebsmechanismus 9 für den rotierenden Körper ist in der Weise mit dem rotierenden Körper 5 verbunden, dass dieser um die Rotationsachse R rotieren kann. Im Einzelnen generiert ein Antriebsmotor 10, der an dem Antriebsmechanismus 9 für den rotierenden Körper vorgesehen ist, eine Antriebskraft, die auf den rotierenden Körper 5 übertragen wird, wodurch der rotierende Körper 5 rotiert. Das auf den rotierenden Körper 5 gegossene geschmolzene Material 31 wird durch die Rotation des rotierenden Körpers 5 verspritzt. Das verspritzte geschmolzene Material 31 wird auf der inneren Wand der zylindrischen Form 4 sich ablagern und verfestigen gelassen, wodurch es zu einem Barren 7 geformt wird.
In dem Beispiel der 1 ist der Antriebsmechanismus 9 für den rotierenden Körper auf der gleichen Seite wie der Trog 6 mit dem rotierenden Körper 5 verbunden. Die Erfindung ist jedoch nicht darauf beschränkt. So können beispielsweise durchgehende Löcher in den jeweiligen zwei Seitenwänden der zylindrischen Form 4 ausgebildet werden, sodass der Antriebsmechanismus 9 für den rotierenden Körper auf der gegenüberliegenden Seite des Troges 6 mit dem rotierenden Körper 5 verbunden ist.
Vorzugsweise nimmt der rotierende Körper die Form eines Drehkörpers um die Rotationsachse R an und der Drehkörper hat zum Teil einen Vorsprung, einen Teil mit einer Rinne, einen Lochteil oder dergleichen. Wie in 2(a) gezeigt ist kann beispielsweise der rotierende Körper die Form einer Scheibe annehmen, wie in 2(b) gezeigt ist, kann der rotierende Körper eine trichterartige Form mit einer vertieften Mitte annehmen oder, wie in 2(c) gezeigt ist, kann der rotierende Körper eine konische Form mit einem vorspringenden Mittelteil annehmen. Diese rotierenden Körper können einen vor springenden Teil oder einen darauf gebildeten Rinnenteil aufweisen. Wie in 1 gezeigt ist, kann der rotierende Körper eine behälterartige Form mit einem Bodenteil und einer Seitenwand annehmen, in der zahlreiche Lochbereiche 11 ausgebildet sind. Dieser behälterartige rotierende Körper wird besonders bevorzugt. Im Fall des behälterartigen rotierenden Körpers wird ein geschmolzenes Material in das Innere des rotierenden Körpers geführt und wird durch die Wirkung der Zentrifugalkraft des rotierenden Körpers durch die in der Seitenwand ausgebildeten Löcher verspritzt.
Gemäß 2 wird ein geschmolzenes Material von oben zugeführt und der Antriebsmechanismus 9 für den rotierenden Körper wird mit jedem der rotierenden Körper von der Seite verbunden, die der Zuführungsseite des geschmolzenen Materials entgegengesetzt ist.
Da das geschmolzene Material mit Hilfe des rotierenden Körpers verspritzt wird und die Wärmekapazität der rotierenden Platte gering ist, verfestigt sich das geschmolzene Material nicht auf den rotierenden Körper, sodass das geschmolzene Material auf der Innenwand der zylindrischen Form abgelagert und verfestigt werden kann.
Der erfindungsgemäße rotierende Körper 5 ermöglicht eine beträchtliche Verminderung des Volumens, im Vergleich mit einem schachtelartigen Gießbehälter, der bei dem konventionellen CC-Verfahren verwendet wird, wodurch die Wärmekapazität vermindert wird. Selbst dann, wenn die zugeführte Menge eines geschmolzenen Materials pro Zeiteinheit gering ist, hat die Wärmestrahlung eine kleine Größe, sodass ein Temperaturabfall des geschmolzenen Materials während des Gießens vermieden wird.
Die durchschnittliche Abscheidungsrate eines geschmolzenen Materials auf der zylindrischen Form wird durch V/S (Einheit: cm/sec) dargestellt, wobei V die Gießmenge (Volumen) des geschmolzenen Materials pro Zeiteinheit ist und S die Gießfläche des geschmolzenen Materials ist. Das Schleudergießverfahren und die Schleudergießvorrichtung der vorliegenden Erfindung ermöglichen eine Verminderung von V und eine Erhöhung von S, wodurch eine Erniedrigung von V/S im Vergleich mit einer konventionellen Gießvorrichtung erleichtert wird.
Vorzugsweise wird der rotierende Körper 5 gemäß der Erfindung aus Rohstahl, rostfreiem Stahl, einer Kupferlegierung oder dergleichen unter Berücksichtigung des Wärmewiderstands, der Wärmeleitfähigkeit oder dergleichen hergestellt. Vorzugsweise ist der Teil, der in direkten Kontakt mit einem geschmolzenen Material kommt, mit einem schwer schmelzbaren Material mit guten Wärmeisolations- und Rückhalteeigenschaften überzogen. Spezifische Beispiele für ein solches schwer schmelzbares beziehungsweise feuerfestes Material umfassen feuerfeste Aluminiumoxid-Materialien, feuerfeste Mullit-Materialien, feuerfeste Zirkonoxid-Materialien, feuerfeste Calciumoxid-Materialien und feuerfeste Magnesiumoxid-Materialien. Speziell zum Vergießen einer Seltenerdlegierung des R-T-B-Typs oder einer Wasserstoffspeicher-Mischmetall-Nickellegierung wird ein feuerfestes Material auf Basis von Aluminiumoxid als Auskleidungsmaterial bevorzugt. Beim Vergießen eines Metalls mit hohem Schmelzpunkt wird vorzugsweise reines Kupfer oder eine Kupferlegierung, die gute Wärmeleitfähigkeit besitzen, gewählt, und erforderlichenfalls wird Wasserkühlung durchgeführt.
Die Abmessungen des rotierenden Körpers 5 gemäß der Erfindung müssen in Abhängigkeit von der Menge der gegossenen Schmelze und der Gießrate des geschmolzenen Materials gewählt werden. So wird beispielsweise bei einer Menge der gegossenen Schmelze von 50 kg bis 500 kg im Fall eines behälterartigen rotierenden Körpers mit einer oberen Öffnung und einer zylindrischen Seitenwand ein Innendurchmesser im Bereich von 200 mm bis 400 mm vorzugsweise ausgewählt. Die Länge des behälterartigen rotierenden Körpers ist nicht besonders beschränkt. Im Allgemeinen wird eine Länge bevorzugt, die etwas kleiner als der Innendurchmesser ist.
Im Fall eines behälterartigen rotierenden Körpers mit einem Lochbereich 11 zum Verspritzen eines geschmolzenen Materials durch diesen Bereich wird der Lochbereich 11 in der Weise ausgebildet, dass er sich durch den behälterartigen rotierenden Körper von der Innenseite des Behälters zur Außenseite erstreckt. Um das geschmolzene Material innerhalb der Form gleichförmig zu verspritzen und einen Barren mit homogener Mikrostruktur zu erhalten werden vorzugsweise zahlreiche Lochbereiche 11 vorgesehen. Um das Verstopfen eines Lochbereiches 11 zu verhindern, welches leicht in der Anfangsstufe des Gießens speziell durch einen Temperaturabfall des geschmolzenen Materials auftreten kann, beträgt der Durchmesser jedes der Lochbereiche 11 vorzugsweise nicht weniger als 1 mm, stärker bevorzugt nicht weniger als 1,5 mm. Um die Homogenität eines Barrens zu verbessern ist der Durchmesser des Lochbereiches vorzugsweise nicht größer als 5,0 mm, stärker bevorzugt nicht größer als 3,0 mm. Der Durchmesser des Lochbereiches muss erniedrigt werden, wenn die Anzahl der auf dem behälterartigen rotierenden Körper 5 vorgesehenen Lochbereiche relativ groß ist. Im Gegensatz dazu muss der Durchmesser des Lochbereiches erhöht werden, wenn die Anzahl der Lochbereiche relativ niedrig ist. Als Richtlinie werden vorzugsweise der Durchmesser des Lochbereiches und die Anzahl der Loch bereiche unter verschiedenen Kombinationen dieser ausgewählt, wobei die Gesamtfläche der Öffnungen der Lochbereiche N × πD²/4 konstant gehalten wird, wobei D der Durchmesser des Lochbereiches ist und N die Anzahl der Lochbereiche ist.
Die Rotationsgeschwindigkeit des rotierenden Körpers wird unter Berücksichtigung der folgenden Faktoren bestimmt. Eine ausreichende Rotationsgeschwindigkeit wird angewendet, sodass der aus dem rotierenden Körper abgegebene Fluss des geschmolzenen Materials eine solche Abgabegeschwindigkeit annimmt, dass das geschmolzene Material die Innenwand der Form erreichen kann und auf der Innenwand auftrifft, während eine ausreichende Geschwindigkeit auch dann aufrechterhalten wird, wenn es in Richtung des oberen Teils der Form spritzt. Wenn beispielsweise im Fall eines behälterartigen rotierenden Körpers die Viskosität des geschmolzenen Materials ignoriert wird, wird die Abgabegeschwindigkeit Vr des geschmolzenen Materials in radialer Richtung des behälterartigen rotierenden Körpers durch Vr = (2αh)^1/2 ausgedrückt, wobei h die Breite des zylindrischen geschmolzenen Materials, das gegen die Seitenwand des behälterartigen rotierenden Körpers unter der Wirkung der Zentrifugalkraft gepresst wird, ist und α die Zentrifugalkraft, gemessen auf der Innenwand des behälterartigen rotierenden Körpers ist. α wird durch α = 2Di × (πRt)² ausgedrückt, wobei Di der Durchmesser der Innenwand des behälterartigen rotierenden Körpers ist und Rt die Rotationsgeschwindigkeit (Umdrehungszahl pro Zeiteinheit) des behälterartigen rotierenden Körpers ist. Somit wird die Abgabegeschwindigkeit Vr durch Vr = 2πRt(Dih)^1/2 ausgedrückt. Es müssen Bedingungen ausgewählt werden, unter denen das geschmolzene Material auf die Innenwand der Form auftrifft, wobei die vektorielle Summe der Abgabegeschwindigkeit und der Umfangs geschwindigkeit Vs des containerartigen rotierenden Körpers eine ausreichende Größe der Geschwindigkeit aufrechterhält, selbst wenn die Verzögerung berücksichtigt wird, die durch den Einfluss der Schwerkraft verursacht wird. Die Umfangsgeschwindigkeit Vs wird nämlich durch Vs = π × R₀ × Rt dargestellt, wobei R₀ der Durchmesser eines Außenwandteils des containerartigen rotierenden Körpers ist.
Ein geschmolzenes Material, welches unter der Wirkung der Rotation des rotierenden Körpers 5 verspritzt wird, wird auf der inneren Oberfläche der zylindrischen Form 4, welche um die Rotationsachse L rotiert, abgeschieden und verfestigt.
In diesem Fall lässt man den Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des rotierenden Körpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wird, nicht 0 annehmen, d.h. man bewirkt, dass die Rotationsachse R und die Rotationsachse L nicht parallel zueinander verlaufen. Der Ausdruck "wird abgelagert und verfestigt" bedeutet, dass das geschmolzene Material auf die Formwand oder einen Barren auftreffen gelassen wird, der bereits abgelagert und verfestigt wurde, und danach sich verfestigen gelassen wird. Das Gießen kann durchgeführt werden, während eine verfestigte Schicht, die bereits abgelagert und verfestigt wurde, abgeschabt wird oder während das geschmolzene Material weiter auf einer existierenden Verfestigungsschicht abgelagert und verfestigt wird. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird das geschmolzene Material zusätzlich auf einer existierenden Verfestigungsschicht abgelagert, um dadurch epitaxiales Wachstum zu fördern, wodurch eine große Korngröße realisiert werden kann.
Das geschmolzene Material, das gemäß der Erfindung abgelagert und verfestigt werden soll, wird unter der Wirkung der Zentrifugalkraft gegen die Innenwand der zylindrischen Form ge presst, wodurch seine Homogenität erhöht wird. Außerdem wird die Wärmeübertragung auf die zylindrische Form beschleunigt, um dadurch die Kühlrate erhöht. In diesem Fall werden der rotierende Körper 5 und die zylindrische Form 4 so angeordnet, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des rotierenden Körpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form 4 gebildet wird, nicht den Wert 0 annimmt, und der rotierende Körper 5 und die zylindrische Form 4 werden in Rotation gehalten, wobei verursacht wird, dass das geschmolzene Material über einen breiten Bereich der Innenwand der zylindrischen Form 4 abgelagert und verfestigt werden kann. Wenn in diesem Fall der rotierende Körper 5 und die zylindrische Form 4 in der gleichen Geschwindigkeit rotieren (Anzahl der Umdrehungen pro Zeiteinheit, beispielsweise UpM) wird das geschmolzene Material an einem begrenzten Platz abgelagert. Infolgedessen wird in einem beschränkten Bereich im Inneren der zylindrischen Form 4 ein dicker Barren gebildet. In diesem Fall kann die Abscheidungsrate nicht vermindert werden, wie bei der Herstellung eines Barrens gewünscht wird, daher muss diese Gießbedingung vermieden werden. Auch wenn kein großer Unterschied bezüglich der Rotationsgeschwindigkeit zwischen dem rotierenden Körper 5 und der zylindrischen Form 4 besteht, neigt das geschmolzene Material dazu, an einen beschränkten Platz abgeschieden zu werden, daher treten Schwierigkeiten beim Erhalten eines Barrens mit gleichförmiger Mikrostruktur auf. Auch wenn der rotierende Körper 5 und die zylindrische Form 4 mit gewissen Geschwindigkeiten rotieren wird das geschmolzene Material selektiv an einer bestimmten Stelle der inneren Oberfläche der zylindrischen Form 4 abgeschieden, wodurch eine verschlechterte Gleichförmigkeit der Ablagerung verursacht wird. Daher müssen solche Gießbedingungen vermieden werden.
Um die Bildung einer ungleichmäßigen Mikrostruktur, die durch die Gießbedingungen verursacht wird, zu vermeiden, wird vorzugsweise ein Unterschied von nicht weniger als 10%, stärker bevorzugt nicht weniger als 20% der Rotationsgeschwindigkeit des rotierenden Körpers 5 gegenüber der zylindrischen Form 4 eingehalten.
Gemäß der Erfindung erfüllt der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des rotierenden Körpers 5 und die Rotationsachse L der zylindrischen Form 4 gebildet wird, im Allgemeinen den Zusammenhang 0°< θ <90°. Eingeschlossen ist auch der Fall, in dem die Rotationsachse R und die Rotationsachse L nicht in der gleichen Ebene liegen. In diesem Fall wird eine der beiden Rotationsachsen auf eine Ebene projiziert, welche die andere Rotationsachse einschließt. Der Winkel, der durch die Rotationsachse R und die Rotationsachse L auf der Ebene gebildet wird, wird als Neigungswinkel benutzt.
Wenn die erfindungsgemäße Schleudergießvorrichtung so angeordnet ist, dass die Rotationsachse L der zylindrischen Form horizontal gegenüber der Erde wird, wird die Rotationsgeschwindigkeit der zylindrischen Form vorzugsweise so festgelegt, dass die auf das geschmolzene Material einwirkende Zentrifugalkraft nicht weniger als 1 G ist, sodass, wenn das geschmolzene Material den oberen Bereich der Form erreicht, das geschmolzene Material nicht durch die Gravitation herabfällt. Wenn die Zentrifugalkraft erhöht wird, verteilt sich das gegossene geschmolzene Material leichter auf der Innenwand der Form unter der Wirkung der Zentrifugalkraft. Somit wird die Kühlwirkung erhöht und dadurch die Homogenität verbessert. Aus diesem Grund wird bei der erfindungsgemäßen Schleudergießmethode die Rotationsgeschwindigkeit der zylindrischen Form so bestimmt, dass die Zentrifugalkraft vorzugs weise nicht weniger als 3 G, stärker bevorzugt nicht weniger als 5 G ist. Wenn die Rotationsachse L der Form senkrecht gegenüber der Erde ist, unterscheidet sich die Grundlage zur Festlegung der Rotationsgeschwindigkeit nicht sehr von dem Fall, in dem die Rotationsachse L horizontal angeordnet ist.
Bei dem konventionellen CC-Verfahren wird ein geschmolzenes Material, das unter der Wirkung der Gravität herabfällt, durch die Düse eines schachtelartigen Gießbehälters auf eine Formoberfläche aufgebracht, die sich bewegt, während sie rotiert. Bei dem konventionellen CC-Verfahren trifft das geschmolzene Material auf vorspringende Teile eines Barrens auf, der bereits abgelagert und verfestigt ist. Daher besteht die Tendenz, dass die Oberflächenrauhigkeit des Barrens weiter wächst. Besonders dann, wenn die Abscheidungsrate vermindert wird, um die Verfestigungs-Kühlrate zu erhöhen, verfestigt sich das geschmolzene Material, bevor die Zentrifugalkraft das geschmolzene Material zum gleichförmigen Ausbreiten bringt. Als Ergebnis neigt die Oberflächenrauhigkeit dazu, stark zu wachsen. Wenn daher das konventionelle CC-Verfahren eine niedrige Abscheidungsrate anwendet, verursachen diese Erscheinungen eine wesentliche Verschlechterung des Handelswerts des erhaltenen Barrens.
Dagegen wird gemäß der vorliegenden Erfindung der rotierende Körper oder der behälterartige rotierende Körper zum Verspritzen des geschmolzenen Materials verwendet, wobei eine Zentrifugalkraft auf das geschmolzene Material einwirkt. Da das geschmolzene Material bei höherer Geschwindigkeit auf die Innenwand der Form aufgebracht wird, besteht die Tendenz, dass das geschmolzene Material gleichförmig selbst auf vertiefte Teile aufgebracht wird, wenn bereits Vertiefungen und Erhebungen auf einem Barren ausgebildet sind, der schon abge schieden und verfestigt ist. Außerdem wird das geschmolzene Material zusätzlich einer durch die zylindrische Form erzeugten Zentrifugalkraft ausgesetzt, wodurch verursacht wird, dass das geschmolzene Material in günstigerer Weise gleichförmig ausgebreitet und dann verfestigt wird. Daher kann ein Barren mit einer glatten Oberfläche mit wenigen Vertiefungen und Erhebungen hergestellt werden.
Die Form der zylindrischen Form kann erfindungsgemäß so festgelegt werden, dass die Arbeit erleichtert wird, speziell um die Herstellung der Vorrichtung, das Gießen, die Wartung und das Setup der Form, die Gewinnung eines gegossenen Barrens usw. erleichtert wird. So wird insbesondere gemäß der Erfindung der rotierende Körper im Wesentlichen in einem zentralen Bereich der zylindrischen Form befestigt, sodass die Rotationsachse R des rotierenden Körpers und die Rotationsachse L der zylindrischen Form einen gewissen Neigungswinkel θ bilden, der in einem bestimmten Fall variierbar ist. Dabei ist es angemessen, dass der Innendurchmesser der zylindrischen Form mindestens nicht weniger als 500 mm beträgt und dass die Breite der zylindrischen Form nicht größer als das Zweifache des Innendurchmessers der zylindrischen Form ist.
Gemäß der Erfindung ist die Orientierung der zylindrischen Form nicht besonders beschränkt. Beispielsweise kann die Rotationsachse L der zylindrischen Form in vertikaler Richtung oder in horizontaler Richtung angeordnet sein.
Die erfindungsgemäße zylindrische Form wird vorzugsweise im Allgemeinen wegen der leichten Erhältlichkeit und guten Verarbeitbarkeit aus Gusseisen oder aus Rohstahl hergestellt, beispielsweise einer heißgewalzten Stahlplatte, die durch JIS G 3193 spezifiziert ist, oder Walzstahl für geschweißte Strukturen, der durch JIS G 3106 spezifiziert ist. Alternativ kann Kupfer oder eine Kupferlegierung, die bessere Wärmeleitfähigkeit als Rohstahl haben, angewendet werden.
Die Dicke der Form muss sorgfältig gewählt werden, da die Dicke die Fähigkeit der Form zum Abkühlen eines Barrens beeinflusst. Erfindungsgemäß ist die Formdicke vorzugsweise nicht weniger als das Dreifache der Dicke des zu gießenden Barrens, stärker bevorzugt nicht weniger als das Fünffache der Dicke eines zu gießenden Barrens, sodass die Kühlfähigkeit erhöht wird. Durch Anwendung einer solchen Dicke der Form kann die Kühlrate eines gegossenen Barrens erhöht werden, die Oxidation eines gegossenen Barrens während der Entnahme des Barrens unterdrückt werden und kann die Wärmebelastung, der ein Arbeiter ausgesetzt ist, vermindert werden.
Gemäß dem vorstehend beschriebenen Beispiel wird ein geschmolzenes Material aus dem Tiegel zu dem rotierenden Körper zugeführt. Die Rotation des rotierenden Körpers bewirkt, dass das geschmolzene Material verspritzt wird, um sich an der Innenwand der zylindrischen Form abzuscheiden und zu verfestigen. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht darauf beschränkt.
Beispielsweise kann eine alternative Vorrichtung, wie sie in 3 gezeigt ist, angewendet werden. Speziell wird an einem Antriebsmechanismus 9 für die Rotation ein stabartiger Körper 25 aus einem Metall-enthaltenden Material angebracht. Der Metall-enthaltende Materialkörper 25 wird mit Hilfe eines Lichtbogens oder Plasmalichtbogens 27, die durch eine Schmelzvorrichtung gebildet werden, geschmolzen, während er rotiert. Speziell wird der Metall-enthaltende Materialkörper 25 mit Hilfe eines Plasmalichtbogens 27, der durch einen Plasmabrenner 26 gebildet wird, und als Schmelzvorrichtung dient, geschmolzen. Strom wird dem Plasmabrenner 26 mit Hilfe einer Lichtbogen-Stromzuleitung 33 zugeleitet.
In diesem Fall ist, wie in 4 gezeigt ist, die Schmelzposition am Ende des Metall-enthaltenden Materialkörpers 25 gegenüber der Rotationsachse R leicht verschoben, infolgedessen kann ein geschmolzenes Material unter dem Effekt der Zentrifugalkraft, die mit der Rotation des Metall-enthaltenden Materialkörpers 25 entsteht, in Richtungen im Wesentlichen senkrecht zu der Rotationsachse R verspritzt werden. Das verspritzte geschmolzene Material wird auf der inneren Oberfläche der zylindrischen Form 4, die um die Rotationsachse L rotiert, zur Abscheidung und Verfestigung gebracht.
Die Mittel zum Befestigen des Metall-enthaltenden Materialkörpers 25 an dem Rotationsantriebsmechanismus 9 unterliegen keiner speziellen Beschränkung. So können beispielsweise verschiedene Mittel, wie Schrauben, Klemmen und Schweißen angewendet werden.
Dieses Verfahren erfordert Schmelzvorrichtungen, ermöglicht jedoch das Weglassen eines Tiegels, eines Troges oder eines rotierenden Körpers.
Bei dem erfindungsgemäßen Schleudergießverfahren rotieren vorzugsweise der rotierende Körper oder der Metall-enthaltende Materialkörper und die zylindrische Form in der gleichen Richtung. Die Anwendung von unterschiedlichen Rotationsrichtungen erhöht die relative Geschwindigkeit zwischen dem rotierenden Körper oder dem behälterartigen rotierenden Körper und der zylindrischen Form. In diesem Fall wird jedoch der Einfallswinkel des geschmolzenen Materials beim Auftreffen auf die zylindrische Form zu klein, um das geschmolzene Material auf der zylindrischen Form zu verteilen. Infolgedessen tendiert das auftreffende geschmolzene Material dazu, wegzuspritzen, was zu einer verschlechterten Ausbeute führt.
Um die Erniedrigung der durchschnittlichen Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials zu verbessern, nimmt gemäß der Erfindung der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wird, vorzugsweise nicht weniger als 5 Grad, stärker bevorzugt nicht weniger als 10 Grad und am stärksten bevorzugt nicht weniger als 15 Grad an. Wenn jedoch der Neigungswinkel θ mehr als 40 Grad beträgt, treten Strukturschwierigkeiten für die Anordnung der zylindrischen Form und des behälterartigen rotierenden Körpers oder dergleichen ein. Außerdem neigt das aus dem rotierenden Körper oder dergleichen verspritzte geschmolzene Material dazu, beim Auftreffen auf die Form zu verspritzen und der prozentuale Anteil des aus der Form spritzenden geschmolzenen Materials steigt an, wodurch eine Verminderung der Ausbeute verursacht wird. Bei dem erfindungsgemäßen Gießverfahren wird daher vorzugsweise ein Neigungswinkel von nicht mehr als 35 Grad, stärker bevorzugt nicht mehr als 30 Grad angewendet.
Vorzugsweise wird der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse L der zylindrischen Form und die Rotationsachse R des rotierenden Körpers oder des Metall-enthaltenden Materialkörpers gebildet wird, während des Gießens innerhalb des vorstehend erwähnten Bereiches variiert. Dies ist darauf zurückzuführen, dass dann, wenn der Neigungswinkel θ fixiert ist, ein Barren dazu neigt in der Nähe der entgegengesetzten Enden der Innenwand der zylindrischen Form dicker zu werden und in der Nähe des Mittelteils der inneren Wand zu dünn zu werden. Das Variieren des Neigungswinkels θ während des Gießens erzeugt in vorteilhafterer Weise eine gleichförmige Dickenverteilung des erhaltenen Barrens. In diesem Fall kann der Neigungswinkel θ 0 werden. So kann beispielsweise der Neigungswinkel θ kontinuierlich oder diskontinuierlich im Bereich von –20 Grad bis 20 Grad variiert werden. In diesem Fall schließt der Neigungswinkel θ vorzugsweise einen Winkel von 5 Grad bis 40 Grad ein.
Erfindungsgemäß kann die zylindrische Form 4 oder der rotierende Körper 5 während des Gießens längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt werden, wodurch verursacht wird, dass sich das geschmolzene Material über die gesamte innere Oberfläche der zylindrischen Form in gleichförmiger Dicke abscheidet und verfestigt. Die zylindrische Form 4 und der rotierende Körper 5 können gegeneinander bewegt werden, das heißt, statt die zylindrische Form 4 hin- und herzubewegen, kann auch nur der rotierende Körper 5 längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt werden. In diesem Fall können ein Mechanismus zum Variieren des Neigungswinkels θ und ein Mechanismus zum Hin- und Herbewegen der zylindrischen Form oder dergleichen längs der Rotationsachse L unabhängig voneinander betrieben werden, sie werden jedoch vorzugsweise in gleichlaufender Weise betrieben.
Um erfindungsgemäß die Verfestigungs-Kühlrate zu erhöhen, wird vorzugsweise die durchschnittliche Abscheidungsrate während der Abscheidung des geschmolzenen Materials auf der Innenwand der zylindrischen Form auf einen niederen Wert eingestellt. So ist speziell die durchschnittliche Abscheidungsrate vorzugsweise im Bereich von 0,015 cm/sec bis 0,001 cm/sec, stärker bevorzugt im Bereich von 0,010 cm/sec bis 0,001 cm/sec. Im Fall des Gießens einer Legierung, die ein Seltenerdelement beziehungsweise Seltenerdelemente in einer Menge von nicht mehr als etwa 12,5 At.-% enthält, ist die durchschnitt liche Abscheidungsrate besonders vorteilhaft im Bereich von 0,005 cm/sec bis 0,001 cm/sec, da die Bildung der dendritischen αFe-Phase vermindert wird. Durch Anwendung eines solchen Bereiches der Abscheidungs-Verfestigungsrate erniedrigt sich die Wärmezuführung zu einem Barren pro Zeiteinheit und Flächeneinheit. Infolgedessen fällt die Oberflächentemperatur des Barrens während des Gießens ab, wodurch die Verfestigungs-Kühlrate einer Ablagerungsschicht von zusätzlich zugeführtem geschmolzenen Material erhöht wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung verschmelzen die Ablagerungsschicht von zusätzlich zugeführtem geschmolzenen Material und die Oberflächenschicht eines existierenden verfestigten Barrens miteinander, wobei die Kristalle in epitaxialer Ausbildung wachsen können. Somit wachsen Kristalle auch in einer Richtung senkrecht zu der Richtung der Dicke. Im Vergleich mit dem SC-Verfahren wird somit gemäß der Erfindung eine Legierung mit ausreichend großen Kristallen erzeugt.
Wenn jedoch die Abscheidungsrate zu niedrig eingestellt wird, wird die Oberflächentemperatur des Barrens während des Gießens zu niedrig, wodurch unzureichendes Verschmelzen verursacht wird. Infolgedessen ist es unwahrscheinlich, dass Kristalle epitaxial wachsen. Auch wenn das Schmelzen unzureichend ist, kann ein Spalt an der Zwischenfläche der Schichten ausgebildet werden. Da ein solcher Spalt die Wärmeübertragung behindert kann kein ausreichender Kühleffekt erhalten werden.
Die Erfinder haben Legierungen mit verschiedenen Zusammensetzungen untersucht, um zu versuchen, diese Erscheinungen zu verhindern und haben festgestellt, dass diese Erscheinungen bei einer durchschnittlichen Oberflächentemperatur eines Barrens von 0,4 T bis 0,8 T, vorzugsweise 0,5 T bis 0,8 T, gemessen während des Gießens, verhindert werden können, wobei T (K) der Verfestigungs-Anfangspunkt einer zu gießenden Legierung ist. Die Oberflächentemperatur eines Barrens während des Gießens kann durch ein Messfenster, das in der Gießkammer angebracht ist, mit Hilfe eines Strahlungspyrometers oder dergleichen gemessen werden. Um die Genauigkeit der Temperaturmessung zu verbessern muss eine Eichkurve im Voraus auf folgende Weise hergestellt werden. Ein Metallstück, welches die Temperaturmessung unter Verwendung eines Thermoelements ermöglicht, wird tatsächlich erhitzt und seine Temperatur wird durch das gleiche Messfenster mit Hilfe eines optischen Pyrometers gemessen. Die Ergebnisse der Messung werden mit den Ergebnissen der Messung durch Verwendung des Thermoelements verglichen, wobei die Eichkurve gebildet wird.
Zusätzlich zu der Herstellung eines Barrens durch wiederholtes Abscheiden und Verfestigen des geschmolzenen Materials auf der Innenwand der zylindrischen Form, kann das erfindungsgemäße Schleudergießverfahren auch einen dünnen Barren oder ein bandartiges abgeschiedenes verfestigtes Produkt bilden, ohne dass das geschmolzene Material auf einem existierenden abgeschiedenen Barren abgeschieden wird. In diesem Fall wird das erhaltene Band dünner, wenn die Umfangsgeschwindigkeit der zylindrischen Form ansteigt, wodurch die Verfestigungsrate erhöht wird. Um kontinuierlich einen dünnen Barren oder ein bandartiges abgeschiedenes verfestigtes Produkt in Massenproduktion herzustellen, muss das verfestigte Produkt, das auf der zylindrischen Form abgeschieden ist, kontinuierlich gewonnen werden. Spezifische Methoden sind die folgenden: ein abgeschiedenes, verfestigtes Produkt wird von der Form mit Hilfe eines Luftrakels, eines mechanischen Kratzers oder dergleichen kontinuierlich abgeschabt, eine zylindrische Form ist in der Weise ausgebildet, dass sie nach unten offen ist, wodurch bewirkt wird, dass das abgeschiedene ver festigte Produkt herabfällt und eine Form wird sofort auseinander genommen, um einen Barren abzustreifen.
Das erfindungsgemäße Gießverfahren eignet sich zum Gießen einer Seltenerdmagnetlegierung, einer Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung und einer Legierung, die ein Element mit hohem Schmelzpunkt enthält, im Gegensatz zu einem konventionellen Gießverfahren, bei dem beim Gießen solcher Legierungen Schwierigkeiten auftreten.
Die Seltenerdmagnetlegierung, die durch das erfindungsgemäße Verfahren gegossen werden kann, ist eine Legierung, die als Seltenerdelemente eines oder mehr Elemente enthält, das beziehungsweise die unter Nd, Pr und Dy ausgewählt ist beziehungsweise sind, insbesondere eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs.
Die Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung, zu deren Guss sich das erfindungsgemäße Gießverfahren eignet, ist eine Mischmetall-Nickellegierung, welche als wichtige Komponente eine intermetallische Verbindung enthält, wobei die intermetallische Verbindung die M₁T₅-Phase annimmt, die ein Mischmetall M enthält, welches ein Gemisch aus Seltenerdelementen, wie Ce, La, Nd und Pr ist und ein Übergangsmetall T, welches als grundsätzliches Element Ni in einem Verhältnis von 1:5 enthält.
Die Legierung, die ein Element mit hohem Schmelzpunkt enthält, zu deren Guss sich das erfindungsgemäße Gießverfahren eignet, ist ein Metall, eine Legierung oder eine intermetallische Verbindung mit einem Schmelzpunkt oder einem Verfestigungsanfangstemperaturpunkt von 1400°C oder höher, speziell eine Legierung oder eine intermetallische Verbindung, die Ti enthält.
Das erfindungsgemäße Gießverfahren kann eine Legierung, deren Mikrostruktur mit Hilfe einer konventionellen Gießmethode nicht erreicht werden kann, und eine hoch homogene Legierung erzeugen. Außerdem kann, indem ein gegossener Barren einer Wärmebehandlung unterworfen wird, die Mikrostruktur des Barrens modifiziert werden oder die Homogenität der Mikrostruktur des Barrens erhöht werden. Die Wärmebehandlungstemperatur für eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs liegt vorzugsweise im Bereich von 900°C bis 1150°C. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur niedriger als 900°C ist, wird die Diffusion der Atome unzureichend. Wenn im Gegenteil die Wärmebehandlungstemperatur mehr als 1150°C ist, wird ein Temperaturbereich erreicht, in welchem γFe gebildet wird. Infolgedessen wird nach dem Abkühlen eine αFe-Phase durch Umwandlung von γFe erzeugt. Außerdem resultiert eine merkliche Vergröberung der Mikrostruktur.
Eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs, die mit Hilfe eines üblichen Gießverfahrens gegossen wurde (so genanntes "book mold"-Verfahren) kann während einer langen Dauer bei einer Temperatur von 1000°C bis 1150°C wärmebehandelt werden, um die dendritische αFe-Phase zu entfernen. Dagegen kann eine gegossene Legierung (Barren) gemäß der Erfindung als Magnetlegierungspulver lediglich durch Pulverisierung ohne Erfordernis einer Wärmebehandlung verwendet werden. Das Zerkleinerungs- beziehungsweise Pulverisierverfahren ist nicht speziell beschränkt. So können Wasserstoffzerkleinerung, mechanisches Pulverisieren, ein kombiniertes Verfahren aus Wasserstoffzerkleinerung und mechanischem Pulverisieren oder dergleichen angewendet werden. Insbesondere kann eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs, die mit Hilfe des erfindungsgemäßen Gießverfahrens hergestellt wurde, derart sein, dass selbst im soeben gegossenen Zustand der Legierung (ein Zustand, in welchem nach dem Gießen keine Wärmebehandlung oder dergleichen durchgeführt wurde, um die dendritische αFe-Phase zu entfernen oder die kristalline Mikrostruktur zu modifizieren oder dergleichen), der Prozentsatz verringert sein kann, der in einem Querschnitt längs der Dickenrichtung eines gegossenen Produkts durch eine Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthält, die punktweise im Schnitt des gegossenen Produkts längs der Dickenrichtung abgelagert ist. Die Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthält, bedeutet eine Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase, die T1-Phase, die R-reiche Phase oder dergleichen nebeneinander enthält, wie in der Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Schnitts durch den Barren beobachtet wird. Eine Region, die durch diese Mikrostruktur besetzt ist, kann von einer Mikrostruktur, die hauptsächlich die T1-Phase und die R-reiche Phase enthält, unterschieden werden. Wie später beschrieben wird, kann selbst im Fall eines TRE-Gehalts von weniger als 11,8 At.-% diese Mikrostruktur von einer Mikrostruktur unterschieden werden, die hauptsächlich ohne Bildung der dendritischen αFe-Phase, die T1-Phase und lamellenartiges Fe enthält. Der Prozentsatz der Fläche, der durch eine Mikrostruktur besetzt ist, welche die dendritische αFe-Phase enthält, wird in folgender Weise erhalten. Eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Querschnitts eines Barrens wird an jeweils 10 Stellen, die sich auf dem Querschnitt unter gleichen Abständen längs der Dickenrichtung befinden, aufgenommen. Diese Mikrofotografien werden mit Hilfe eines Bildprozessors analysiert, wobei die Fläche der vorstehend erwähnten Region, welche die dendritische αFe-Phase enthält, erhalten wird. Die so erhaltene Fläche wird durch die Gesamtfläche der Mikrofotografien divi diert. Der so erhaltene Wert wird in Prozent ausgedrückt, wobei der vorstehend genannte Flächenprozentanteil erhalten wird.
Das erfindungsgemäße Gießverfahren kann eine Seltenerdmagnetlegierung erzeugen, die durch Gießen erhalten wird, die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% (25,0 Masse-% bis 33,0 Masse-%), stärker bevorzugt 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% (26,5 Masse-% bis 31,5 Masse-%), am stärksten bevorzugt 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% (26,5 Masse-% bis 30,0 Masse-%) enthält und dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung, eine die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen Flächenprozentanteil von nicht mehr als 10%, gemessen an einem Querschnitt eines gegossenen Produkts, längs der Dickenrichtung, besetzt, und dass das gegossene Produkt eine Dicke von 3 mm bis 30 mm, stärker bevorzugt 5 mm bis 20 mm annimmt. Eine solche Seltenerdmagnetlegierung kann mit Hilfe einer üblichen Gießmethode nicht erhalten werden.
Das erfindungsgemäße Gießverfahren kann eine Seltenerdmagnetlegierung, die durch Gießen erhalten wird, bereitstellen, die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% (25,0 Masse-% bis 33,0 Masse-%), stärker bevorzugt 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% (26,5 Masse-% bis 31,5 Masse-%), am stärksten bevorzugt 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% (26,5 Masse-% bis 30,0 Masse-%) enthält, und die dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung, eine dendritisches αFe enthaltende Mikrostruktur einen prozentualen Flächenanteil von nicht mehr als 10% besetzt, gemessen an einem Querschnitt eines gegossenen Produkts, längs der Dickenrichtung, und dass Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse, einen prozentualen Flächenanteil von 10% bis 98%, gemessen im Querschnitt, einnehmen.
Der Prozentsatz der Fläche, der durch Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse, besetzt wird, wird in folgender Weise erhalten. Sequenzfotografien der Querschnitte eines Barrens, die sich von der Oberfläche, die in Kontakt mit der Form war (Formkontaktfläche) zu der gegenüberliegenden Oberfläche (freie Oberfläche) erstrecken, werden mit Hilfe eines Polarisationsmikroskops aufgenommen. Die Fotografien werden mit Hilfe eines Bildprozessors analysiert, wobei Kristallkörner identifiziert werden, die einen Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse haben, und die Gesamtfläche der Kristallkörner erhalten wird. Die so erhaltene Gesamtfläche wird durch die Gesamtfläche der Fotografien dividiert. Der erhaltene Wert wird in Prozent ausgedrückt, wobei die vorstehend erwähnte prozentuale Fläche erhalten wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs, die durch Giessen erhalten wird, bereitgestellt werden, die dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung eine die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen prozentualen Anteil der Fläche von nicht mehr als 10%, gemessen im Querschnitt eines gegossenen Produkts, längs der Dickenrichtung, einnimmt und dass das gegossene Produkt eine Dicke von 3 mm bis 30 mm, stärker bevorzugt 5 mm bis 20 mm einnimmt.
Durch die vorliegende Erfindung kann eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs, die durch Giessen erhalten wird, bereitgestellt werden, die dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung eine dendritische αFe-Phase einen Prozentsatz der Fläche von nicht mehr als 10%, gemessen im Querschnitt eines gegossenen Produkts längs der Dickenrichtung, einnimmt und dass Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse, einen prozentualen Flächenanteil von 10% bis 98%, gemessen im Querschnitt, einnehmen.
Die vorliegende Erfindung kann eine Seltenerdmagnetlegierung bereitstellen, die durch Gießen erhalten wird, die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% (25,0 Masse-% bis 33,0 Masse-%), stärker bevorzugt 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% (26,5 Masse-% bis 31,5 Masse-%), am stärksten bevorzugt 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% (26,5 Masse-% bis 30,0 Masse-%) enthält und dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung, die dendritische αFe-Phase im Wesentlichen fehlt, wie am Querschnitt eines gegossenen Produkts, längs der Dickenrichtung, beobachtet wird und dass das gegossene Produkt eine Dicke von 3 mm bis 30 mm, stärker bevorzugt 5 mm bis 20 mm annimmt.
Dabei ist eine Seltenerdmagnetlegierung, die im Wesentlichen keine dendritische αFe-Phase enthält, eine Legierung, in der eine die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur, die hauptsächlich punktförmig im Schnitt eines gegossenen Produkts längs der Richtung der Dicke abgelagert ist, einen Prozentsatz der Fläche von nicht mehr als 5%, stärker bevorzugt nicht mehr als 3% besetzt.
Erfindungsgemäß kann eine Seltenerdmagnetlegierung, die durch Gießen erhalten wird, bereitgestellt werden, die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% (25,0 Masse-% bis 33,0 Masse-%), stärker bevorzugt 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% (26,5 Masse-% bis 31,5 Masse-%), am stärksten bevorzugt 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% (26,5 Masse-% bis 30,0 Masse-%) enthält, und die dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung, das dendritische αFe im Wesentlichen fehlt, wie im Querschnitt eines gegossenen Produkts längs der Dickenrichtung beobachtet wird, und dass Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse, einen prozentualen Flächenbereich von 50% bis 98%, vorzugsweise 80% bis 98%, gemessen im Querschnitt, besetzen, und dass das gegossene Produkt eine Dicke von 3 mm bis 30 mm, stärker bevorzugt 5 mm bis 20 mm annimmt.
Die vorliegende Erfindung kann eine Seltenerdmagnetlegierung bereitstellen, die durch Gießen erhalten wird, die dadurch gekennzeichnet ist, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% (25,0 Masse-% bis 33,0 Masse-%), stärker bevorzugt 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% (26,5 Masse-% bis 31,5 Masse-%), am stärksten bevorzugt 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% (26,5 Masse-% bis 30,0 Masse-%) enthält und dadurch gekennzeichnet ist, dass bei der Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung, dendritisches αFe im Wesentlichen fehlt, gemäß einer Beobachtung im Querschnitt eines gegossenen Produkts längs der Dickenrichtung und dass, gemessen im Quer schnitt, Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der Längsachse, eine prozentuale Fläche von 50% bis 98%, stärker bevorzugt 80% bis 98%, einnehmen und Kristallkörner einen durchschnittlichen Durchmesser von nicht weniger als 60 μm, gemessen längs der kurzen Achse annehmen und dass das gegossene Produkt eine Dicke von 3 mm bis 30 mm, stärker bevorzugt 5 mm bis 20 mm annimmt.
Die 8 und 9 zeigen Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografien eines Querschnitts einer Seltenerdmagnetlegierung, die erfindungsgemäß hergestellt wurde, und 11,6 At.-% Nd, 5,9 At.-% B und Rest Eisen enthält. 9 ist eine teilweise vergrößerte Ansicht der 8. In 8 entspricht die obere Seite der freien Oberfläche und die untere Seite entspricht der Formkontaktfläche. In 9 entspricht die rechte Seite der freien Oberfläche und die linke Seite entspricht der Formkontaktfläche.
In 8 ist die Matrixphase die T1-Phase und eine tiefschwarze punktierte Phase, die in einer sehr kleinen Menge vorhanden ist und teilweise im Querschnitt erscheint, ist die dendritische αFe-Phase. Eine Phase, die in mehreren weißen punktförmigen Mustern erscheint und in der Nähe der dendritischen αFe-Phase angeordnet ist, ist die R-reiche Phase, die durch Störung des Gleichgewichts der Zusammensetzung erzeugt wird. In 9 ist eine schwarze, sehr dünne streifenartige Phase, die in der T1-Phase erscheint, die lamellenförmige αFe-Phase. Eine weiße punktartige R-reiche Phase, die in der Nähe der dendritischen αFe-Phase erzeugt ist, wird in der Nähe der lamellenförmigen αFe-Phase nicht erzeugt. Wie aus den 8 und 9 ersichtlich ist, können die dendritische αFe-Phase und die lamellenförmige αFe-Phase leicht voneinander unterschieden werden.
10 zeigt eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Querschnitts einer Legierung der gleichen Zusammensetzung, die mit Hilfe des SC-Verfahrens gegossen wurde. 10 zeigt die graue T1-Phase, die als Matrixphase dient und die dendritische αFe-Phase, die in einer Anzahl von tiefschwarzen punktförmigen Mustern erscheint und sich vom zentralen Bereich des Schnittes zur Seite der freien Oberfläche (rechte Seite in der Zeichnung) erstreckt. Die in zahlreichen weißen punktförmigen Mustern erscheinende R-reiche Phase die wegen einer Zerstörung des Gleichgewichts der Zusammensetzung erzeugt wurde, wird in der Nähe der dendritischen αFe-Phase beobachtet. Auch erstreckt sich die dünne, schwarze, streifenartige lamellenförmige αFe-Phase von der Seite der Rollenoberfläche (linke Seite in der Zeichnung) zu einem zentralen Bereich des Schnittes.
Im Allgemeinen zeigt eine Seltenerdmagnetlegierung des Nd-Fe-B-Typs die Tendenz, dass um so mehr dendritisches αFe erzeugt werden kann, je niedriger der Nd-Gehalt ist. Um eine solche Bildung von dendritischem αFe zu verhindern, muss beispielsweise ein Teil von Nd durch Dy ersetzt werden oder der Gehalt an B muss erhöht werden. Tatsächlich wird in einer ternären Seltenerdmagnetlegierung aus Nd-Fe-B, die mit Hilfe des vorstehend genannten SC-Verfahrens gegossen wurde, eine große Menge an dendritischem αFe gebildet. Im Gegensatz dazu zeigt die erfindungsgemäße Seltenerdmagnetlegierung eine Unterdrückung der Bildung von dendritischem αFe ohne dass ein Teil von Nd durch Dy ersetzt wird oder dass der B-Gehalt erhöht wird.
Wie vorstehend erwähnt, kann im Fall der Seltenerdmagnetlegierung, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, selbst dann, wenn der TRE-Gehalt (der Gesamtgehalt an R) weniger als 11,8 At.-% beträgt, der nicht größer als der R-Gehalt einer R₂T₁₄B-Phase ist, die Bildung von dendritischem αFe, die in einer bekannten Mikrostruktur beobachtet wird, unterdrückt werden und überschüssige Fe-Komponente kann in lamellenartiger Form gebildet werden. Da die Dicke der lamellenförmigen αFe-Phase sehr klein ist, hat die lamellenförmige αFe-Phase keinerlei störende Wirkung auf die Pulverisierung in dem Herstellungsverfahren eines Magneten.
Der mittlere Durchmesser der Kristallkörner, gemessen längs der kurzen Achse, wird in folgender Weise erhalten. Eine Fotografie eines Schnitts eines Barrens, der sich von der Formkontaktfläche bis zu der freien Oberfläche erstreckt, wird durch ein Polarisationsmikroskop an jeweils 10 Stellen, die sich auf dem Schnitt in gleichen Abständen längs der Dickenrichtung befinden, aufgenommen. In jeder der Fotografien werden 5 gerade Linien senkrecht zu der Wachstumsrichtung der Säulenkristalle gezeichnet. Wenn der Buchstabe N die Zahl der Schnitte einer einzelnen geraden Linie und der Korngrenzen darstellt und Buchstabe L die Länge der geraden Linie darstellt, wird der mittlere Durchmesser von Kristallkörnern die in Beziehung mit der geraden Linie stehen, mit Hilfe des folgenden Ausdruckes dargestellt. (Mittlerer Durchmesser von Kristallkörnern, gemessen längs der kurzen Achse) = L/(N + 1)
50 Werte des mittleren Durchmessers in Verbindung mit den 50 geraden Linien werden gemittelt, wobei der mittlere Durchmesser von Kristallkörnern des Barrens, gemessen längs der kurzen Achse) erhalten wird.
Durch Verwendung des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens kann eine Seltenerdmagnetlegierung mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften hergestellt werden. So kann insbesondere mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens ein Barren gegossen werden, der eine Dicke von 3 mm bis 30 mm hat, der dicker ist als ein Barren, der mit Hilfe des konventionellen SC-Verfahrens oder CC-Verfahrens gegossen wurde. Auch kann das erfindungsgemäße Verfahren einen Barren mit großen Kristallkörnern bereitstellen, in dem Körner mit einer langen Achse von nicht weniger als 1000 μm einen Bereich von 10% bis 98% einnehmen. Derart große Körner wurden nur mit Hilfe eines "book mold"-Verfahrens erhalten. Das erfindungsgemäße Verfahren kann ein gegossenes Produkt bereitstellen, in welchem der prozentuale Flächenanteil einer Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthält, nicht größer als 10% ist, wenn die Bestimmung in dem soeben gegossenen Zustand der Legierung durchgeführt wird. Ein solches gegossenes Produkt kann mit Hilfe des "book mold"-Verfahrens nicht erhalten werden.
Wenn diese gegossene Legierung zerkleinert, pulverisiert und dann zur Herstellung eines gesinterten Magneten verwendet wird, fällt der Grad der Ausrichtung während des Pressens in einem magnetischen Feld nicht ab. Daher wird die gegossene Legierung vorteilhaft zur Herstellung eines gesinterten Magneten verwendet. Auch wird diese gegossene Legierung zerkleinert und dann der so genannten HDDR(Hydrierungs-Disproportionierungs-Desorptions-Rekombinations)-Behandlung unterworfen, bei der zerkleinerte Barren bei hoher Temperatur in einer Wasserstoffatmosphäre unter der Anwendung von Hitze behandelt werden und danach evakuiert wird, wobei Kristallkörner mit bevorzugter Orientierung erhalten werden. Das so erhaltene Pulver eignet sich zur Herstellung eines anisotropen gebondeten Magneten. Ein anisotroper gebondeter Magnet, der aus dem Pulver hergestellt wird, besitzt ausgezeichnete magnetische Eigenschaften.
Ein gegossener Barren, der der Wärmebehandlung unterworfen wurde oder dieser nicht unterworfen wurde kann mit Hilfe einer Pulverisationsvorrichtung pulverisiert werden, wie mit Hilfe einer Strahlmühle, Kugelmühle oder einer Vibrationsmühle. Die Teilchengröße liegt vorzugsweise im Bereich von 2 μm bis 5 μm, stärker bevorzugt im Bereich von 3 μm bis 4 μm. Die Größe der Pulverteilchen kann beispielsweise unter Verwendung von FSSS (Fisher Sub-Sieve Sizer) gemessen werden.
Ein gesinterter Seltenerdmagnet wird mit Hilfe einer Einlegierungsmethode oder einer Zweilegierungs-Mischmethode hergestellt. Bei dem Einlegierungsverfahren wird eine einzige Art eines Seltenerdmagnetlegierungspulvers in einem Magnetfeld verpresst, wonach gesintert wird. Bei der Zweilegierungs-Mischmethode wird ein Pulver einer an R-Komponente armen Seltenerdlegierung des R-T-Typs, die als Hauptphasenlegierung bezeichnet wird, und ein Pulver einer Seltenerdlegierung des R-T-B-Typs, die an R-Komponente reich ist, oder eine Seltenerdlegierung des R-T-B-Typs, die als Grenzphasenlegierung bezeichnet wird, vermischt.
Eine Hauptphasenlegierung mit einem niederen Gehalt an R-Komponente, die bei der Zweilegierungs-Mischmethode verwendet wird, ist zur Herstellung eines Hochleistungsmagneten besser geeignet. Wie jedoch vorher erwähnt wurde, verursacht im Fall des CC-Verfahrens ein Gehalt der R-Komponente von 14,4 At.-% (31,5 Gew.-%) oder weniger die Ausbildung einer störenden dendritischen αFe-Phase. Auch im Fall eines SC-Verfahrens verursacht ein Gehalt der R-Komponente von 12,7 At.-% (28,5 Gew.-%) oder weniger die Bildung einer störenden dendritischen αFe-Phase. Somit sind bei diesen Verfahren Schwierigkeiten bei der Herstellung einer Hauptphasenlegierung mit niederem Gehalt der R-Komponente, wenn nicht eine teure Lösungswärmebehandlung zur Beseitigung der dendritischen αFe-Phase durchgeführt wurde, aufgetreten.
Eine mit Hilfe des Schleudergießverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellte Legierung ist jedoch dadurch gekennzeichnet, dass sie ein oder mehr Elemente, ausgewählt unter Nd, Pr und Dy, in einer Gesamtmenge bis zu 11,0 At.-% enthält und dadurch, dass eine die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen prozentualen Flächenanteil von nicht mehr als 10%, gemessen im Schnitt eines gegossenen Produkts längs der Dickenrichtung, einnimmt. Diese Legierung wird daher vorteilhaft als Hauptphasenlegierung bei der Zweilegierungs-Mischmethode verwendet. Außerdem sind die Kristallkörner der Legierung groß, sodass Kristallkörner mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse, einen prozentualen Flächenanteil von 50% bis 98% einnehmen, wodurch der Ausrichtungsgrad eines Magneten erhöht und somit die Remanenz Br und das maximale magnetische Energieprodukt (BH)_max erhöht werden.
Demnach dient vorteilhaft eine mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellte Legierung nicht nur als Seltenerdmagnetlegierung zur Verwendung in einer Einfachlegierungsmethode, sondern auch als Hauptphasenlegierung bei einer Zweilegierungs-Mischmethode. Das heißt, dass ein ausgezeichneter Magnet mit Hilfe einer Zweilegierungs-Mischmethode erhalten werden kann, bei der ein Pulver einer Legierung, die mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellt wurde und als Hauptphasenlegierung dient, mit einem Pulver einer an R-Komponente reichen Legierung vermischt wird, die mit Hilfe einer üblichen Methode hergestellt wurde und als Grenzphasenlegierung dient.
Anschließend wird ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Magneten aus einer Seltenerdmagnetlegierung, die mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellt wurde, beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf das nachstehend beschriebene Verfahren beschränkt.
Zunächst wird eine Seltenerdmagnetlegierung auf eine Teilchengröße von vorzugsweise 2 μm bis 5 μm, stärker bevorzugt 3 μm bis 4 μm pulverisiert, was durch aufeinander folgendes Behandeln durch Wasserstoffzerkleinerung, grobes Zerkleinern und Feinpulverisieren erfolgt. Die Größe der durch Pulverisieren erhaltenen Teilchen kann beispielsweise durch Verwendung eines FSSS (Fisher Sub-Sieve Sizer) gemessen werden. Bei der Wasserstoffzerkleinerung wird bewirkt, dass hauptsächlich die R-reiche Phase eines Barrens in einer Wasserstoffgasatmosphäre mit einem Druck von 200 Torr bis 50 kg/cm² Wasserstoff absorbiert, wobei eine R-Wasserstoffverbindung erzeugt wird. Die Erzeugung einer R-Wasserstoffverbindung wird durch eine Volumenerhöhung der R-reichen Phase begleitet, die verursacht, dass der Barren fein zerbricht oder dass innerhalb des Barrens zahlreiche feine Risse erzeugt werden. Da im Fall einer Legierung, welche die R-Komponente in einer Menge von 11,8 At.-% oder mehr enthält, die R-reiche Phase zuverlässig im Wesentlichen an den Korngrenzen der Körner der R₂T₁₄B-Phase vorliegt, verursacht die Wasserstoffzerkleinerung zuverlässig eine Rissbildung an den Körnern R₂T₁₄B-Phase. Beispiele einer Zerkleinerungsvorrichtung zum groben Zerkleinern umfassen eine Brown-Mühle und eine Scheibenmühle. Durch Verwendung einer solchen Mühle erfolgt in einer inerten Atmosphäre, wie in Ar gongas oder Stickstoffgas, das Zerkleinern bis zu einer Teilchengröße von nicht mehr als 500 μm. Beispiele für eine Pulverisiervorrichtung für die Feinpulverisation umfassen Strahlmühlen. Durch Verwendung einer solchen Mühle wird das Pulverisieren bis auf einer Teilchengröße von 2 μm bis 5 μm in einer inerten Atmosphäre, wie Argongas oder Stickstoffgas, durchgeführt. Wegen der großen Kristallkörner kann eine mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellte Seltenerdlegierung lediglich durch mechanisches Pulverisieren mit Hilfe einer Brown-Mühle und einer Strahlmühle in ein im Wesentlichen aus Einkristallen bestehendes Pulver übergeführt werden, wobei der Schritt der Wasserstoffzerkleinerung ausgelassen wird. Wenn die Wasserstoffzerkleinerung angewendet wird, kann eine Grobzerkleinerungsstufe weggelassen werden.
Wenn der TRE-Gehalt einer mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellten Seltenerdmagnetlegierung 11,8 At.-% oder weniger ist, ist die lamellenförmige R-reiche Phase im Wesentlichen abwesend. Infolgedessen ist die Wasserstoffzerkleinerung unter Verwendung des vorstehend genannten Mechanismus unwirksam. Da jedoch die R₂T₁₄B-Phase sich durch Absorption einer kleinen Menge an Wasserstoff in einer Wasserstoffatmosphäre ausdehnt, kann ein Barren der Ausdehnung und Rissbildung, die von seiner Oberfläche in Richtung des Inneren fortschreitet, unterliegen. Selbst bei einem TRE-Gehalt von nicht mehr als 11,8 At.-% ist die Bindekraft zwischen den Atomen an den Korngrenzen der R₂T₁₄B-Phase schwächer als in den Kristallen der R₂T₁₄B-Phase. Somit kann an den Korngrenzen im Wesentlichen zuverlässig eine Rissbildung erfolgen.
Das so erhaltene Pulver wird mit Hilfe einer Vorrichtung zum Verpressen in einem Magnetfeld verpresst. Unter Berücksichtigung der Richtung des Magnetfelds in einem Hohlraum wird eine Form durch Kombination eines magnetischen Materials und eines nicht-magnetischen Materials hergestellt. Der Pressdruck beträgt vorzugsweise 0,5 t/cm² bis 2 t/cm². Während des Pressens ist die Bedingung des Magnetfelds in dem Hohlraum vorzugsweise 0,5 T bis 2 T. Um die Reibung zwischen dem Pulver und der Innenwand der Form und die Reibung zwischen den Pulverteilchen zu vermindern um eine Verbesserung des Grads der bevorzugten Orientierung während des Pressens in dem Magnetfeld zu erreichen wird vorzugsweise dem Pulver ein Gleitmittel, wie Zinkstearat, zugesetzt. Die bevorzugte Menge des zuzugebenden Gleitmittels beträgt 0,01 Gew.-% bis 1 Gew.-%. Das Gleitmittel kann vor oder nach der Feinpulverisierung zugesetzt werden. Vorzugsweise wird vor dem Pressen in dem Magnetfeld das Gleitmittel-enthaltende Pulver ausreichend in einer inerten Gasatmosphäre, wie Argongas oder Stickstoffgas, durch Verwendung eines Mischers des V-Typs oder dergleichen, ausreichend gemischt.
Wenn zur Herstellung eines gesinterten Magneten eine Zweilegierungs-Mischmethode angewendet werden soll, müssen vor dem Pressen mit Hilfe einer Vorrichtung zum Pressen in einem Magnetfeld die Hauptphasenlegierung und die Grenzphasenlegierung gemischt werden. Das Mischen kann vor der Wasserstoffzerkleinerung, vor dem groben Zerkleinern, vor der Feinpulverisierung oder nach der Feinpulverisierung durchgeführt werden. Vorzugsweise werden die Pulver vor dem Pressen in einem Magnetfeld ausreichend in einer inerten Gasatmosphäre, wie Argongas oder Stickstoffgas, mit Hilfe eines Mischers des V-Typs oder dergleichen, ausreichend gemischt.
Insbesondere im Fall einer Hauptphasenlegierung mit einem TRE-Gehalt von nicht mehr als 11,8 At.-%, welche mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens hergestellt wurde, zeigt die Legierung erhöhte Oxidationsbeständigkeit während des Pulverisierens und in Form eines Pulvers, da die lamellenförmige R-reiche Phase im Wesentlichen abwesend ist.
Danach wird ein durch Verpressen in einem Magnetfeld erhaltener Pressling bei einer Temperatur von 1000°C bis 1150°C gesintert. Vorzugsweise erfolgt das Sintern in einer Argongasatmosphäre oder in einem Vakuum von nicht mehr als 10^–2 Torr. Die Verweilzeit ist vorzugsweise 1 Stunde oder länger. So muss vor dem Erreichen der Sintertemperatur in dem Pressling vorhandenes Gleitmittel und Wasserstoff vollständig entfernt werden. Zum Entfernen des Gleitmittels wird vorzugsweise der Pressling in einem Vakuum von 10^–2 Torr oder in der Atmosphäre eines Ar-Stroms unter vermindertem Druck bei einer Temperatur von 300°C bis 500°C 30 Minuten lang oder länger gehalten. Zum Entfernen von Wasserstoff wird vorzugsweise der Pressling in einem Vakuum von nicht mehr als 10^–2 Torr während 30 Minuten oder länger bei einer Temperatur von 700°C bis 900°C gehalten.
Um die Koerzitivkraft zu erhöhen kann nach dem Sintern der gesinterte Körper bei einer Temperatur von 450°C bis 650°C, je nach Bedarf, wärmebehandelt werden. Vorzugsweise erfolgt die Wärmebehandlung in einer Argonatmosphäre oder unter Vakuum. Die Verweilzeit ist vorzugsweise 30 Minuten oder länger.
Eine Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung, insbesondere eine Mischmetall-Nickel-Wasserstoffspeicherlegierung, die mit Hilfe des erfindungsgemäßen Schleudergießverfahrens vergossen wurde, ist frei von der Abscheidung (Segregation) von Mn oder dergleichen und eignet sich somit günstig als Material für die negative Elektrode einer Nickel-Wasserstoff-Batterie.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird nun ausführlich mit Hilfe eines Beispiels beschrieben, welches jedoch nicht als Einschränkung für die Erfindung verstanden werden soll.
(Beispiel 1)
Elementares Neodym, elementares Dysprosium, Ferrobor, Aluminium und Elektrolyteisen wurden gewogen und vermischt, sodass die folgende Zusammensetzung erzielt wurde: Nd: 12,6 At.-% (28,0 Masse-%), Dy: 0,6 At.-% (1,5 Masse-%), B: 6,0 At.-% (1,0 Masse-%), Al: 0,7 At.-% (0,30 Masse-%) und Rest Eisen. Das erhaltene Gemisch wurde in einem Aluminiumoxidtiegel unter einer Argonatmosphäre mit Hilfe eines Hochfrequenz-Induktionsschmelzofens geschmolzen. Das resultierende geschmolzene Gemisch wurde unter Verwendung der in 1 gezeigten Schleudergießvorrichtung vergossen.
Die zylindrische Form 4 hatte einen Innendurchmesser von 500 mm und eine Länge von 500 mm. Der behälterartige rotierende Körper 5 hatte einen Innendurchmesser von 250 mm und in seiner Seitenwand waren acht Lochbereiche 11 mit einem Durchmesser von 2 mm ausgebildet. Der durch die Rotationsachse R des behälterartigen rotierenden Körpers 5 und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildete Neigungswinkel θ wurde während des Gießens auf 25 Grad eingestellt.
Die durchschnittliche Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials für die Abscheidung auf der Innenwand der Form betrug 0,01 cm/sec. Die Rotationsgeschwindigkeit der Form wurde auf 103 UpM festgesetzt, sodass eine Zentrifugalkraft von 3 G er zeugt wurde. Die Rotationsgeschwindigkeit des behälterartigen rotierenden Körpers 5 war 378 UpM, sodass auf das geschmolzene Material eine Zentrifugalkraft von etwa 20 G einwirkte.
Der erhaltene Legierungsbarren hatte eine Dicke von 7 mm, gemessen im zentralen Teil der zylindrischen Form 4, und eine Dicke von etwa 12 mm, gemessen an den dicksten Bereichen, die sich in der Nähe der entgegengesetzten Endbereiche befanden. Fast die gesamte Makrostruktur des Querschnitts des Legierungsbarrens, ausgenommen des Formoberflächenteils, bestand aus säulenförmigen Kristallen. Die Beobachtung durch ein Rückstreuungs-Elektronenmikroskop zeigte, dass die Mikrostruktur des Querschnitts sich in guter Bedingung befand, speziell fehlte die dendritische αFe-Phase völlig und die R-reiche Phase war fein dispergiert. Die Messung der Korngröße mit Hilfe eines Polarisationsmikroskops zeigte, dass eine Mikrostruktur, die Körner mit einem mittleren Durchmesser von nicht weniger als 90 μm, gemessen längs der kurzen Achse und einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse, einen Flächenanteil von 89% besetzte, was anzeigte, dass die Kristallkörner eine zur Verwendung als Material für eine Magnetlegierung geeignete Größe hatten.
(Vergleichsbeispiel 1)
Die gleichen Materialien wie in Beispiel 1 wurden gewogen, gemischt und geschmolzen, sodass die gleiche Zusammensetzung wie die des Beispiels 1 erhalten wurde. Das geschmolzene Material wurde mit Hilfe der in 5 gezeigten Methode dem Schleudergießen unterworfen, bei der ein hin- und herbewegter schachtelartiger Gießbehälter 13 verwendet wurde.
Ein Tiegel 15 und eine zylindrische Form 12 sind innerhalb einer Kammer 17 angeordnet, die durch Kuppeln mit Hilfe eines Flansches 19 zusammengesetzt ist. Das in dem Tiegel 15 geschmolzene Schmelzmaterial 20 wird mit Hilfe eines Verteilersystems 14 in den Gießbehälter 13 geleitet. Das geschmolzene Material 20 in dem Gießbehälter wird durch zahlreiche Lochbereiche 18, die in dem Gießbehälter 13 ausgebildet sind, ausgebracht, sodass es auf der inneren Wandfläche der rotierenden zylindrischen Form 12 abgelagert wird. In diesem Fall bewirkt der Mechanismus 16 zum Hin- und Herbewegen des Gießbehälters 13 eine wiederholte Hin- und Herbewegung des Gießbehälters.
Die zylindrische Form 12 hat einen Innendurchmesser von 500 mm und eine Länge von 1000 mm. Wie im Fall des Beispiels 1 wurde die Rotationsgeschwindigkeit der zylindrischen Form 12 auf 103 UpM festgesetzt, sodass eine Zentrifugalkraft von 3 G verursacht wurde. Die durchschnittliche Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials zur Abscheidung auf der Innenwand der zylindrischen Form war 0,018 cm/sec. Bei dieser Gießmethode verursacht eine Abscheidungsrate, die niedriger als der Grenzwert ist, Schwierigkeiten beim Aufrechterhalten der Temperatur des geschmolzenen Materials, neigt zum Verursachen von Schwierigkeiten, wie dem Verstopfen der Düsen 18, und verschlechtert den rauhen Zustand der Barrenoberfläche, wodurch eine Verschlechterung des Handelswerts verursacht wird. Daher wurde eine Erniedrigung der Abscheidungsrate unter den Grenzwert vermieden.
Die mittlere Dicke des erhaltenen Barrens betrug 8 mm. Die Beobachtung der Mikrostruktur des Querschnitts des Barrens zeigte, dass in einem Bereich von im Wesentlichen der Hälfte der Dicke von der freien Oberfläche aus eine große Menge von dendritischem αFe ausgeschieden war und dass die Mikrostruk tur, welche die dendritische αFe-Phase enthielt, einen Flächenanteil von 15% einnahm.
(Vergleichsbeispiel 2)
Die gleichen Ausgangsmaterialien wie sie in Beispiel 1 verwendet worden waren wurden gewogen, gemischt und geschmolzen, sodass die gleiche Zusammensetzung wie in Beispiel 1 erhalten wurde. Das Streifengießen erfolgte unter Verwendung der in 6 gezeigten Gießvorrichtung.
Speziell wurde ein in einem Tiegel 21 geschmolzenes Schmelzematerial durch den Gießbehälter 22 auf eine wassergekühlte rotierende Walze 23 aus Kupfer gegossen und verfestigte sich beim Kontakt mit der rotierenden Walze 23, wobei ein streifenartiger Barren 24 kontinuierlich hergestellt wurde, wonach grobes Zerkleinern erfolgte.
Die wassergekühlte rotierende Walze 23 aus Kupfer hatte einen Außendurchmesser von 400 mm und eine Umfangsgeschwindigkeit von 1 m/s.
Die schließlich erhaltenen Barren waren flockenartig und hatten eine durchschnittliche Dicke von 0,32 mm. Die Beobachtung der Mikrostruktur des Querschnitts eines erhaltenen Barrens zeigte, dass die dendritische αFe-Phase abwesend war. Jedoch ergab die Messung der Kristallkorngröße mit Hilfe eines Polarisationsmikroskops, dass die Kristallkörner einen durchschnittlichen Durchmesser von 26 μm, gemessen längs der kurzen Achse, und einen maximalen Durchmesser von 283 μm, gemessen längs der langen Achse, hatten. Außerdem wurde in einem Bereich des Querschnitts, der in der Nähe der Walzenoberfläche lag, eine große Menge feiner Kristallkörner beobachtet.
(Beispiel 2)
Um eine Zusammensetzung zu erhalten, in welcher die Menge von TRE weiter vermindert ist, wurden elementares Neodym, Ferrobor, Aluminium und Elektrolyteisen gewogen und gemischt, sodass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 12,4 At.-% (28,0 Masse-%), B: 5,9 At.-% (1,0 Masse-%), Al: 0,7 At.-% (0,30 Masse-%) und Rest Eisen. Das Gießen erfolgte unter Verwendung einer Vorrichtung, die der in Beispiel 1 verwendeten ähnlich war, unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1.
Während des Gießens wurde der behälterartige rotierende Körper 5 so bewegt, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des behälterartigen rotierenden Körpers 5 und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wurde, kontinuierlich zwischen 0 Grad und 25 Grad variiert wurde. Die durchschnittliche Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials war 0,004 cm/sec.
Über die Schnittfläche des Barrens nahm die die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen Flächenanteil von 3% ein und Kristallkörner mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 75 μm, gemessen längs der kurzen Achse und einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse nahmen einen prozentualen Flächenanteil von 90% ein. Die Dicke des Barrens war im Wesentlichen gleichförmig, spezifisch im Durchschnitt 10 mm.
(Beispiel 3)
Um eine Zusammensetzung zu erhalten, in der TRE weiter vermindert ist, wurden elementares Neodym, Ferrobor und Elektrolyteisen gewogen und gemischt, sodass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 11,6 At.-%, B: 5,9 At.-% und Rest Eisen. Das Gießen erfolgte unter Verwendung einer Vorrich tung, die ähnlich der in Beispiel 1 verwendeten war und unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1, mit der Ausnahme, dass der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R des behälterartigen rotierenden Körpers 5 und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wurde, kontinuierlich zwischen 0 Grad und 25 Grad variiert wurde und dass die durchschnittliche Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials 0,003 cm/sec betrug.
Die Dicke des Barrens war im Wesentlichen gleichförmig, speziell durchschnittlich 6 mm. Die 8 und 9 zeigen Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografien eines Querschnitts eines Barrens. 9 ist eine teilweise vergrößerte Ansicht der 8. 8 zeigt die Ausbildung der grauen T1-Phase, die als Matrixphase gilt, eine kleine Menge einer dendritischen αFe-Phase und die weiße tupfenartige Nd-reiche Phase, die in der Nähe der dendritischen αFe-Phase angeordnet ist und gebildet wurde, weil die Ausgewogenheit der Zusammensetzung verschlechtert war. 9 zeigt die Erzeugung der schwarzen, sehr dünnen, streifenartigen lamellenartigen αFe-Phase, die in der T1-Phase auftritt. Wie in 8 und 9 zu sehen ist, können die dendritische αFe-Phase und die lamellenartige αFe-Phase leicht voneinander unterschieden werden. Die Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthält, machte einen prozentualen Flächenanteil von 8% aus. Kristallkörner mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 78 μm, gemessen längs der kurzen Achse und einen Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse, nahmen einen prozentualen Flächenanteil von 86% ein.
(Vergleichsbeispiel 3)
Die gleichen Ausgangsmaterialien wie die in Beispiel 3 verwendeten wurden abgewogen und gemischt und geschmolzen, sodass die gleiche Zusammensetzung wie in Beispiel 3 erhalten wurde. Der Streifenguss erfolgte unter Verwendung der in Vergleichsbeispiel 2 verwendeten Gießvorrichtung. Die Umfangsgeschwindigkeit der rotierenden Walze war 1 m/s und die Menge der Zuführung des geschmolzenen Materials auf die rotierende Walze pro Zeiteinheit war 80% der des Vergleichsbeispiels 2. Flockenartige Barren mit einer durchschnittlichen Dicke von 0,25 mm wurden erhalten. 10 zeigt eine Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografie eines Querschnitts des erhaltenen Barrens. 10 zeigt die Ausbildung der als Matrixphase dienenden T1-Phase, die dendritische αFe-Phase, die tupfenartige weiße Nd-reiche Phase, die wegen einer Verschlechterung der Ausgewogenheit der Zusammensetzung gebildet wurde und die schwarze, sehr dünne, streifenartige lamellenartige αFe-Phase. Wie aus der Zeichnung ersichtlich ist wird eine große Menge der dendritischen αFe-Phase und der weißen tupfenartigen Nd-reichen Phase, die wegen einer Zerstörung der Zusammensetzungsbilanz gebildet werden, derart gebildet, dass sie in Richtung der freien Oberfläche geneigt sind. Rückstreuungs-Elektronenmikrofotografien, wie sie in 10 gezeigt sind, wurden an zehn beliebigen flockenartigen Barren aufgenommen. Die Analyse der Mikrofotografien mit Hilfe eines Bildprozessors zeigte, dass die die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen prozentualen Flächenanteil von 35% einnahm. Die Messung mit Hilfe eines Polarisationsmikroskops zeigte, dass die Kristallkörner einen durchschnittlichen Durchmesser von 25 μm, gemessen längs der kurzen Achse und einen durchschnittlichen Durchmesser von bis zu 228 μm, gemessen längs der langen Achse, hatten.
(Beispiel 4)
Elementares Neodym, Ferrobor und Elektrolyteisen wurden so abgewogen und vermischt, dass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 11,4 At.-%, B: 6,7 At.-% und Rest Eisen. Das Gießen erfolgte unter Verwendung einer Vorrichtung, die der in Beispiel 1 verwendeten ähnlich war, unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 3.
Die Dicke des Barrens war im Wesentlichen gleichförmig, speziell im Durchschnitt 6 mm. Die Beobachtung der Mikrostruktur eines Querschnitts eines Barrens mit Hilfe eines Rückstreuungs-Elektronenmikroskops zeigte die Bildung der als Matrixphase dienenden T1-Phase, die sehr dünne, streifenartige, lamellenförmige αFe-Phase, Spurenmengen der dendritischen αFe-Phase und die tupfenartige Nd-reiche Phase, die in der Gegend der dendritischen αFe-Phase angeordnet war.
Die Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthielt, nahm einen prozentualen Flächenanteil von 1% ein. Kristallkörner mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 79 μm, gemessen längs der kurzen Achse und einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse, nahmen einen prozentualen Flächenanteil von 87% ein.
Im Gegensatz zu Beispiel 3 nimmt trotz der Verminderung im Hinblick auf TRE die dendritische αFe-Phase enthaltende Mikrostruktur einen sehr geringen Flächenanteil ein. Der verständliche Grund dafür ist, dass der B-Gehalt erhöht wurde.
(Vergleichsbeispiel 4)
Die gleichen Ausgangsmaterialien wie die in Beispiel 4 verwendeten wurden so abgewogen und vermischt und geschmolzen, dass die gleiche Zusammensetzung wie in Beispiel 4 erhalten wurde.
Das Gießen erfolgte unter Verwendung der in Vergleichsbeispiel 2 verwendeten Gießvorrichtung und unter den gleichen Bedingungen wie in Vergleichsbeispiel 3.
Die durchschnittliche Dicke der erhaltenen flockenartigen Barren war 0,25 mm. Die Mikrostruktur, welche die dendritische αFe-Phase enthielt, nahm einen Flächenanteil von 14% ein, wie durch eine ähnliche Methode wie in Vergleichsbeispiel 3 erhalten wurde. Die Messung mit Hilfe einer ähnlichen Methode wie in Vergleichsbeispiel 3 zeigte, dass die Kristallkörner einen durchschnittlichen Durchmesser von 24 μm, gemessen längs der kurzen Achse, und einen durchschnittlichen Durchmesser von bis zu 225 μm, gemessen längs der langen Achse hatten.
(Beispiel 5)
Der in Beispiel 1 gegossene Barren wurde unter Verwendung einer Scheibenmühle ohne Durchführung der Wasserstoffzerkleinerung grob zerkleinert. Danach wurde ein Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3,3 μm unter Verwendung einer Strahlmühle erhalten. Das erhaltene Pulver wurde in einem horizontalen Magnetfeld von 1,5 T unter einem Druck von 1 t/cm² gepresst. Der erhaltene Pressling wurde 4 Stunden lang im Vakuum bei 1050°C gesintert. Der gebildete Sinterkörper wurde eine Stunde bei 600°C wärmebehandelt. Der wärmebehandelte Sinterkörper wurde zu einem gesinterten Magneten der Form eines 20 mm-Würfels verarbeitet. Vor dem Pulverisieren mit Hilfe der Strahlmühle wurde als Gleitmittel dienendes Zinkstearatpulver in einer Menge von 0,07 Gew.-% zugesetzt. Die hauptsächliche Zusammensetzung des Pulvers, die mit Hilfe eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines ICP-Analysegeräts gemessen wurde, war wie folgt: Nd: 12,4 At.-%, Dy: 0,6 At.-%, B: 6,0 At.-%, Al: 0,7 At.-% und Fe: Rest. Die Bewertung des gesinterten Magneten unter Verwendung eines BH-Kurventracers zeigte, dass der gesinterte Magnet die folgenden Eigenschaften hatte: Br: 1,41 T, iHc: 1114 kA/m und (BH)_max: 354 kJ/m³. Somit wurde ein Magnet mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten.
(Vergleichsbeispiel 5)
Wie im Fall des Beispiels 5 wurde der in Vergleichsbeispiel 1 gegossene Legierungsbarren unter Verwendung einer Scheibenmühle grob zerkleinert, ohne dass Wasserstoffzerkleinerung erfolgte. Danach wurde unter Verwendung einer Strahlmühle ein Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3,4 μm erhalten. Ein Sintermagnet wurde mit der gleichen Methode wie in Beispiel 5 hergestellt.
Die hauptsächliche Zusammensetzung des Pulvers, gemessen unter Verwendung eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines ICP-Analysegeräts, war wie folgt: Nd: 12,8 At.-%, Dy: 0,6 At.-%, B: 6,0 At.-%, Al: 0,7 At.-% und Fe: Rest.
Die magnetischen Eigenschaften des gesinterten Magneten, die mit Hilfe eines BH-Kurventracers gemessen wurden, waren wie folgt: Br: 1,34 T, iHc: 915 kA/m und (BH)_max: 318 kJ/m³. Somit wurde ein Magnet mit schlechten magnetischen Eigenschaften erhalten.
Zu den verständlichen Gründen dafür gehören die folgenden: da eine große Menge des in dem Legierungsbarren gebildeten dendritischen αFe wahrscheinlich nicht pulverisiert werden kann, verbleibt eine bestimmte Menge an dendritischem αFe in der Mahlvorrichtung wodurch die Zusammensetzung des durch Pulverisieren erhaltenen Pulvergemisches in Richtung der Seite von hohem TRE verschoben wird. Außerdem ist in dem Pulver eine große Menge von dendritischem αFe enthalten, wodurch Störung des Magnetfelds in dem Formhohlraum während des Pressens im Magnetfeld verursacht wird, mit dem Ergebnis, dass der Grad der bevorzugten Orientierung verschlechtert wird. In dem Sinterkörper verbleibendes αFe verursachte außerdem eine Verschlechterung der Squareness (Rechtwinkeligkeit).
(Vergleichsbeispiel 6)
Wie im Fall von Beispiel 5 wurde der in Vergleichsbeispiel 2 gegossene Legierungsbarren mit Hilfe einer Scheibenmühle grob zerkleinert, ohne dass die Wasserstoffzerkleinerung angewendet wurde. Danach wurde unter Verwendung einer Strahlmühle ein Pulver mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 3,3 μm erhalten. Ein Sintermagnet wurde mit Hilfe der gleichen Methode wie in Beispiel 5 hergestellt.
Die Hauptzusammensetzung des Pulvers, die mit Hilfe einer Röntgenfluoreszenz-Analysevorrichtung und einer ICP-Analysevorrichtung gemessen wurde, war wie folgt: Nd: 12,4 At.-%, Dy: 0,6 At.-%, B: 6,0 At.-%, Al: 0,7 At.-% und Fe: Rest.
Der Magnet hatte folgende Eigenschaften: Br: 1,34 T, iHc: 1154 kA/m und (BH)_max: 332 kJ/m³.
Der Grund dafür wird wie folgt angenommen. Da eine große Anzahl an Pulverteilchen, die keine Einkristalle sind, d.h. die Korngrenzen haben, enthalten sind, wurde der Grad der bevorzugten Orientierung verschlechtert.
Die Ergebnisse zeigen, dass durch die kleinere Kristallkorngröße eine Remanenz und ein magnetisches Energieprodukt er halten wurden, die gegenüber denen des Beispiels 1 verschlechtert waren.
(Beispiel 6)
Elementares Neodym, elementares Dysprosium, Ferrobor, Aluminium, Elektrolytkobalt, Kupfer und Elektrolyteisen wurden so abgewogen und vermischt, dass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 16,8 At.-%, Dy: 5,7 At.-%, B: 6,8 At.-%, Al: 0,8 At.-%, Co: 3,1 At.-%, Cu: 0,6 At.-% und Rest Eisen. Das gebildete Gemisch wurde in einem Aluminiumoxidtiegel in einer Argonatmosphäre mit Hilfe eines Hochfrequenz-Induktionsschmelzofens geschmolzen. Das resultierende geschmolzene Gemisch wurde mit Hilfe einer Kastenform aus Eisen (box-mold) gegossen, wobei ein Barren mit einer Dicke von 30 mm erhalten wurde.
Dieser Barren wurde zu Stücken einer Größe von nicht mehr als 5 mm zerkleinert, um als Grenzphasenlegierung verwendet zu werden. Der Barren des Beispiels 2 wurde zu Stücken einer Größe von nicht mehr als 5 mm grob zerkleinert, um als Hauptphasenlegierung verwendet zu werden. Danach wurden die Teilchen der Hauptphasenlegierung und die Teilchen der Grenzphasenlegierung in einem Gewichtsverhältnis von 80:20 gemischt. Das resultierende Gemisch wurde der Wasserstoffzerkleinerung unterworfen, in einer Stickstoffgasatmosphäre mit Hilfe einer Brown-Mühle zerkleinert und mit einer Strahlmühle in gasförmigem Stickstoff pulverisiert. Das resultierende Pulver wurde in einer Stickstoffatmosphäre unter Verwendung eines Mischers des V-Typs ausreichend gemischt, wobei ein Pulver mit einer Teilchengröße von 3,2 μm, gemessen durch FSSS, erhalten wurde. Vor der Zerkleinerung mit Hilfe der Brown-Mühle wurde als Gleitmittel dienendes pulverisiertes Zinkstearat in einer Menge von 0,07 Gew.-% zugesetzt.
Die Hauptzusammensetzung des Mischpulvers, gemessen mit Hilfe eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines ICP-Analysegeräts, war wie folgt: Nd: 13,0 At.-%, Dy: 1,0 At.-%, B: 6,1 At.-%, Al: 0,7 At.-%, Co: 0,6 At.-%, Cu: 0,1 At.-% und Fe: Rest.
Das Pulvergemisch wurde in einem Magnetfeld von 1,5 T unter einem Druck von 1 t/cm² gepresst. Der resultierende Pressling wurde 4 Stunden lang im Vakuum bei 1050°C gesintert. Der erhaltene Sinterkörper wurde 1 Stunde bei 520°C wärmebehandelt. Der wärmebehandelte Sinterkörper wurde zu einem Sintermagneten verarbeitet, der die Form eines 20 mm-Würfels hatte.
Die magnetischen Eigenschaften des Sintermagneten wurden mit Hilfe eines BH-Kurventracers gemessen, wobei sich zeigte, dass der Sintermagnet die folgenden Eigenschaften hatte: Br: 1,32 T, iHc: 1321 kA/m und (BH)_max: 330 kJ/m³. Somit wurde ein Magnet mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten.
(Beispiel 7)
Elementares Neodym, elementares Dysprosium, Aluminium, Elektrolytkobalt, Kupfer und Elektrolyteisen wurden so abgewogen und gemischt, dass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 34,0 At.-%, Dy: 4,2 At.-%, Al: 7,5 At.-%, Co: 5,7 At.-%, Cu: 1,1 At.-% und Rest Fe. Das resultierende Gemisch wurde dem Schleudergießen unter Verwendung der in Vergleichsbeispiel 1 verwendeten Gießvorrichtung unter den gleichen Bedingungen wie in Vergleichsbeispiel 1 unterworfen, wobei ein Barren mit einer Dicke von 8 mm erhalten wurde.
Dieser Barren wurde grob zu Teilchen einer Größe von nicht mehr als 5 mm zur Verwendung als Grenzphasenlegierung zerkleinert. Der Barren des Beispiels 4 wurde grob zu Teilchen einer Größe von nicht mehr als 5 mm zerkleinert, um als Hauptphasenlegierung verwendet zu werden. Danach wurden die Teilchen der Hauptphasenlegierung und die Teilchen der Grenzphasenlegierung abgewogen und in einem Gewichtsverhältnis von 87:13 vermischt. Das resultierende Gemisch wurde der Wasserstoffzerkleinerung unterworfen, mit Hilfe einer Brown-Mühle in einer Stickstoffgasatmosphäre zerkleinert und mit Hilfe einer Strahlmühle in gasförmigem Stickstoff pulverisiert. Das resultierende Pulver wurde in einer Stickstoffatmosphäre ausreichend mit Hilfe einer Mischvorrichtung des V-Typs gemischt, wobei ein Pulver mit einer Teilchengröße von 3,2 μm, bestimmt durch FSSS, erhalten wurde. Vor dem Zerkleinern mit Hilfe der Brown-Mühle wurde als Gleitmittel dienendes Zinkstearatpulver in einer Menge von 0,07 Gew.-% zugesetzt.
Die hauptsächliche Zusammensetzung des abgewogenen und gemischten Pulvers, gemessen mit Hilfe eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines ICP-Analysegeräts war wie folgt: Nd: 13,4 At.-%, Dy: 0,4 At.-%, B: 6,0 At.-%, Al: 0,7 At.-%, Co: 0,5 At.-%, Cu: 0,1 At.-% und Fe: Rest. Das Pulvergemisch wurde in einem Magnetfeld von 1,5 T unter einem Druck von 1 t/cm² gepresst. Der gebildete Pressling wurde 4 Stunden im Vakuum bei 1080°C gesintert und der gebildete Sinterkörper wurde 1 Stunde bei 520°C wärmebehandelt. Der wärmebehandelte Sinterkörper wurde zu einem gesinterten Magneten verarbeitet, der die Form eines 20 mm-Würfels hatte.
Die magnetischen Eigenschaften des Sintermagneten, gemessen mit Hilfe eines BH-Kurventracers, zeigten, dass der Sintermagnet folgende Eigenschaften hatte: Br: 1,35 T, iHc: 1050 kA/m und (BH)_max: 343 kJ/m³. Somit wurde ein Magnet mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten.
(Vergleichsbeispiel 7)
Der in Vergleichsbeispiel 4 gegossene Legierungsbarren wurde als Hauptphasenlegierung verwendet und der mit Hilfe der Schleudergießmethode des Beispiels 7 gegossene Legierungsbarren wurde als Grenzphasenlegierung verwendet. Diese Legierungen wurden mit ähnlichen Methoden wie denen des Beispiels 7 vermischt und pulverisiert.
Die Hauptzusammensetzung des Mischpulvers, gemessen mit Hilfe eines Röntgenfluoreszenz-Analysegeräts und eines ICP-Analysegeräts, war wie folgt: Nd: 13,8 At.-%, Dy: 0,4 At.-%, B: 6,1 At.-%, Al: 0,7 At.-%, Co: 0,5 At.-%, Cu: 0,1 At.-% und Fe: Rest. Aus dem Pulvergemisch wurde mit Hilfe einer ähnlichen Methode wie der des Beispiels 7 ein Sintermagnet hergestellt.
Die magnetischen Eigenschaften des Sintermagneten, die mit Hilfe eines BH-Kurventracers gemessen wurden, zeigten, dass der Sintermagnet folgende Eigenschaften hatte: Br: 1,32 T, iHc: 1044 kA/m und (BH)_max: 321 kJ/m³. Somit wurde ein Magnet mit schlechten magnetischen Eigenschaften erhalten.
Die verständlichen Gründe dafür umfassen die folgenden: da eine große Menge an der in dem Legierungsbarren gebildeten dendritischen αFe wahrscheinlich nicht pulverisiert werden kann, verblieb eine bestimmte Menge an dendritischem αFe in der Pulverisiervorrichtung wodurch die Zusammensetzung des durch Pulverisieren erhaltenen Pulvergemisches in Richtung von hohem TRE verschoben wurde und außerdem ist in dem Pulver eine große Menge an dendritischem αFe enthalten, wodurch während des Pressens im Magnetfeld eine Störung der Verteilung des Magnetfelds in dem Formhohlraum verursacht wird und infolgedessen der Grad der bevorzugten Orientierung verschlechtert wird.
(Beispiel 8)
La-reiches Mischmetall, Ce-reiches Mischmetall, Elektrolytnickel, Elektrolytkobalt, Aluminium und Elektrolytmangan wurden abgewogen und so vermischt, dass eine Wasserstoffspeicherlegierung mit folgender Zusammensetzung erhalten wurde: La: 9,2 At.-% (19,0 Masse-%), Ce: 4,5 At.-% (9,4 Masse-%), Pr: 0,4 At.-% (0,9 Masse-%), Nd: 1,3 At.-% (2,8 Masse-%), Co: 8,5 At.-% (7,5 Masse-%), Al: 11,9 At.-% (4,8 Masse-%), Mn: 8,8 At.-% (7,2 Masse-%), und Rest Ni. Unter Verwendung des resultierenden Gemisches erfolgte das Gießen unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1, wobei die in 1 gezeigte Vorrichtung verwendet wurde.
Die Beobachtung der Mikrostruktur eines Querschnitts zeigte, dass keine Segregationsphase mit hohem Mn-Gehalt beobachtet wurde, was anzeigte, dass die Mikrostruktur gleichförmig war.
(Vergleichsbeispiel 8)
Eine Legierung mit der gleichen Zusammensetzung wie die des Beispiels 8 wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Vergleichsbeispiel 1 unter Verwendung der konventionellen CC-Vorrichtung, die in 5 gezeigt ist, gegossen.
Die Beobachtung der Mikrostruktur des Querschnitts eines Barrens zeigte, dass eine maschenartige Mn-Segregationsphase über den gesamten Querschnitt gebildet war, was anzeigte, dass die Mikrostruktur ungleichförmig war.
(Beispiel 9)
Elementares Neodym, Ferrobor, Elektrolytkobalt, Gallium, Ferrozirkon, und Elektrolyteisen wurden abgewogen und so vermischt, dass die folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Nd: 12,6 At.-% (28,1 Masse-%), B: 6,5 At.-% (1,09 Masse-%), Co: 17,3 At.-% (15,8 Masse-%), Ga: 0,3 At.-% (0,32 Masse-%), Zr: 0,1 At.-% (0,14 Masse-%), und Rest Fe. Zum Gießen wurde die Gießvorrichtung gemäß 1 verwendet.
Die Gießbedingungen waren die gleichen wie die in Beispiel 1, mit der Ausnahme, dass die durchschnittliche Abscheidungsrate des geschmolzenen Materials 0,005 cm/sec betrug und dass die zylindrische Form längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt wurde.
Der erhaltene Legierungsbarren hatte eine gleichförmige Dicke von etwa 10 mm. Fast die gesamte Mikrostruktur des Querschnitts des Legierungsbarrens, ausgenommen lediglich ein kleiner Teil der Gießoberfläche, bestand aus säulenförmigen Kristallen. Die Beobachtung der Mikrostruktur im Schnitt durch ein Rückstreuungs-Elektronenmikroskop zeigte, dass die dendritische αFe-Phase vollständig fehlte. Die Messung der Korngröße unter Verwendung eines Polarisationsmikroskops zeigte, dass Körner mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 83 μm, gemessen längs der kurzen Achse, und einem Durchmesser von nicht weniger als 1000 μm, gemessen längs der langen Achse, einen Flächenanteil von 88% einnahmen, was zeigte, dass die Kristallkörner eine Größe haben, die als Material für eine HDDR anisotrope gebondete Magnetlegierung geeignet sind.
Dieses gegossene Produkt wurde zerkleinert und dann der HDDR-Behandlung unterworfen, ohne dass zur Homogenisierung getempert wurde. Für die HDDR-Behandlung wurde die Temperatur in einer Wasserstoffatmosphäre von 1 atm von Raumtemperatur auf 850°C erhöht und zwei Stunden bei 850°C gehalten. Während die Temperatur von 850°C aufrechtgehalten wurde, wurde danach in dem Ofen ein Vakuum ausgebildet und 30 Minuten aufrechterhal ten. Dann wurde Argon in den Ofen eingeleitet und die Temperatur wurde rasch auf Raumtemperatur erniedrigt. Das der HDDR-Behandlung unterworfene Pulver wurde mit Hilfe einer Scheibenmühle auf eine durchschnittliche Teilchengröße von 200 μm zerkleinert. Das erhaltene Pulver wurde mit 2,5 Masse-Epoxyharz vermischt. Das erhaltene Gemisch wurde in einem Magnetfeld unter einem Druck von 6 t/cm² gepresst. Dann wurde das Harz eine Stunde bei 150°C gehärtet, wobei ein gebondeter Magnet erhalten wurde.
Die Magneteigenschaften, die an dem HDDR-behandelten Pulver beobachtet wurden, waren wie folgt: Br: 1,35 T, iHc: 987 kA/m und (BH)_max: 319 kJ/m³. Die Eigenschaften eines aus dem Pulver gebildeten gebondeten Magneten waren wie folgt: Br: 1,02 T, iHc: 955 kA/m und (BH)_max: 177 kJ/m³. Da der Barren die optimale Mikrostruktur zur Herstellung eines HDDR-Magneten annimmt, wurden gute magnetische Eigenschaften selbst ohne Anwendung der Temperung erreicht.
(Beispiel 10)
Titan, Aluminium, und Vanadium wurden gewogen und so vermischt, dass folgende Zusammensetzung erhalten wurde: Al: 6 At.-%, V: 4 At.-%, und Rest: Ti. Der Versuch wurde unter Verwendung der in 3 und 4 gezeigten Vorrichtung durchgeführt. Das Gemisch wurde in einem Lichtbogenschmelzofen geschmolzen. Das resultierende geschmolzene Material wurde zu einer säulenförmigen Gestalt mit einem Durchmesser von 5 cm verformt, wobei ein metallhaltiger Materialkörper 25 gebildet wurde. Der so erhaltene säulenförmige Barren wurde an dem Rotationsantriebsmechanismus 9 angebracht. Während ein Plasmalichtbogen von 75 kW auf den säulenförmigen Barren einwirkte wurde der Barren bei 1200 UpM rotiert. Die Rotationsachse der zylindrischen Form 4 aus Kupfer mit einem Durchmesser von 750 mm war in vertikaler Richtung angeordnet und bildete einen Winkel von 20 Grad gegenüber der Rotationsachse R des säulenförmigen Barrens. Die Form wurde so rotiert, dass die Innenwand der Form eine Umfangsgeschwindigkeit von 30 m/s annahm.
Das Gießen erfolgte mit Hilfe dieser Methode, wobei ein bandartiger Barren mit einer Dicke von 60 μm erhalten wurde.
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Das erfindungsgemäße Gießverfahren kann unter anderem vermeiden, dass ein Abfall der Temperatur eines geschmolzenen Materials während des Gießens erfolgt und kann eine Verminderung der durchschnittlichen Abscheidungsrate erreichen. Somit kann die Verfestigungs-Kühlrate in der Hochtemperaturregion stark erhöht werden.
Erfindungsgemäß kann der Neigungswinkel θ, der durch die Rotationsachse R und die Rotationsachse L der zylindrischen Form gebildet wird, während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variiert werden oder die zylindrische Form kann während der Abscheidung des geschmolzenen Materials längs der Rotationsachse L hin- und herbewegt werden. Dadurch wird die Dicke eines Barrens in einem höheren Grad gleichförmig und es kann eine Legierung mit ausgezeichneter Mikrostruktur erhalten werden.
Mit Hilfe der vorliegenden Erfindung kann beispielsweise eine Seltenerdmagnetlegierung des R-T-B-Typs, die frei von dendritischer αFe-Phase ist, gebildet werden, selbst wenn der TRE-Gehalt kleiner als bei der Herstellung mit Hilfe der Streifengießmethode ist. Da außerdem der Kristallkorndurchmesser, gemessen längs der langen Achse, erhöht werden kann, kann ein Gießverfahren realisiert werden, welches sich zur Herstellung von Hochleistungs-Magnetlegierungen und anisotropen gebondeten HDDR-Magnetlegierungen eignet. Es kann außerdem ein Barren aus einem Metall mit hohem Schmelzpunkt, wofür ein typisches Beispiel Ti ist, einer Legierung oder intermetallischen Verbindung, die ein solches Metall mit hohem Schmelzpunkt enthält, oder einer Mischmetall-Übergangsmetall-Wasserstoffspeicherlegierung hergestellt werden, die eine kleine Menge der Mn-Segregationsphase aufweist, im Gegensatz zu dem konventionellen Verfahren, bei dem Schwierigkeiten beim Gießen dieser Materialien auftreten.
Die vorliegende Erfindung kann auch in anderen spezifischen Formen verwirklicht werden, ohne von dem Umfang der Ansprüche abzuweichen. Die vorliegende Ausführungsform ist daher in jeder Hinsicht als beispielhaft anzusehen und nicht als beschränkend, wobei der erfindungsgemäße Bereich durch die beigefügten Patentansprüche angezeigt wird, und nicht durch die vorstehende Beschreibung und daher sollen alle Änderungen, die unter die Bedeutung und den Bereich der Äquivalenz der Ansprüche fallen, von diesen umfasst werden.

Claims

Schleudergießverfahren, umfassend die Schritte des Gießens eines geschmolzenen Materials auf einen rotierenden Körper (5); Verspritzen des geschmolzenen Materials durch die Wirkung der Rotation des rotierenden Körpers (5); und Veranlassen, dass sich das gespritzte geschmolzene Material auf einer inneren Oberfläche einer rotierenden zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, wobei eine Rotationsaxe R des rotierenden Körpers (5) und eine Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) nicht parallel zueinander verlaufen gelassen werden.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei der rotierende Körper (5) die Form eines Behälters mit einem Bodenteil und einer Seitenwand annimmt, wobei die Seitenwand einen darin gebildeten Lochbereich aufweist, und das geschmolzene Material in einen Öffnungsbereich des behälterartigen rotierenden Körpers gegossen wird, um so das geschmolzene Material durch den Lochbereich zu verspritzen.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei der rotierende Körper (5) und die zylindrische Form (4) in der gleichen Richtung rotieren.
Schleudergießverfahren, umfassend die Schritte des Schmelzens eines Körpers (25) aus einem metallhaltigen Material durch Anwendung von Wärme unter Rotieren des Materialkörpers; Verspritzen des geschmolzenen Materials durch die Rotationswirkung; und Veranlassen, dass sich das gespritzte geschmolzene Material auf einer inneren Oberfläche einer rotierenden zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, wobei eine Rotationsaxe R des Körpers (25) aus metallhaltigem Material und eine Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) nicht parallel zueinander verlaufen gelassen werden.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 4, wobei der Körper aus metallhaltigem Material (25) und die zylindrische Form (4) in der gleichen Richtung rotieren.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei das geschmolzene Material einer Kraft von nicht weniger als 1 G, die durch die Rotation des rotierenden Körpers (5) hervorgerufen wird, ausgesetzt wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 4, wobei das geschmolzene Material einer Kraft von nicht weniger als 1 G, die durch Rotation des Körpers aus metallhaltigem Material (25) hervorgerufen wird, ausgesetzt wird.
Schleudergießverfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 4, wobei das geschmolzene Material einer Zentrifugalkraft von nicht weniger als 3 G, die durch Rotation der zylindrischen Form (4) hervorgerufen wird, ausgesetzt wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei ein durch die Rotationsaxe R des rotierenden Körpers (5) und die Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) gebildeter Neigungswinkel θ im Bereich von 5 Grad bis 40 Grad liegt.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 4, wobei ein durch die Rotationsaxe R des Körpers aus metallhaltigem Material (25) und der Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) gebildeter Neigungswinkel θ im Bereich von 5 Grad bis 40 Grad liegt.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei, wenn veranlasst wird, dass sich das geschmolzene Material auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, eine durchschnittliche Abscheidungsgeschwindigkeit nicht größer als 0,015 cm/sec beträgt.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei, wenn veranlasst wird, dass sich das geschmolzene Material auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, eine durchschnittliche Abscheidungsgeschwindigkeit nicht größer als 0,010 cm/sec beträgt.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei, wenn veranlasst wird, dass sich das geschmolzene Material auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, eine durchschnittliche Abscheidungsgeschwindigkeit nicht größer als 0,005 cm/sec beträgt.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei, wenn sich das geschmolzene Material auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheidet und verfestigt, die durchschnittliche Oberflächentemperatur eines Blocks 0,4 T bis 0,8 T beträgt, wobei T (K) die Verfestigungsbeginntemperatur des geschmolzenen Materials ist.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei ein durch die Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und die Rotationsaxe R des rotierenden Körpers (5) gebildeter Neigungswinkel θ während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variiert wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 4, wobei ein durch die Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und die Rotationsaxe R des Körpers aus metallhaltigem Material (25) gebildeter Neigungswinkel θ während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variiert wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der rotierende Körper (5) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt wird/werden.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 4, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der Körper aus metallhaltigem Material (25) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt wird/werden.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 15, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der rotierende Körper (5) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt wird/werden.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 16, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der Körper aus metallhaltigem Material (25) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt wird/werden.
Schleudergießverfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 4, wobei eine Seltenerdmagnetlegierung gegossen wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 21, wobei die Seltenerdmagnetlegierung als Seltenerdelemente ein oder mehrere Element(e) enthält, das/die aus Nd, Pr und Dy ausgewählt ist/sind.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 22, wobei die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehrere aus Nd, Pr und Dy ausgewählte Elemente in einer Gesamtmenge von 11,0 At.-% bis 15,2 At.-% enthält.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 22, wobei die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehrere aus Nd, Pr und Dy ausgewählte Elemente in einer Gesamtmenge von 11,8 At.-% bis 14,4 At.-% enthält.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 22, wobei die Seltenerdmagnetlegierung ein oder mehrere aus Nd, Pr und Dy ausgewählte Elemente in einer Gesamtmenge von 11,8 At.-% bis 13,5 At.-% enthält.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 21, wobei eine R-T-B-Typ-Seltenerdmagnetlegierung (R: Seltenerdelemente, einschließlich mindestens eines Elements, ausgewählt aus Nd, Pr und Dy; und T: Übergangsmetalle, einschließlich Fe) gegossen wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei eine Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung gegossen wird.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 27, wobei die Seltenerdwasserstoffspeicherlegierung eine Mischmetall-Nickel-Legierung ist.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 1 oder 4, wobei ein Metall, eine Legierung oder eine intermetallische Verbindung, das/die gegossen werden soll, einen Schmelzpunkt oder eine Verfestigungsbeginntemperatur von 1400°C oder höher aufweist.
Schleudergießverfahren nach Anspruch 29, wobei ein zu gießendes Metall, eine zu gießende Legierung oder eine zu gießende intermetallische Verbindung Ti enthält.
Verfahren zur Herstellung einer Seltenerdmagnetlegierung, gekennzeichnet durch Hitzebehandeln einer durch das Schleudergießverfahren nach Anspruch 21 erhaltenen Seltenerdmagnetlegierung bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 1150°C.
Verfahren zur Herstellung eines Seltenerdmagnetlegierungspulvers, gekennzeichnet durch Zerkleinern einer durch das in Anspruch 21 beschriebene Schleudergießverfahren erhaltenen Seltenerdmagnetlegierung, oder durch Hitzebehandeln der Seltenerdmagnetlegierung bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1150°C, gefolgt von einer Zerkleinerung.
Schleudergießvorrichtung, umfassend eine rotierbare zylindrische Form (4), wobei die Schleudergießvorrichtung dadurch gekennzeichnet ist, dass sie einen rotierenden Körper (5) umfasst, der sich innerhalb der zylindrischen Form (4) befindet; sowie eine Zufuhrvorrichtung zum Gießen eines geschmolzenen Materials auf den rotierenden Körper (5), wobei der rotierende Körper (5) derart angeordnet ist, dass eine Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und eine Rotationsaxe R des rotierenden Körpers (5) nicht parallel zueinander verlaufen, wobei das auf den rotierenden Körper (5) gegossene, geschmolzene Material durch die Rotationswirkung des rotierenden Körpers (5) verspritzt wird und auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheiden und verfestigen gelassen wird.
Schleudergießvorrichtung, umfassend eine rotierbare zylindrische Form (4), wobei die Schleudergießvorrichtung dadurch gekennzeichnet ist, dass sie einen Rotationsantriebsmechanismus (9) umfasst, woran ein Körper eines metallhaltigen Materials (25) derart angebracht ist, dass sich mindestens ein Ende des Körpers aus metallhaltigem Material (25) innerhalb der zylindrischen Form (4) befindet, und der zur Rotation des Körpers aus metallhaltigem Material (25) ausgelegt ist; sowie eine Schmelzvorrichtung zum Schmelzen des Körpers aus metallhaltigem Material (25) durch Bildung eines Bogens oder Plasmabogens (27), wobei eine Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und eine Rotationsaxe R des Körpers aus metallhaltigem Material (25) so angeordnet sind, dass sie nicht parallel zueinander verlaufen, wobei das geschmolzenes Metall enthaltende Material durch die Rotationswirkung des Körpers aus metallhaltigem Material (25) verspritzt wird und sich auf einer inneren Wand der zylindrischen Form (4) abscheiden und verfestigen gelassen wird.
Schleudergießvorrichtung nach Anspruch 33, wobei ein durch die Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und die Rotationsaxe R des rotierenden Körpers (5) gebildeter Neigungswinkel θ während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variierbar ist.
Schleudergießvorrichtung nach Anspruch 34, wobei ein durch die Rotationsaxe L der zylindrischen Form (4) und die Rotationsaxe R des Körpers aus metallhaltigem Material (25) gebildeter Neigungswinkel θ während der Abscheidung des geschmolzenen Materials variierbar ist.
Schleudergießvorrichtung nach Anspruch 33, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der rotierende Körper (5) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt werden kann/können.
Schleudergießvorrichtung nach Anspruch 34, wobei die zylindrische Form (4) und/oder der Körper aus metallhaltigem Material (25) während der Abscheidung des geschmolzenen Materials entlang der Rotationsaxe L hin- und herbewegt werden kann/können.