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     

Nd10.1Fe(83.7-x-y)CoxZryB6.2永磁材料结构和磁性能的研究

采用熔体快淬及晶化热处理工艺制备Nd10.1Fe(83.7-x-y)CoxZryB6.2纳米晶永磁材料. 在快淬速度为18 m·s-1时, 经710 ℃/4 min晶化处理后, Nd10.1Fe76Co5Zr2.7B6.2粘结磁体出现最佳磁性能, 分别为Br=0.67 T, JHc=754 kA·m-1, (BH)max=75.1 kJ·m-3. 粘结磁体的磁性能对于快淬速度非常敏感. 随着合金元素的添加, 出现最佳磁性能的快淬速度逐渐减少. 为了得到最佳磁性能, 除了选择合适的快淬速度外, 添加合适的合金元素变得非常重要.添加Zr元素抑制了亚稳相的析出以及细化了晶粒尺寸.比较不加Zr元素的Nd10.1Fe78.7Co5B6.2, 添加Zr元素晶化温度增加了9 ℃, 表明Zr元素也增加了快淬薄带的热稳定性.     

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。     

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。     

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.     

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.     

Co含量对Pr10Fe74-xCo10+xC4B4 (x=0,2,4,6,8) 快淬条带的磁性能的影响

用快淬方法制备了Pr10Fe74-xCo10+xC4B4 (x=0,2,4,6,8) 条带,研究了成分和工艺对条带磁性能的影响.实验发现,当x=2,带速是20 m·s-1时,条带的磁性能最佳,其剩磁Jr=0.94 T,矫顽力μ0 iHc=0.96 T,最大磁能积 (BH)max=127.32 kJ·m-3.通过Henkel-plot分析,发现x=2,带速为20 m·s-1的样品中的晶间交换作用最强,因而能获得最佳的磁性能.     

Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6非晶快淬薄带等温晶化行为及矫顽力研究

研究了Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6非晶快淬薄带在943,973和1003 K等温晶化与薄带组织和矫顽力的关系.结果表明,Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6快淬薄带在943 K等温晶化所需晶化孕育时间为12 min,973 K时为5Inin,而1003 K时不足5lIlin.Ndl 0_5%,‰NbB6在1003K晶化25 min后所得的(Nd,Pr)2Fe14B平均晶粒尺寸为163 nm,添加Nb显著延缓了Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6快淬薄带晶化后的晶粒尺寸长大.加Nb,Pr能有效提高Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6的矫顽力.在973 K晶化处理19min时得到平均晶粒尺寸为96 nm的(Nd,Pr)2Fe14B单相组织,其最大矫顽力为1616 kA·m-1.     

纳米晶复合Nd2Fe14B/α-Fe合金制备与磁性能的研究

采用熔体快淬及晶化处理工艺制备Nd11Fe71Co8V1.5Cr1B7.5纳米晶合金。经21m·s-1快淬及640℃ 4min晶化处理后,制成的粘结磁体的磁性能最佳,为:Br=0.64T,JHc=903.5kA·m-1,(BH)max=71kJ·m-3。添加Cr元素可提高内禀矫顽力,从而提高最大磁能积。     

双相纳米晶永磁体的研究

Nd8 .5Fe75Co5Cu1 Nb1 Zr3B6 .5合金熔体经 18m·s- 1 快淬 ,在 670℃ / 4min退火处理后 ,制备成的粘结磁体的最佳磁性能为 :Br=0 .68T(6 8kGs) ,JHc=62 0 .3kA·m- 1 (7 8kOe) ,(BH) max=74kJ·m- 3(9 3 3MGOe)。在低Nd合金中复合添加Zr和Cu ,提高了内禀矫顽力 ,改善了磁滞回线的矩形度 ,从而提高了最大磁能积。     

非晶Nd8Fe86B6合金快速晶化过程中的组织变化与磁性能

利用高频感应加热,对熔体快淬Nd8Fe86B6非晶薄带进行了快速晶化退火,并对退火后薄带的微观组织及磁学性能进行了分析.结果表明,快速加热可使非晶带迅速晶化.加热速度强烈地影响薄带的组织和磁性能.不同的加热速度下,都有一个最佳的得到较高磁学性能的加热时间与它相配合.当加热工艺为 加热电压5 kV,加热时间10 s时,晶化后的薄带磁性能可达(BH)max=105 kJ·m-3,Br=0.93 T,Hci=258 kA·m-1.     

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。     

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。     

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。     

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.     

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.     

快淬设备对Nd2Fe14B/α-Fe合金微结构和磁性能的影响

对比分析了感应喷射式熔旋快淬炉和电弧溢流式熔旋快淬炉在制备纳米双相Nd2Fe14B/α-Fe永磁材料方面的差异,研究了不同快淬设备对材料微结构和磁性能的影响. 结果表明:采用感应喷射式熔旋快淬炉制备的样品,表面较平整,厚度一致性好;而采用电弧溢流式熔旋快淬炉制备的样品,表面不平整,厚度一致性差. 对于相同的配方Nd10Fe79Zr1Co4B6,采用感应喷射式熔旋快淬炉制备的样品磁性能明显高于电弧溢流式熔旋快淬炉. 适当增加Zr含量,可以提高合金的非晶形成能力,有效削弱了电弧溢流式熔旋快淬炉冷却速率波动性较大对样品的负面影响,有助于提高磁性能.     

纳米晶稀土永磁材料的制备和磁性

介绍了纳米晶稀土永磁材料的制备和磁性方面的有关研究工作, 主要内容有: 低钕快淬Fe3B基钕铁硼新型纳米晶复合稀土永磁材料的相结构与磁性, 快淬Pr2Fe14B/α-Fe型纳米复合稀土永磁材料的微结构与永磁性, 快淬Sm-Co基稀土永磁材料的织构与磁各向异性的关系, 以及纳米晶稀土永磁材料的矫顽力机制和模拟计算研究等.     

铜模吸铸Nd9Fe83-xTi4C4Bx（x=1015）合金组织演化和磁性能的研究

采用铜模吸铸及随后的退火处理制备了厚度为0.8 mm,成分为Nd9Fe83-xTi4C4Bx(x=10~15)的Nd2Fe14B/Fe3B型纳米复相磁体,对其组织演变和磁性能进行了研究。结果表明:在铸态合金中,x=10的合金微观组织主要由Nd2Fe14B,Fe3B,α-Fe和TiC相构成。而x=11~15的合金中除含上述各相外,还出现了Nd2Fe23B3相、未知相和非晶相,且随着B含量的增加,它们在合金中的相对含量有不同程度的增加;退火过程中,随着合金中亚稳相和非晶相的转化,Nd2Fe14B,Fe3B和α-Fe相对含量增加,但不同B含量合金的相结构变化差异明显,导致退火后磁体具有不同的磁性能。其中,x=12的合金在680℃退火5 min后获得了最佳磁性能:Br=0.63 T,iHc=98.12 kA·m-1,(BH)max=22.79 kJ·m-3。     

La15Fe77B8型储氢合金的结构和电化学性能

研究了快淬和退火态La15Fe77B8型储氢合金的组织结构和电化学性能。应用中频感应熔炼-快淬方法制备了La15Fe77B8型储氢合金,其组成为La15Fe2Ni72Mn7B2Al2。结构分析表明:快淬La15Fe2Ni72Mn7B2Al2合金为多相结构,包括LaNi5相、La3Ni13B2相和(Fe,Ni)相,快淬合金经1223 K保温3 h,然后在873 K保温3 h退火处理后,LaNi5相增加,La3Ni13B2相几乎消失,(Fe,Ni)相增加且形态变大。电化学测试表明,退火合金的最大容量(307 mAh.g-1)略小于快淬合金(309 mAh.g-1),而循环稳定性有所改善。退火合金电极的倍率放电能力(HRD)低于快淬合金,原因在于交换电流密度(I0)及氢在合金中的扩散系数(D)降低。快淬和退火合金电极在低温233 K时均能放出55%的容量。