高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料及其制备方法
阅读：502发布：2023-03-11
专利汇可以提供高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料及其制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种高微观均匀度热 变形 纳米晶 稀土永磁材料及其制备方法。所述的制备方法包括：分别提供快淬粉以及h-BN悬浮液，其中所述h-BN悬浮液中的h-BN纳米微片具有六方晶型结构，且具有形状 各向异性 ，所述h-BN纳米微片具有三维片状结构，尤其具有 纳米级 厚度、微米级长度和宽度；将所述快淬粉与所述h-BN悬浮液混合均匀，并干燥，得到具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉，之后依次进行 热压 成型 及热变形成型，得到高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料。本发明的制备方法采用h-BN悬浮液与快淬粉直接混合并旋转 蒸发 ，实现了h-BN纳米片在快淬粉表面均匀附着，得到的所述高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的综合 磁性 能优异。，下面是高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料及其制备方法专利的具体信息内容。
1.一种高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法，其特征在于包括：
(1)分别提供快淬粉以及h-BN悬浮液；
(2)将所述快淬粉与所述h-BN悬浮液混合均匀，并干燥，之后得到具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉；
(3)将所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉依次进行热压成型及热变形成型，得到高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：所述h-BN悬浮液中的h-BN纳米微片具有六方晶型结构，且具有形状各向异性；优选的，所述h-BN纳米微片具有三维片状结构，尤其具有纳米级厚度、微米级长度和宽度；进一步优选的，所述h-BN纳米微片的厚度为1～
20nm，长度为1nm～10μm，宽度为1nm～10μm。
3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于：所述h-BN悬浮液包括h-BN水基悬浮液；优选的，所述h-BN悬浮液的制备方法包括：将所述h-BN纳米微片均匀分散于水基溶剂中；优选的，所述h-BN纳米微片是由液相剥离的方法制备而得。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：所述快淬粉的化学式按质量百分比为RexFe100-x-y-zMyBz，其中Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，M是Co、Cu、Al、Ga和Zr中的任意一种或两种以上的组合，20≤x≤40，0≤y≤10，0.7≤z≤1.5。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)具体包括：将所述快淬粉加入所述h-BN悬浮液中，并干燥，获得具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉；优选的，在所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉中h-BN纳米片的含量在1wt％以下，优选为0.01～1％，进一步优选为0.1％～0.5％；优选的，所述h-BN纳米片具有三维片状结构；尤其优选的，所述h-BN纳米片的厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于具体包括：以旋转蒸发仪进行所述的干燥处理；优选的，所述干燥温度为30～70℃，所述旋转蒸发仪的转速为10～100rpm，真空度为1～10kPa。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)中所述热压成型具体包括：将所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉放入第一模具中，在真空环境或保护气氛中对所述所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉进行加热至第一温度，并对所述第一模具施加第一压力，得到热压磁体，其中，所述第一温度为550～750℃，所述第一压力为150～250MPa；优选的，所述第一温度为650～680℃，所述第一压力为170～220MPa。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于：步骤(3)中所述热变形成型具体包括：
将所述热压磁体放入第二模具中，在真空环境或保护气氛中对所述热压磁体进行加热至第二温度，再对所述热压磁体施加第二压力，使所述热压磁体进行变形度为30～95％的变形，得到热变形磁体，其中所述第二温度为700～900℃，所述第二压力为30～100MPa；优选的，所述第二温度为800～850℃，所述第二压力为30～70MPa。
9.根据权利要求7或8所述的制备方法，其特征在于：所述真空环境的真空度不低于1×
10-2Pa；和/或，所述保护气氛包括惰性气体气氛；优选的，所述惰性气体包括Ar和/或He。
10.由权利要求1～9中任一项所述制备方法得到的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料；优选的，所述稀土永磁材料由基体相Re2Fe14B、晶界相和h-BN纳米片组成，所述h-BN纳米片均匀分布于所述稀土永磁材料中快淬粉条带界面；其中，所述h-BN纳米片的厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm，Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，所述基体相Re2Fe14B为片状纳米晶，所述片状纳米晶的长度为200～
500nm，厚度为50～100nm。
高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料及其制备方法
技术领域
背景技术
[0002] 稀土永磁材料是以稀土金属元素与过渡族金属所形成的金属间化合物为基体的永磁材料。钕铁硼永磁体(也称NdFeB永磁体)是目前磁性能最高的永磁材料。钕铁硼永磁体广泛用于社会生产、生活以及国防与航天等领域，成为支撑社会进步的重要功能材料。
[0003] 现在NdFeB永磁材料的制备方法主要有热变形法和烧结法。与烧结法相比，热变形法具有稀土用量低、抗腐蚀性能好、及易于实现近终成型等优点。热变形得到的永磁材料主要由Nd2Fe14B主相和富Nd相组成。热变形磁体的磁性能，尤其是剩磁与磁能积，取决于主相晶粒沿c轴取向的程度。富Nd相除了具备在变形过程中润湿晶粒，修饰晶粒边界的作用，还能够利用自身非铁磁性特性减小硬磁性相间的交换耦合作用，从而提高矫顽力。
[0004] Fuerst和Brewer研究发现热变形磁体的剩磁(取向程度)随热变形磁体变形量增大而增大，然而矫顽力却随之降低(请参见Fuerst C D,Brewer E G.High-remanence rapidly solidified Nd-Fe-B:Die-upset magnets.Journal of Applied Physics.1993,73(10):5751-5756)。Leonowicz和Davies发现Nd含量只有大于12at％才有利于择优取向的形成，即可以提高磁体剩磁(请参见Leonowicz,M，Davies,H.A.Effect of Nd content on induced anisotropy in hot deformed Fe-Nd-B magnets.1994,19(5-6):275-279)。然而，Nd含量增加会使得主相含量减少，且富Nd相易于在条带界面富集，从而促使条带界面形成准周期结构的粗大等轴晶区，无规则取向，使得磁体微观不均匀性增加，导致磁体剩磁和矫顽力降低(请参见Lai Bin，Li Yan-feng，Wang Hui-jie，Li An-hua，Zhu Ming-gang，Li Wei.Quasi-periodic layer structure of die-upset NdFeB magnets.Journal of Rare Earths.2013,31(7):679-684)。Fuerst和Brewer研究发现晶界处的非磁性Zn和Cu元素的隔离作用可以部分提高磁体的矫顽力(请参见Fuerst C D,Brewer E G.Enhanced coercivities in die-upset Nd-Fe-B magnets with diffusion-alloyed additives(Zn,Cu,and Ni).Applied Physics Letters.1990,56:2252-2254.)。K.Hono等人研究热变形磁体晶界精细结构，认为热变形磁体晶界处含有较高含量的Fe，具有较强的铁磁性，并利用晶界扩散技术引入非磁性元素，降低晶界相的铁磁性，形成较强的畴壁钉扎效应，使矫顽力显著提升(请参见Liu J,Sepehri-Amin H,Ohkubo T,Hioki K,Hattori A,Schrefl T,and Hono K.Effect Of Nd content on the microstructure and coercivity of hot-deformed Nd-Fe-B permanent magnets.Acta Materialia,2013,61:5387-5399；Sepehri-Amin H,Ohkubo T,Nagashima S,Yano M,Shoji T,Kato A,Schrefl T,and Hono K.High-coercivity ultrafine-grained anisotropic Nd-Fe-B magnets processed by hot deformation and the Nd-Cu grain boundary diffusion process[J].Acta
Materialia,2013,61:6622-6634.)。
Materialia,2013,61:6622-6634.)。
[0005] 一般来说，高剩磁磁体，晶粒取向较好，在Nd含量适当(高于正分比)的条件下，往往条带内部往往具备较少的晶界相，相意味着较薄的相界面，使得磁隔离作用减弱，导致矫顽力的降低。通过晶界增厚方法扩散加入非磁性液相提高磁体矫顽力，会使得富Nd相比例增加，Nd2Fe14B主相相对比例减少，且磁体织构变差，剩磁降低。通过改善磁体微观均匀度的方法，控制磁体中粗晶区的区域范围，抑制粗大晶粒的生长，并优化其取向，可同时提高磁体的剩磁和矫顽力。
[0006] 现有技术中在合金粉末中加入高熔点添加物，比如BN，但是现有技术中采用干法添加的BN是粉，三维尺度各向同性，BN粉厚度较大，对磁体变形过程没有正向的作用，导致磁体在最优的添加量下，剩磁保持不变，其原因有以下两点：1)BN添加取向度降低，剩磁下降；2)BN添加，抑制粗晶区形成，剩磁提高。两者综合效果是剩磁维持不变，或略有降低。而且，现有技术的方法对于磁体微观均匀度方面改善作用较弱。再者，干法添加采用的BN粉用量较大，如果采用干法添加，易于局部团聚浪费原料且在团聚区对磁体性能起恶化作用，严重者可导致磁体内部有微裂纹。
发明内容
[0007] 本发明的主要目的在于提供一种高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料及其制备方法，以克服现有技术中的不足。
[0008] 为实现前述发明目的，本发明采用的技术方案包括：
[0009] 本发明实施例提供了一种高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法，其包括：
[0010] (1)分别提供快淬粉以及h-BN悬浮液；
[0011] (2)将所述快淬粉与所述h-BN悬浮液混合均匀，并干燥，之后得到具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉；
[0014] 优选的，所述h-BN纳米微片(h-BN Nano Sheet)具有三维片状结构，尤其具有纳米级厚度、微米级长度和宽度。
[0015] 在一些较佳实施方案中，所述快淬粉的化学式按质量百分比为RexFe100-x-y-zMyBz，其中Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，M是Co、Cu、Al、Ga和Zr中的任意一种或两种以上的组合，20≤x≤40，0≤y≤10，0.7≤z≤1.5。
[0016] 本发明实施例还提供了由前述制备方法得到的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料。
[0017] 优选的，所述稀土永磁材料由基体相Re2Fe14B、晶界相和h-BN纳米片组成，所述h-BN纳米片均匀分布于所述稀土永磁材料中快淬粉条带界面；其中，所述h-BN纳米片(h-BN Nano Plate)的厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm，Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，所述基体相Re2Fe14B为片状纳米晶，所述片状纳米晶的长度为200～500nm，厚度为50～100nm。
[0018] 与现有技术相比，本发明的优点至少在于：
[0019] 1)本发明提供的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法采用h-BN悬浮液与快淬粉直接混合并旋转蒸发，避免了使用蒸干后的h-BN粉末与快淬粉干法混合，可以避免h-BN在蒸干后自身团聚无法获得纳米级厚度的粉末效果，更重要的是避免了干法混粉所导致的空间分布不均匀情况，从而实现了h-BN纳米片在快淬粉表面均匀附着。
[0020] 2)本发明采用的h-BN纳米片具有形状各向异性，相较于形状各项同性的BN粉体，同样质量的BN，本发明采用的片状结构h-BN纳米片可以在更低的添加量下覆盖更大的样品表面。而且h-BN纳米片由于厚度较薄，表面积大，表面平整，从而局部应力方向均匀一致，有利于形变织构的形成，因此此方法制备的磁体取向度较好，剩磁提高，同样的，h-BN纳米片的添加也抑制了粗晶区的形成，因此剩磁进一步提高。
[0021] 3)由于均匀添加了h-BN高熔点添加物，其在热压与热变形过程中不易熔解，因而可抑制粗晶区以及Re2Fe14B晶粒的长大，使得形成的Re2Fe14B晶粒的尺寸相对较小(小于1微米)，即Re2Fe14B晶粒的尺寸接近于单畴临界尺寸，因而磁畴更容易稳定化，并且几乎不会发生逆磁畴的产生或扩展，有利于提高磁体矫顽力。
[0022] 4)本发明中h-BN纳米片所占的质量比例为0.01％～1％，极低的添加量对磁体的剩磁不但不造成损害，反而由于改善了磁体取向度从而使剩磁得到显著提升，磁体整体微观均匀度得到有效改善，磁能积也随之升高。
[0024] 图1是本发明实施例2中快淬粉与h-BN悬浮液混合后，旋转蒸发至干燥状态的h-BN纳米片均匀附着在快淬粉上的扫描电镜照片。
[0025] 图2是本发明实施例2所获高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的扫描电镜照片。
具体实施方式
[0026] 针对现有技术的诸多缺陷，本案发明人经长期研究和大量实践，提出本发明的技术方案，如下将对该技术方案、其实施过程及原理等作进一步的解释说明。但是，应当理解，在本发明范围内，本发明的上述各技术特征和在下文(实施例)中具体描述的各技术特征之间都可以相互结合，从而构成新的或者优选的技术方方案。限于篇幅，在此不再一一累述。
[0027] 本发明实施例的一个方面提供的一种高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法，其包括：
[0028] (1)分别提供快淬粉以及h-BN(HBNNS，h-BN Nano Sheet，简称“h-BN”)悬浮液；
[0029] (2)将所述快淬粉与所述h-BN悬浮液混合均匀，并干燥，之后得到具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉；
[0030] (3)将所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉依次进行热压成型及热变形成型，得到高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料。
[0031] 在一些较佳实施方案中，所述h-BN悬浮液中的h-BN纳米微片具有六方晶型结构，且具有形状各向异性。
[0032] 优选的，所述h-BN纳米微片(h-BN Nano Sheet)主要呈现为三维片状结构，尤其具有纳米级厚度、微米级长度和宽度。
[0033] 进一步的，所述h-BN纳米微片的厚度为1～20nm，长度为1nm～10μm，宽度为1nm～10μm
[0034] 在一些较佳实施方案中，所述h-BN悬浮液包括h-BN水基悬浮液。
[0035] 优选的，所述h-BN悬浮液的制备方法包括：将所述h-BN纳米微片均匀分散于水基溶剂中，悬浮液稳定，制备完成一周之内不发生明显沉降。
[0036] 进一步的，所述h-BN纳米微片是由液相剥离的方法制备而得。
[0037] 在一些较佳实施方案中，所述快淬粉的化学式按质量百分比为RexFe100-x-y-zMyBz，其中Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，M是Co、Cu、Al、Ga和Zr中的任意一种或两种以上的组合，20≤x≤40，0≤y≤10，0.7≤z≤1.5。
[0038] 在一些较佳实施方案中，步骤(2)具体包括：将所述快淬粉加入所述h-BN悬浮液中，利用旋转蒸发仪将溶剂快速蒸干，获得具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉。
[0039] 优选的，在所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉中h-BN纳米片的含量在1wt％以下，优选为大于0且小于等于1％，尤其优选为0.01～1％，进一步优选为0.1％～0.5％。
[0040] 优选的，所述h-BN纳米片具有三维片状结构，所述h-BN纳米片的厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm。
[0041] 本发明步骤(2)的制备机理为：所述h-BN悬浮液中的HBNNS厚度为几个纳米，直径约为微米级，在旋蒸的过程中，HBNNS大部分会团聚，形成几十乃至上百纳米厚度的h-BN纳米片(h-BN Nano Plate)，还是片状结构(厚度方向尺度远小于表面直径的尺度)。
[0042] 在一些较佳实施方案中，步骤(2)包括：以旋转蒸发仪进行所述的干燥处理。
[0044] 其中，在一些更为具体的实施方案中，所述高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法具体可以包括以下几个步骤：
[0045] S1，分别提供快淬粉以及h-BN悬浮液，其中所述h-BN为六方晶型，纳米级厚度、微米长宽，均匀分散在水基溶剂中；
[0046] S2，将所述快淬粉添加到所述h-BN悬浮液中进行旋转蒸发，蒸干后得到具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉，其中，在所述h-BN纳米片均匀附着的快淬粉中h-BN纳米片所占的质量比例大于0且小于等于1％；
[0047] S3，将所述h-BN纳米片均匀附着的快淬粉依次进行热压成型、热变形成型，得到高微观均匀度的热变形纳米晶稀土永磁材料。
[0048] 在步骤S1中，所述快淬粉的化学式按质量百分比为RexFe100-x-y-zMyBz，其中Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La、Ce中的一种或几种，M是Al、Co、Cu、Ga中的一种或几种，20≤x≤40，0≤y≤10，0.7≤z≤1.5。所述快淬粉可为市售的产品，也可为自制的。所述快淬粉可通过如下方法制备得到：
[0049] (a)按照快淬粉中各元素的比例配料；
[0050] (b)将配好的原料混合并在惰性气氛下进行熔炼，得到母合金；
[0051] (c)将母合金喷射至水冷辊轮进行快淬，制成快淬带；
[0052] (d)将所述快淬带进行机械破碎，得到合金粉末。
[0053] 其中，所述h-BN悬浮液的分散介质主要为水，h-BN悬浮液一般为自制，要求悬浮液稳定，制备完成一周之内不发生明显沉降。可以通过如下方法制备得到：
[0054] (a)购买商业h-BN的微米粉末，并称取适量加入分散介质；
[0055] (b)在分散介质中进行长时间的超声剥离分散；
[0056] (c)取上层悬浮液，经去杂质处理，得到所需h-BN悬浮液。
[0057] 所述分散相h-BN纳米片的三维尺寸：厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm。所述h-BN纳米片的厚度小，易于流变，有利于织构的形成，得到的热变形纳米晶磁体剩磁较高。此外，h-BN熔点高，而在后续的热变形成型过程中可抑制粗晶区以及Re2Fe14B晶粒的长大，使得到的Re2Fe14B晶粒尺寸较小，从而得到矫顽力优异的热变形纳米晶稀土永磁材料。
[0058] 在步骤S2中，利用旋转蒸发仪将h-BN悬浮液与快淬粉直接混合并旋转蒸发至干燥，避免了使用蒸干后的h-BN干粉与快淬粉直接混合，可以防止h-BN在蒸干后自身团聚无法获得纳米级厚度的粉末效果，更重要的是避免了干法混粉所导致的空间分布不均匀情况，从而实现了h-BN纳米片在快淬粉表面均匀附着。在所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉中h-BN纳米片所占的质量比例优选为0.1％～0.5％，以避免当所述h-BN纳米片所占的质量比例过高时，会影响磁体变形过程中正常的流变，使织构恶化，且高熔点片状h-BN为非磁性物质，所占的质量比例过高会使剩磁降低；以及所述h-BN纳米片所占的质量比例过低时，对磁体综合性能作用不明显。
[0059] 在步骤S3中，通过热压成型工艺可将松散的具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉形成具有一定密度和强度的热压磁体。所述热变形成型工艺中，热压磁体在高温和压力作用下，Re2T14B相晶粒通过溶解-传质-再结晶过程，形成沿易磁化轴c轴一致取向的片状纳米晶，从而得到的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料具有优异的磁性能。
[0060] 具体的，所述热压成型具体为：将所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉放入第一模具中，在保护气氛或真空度优于1×10-2Pa的真空环境中对所述具有h-BN纳米片均匀附着的快淬粉进行加热至第一温度，并对第一模具施加第一压力，得到热压磁体，其中，所述第一温度为550～750℃，所述第一压力为150～250MPa；优选的，所述第一温度为650～680℃，所述第一压力为170～220MPa。
[0061] 具体的，所述热变形成型是将所述热压磁体放入第二模具中，在真空环境或保护气氛中对所述热压磁体进行加热至第二温度，再对热压磁体施加第二压力，使所述热压磁体进行变形度为30％～95％的变形，得到热变形磁体，其中所述第二温度为700～900℃，所述第二压力为30～100MPa。优选的，所述第二温度为800～850℃，所述第二压力为30～70MPa。
[0062] 其中，所述真空环境的真空度不低于1×10-2Pa。
[0063] 其中，所述保护气氛包括Ar、He等常用惰性气体气氛。
[0064] 本发明实施例的另一个方面还提供了由前述制备方法得到的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料。
[0065] 优选的，所述稀土永磁材料由基体相Re2Fe14B、晶界相和h-BN纳米片组成，所述h-BN纳米片均匀分布于所述稀土永磁材料中快淬粉条带界面；其中，所述h-BN纳米片的厚度为1～200nm，长度为10nm～20μm，宽度为10nm～20μm，Re为Nd、Pr、Dy、Tb、La和Ce中的任意一种或两种以上的组合，所述基体相Re2Fe14B为片状纳米晶，所述片状纳米晶的长度为200～500nm，厚度为50～100nm。
[0066] 综上所述，本发明提供的高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的制备方法采用h-BN悬浮液与快淬粉直接混合并旋转蒸发，避免了使用蒸干后的h-BN粉末与快淬粉干法混合，可以避免h-BN在蒸干后自身团聚无法获得纳米级厚度的粉末效果，更重要的是避免了干法混粉所导致的空间分布不均匀情况，从而实现了h-BN纳米片在快淬粉表面均匀附着。本发明采用的h-BN纳米片具有形状各向异性，三维尺寸相同，同样质量的BN，其自身的片状结构可以在更低的添加量下覆盖更大的样品表面。而且h-BN纳米片由于厚度较薄，表面积大，表面平整，从而局部应力方向均匀一致，有利于形变织构的形成，因此此方法制备的磁体取向度较好，剩磁提高，同样的，h-BN纳米片的添加也抑制了粗晶区的形成，因此剩磁进一步提高。由于均匀添加了h-BN高熔点添加物，其在热压与热变形过程中不易熔解，因而可抑制粗晶区以及Re2Fe14B晶粒的长大，使得形成的Re2Fe14B晶粒的尺寸相对较小(小于1微米)，即Re2Fe14B晶粒的尺寸接近于单畴临界尺寸，因而磁畴更容易稳定化，并且几乎不会发生逆磁畴的产生或扩展，有利于提高磁体矫顽力。本发明中h-BN纳米片所占的质量比例为0.01％～1％，对磁体的剩磁不但不造成损害，反而由于改善了磁体取向度从而使剩磁得到显著提升，同时由于其优化了磁体整体微观均匀度，磁能积也随之升高。同时，本发明的制备方法易于操作和产业化，得到的所述高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的综合磁性能优异。
[0067] 以下通过若干实施例和附图进一步详细说明本发明的技术方案。然而，所选的实施例仅用于说明本发明，而不限制本发明的范围。
[0068] 实施例1-3
[0069] 将35g成分为Nd30Ga0.5Febal.Co4B1的合金粉末加入浓度为0.1mg/ml的h-BN悬浮液中，h-BN悬浮液使用参见表1，利用旋转蒸发仪进行旋转蒸发直至干燥。
[0070] 将混合粉体在真空环境中感应加热，当温度升为200℃时，开始对第一模具施加第一压力，并最高温度控制为670℃，得到热压磁体，其中从室温升到最高温度的时间为5分钟～6分钟，第一压力为150MPa，热压过程中真空度优于5×10-2Pa。
[0071] 将热压毛坯放入直径较大的第二模具中，在氩气气氛中对热压磁体进行感应加热，使所述热压磁体进行变形度为70％的变形。当温度达到最高温度830℃后保温1分钟，然后施加第二压力，得到热变形磁体。其中，从室温升到最高温度的时间为6分钟～7分钟，第二压力为50MPa。
[0072] 对得到的热变形磁体在室温下进行测试磁性能，测试结果见表1。其中，Br表示剩磁，单位为kGs；Hcj表示矫顽力，单位为kOe；(BH)m表示磁能积，单位为MGOe。
[0073] 表1实施例1～3、不同h-BN悬浮液使用量所得热变形纳米晶稀土永磁材料的磁性能
[0074]
[0075] 对照例1-3
[0076] 对照例1-3分别制备不添加h-BN、添加微米级h-BN和添加纳米级h-BN的磁性能，添加方式为直接利用三维混料机分别将微米级和纳米级h-BN粉末和成分为Nd30Ga0.5Febal.Co4B1的合金粉末进行干混。混合均匀后进行后续磁体制备，热变形磁体的制备工艺与性能测试方法与实施例1相同，测试结果如表2所示。
[0077] 表2对照例1～3、干法添加不同粒径h-BN所得热变形纳米晶稀土永磁材料的磁性能
[0078] h-BN粉末种类 h-BN粉末添加量 Br(kGs) Hcj(kOe) (BH)m(MGOe) Hk/Hcj
对照例1 / 无添加 13.24 15.19 42.15 0.88
对照例2 15μm 0.2g 12.83 17.49 41.50 0.87
对照例3 50nm 0.2g 13.06 16.77 41.62 0.91
对照例1 / 无添加 13.24 15.19 42.15 0.88
对照例2 15μm 0.2g 12.83 17.49 41.50 0.87
对照例3 50nm 0.2g 13.06 16.77 41.62 0.91
[0079] 从表1可以看出，旋转蒸发添加形状各向异性h-BN纳米片对于提升稀土永磁体的整体性能有显著影响，剩磁、矫顽力、磁能积参数到全面的提高，尤以实施例2效果最为均衡。为更好地分析实施例2稀土永磁体的微观形态，还对实施例2的h-BN纳米片附着磁粉进行SEM-SE(见图1)分析，可见h-BN在磁粉表面附着均匀。另外对实施例2最终磁体进行了SEM-BSE(见图2)分析。一般来说，稀土永磁体由Nd2Fe14B基体相组成，Nd2Fe14B相晶粒多为片状纳米晶，也存在部分没有变形的等轴晶。由图2可知，所述片状纳米晶的尺寸为纳米级，其长度约为250～400nm，厚度约为50～100nm。h-BN纳米片分布于快淬带条带间隙，从而抑制了条带界面粗大等轴晶粒的形成和生长，并易于促使界面处的无规则取向等轴晶粒趋于形成取向良好的纳米片状晶，进而不但提高了稀土永磁体的剩磁而且提升了磁体的矫顽力。
[0080] 由表2可知，未经h-BN处理的快淬粉制备的磁体由于快淬带界面易于形成粗大等轴晶区，粗晶区内的晶粒取向随机，因此剩磁和矫顽力较之表1性能差。对于采用干法混粉制备的磁体，由于也能抑制条带界面粗晶区生长，因此在一定程度上会提升磁体的矫顽力，然而由于干法混粉易于团聚，会影响磁体在变形过程中的流变以及晶粒的取向生长，因此剩磁反而较之原始未经h-BN处理的磁体低。
[0081] 综上所述，采用本发明的制备方法所获稀土永磁材料的剩磁大幅提高，从13kGS能涨到14kGS，磁能积从42MGOe左右涨到49MGOe左右，方形度(方形度是磁体均匀性的指标)从0.88能涨到0.93。
[0082] 通过实施例1-3可以发现，藉由本发明的上述技术方案采用h-BN悬浮液与快淬粉直接混合并旋转蒸发，可以实现h-BN纳米片在快淬粉表面均匀附着，得到的所述高微观均匀度热变形纳米晶稀土永磁材料的综合磁性能优异。
[0084] 应当理解的是，上述实施例仅为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
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