添加铌对铜模吸铸Nd9Fe81-x-yTi4C2BxNby（x=11,13,15;y=0,4）合金铸态组织及其晶化行为的影响

采用铜模吸铸制备了厚度为0.8 mm,成分为Nd9Fe81-x-yTi4C2BxNby(x=11,13,15;y=0,4)的Nd2Fe14B/Fe3B型纳米复合永磁合金块体样品,研究了添加Nb对合金铸态组织及其晶化行为的影响,并测试了其磁性能。结果表明:在合金中添加4%(原子分数)Nb元素,不仅能抑制吸铸样品表面Nd2Fe23B3软磁性相、Nd1.1Fe4B4非磁性相和未知相的形成,导致Nd2Fe14B,Fe3B和α-Fe相的相对量增加,而且促使样品内部在非晶基体上形成了少量的Nd2Fe14B和α-Fe,Fe3B纳米晶。添加了Nb的合金吸铸样品表现出一定的硬磁性,其中Nd9Fe66Ti4C2B15Nb4吸铸样品具有最高的矫顽力(Hci=116.66 k A·m-1);添加4%(原子分数)Nb使得合金在晶化过程中由原来的异相同温一步晶化转变为两步晶化,且初始晶化温度Tx均明显降低,两个放热峰的ΔTpx均增大。     

添加镝的Nd-Fe-B纳米晶单相合金的微结构与磁性能研究

采用单辊快淬法制备了Nd12.3-xDyxFe79.7Zr0.8Nb0.8Cu0.4B6.0(x=0,0.5,1.5,2.5)合金纳米晶单相永磁薄带,研究了合金薄带晶化处理后,成分、组织结构与磁性能之间的关系.X射线衍射分析(XRD)表明,淬态合金主要由非晶相和Nd2Fe14B相组成,完全晶化后由Nd2Fe14B相和少量α-Fe组成.高分辨透射电镜(HRTEM)分析表明,经充分退火后,Nd2Fe14B晶体完整,晶粒间几乎没有边界相.随着Dy含量增加,晶粒尺寸细化,矫顽力大幅提高.x=0.5合金综合磁性能最佳,经过700℃晶化处理10min后,其磁性能为Jr=1.09 T,Hci=1048kA·m-1,(BH)max=169.5 kJ·m-3.     

淬速和热处理对纳米双相Nd2Fe14B/α-Fe磁体的性能和微结构的影响

用熔体快淬法制备了高性能纳米双相耦合Nd2Fe14B/α-Fe磁体, 研究了快淬速率和热处理工艺对其磁性能和微结构的影响. 实验结果表明, 控制快淬速率在12 m*s-1时, 可直接得到显微组织均匀、α-Fe相粒子细小且均匀分布的纳米双相耦合Nd2Fe14B/α-Fe磁体. 低温退火处理后可消除由少量非晶相带来的成分不均匀性, 其最高磁性能为iHc=432.2 kA*m-1, Jr=1.08 T, (BH)max=115 kJ*m-3. 快淬速率提高, 非晶相体积分数增加, 在高温晶化热处理时软硬磁相析出不均匀, 个别α-Fe相粒子奇异长大, 尺寸达到100 nm左右, 这不利于软硬磁相间的交换耦合作用, 有损磁性能.     

声化学-SPS制备Nd2Fe14B/α-Fe双相复合磁体的结构与性能

利用超声波分解Fe(CO)5,分解产物通过非均相沉淀获得Nd2Fe14B/Fe双相复合磁粉,采用放电等离子烧结技术(Spark Plasma Sintering,SPS)制备出致密的Nd2Fe14B/α-Fe双相复合磁体.研究发现,伴随着软磁相Fe名义含量的增加,硬磁相Nd2Fe14B颗粒表面包覆的纳米Fe颗粒明显增加,包覆更加均匀,双相复合磁体的最大磁能积(BH)m和剩磁Br逐渐增大,在Fe名义含量为15%时获得最佳磁性能:(BH)m=128.2 kJ·m-3(16.1 MGOe),Br=0.92 Hcj=607.35 kA·-1.当Fe名义含量超过15%时,纳米Fe在Nd2Fe14B颗粒表面团聚现象加剧,致使磁能积和剩磁下降.     

铌和锆对(Nd,Pr)2Fe14B/α-Fe快淬合金晶化和磁性能的影响

研究了Nb和Zr添加对快淬纳米双相(Nd,Pr)2Fe14B/α-Fe合金晶化行为和磁性能的影响. 结果表明 (Nd0.4Pr0.6)8.5Fe85.5B6合金非晶晶化时, 在α-Fe相初始晶化后, 出现了(Nd,Pr)3Fe62B14亚稳相, 最终亚稳相分解形成(Nd,Pr)2Fe14B和α-Fe两相组织; (Nd0.4Pr0.6)8.5Fe84.5Nb0.5Zr0.5B6非晶晶化时, 同时析出α-Fe相和(Nd,Pr)2Fe14B相. 这说明添加Nb和Zr可避免亚稳相的形成并细化晶粒, 最大磁能积(BH)max从复合添加前的107.5上升到143.6 kJ·m-3. 而且, Nb和Zr原子在非晶晶化过程中可以部分取代Nd和Pr的晶位, 使稀土原子可以参与形成更多的硬磁相, 进一步提高了内禀矫顽力iHc. 合金(Nd0.4Pr0.6)8.5Fe84.5Zr0.5Nb0.5 B6经690 ℃退火10 min后磁性能最优, Br=1.10 T, iHc=534.2 kA·m-1, (BH)max=143.6 kJ·m-3.     

镨元素对(Nd,Pr)10.5(FeCoZr)83.5B6合金显微结构和磁性能的影响

研究了稀土元素Pr对快淬(Nd1-xPrx)10.5(FeCoZr)83.5B6(x=0,0.2,0.4,0.6,0.8,1.0)合金显微组织结构和粘结磁体磁性能的影响。通过部分过快淬获得由非晶和微晶共同组成的条屑,在实验优化的退火条件下晶化处理后,制备出最佳磁性能的系列粘结磁体。随Pr含量的增加,磁体的内禀矫顽力Hci单调上升,剩磁Br单调下降,(BH)m在x=0.6～0.8处达到最大值70.6kJ·m-3。Pr元素使合金非晶态的晶化转变温度和转化能降低,合金的显微组织结构变得较粗大和较不均匀,从而使快淬粘结磁体剩磁降低,但Pr2Fe14B化合物较高的磁晶各向异性场使磁体的内禀矫顽力提高。     

添加钛和碳对Nd9.4Fe79.6B11合金晶化方式、显微结构和磁性能的影响

研究了Ti和C添加对Nd9.4Fe79.6-xTixB11-yCy(x=0,1,2,4,6;y=0.5,1.5,3)合金晶化方式、显微结构和磁性能的影响规律。结果表明,适量Ti和C添加改变了合金的晶化方式,使-αFe相和Nd2Fe14B相同时从Nd9.4Fe75.6Ti4B10.5C0.5非晶基体中析出,避免了先析出相晶粒的长大,利于获得细小均匀的显微结构。适量Ti和C添加的Nd-Fe-B-Ti-C非晶合金在退火过程中易析出细小弥散的TiC和TiB2相,可作为形核质点促进形核,且可抑制晶粒长大,最终形成细小均匀的显微结构。综合性能较佳的Nd9.4Fe75.6Ti4B10.5C0.5合金退磁曲线具有优异的方形度,最佳退火条件下合金薄带的剩磁Br为0.91 T,矫顽力iHc为976 kA.m-1,磁能积(BH)max达135 kJ.m-3。文章最后对Ti和C添加合金微结构的形成机制进行了探讨。     

复合添加合金元素对纳米双相Nd2Fe14B/α-Fe永磁体微观结构和磁性能的影响

采用正交实验法系统地研究了复合添加合金元素Ga ,Nb ,Zr,Hf和Pr对纳米双相Nd9-xPrxFe86 .5-y -z -m -nGayNbzZrmHfnB4 .5(x =0 ,2 2 5 ;y ,z ,m ,n =0 .5 ,1.0 )快淬带微观结构和磁性能的影响。结果表明 :复合添加合金元素可以大大地降低Nd2 Fe1 4B和α Fe相的晶粒尺寸 ,并促使快淬带在低辊速下非晶化 ;在退火后样品带中 ,没有发现晶粒的不均匀长大 ,但大量添加合金元素会导致晶粒形貌不够理想。另一方面 ,由于各元素间的交互作用 ,复合添加合金元素使磁性能的变化规律非常复杂。实验发现 ,当Nb的含量为 0 .5 %时 ,增加Pr和Ga的添加量并降低Zr和Hf的添加量可以明显地改善磁性能。成分为Nd2 .2 5Pr6 .75Fe84 .5Ga1 .5Nb0 .5B4 .5的合金 ,在 15m·s- 1 辊速下获得的最佳磁性能为Jr=1.0 5 3T ,iHc=5 3 0 .9kA·m- 1 ,(BH) max=12 4kJ·m- 3。     

Nd60Fe20Al8Co10B2大块非晶合金晶化过程中的结构及磁性能变化

利用吸铸的方法制备了Nd60Fe20Al8Co10B2大块非晶合金。采用示差扫描量热法(DSC)，X射线衍射(XRD)，扫描电子显微镜(SEM)和振动样品磁强计(VSM)研究了Nd60Fe20Al8Co10B2大块非晶合金在晶化过程中的微观结构及磁性能的变化情况。Nd60Fe20Al8Co10B2大块非晶合金在低于723K退火时，富Nd相和富Fe相的析出对于合金的矫顽力影响不大。但是，富Fe相的长大使合金的饱和磁化强度和剩磁下降明显。合金完全晶化后，硬磁性迅速消失。     

硼对硬磁性Nd60Fe20Al10Co10大块非晶合金的磁性与晶化行为的影响

利用示差扫描量热法，X射线衍射法和振动样品磁强计研究了少量B元素对Nd60Fe20All0Col0大块非晶合金的磁性和晶化行为的影响。研究表明，用B元素部分取代Nd元素后，其内禀矫顽力有所增大，饱和磁化强度降低。晶化后，Nd60Fe20All0Col0大块非晶合金退火折出的晶体相对硬磁性能无明显影响，而Nd58Fe20All0Col0B2合金退火析出非铁磁性的Nd1.lFe4B4相，使内禀矫顽力、饱和磁化强度、居里温度降低。     

粉末烧结钕铁硼激光熔凝过渡区组织的研究

对粉末烧结Nd15Fe77B8永磁体表面激光熔凝池中过渡区的组织进行了研究. 结果表明, 过渡区由初生相α-Fe和富Nd的Nd2Fe14B两相组成.离激光熔凝池与基体的分界面越远, α-Fe二次枝晶间距越小, 而Nd2Fe14B以胞状液固界面向上推进的速度逐步加快, 最后越过了先析出的α-Fe, 导致在过渡区结束时α-Fe相不再出现.当粉末烧结Nd15Fe77B8磁体易磁化轴的取向为z轴时, 过渡区的α-Fe体积百分数最大; Nd2Fe14B以与z轴夹角30°～50°的方向生长, 直到进入胞状区, 其生长方向才逐步调整到与z轴基本平行.当磁体易磁化轴取向为随机分布时, 过渡区α-Fe的体积分数最小; 过渡区Nd2Fe14B选择在基体内易磁化轴在XOY面内的等轴晶Nd2Fe14B上生长. 当磁体的易磁化轴取向分别为x或y轴时, 过渡区Nd2Fe14B直接在基体的Nd2Fe14B上生长, 并在过渡区结束前后, 1个过渡区Nd2Fe14B上平均分化出3个胞状区Nd2Fe14B柱状晶.     

热处理对非晶态合金Nd_9(FeCoZrAl)_(85)B_6磁性能的影响

采用XRD等方法研究了单辊急冷法制备的低钕含量的快淬Nd9(FeCoZrAl) 85 B6 非晶态合金在不同热处理工艺下的相组成、晶粒尺寸大小及其磁性能变化规律。热处理工艺对Nd2 Fe1 4 B相和α Fe相析出、晶粒尺寸大小和合金的磁性能具有明显影响。当热处理温度较低时 ,Nd2 Fe1 4 B相析出不充分 ,并出现不均匀长大 ,其晶粒尺寸反而较大 ;当热处理温度过高时 ,Nd2 Fe1 4 B相虽然析出充分 ,但其晶粒尺寸也明显长大 ;只有当热处理温度适中 ( 685℃ /3 0min) ,既可保证Nd2 Fe1 4 B相析出充分 ,又不至于明显长大 ,才能使Nd2 Fe1 4 B相和α Fe相、Nd2 Fe1 4 B相和Nd2 Fe1 4 B相晶粒间的磁耦合效应达到最佳 ,从而增大剩磁 ,使该合金的磁性能也达到最佳 ,制得的粘结磁体性能 :剩磁Br=65 5mT ,内禀矫顽力jHc=64 4 3kA·m- 1 ,矫顽力bHc=3 79 0kA·m- 1 ,最大磁能积 (BH) m=65 68kJ·m- 3。     

烧结Nd-Fe-B磁体表面渗镀Dy2O3对磁体显微组织和磁性能的影响

研究了烧结Nd-Fe-B磁体表面渗镀Dy2O3对磁体组织结构与磁性能的影响. 表面渗镀Dy2O3后, N40的矫顽力由1017 kA · m-1提高到1146 kA · m-1, 38H的矫顽力由1575 kA · m-1提高到1753 kA · m-1, 而通过传统合金化添加同量Dy, N40和38H的矫顽力分别为1061和1634 kA · m-1. 磁体表面渗镀Dy2O3后热稳定性也大大改善. 组织分析表明, 元素Dy从表面扩散并渗入磁体的内部约20 μm厚, Nd2Fe14B晶粒表层附近Dy含量比晶界中高, 说明Dy2O3中的Dy通过扩散与富Nd相及Nd2Fe14B晶粒表面层的部分Nd发生置换反应, 增强了Nd2Fe14B晶粒表面层的磁晶各向异性. 在此基础上, 提出了高矫顽力高热稳定性渗Dy的烧结Nd-Fe-B磁体中Dy分布的理想模型.     

硼对La17Fe76B7型储氢合金结构和电化学性能的影响

采用中频感应熔炼-快淬方法制备了La17Fe3Mn5Al2Ni73-xBx(x=0,1,3,5)储氢合金。结构分析表明,不含B的合金为双相结构,主相为LaNi5相,第二相为La2Ni7相,含B合金均由LaNi5相、La2Ni7相和La3Ni13B2相组成,且随着B含量的增加,LaNi5相和La2Ni7相减少,La3Ni13B2相逐渐增加。电化学测试表明,随着B含量的增加,合金的活化性能、最大放电容量不同程度下降,而循环稳定性有所改善。合金电极的倍率放电能力(HRD)随着B含量的增加呈先增大后减小的趋势,表明适量的B有利于提高合金的高倍率放电性能。合金电极的交换电流密度(I0)随着B含量的增加先增大后减小,而氢在合金中的扩散系数(D)则逐渐增大,表明合金的高倍率放电性能主要取决于合金表面的电荷转移能力。     

锆对纳米复相粘结磁体的组织结构和磁性能的影响

采用快淬、热处理及模压成形工艺,制备了成分为Nd10.5Fe78.4-xCo5ZrxB6.1(x=0,1.0,1.5,2.0,2.5)的5种粘结永磁体.采用XRD,DTA,AFM等方法对合金的组织结构、晶化行为进行了研究.结果表明:Zr含量的增加可提高材料的非晶形成能力;当Zr添加到一定量时,形成高熔点的Fe2Zr相,产生细化晶粒的作用;添加Zr元素显著地提高了合金的矫顽力,改善了退磁曲线矩形度,从而提高了最大磁能积.Nd10.5Fe78.4-xCo5ZrxB6.1永磁体在x=2时获得最佳磁性能,Br=0.659 T,Hcj=628KA·m-1,Hcb=419KA·m-1,(BH)m=73KJ·m-3.     

添加铝对纳米合金Nd10.5Fe78-xCo5ZrxB6.5（x=0～5）的微观结构与磁性能的影响

研究了Zr元素对Nd10.5Fe78-xCo5ZrxB6.5(x=0，2，4，5)纳米晶双相永磁材料的磁性能与结构的影响。结果表明：适量地添加2％的Zr可以显著增强合金的内禀矫顽力，而且可以有效抑制α—Fe和Nd2Fe14B晶粒的长大，细化晶粒，改善结构。在Nd10.5Fe76Co5Zr2B6.5(x=2)合金中可以获得分布更加均匀、晶粒尺寸约为20nm的微观结构。     

单辊快淬法制备高性能各向异性Nd_2Fe_(14)B/α-Fe纳米复相永磁材料

采用熔体快淬工艺制备了成分为Nd-Fe-B-P和Nd-Fe-B-P-Zr快淬带,组织结构研究和磁性能研究表明:添加P元素有利于Nd2Fe14B相晶粒沿C轴择优取向,形成(00L)织构;(00L)织构的形成使材料产生各向异性,沿垂直带面方向:Hci=495 k A·m-1,Jr=1.18T,(BH)max=190 k J·m-3。进一步添加元素Zr虽然有利于晶粒细化,但却抑制了织构的形成,得到的合金条带为各向同性磁体。     

高性能含镨快淬(Nd,Pr)12(FeCoZr)82B6粘结磁体的制备

采用过快淬加晶化退火处理的方法,研究了含有Pr的近正分快淬(Nd,Pr)12(FeCoZr)82B6粘结磁体制备工艺,粘结出的磁体磁性能为:Br=0.669T,Hci=811kA·m-1,Hcb=434kA·m-1,(BH)m=75kJ·m-3。合金快淬态的组成和显微结构、晶化退火温度、晶化退火时间直接影响磁体的磁性能,以24m·s-1速度快淬,并在655℃退火10min,可获得最佳磁性能。实验制备的粘结快淬(Nd,Pr)12(FeCeZr)82B6磁体(密度6 1g·cm-3)磁性能为:Br=0 669T,Hci=811kA·m-1,Hcb=434kA·m-1,(BH)m=75kJ·m-3     

Nd-(Fe,Co,Zr)-B纳米复合磁体的研究

利用XRD,TEM和DTA研究了不同淬火辊速度、晶化处理温度与时间对α-Fe／Nd2Fe14B型Nd10.5Fe78.8-xCo5.0ZrxB5.7纳米晶复合磁体结构和磁性能的影响规律。冷却辊速为25m·s^-1的Nd10.5Fe78.8-xCo5.0ZrxB5.7快淬态条屑具有纳米晶复合磁体结构,不经晶化处理就可获得较好的永磁性能。研究了Zr的添加和晶粒尺寸对性能的影响规律。添加0．5％（原子分数）Zr的合金进行700℃×10min的晶化处理后可获得较好的永磁性能。分析了微观结构和性能变化的机制。     

Pr2Fe14B/α-Fe型纳米稀土永磁材料的高温磁性能研究

通过熔体快淬的方法制备出Pr9-xDyxFe86B5和Pr9-xDyxFe84.4-yCoyGa1Mn0.6B5(x=0～2.0;y=0～15)薄带样品,利用X射线衍射和振动样品磁强计进行了相成分分析和磁性能研究.对不同成分的样品磁性能进行分析比较,发现用Co替代Fe、用Dy替代Pr可以明显改善Pr2Fe14B/α-Fe型纳米复合稀土永磁材料的室温和高温磁性能.适当的Co和Dy联合添加时,材料表现出很好的高温永磁性能,其中Pr8Dy1Fe76.4Co8Ga1Mn0.6B5样品在550 K时仍具有5.0 MGOe的最大磁能积,显示出很好的高温应用前景.