铝纳米颗粒掺杂制备的高矫顽力和高耐蚀性烧结钕-铁-硼基永磁材料及制备方法
阅读：636发布：2020-09-07
专利汇可以提供铝纳米颗粒掺杂制备的高矫顽力和高耐蚀性烧结钕-铁-硼基永磁材料及制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且铝 纳米颗粒掺杂制备的高 矫顽 力 和高耐蚀性 烧结 钕- 铁 - 硼 基永磁材料及制备方法，属于 磁性 材料技术领域。将平均粒径100-500纳米的Al纳米粉末加入3-5微米钕铁硼基粉末中混合均匀，加入量为0.2-2.5％，在2.5T的 磁场 中取向并 压制成型 ；置入 真空 烧结炉内，然后升高 温度 在1020-1120℃烧结2-4小时，最后进行二级 热处理 ，一级热处理温度830℃-930℃，时间1-3小时；二级热处理温度480℃-630℃，时间1-3小时，获得烧结钕铁硼永磁材料。本 发明 Al纳米颗粒的加入，使得烧结钕-铁-硼基永磁材料的矫顽力和耐蚀性得到了提高。，下面是铝纳米颗粒掺杂制备的高矫顽力和高耐蚀性烧结钕-铁-硼基永磁材料及制备方法专利的具体信息内容。
1.铝纳米颗粒掺杂制备高矫顽力和高耐蚀性烧结钕-铁-硼基永磁材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)采用速凝薄片工艺制备钕铁硼基速凝薄片，之后用氢爆法将合金薄片破碎并通过气流磨粉碎制备3-5微米钕铁硼基原料粉末；
(2)将平均粒径100-500纳米的Al纳米粉末加入步骤(1)中制备好的钕铁硼基粉末中，掺杂比例为钕铁硼基粉末重量的0.2-2.5％，将两种粉末混合均匀；
(3)将步骤(2)经过均匀混合后的粉末在2.5T的磁场中取向并压制成型；
(4)将步骤(3)得到的压坯置入真空烧结炉内，然后升高温度在1020-1120℃烧结2-4小时，最后进行二级热处理，其中一级热处理温度830℃-930℃，时间1-3小时；二级热处理温度480℃-630℃，时间1-3小时，最终获得烧结钕铁硼永磁材料。
2.按照权利要求1的方法所制备的一种钕-铁-硼基永磁材料。
铝纳米颗粒掺杂制备的高矫顽力和高耐蚀性烧结
技术领域
背景技术
[0002] NdFeB永磁材料是一种应用十分广泛并在不断发展的重要功能材料，随着全球IT技术的进步、节能意识的增强以及环保理念的普及发展，相关的领域如计算机设备、电动车等各种电机对磁体的用量将持续增加。一方面，作为一种材料，其研究深度、生产规模等相关因素不仅对本行业产生了影响，而且对社会的其它相关行业如能源、环境、经济发展等各方面都产生重要影响。另一方面，中国的NdFeB永磁材料制备技术与世界先进水平相比仍有不少差距，虽然资源和劳动力的优势是中国NdFeB永磁材料产业竞争力强的主要原因，但随着全球的NdFeB永磁材料生产企业大量向中国转移，竞争的核心便转移到技术进步方面。就NdFeB永磁材料研究而言，虽然二十多年来相关的基础研究已经不少，但研究者和生产者面前的问题依然存在。因此对这种材料的各种研究，不仅有十分明确的现实意义，也是行业发展繁荣的必然选择。
[0003] 目前和今后相当长一段时间内，生产和研究仍然面临的两个问题需要解决：一是烧结钕铁硼磁体的矫顽力仍有很大提升空间；二是烧结钕铁硼磁体的耐腐蚀性仍有待提高。
[0004] NdFeB基永磁材料主相Nd2Fe14B具有非常高的各向异性场，其矫顽力的理论极限高达70kOe，但是实际磁体的矫顽力仅为理论值的十分之一到三分之一。NdFeB永磁体的矫顽力之所以远小于理论各向异性场，是由于其具体的微结构及缺陷造成的。以Sagawa为代表的研究者提出了烧结NdFeB磁体的矫顽力形核理论，认为磁体是由成分均匀的Nd2Fe14B晶粒组成，且晶粒边界存在一定厚度的富钕相。富钕相的存在一方面保证了主相晶粒间的磁性孤立性，有效地阻止了晶粒之间耦合作用的产生；同时也使主相晶粒晶界变得光滑而无缺陷，阻止了反磁化畴的形核和长大，磁体因此而具有高的矫顽力。因此富钕相的组织结构是决定烧结钕铁硼磁体矫顽力的主要因素。
[0005] 烧结钕铁硼磁性能另外一个缺点是耐腐蚀性差，从而大大限制了其进一步应用。烧结NdFeB磁体耐蚀性差的特点首先与其自身晶体结构和相分布有着密切的联系。与多数金属及合金一样，烧结NdFeB永磁合金是由多晶体组成的，其多晶组织由主相Nd2Fe14B相，富Nd相和富B相Nd1+εFe4B4三相组成。就分布状态而言，富Nd相以网络状的方式分布在主相Nd2Fe14B的晶粒边界或三角晶界位置，形成所谓的晶界相，此外少量的富B相以颗粒的形式分布于主相的晶界位置。NdFeB磁体的磁性主要由硬磁相Nd2Fe14B决定；富Nd相的存在可促进磁性材料的烧结，使磁体致密化，沿晶界分布时，可起磁耦合隔离作用，有利于矫顽力的提高，但会降低饱和磁化强度和剩磁。另一个造成烧结NdFeB磁体耐蚀性差的原因则与合金中的相的化学特点相关。具体而言，富Nd相中大量存在的单质Nd元素是化学活性最高的金属元素之一，化学稳定性差，较易发生氧化。一般而言，当磁体处于室温和干燥环境(＜15％RH)下，其氧化腐蚀过程十分缓慢，化学稳定性较好。但是当合金处于干燥高温(＞250℃)或电化学环境中，就会发生明显的腐蚀过程。其中在干燥高温的环境中，合金中富Nd相会首先转变为Nd2O3，随后还会逐步发生主相Nd2Fe14B的氧化分解成α-Fe和Nd2O3，进一步氧化生成Fe2O3；而在电化学环境中，合金组织中相互接触的三相之间存在着明显的电位差。三相的电化学电位由低到高依次分别为富Nd相、富B相和主相Nd2Fe14B，因此三相的腐蚀速率不同。三相间电化学性质的不同造成了电偶效应，为合金形成原电池提供了可能。富Nd相和富B相会相对于主相Nd2Fe14B形成阳极，优先发生腐蚀。这两相作为阳极金属将承担很大的腐蚀电流密度，尤其是其中的富Nd相，由于在组织中呈网络状分布，腐蚀速度很快。它的腐蚀会导致主相Nd2Fe14B晶粒之间结合界面消失，出现晶粒脱落现象，最终导致合金的整体腐蚀。由此可见，无论在哪种腐蚀环境中，烧结NdFeB合金的腐蚀过程就其本质而言都属于选择性腐蚀。发生这一过程的原动力在于合金中富Nd相既具有强烈的化学活性，又与主相Nd2Fe14B之间有明显的电位差。与此同时，由于合金中的富Nd相是呈网络状分布在主相晶粒边界上，使得NdFeB磁体的腐蚀形态具有典型的晶间腐蚀特征，大大加速了合金的腐蚀速度。可见，富Nd相的化学特性及其分布状态是决定NdFeB磁体耐腐蚀性的关键因素。
发明内容
[0006] 本发明的目的是针对上述两个问题，提出采用Al纳米颗粒掺杂的方法制备高矫顽力和高耐腐蚀性的烧结钕铁硼磁体。将一定Al纳米颗粒与钕铁硼微米颗粒混合，使得Al纳米颗粒均匀分布分散于主相Nd2Fe14B晶粒表面。掺杂纳米Al粉经过烧结及热处理过程富集在主相和主相晶粒边界处，形成非磁性的NdAl合金的晶界相，使主相有更好的磁去耦。低熔点元素在烧结温度下形成液体，改善富Nd相与主相的润湿性，使富Nd相更均匀的沿晶界分布，晶界更加清晰、光滑，增强了晶粒间的去磁交换耦合作用和晶界上反磁化畴的形核场，从而提高了磁体的矫顽力。同时这些金属间化合物在晶界上部分的取代了富钕晶界相，因为这类化合物具有相对稳定的化学特性，它的存在可以起到改善富Nd晶界相耐蚀性差的弱点。
[0007] 本发明提供的一种制备高矫顽力和高耐蚀性烧结稀土-铁-硼基永磁材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：
[0009] (2)将平均粒径100-500纳米的Al纳米粉末加入步骤(1)中制备好的钕铁硼基粉末中，掺杂比例为钕铁硼基粉末重量的0.2-2.5％，将两种粉末混合均匀；
[0011] (4)将步骤(3)得到的压坯置入真空烧结炉内，然后升高温度在1020-1120℃烧结2-4小时，最后进行二级热处理，其中一级热处理温度830℃-930℃，时间1-3小时；二级热处理温度480℃-630℃，时间1-3小时；最终获得烧结钕铁硼永磁材料。
[0012] 根据我们的大量研究发现，所掺杂Al纳米颗粒的平均粒径(即颗粒直径)对于磁体最终的耐腐蚀性有着重要影响。如果掺杂Al纳米颗粒的直径过小(小于100纳米)，则Al纳米颗粒与钕铁硼微米颗粒无法混合均匀，造成Al纳米颗粒团聚；反之，如果掺杂Al粉末颗粒的直径过大(大于500纳米)，则Al纳米颗粒达不到均匀包覆钕铁硼微米颗粒的效果。结果显示，采用过小或者过大的Al粉末颗粒进行掺杂，磁体的耐腐蚀性能会有所改善，但是达不到最佳效果，无法实现最终的目的。
具体实施方式
[0013] 实施例1
[0014] 利用速凝技术将成分为Nd13.7FebalCu0.3B6(原子百分含量)的合金制备为薄片，随后采用氢破碎-气流粉碎工艺将粉末制成平均粒径3微米的粉末。之后将重量百分比0.2％的、平均粒径100纳米的Al纳米粉末掺杂到上述初始粉末中，利用混料机将两种粉末进行均匀的混合。将经过均匀混合后的粉末在2.5T的磁场中取向并压制成型。然后将压坯置入高真空烧结炉内，升温至1120℃烧结3小时。之后进行二级热处理，其中一级热处理温度930℃，时间2小时；二级热处理温度580℃，时间1小时，即获得烧结磁体。
[0015] 对比例1
[0016] 采用相同的工艺制备了(1)未掺杂、(2)掺杂0.2％的平均粒径2微米Al颗粒和(3)0.2％的平均粒径5纳米Al颗粒的Nd13.7FebalCu0.3B6烧结磁体作为对比实验。
[0017] 利用B-H回线仪测试了四种磁体的磁性能，同时利用高压反应釜(121℃，0.2MPa，150h)和高温氧化实验(200℃，200h)测试了磁体的耐腐蚀性。所制备磁体的各项磁性能及耐腐蚀性能指标列于表1中。
[0018] 表1实施例1和对比例1磁体磁性能及耐腐蚀性能对比
[0019]
[0020] 以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明掺杂平均粒径100纳米的Al颗粒制备的磁体比未掺杂、掺杂平均粒径2微米和平均粒径5纳米Al颗粒的磁体的矫顽力显著提高，此外磁体的剩磁与磁能积相当，同时磁体的耐腐蚀性明显改善。
[0021] 实施例2
[0022] 利用速凝技术将成分为Nd12.8Dy0.5FebalCu1.0Nb0.3B6(原子百分含量)的合金制备为薄片，随后采用氢破碎-气流粉碎工艺将粉末制成平均粒径5微米的粉末。之后将重量百分比2.5％的、平均粒径500纳米的Al纳米粉末掺杂到上述初始粉末中，利用混料机将两种粉末进行均匀的混合。将经过均匀混合后的粉末在2.5T的磁场中取向并压制成型。然后将压坯置入高真空烧结炉内，升温至1020℃烧结4小时。之后进行二级热处理，其中一级热处理温度830℃，时间3小时；二级热处理温度480℃，时间3小时，即获得烧结磁体。
[0023] 对比例2
[0024] 采用相同的工艺制备了(1)未掺杂、(2)掺杂2.5％的平均粒径4微米Al颗粒和(3)2.5％的平均粒径40纳米Al颗粒的Nd12.8Dy0.5FebalCu1.0Nb0.3B6烧结磁体作为对比实验。
[0025] 利用B-H回线仪测试了四种磁体的磁性能，同时利用高压反应釜(121℃，0.2MPa，150h)和高温氧化实验(200℃，200h)测试了磁体的耐腐蚀性。所制备磁体的各项磁性能及耐腐蚀性能指标列于表2中。
[0026] 表2实施例2和对比例2磁体磁性能及耐腐蚀性能对比
[0027]
[0028] 以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明掺杂平均粒径500纳米的Al颗粒制备的磁体比未掺杂、掺杂平均粒径4微米和平均粒径40纳米Al颗粒的磁体的矫顽力显著提高，此外两种磁体的剩磁与磁能积相当，同时磁体的耐腐蚀性明显改善。
[0029] 实施例3
[0030] 利用速凝技术将成分为Nd12.3Dy1.0FebalNb0.2Co0.5Al0.1B6(原子百分含量)的合金制备为薄片，随后采用氢破碎-气流粉碎工艺将粉末制成平均粒径4微米的粉末。之后将重量百分比0.8％的、平均粒径200纳米的Al纳米粉末掺杂到上述初始粉末中，利用混料机将两种粉末进行均匀的混合。将经过均匀混合后的粉末在2.5T的磁场中取向并压制成型。然后将压坯置入高真空烧结炉内，升温至1080℃烧结2小时。之后进行二级热处理，其中一级热处理温度900℃，时间1小时；二级热处理温度630℃，时间2小时，即获得烧结磁体。
[0031] 对比例3
[0032] 采用相同的工艺制备了未掺杂Al纳米颗粒的Nd12.3Dy1.0FebalNb0.2Co0.5Al0.1B6烧结磁体作为对比实验。
[0033] 利用B-H回线仪测试了两种磁体的磁性能，同时利用高压反应釜(121℃，0.2MPa，150h)和高温氧化实验(200℃，200h)测试了磁体的耐腐蚀性。所制备磁体的各项磁性能及耐腐蚀性能指标列于表3中。
[0034] 表3实施例3和对比例3磁体磁性能及耐腐蚀性能对比
[0035]
[0036] 以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明掺杂Al纳米颗粒制备的磁体比未掺杂磁体的矫顽力显著提高，此外两种磁体的剩磁与磁能积相当，同时磁体的耐腐蚀性明显改善。
[0037] 实施例4
[0038] 利用速凝技术将成分为Nd12.5Dy1.5FebalAl1.2B6(质量百分含量)的合金制备为薄片，随后采用氢破碎-气流粉碎工艺将粉末制成平均粒径3微米的粉末。之后将重量百分比1.5％的、平均粒径300纳米的Al纳米粉末掺杂到上述初始粉末中，利用混料机将两种粉末进行均匀的混合。将经过均匀混合后的粉末在2.5T的磁场中取向并压制成型。然后将压坯置入高真空烧结炉内，升温至1050℃烧结2小时，之后进行二级热处理，其中一级热处理温度860℃，时间2小时；二级热处理温度500℃，时间2小时。即获得烧结磁体。所制备磁体的
[0039] 对比例4
[0040] 采用相同的工艺制备了未掺杂Al纳米颗粒的Nd12.5Dy1.5FebalAl1.2B6烧结磁体作为对比实验。
[0041] 利用B-H回线仪测试了两种磁体的磁性能，同时利用高压反应釜(121℃，0.2MPa，150h)和高温氧化实验(200℃，200h)测试了磁体的耐腐蚀性。所制备磁体的各项磁性能及耐腐蚀性能指标列于表4中。
[0042] 表4实施例4和对比例4磁体磁性能及耐腐蚀性能对比
[0043]
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