CN1484837A - 纳米复合磁体 - Google Patents

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Abstract

一种纳米复合磁体，它具有通式(Fe1－mTm)100－x－y－z－nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B和C的元素，R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。纳米复合磁体的氧含量以质量计至多约1,500ppm。

Description

纳米复合磁体
发明领域
本发明总的来说涉及一种适用于比如各种类型电动机和驱动器的永磁体，本发明尤其涉及一种纳米复合磁体。
发明背景
近来，越来越需要进一步提高家用电器、办公自动化用具以及各种其它类型电子设备的性能并进一步降低其尺寸和重量。鉴于这些目的，当用于这些应用的永磁体作为磁路来工作时，要求其性能重量比最大化。例如，目前迫切需要剩磁Br至少约0.5T的永磁体。硬铁氧体磁体的广泛应用是由于这种类型的磁体相对廉价。但是，硬铁氧体磁体不能获得至少约0.5T的高剩磁Br。
通过粉末冶金工艺制备的Sm-Co基磁体是目前认为能获得至少约0.5T高剩磁Br的典型永磁体。但是，因为Sm和Co均是昂贵的原料，从而造成Sm-Co基磁体也很昂贵。
另一方面，关于Nd-Fe-B基磁体，其主要由相对廉价的Fe(通常其含量占总重量的约60wt％至约70wt％)所组成，比Sm-Co基磁体要便宜的多。其它高剩磁磁体的例子包括由粉末冶金工艺制备的Nd-Fe-B基烧结磁体和由熔体快冷工艺制备的Nd-Fe-B基快速凝固磁体。例如，日本公开特许公报No.59-46008公开了一种Nd-Fe-B基烧结磁体，日本公开特许公报No.60-9852公开了一种Nd-Fe-B基快速凝固磁体。但是，制备Nd-Fe-B基烧结磁体仍然很贵。其部分原因是需要大型设备和大量的制造及处理步骤来分离和提纯或通过还原反应来获得Nd，Nd通常占磁体的约10at％至约15at％。通常粉末冶金工艺本身也需要相对多的制造及处理步骤。
与通过粉末冶金工艺形成的Nd-Fe-B基烧结磁体相比，利用熔体快冷工艺制备的Nd-Fe-B基快速凝固磁体成本更低。这是因为可以通过相对简单的熔化、熔体快冷和热处理工艺步骤来制备Nd-Fe-B基快速凝固磁体。但是，为了利用熔体快冷工艺获得大块永磁体，应该通过利用树脂粘结剂混合由快速凝固合金获得的磁体粉末来形成粘结磁体。因此，磁体粉末一般最多约占模制粘结磁体的80％的体积。另外，通过熔体快冷工艺形成的快速凝固合金为各向同性磁。
因此，熔体快冷工艺所制备的Nd-Fe-B基快速凝固磁体的剩磁Br低于粉末冶金工艺所制备的各向异性磁Nd-Fe-B基烧结磁体。
日本公开特许公报No.1-7502公开了一种有效提高Nd-Fe-B基快速凝固磁体磁性能的技术，即向原料合金中混合添加至少一种选自Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W的元素以及至少一种选自Ti、V和Cr的元素。当这些元素添加到原料合金时，提高了磁体的矫顽力HCJ和抗腐蚀性。但是，唯一已知的提高剩磁Br的有效方法是提高粘结磁体的密度。另外，当Nd-Fe-B基快速凝固磁体包括约6at％或更多的一种稀土元素时，现有技术经常使用熔态旋分(melt spinning)工艺，即通过喷嘴向冷却辊喷射原料合金熔体，以增加的速度快速冷却和凝固原料合金。
R.Coehoorn等在J.de Phys，C8，1998，pp.669-670中提出了一种用于Nd-Fe-B基快速凝固磁体的另外一种磁体原料。Coehoorn原料的成分包括较低摩尔分数的稀土元素(即，约为Nd3.8Fe77.2B19，其中下标所示为原子百分比)和作为主相的Fe3B通过对由熔体快冷工艺制备的非晶合金进行加热和结晶来获得这种永磁体原料。结晶原料也具有亚稳定结构，其中软磁相Fe3B和硬磁相Nd2Fe14B共存，并且非常小尺寸(即，几个纳米数量级)的晶粒细小均匀地分布成为两种结晶相的复合体。因此，由这种原料制成的磁体称为“纳米复合磁体”。据报道该纳米复合磁体具有约1T或更高的剩磁Br。但是其矫顽力HCJ较较低，也就在约160kA/m至约240kA/m范围内。因此，仅当磁体的工作点(operating point)为约1或更高时，该永磁体原料才可适用。建议将各种金属元素添加到纳米复合磁体的原料合金中来提高其磁性能。例如，参见日本公开特许公报No.3-261104、美国专利No.4,836,868、日本公开特许公报No.7-122412、PCT国际申请No.WO 003/03403以及W.C.Chan等的“难熔金属对α-Fe/Nd2Fe14B型纳米复合材料的磁性能的影响”(IEEE Trans.Magn.No.5，INTERMAG.99，Kyongiu，Korea，PP.3265-3267，1999)。但是，所建议的这些技术均不能可靠到总能获得足够高的“性能成本比”。特别是通过这些技术制备的纳米复合磁体均不能实现可实际用于各种就用的高矫顽力。因而，这些磁体均不具有工业上可行的磁性能。
发明内容
为了解决上述问题，本发明优选实施方式提供了一种纳米复合磁体，其达到了能实际用于多种应用的高矫顽力HCJ(即，HCJ≥480kA/m)，同时维持了至少约0.7T的剩磁Br，还提供了一种通过比常规方法更加经济的方法制备的纳米复合磁体。
本发明优选实施方式的纳米复合磁体优选具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B和C的元素，R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。优选纳米复合磁体氧含量以质量计至多约1,500ppm。
在本发明一优选实施方式中，纳米复合磁体优选包括至少两个含有硬磁相和软磁相的铁磁结晶相。优选硬磁相的平均晶粒尺寸约5nm至约200nm，而优选软磁相的平均晶粒尺寸约1nm至约50nm。
在此特别优选的实施方式中，硬磁相优选包括R2Fe14B相。
在本发明另一优选实施方式中，纳米复合磁体可显示出包括剩磁Br至少约0.7T和矫顽力HCJ至少约480kA/m的硬磁性能。
更优选纳米复合磁体氧含量以质量计至多约700ppm。
甚至更优选纳米复合磁体氮含量以质量计至多约400ppm。
在此情形下，纳米复合磁体可显示出包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的硬磁性能。
本发明其它优选实施方式的纳米复合磁体优选具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B和C的元素，R为通常包括至少Nd和Pr的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。优选纳米复合磁体的氮含量以质量计至多约400ppm。
在本发明一优选实施方式中，纳米复合磁体优选包括至少两个含有硬磁相和软磁相的铁磁结晶相。优选硬磁相的平均晶粒尺寸约5nm至约200nm。优选软磁相的平均晶粒尺寸约1nm至约50nm。
在此特别优选的实施方式中，硬磁相优选包括R2Fe14B相(即，硬磁相具有R2Fe14B结晶结构)。
通过对本发明优选实施方式进行如下详述，使得本发明的其它特点、要素、工艺、步骤、特征和优点变得更加明显。
附图简要说明
图1为最大能积(BH)MAX与未添加Ti的Nd-Fe-B基纳米复合磁体中硼浓度的关系图，其中白条表示含Nd量约10at％至约14at％样品的数据，黑条表示含Nd量约8at％至约10at％样品的数据。
图2为最大能积(BH)MAX与添加Ti的Nd-Fe-B基纳米复合磁体中硼浓度的关系图，其中白条还表示含Nd量约10at％至约14at％样品的数据，黑条还表示含Nd量约8at％至约10at％样品的数据。
图3为包含在本发明各种优选实施方式磁体中的R2Fe14B和(Fe，Ti)-B相的示意图。
图4示意了在结晶过程中三种类型的快速凝固合金如何改变其微晶结构，该三种合金分别具有含添加剂Ti的成分、以V或Cr为替代添加剂的成分、和以Nb、Mo或W为另一种替代添加剂的成分。
图5A所示为熔体快冷设备总装配的剖面图，该设备用于制备作为本发明各种优选实施方式纳米复合磁体原料合金的快速凝固合金。
图5B所示的是图5A设备中对熔体进行快冷和快速凝固的放大部分。
图6所示为另一个典型设备的剖面图，该设备用于制备作为本发明各种优选实施方式的纳米复合磁体原料合金的快速凝固合金。
实施本发明的最好方式
通过快冷和快速凝固含Ti的稀土-铁-硼基原料合金来形成本发明优选实施方式的纳米复合磁体。利用此方法所获得的快速凝固合金通常包括结晶相。但是，如果必要，可加热合金并使其进一步结晶。所获纳米复合磁体中的快速凝固合金易于非晶化，并且有时当原料合金被冷却和凝固之后几乎不含结晶相，该合金包括摩尔分数x大于约10at％的B(或C)。虽然如此，经过热处理工艺，这种合金也能被晶化。
本发明人通过实验发现并确认，当添加Ti的铁基稀土合金的组成由摩尔分数范围的特定组合确定时，在熔体冷却过程中常常发现α-Fe相的晶体生长最小，然而，对所获磁体的硬磁性能有贡献的R2Fe14B(即，具有R2Fe14B结晶结构的硬磁相)相的晶体可优先均匀地生长。本发明优选实施方式的基本思想基于此发现。在下述本发明特别优选的实施方式中，假定正好在原料合金熔体冷却和凝固之后产生了结晶相。但是，本发明人通过实验确认，即使凝固后的合金是非晶的，在随后用于晶化的热处理工艺中通过添加剂Ti的类似作用也可形成类似的纳米晶结构，并且仍然可获得具有优异磁性能的理想的纳米复合磁体。
此处所用的“纳米复合磁体”也指具有纳米复合结构的合金，二者可交替使用。因此，这里的“纳米复合磁体”包括具有此纳米复合结构的快速凝固合金(这里也简单地称为“凝固合金”)、对非晶快速凝固合金进行热处理工艺产生的纳米复合结构的合金、以及对凝固合金或热处理合金进行粉碎而获得的磁体粉末。应该指出，可以在粉碎之前或粉碎之后对快速凝固合金进行热处理以产生纳米复合结构。
如果当R的摩尔分数小于约10at％，B(或C)的摩尔分数大于约10at％时，除非向原料合金中添加Ti，否则α-Fe相易于成核并且比具有硬磁性能的Nd2Fe14B相生长更快、更容易。因而，当对具有此组成(即，不含Ti)的快速凝固合金进行热处理时，具有软磁性能的α-Fe相将过度生长。
相反，当向原料合金添加Ti时，将降低α-Fe相的结晶动力学，也就是说，α-Fe相的成核和生长需要花费更长的时间。本发明人由此认为，在α-Fe相长成粗大晶粒之前，Nd2Fe14B相应开始成核并生长。因此，当添加Ti时，在α-Fe相过度生长之前，Nd2Fe14B相能够充分生长并且均匀地分布。另外，本发明人还认为，如果向原料合金添加Ti，则Nd2Fe14B相内几乎不含Ti，而大部分的Ti位于铁基硼化物中或位于Nd2Fe14B相和铁基硼化物之间的界面上以稳定铁基硼化物。
根据本发明优选实施方式，添加剂Ti有助于显著降低软磁相(即，铁基硼化物和α-Fe相)的晶粒尺寸、可使Nd2Fe14B相均匀分布并且提高Nd2Fe14B相的体积百分比。因而，所获得的纳米复合磁体的矫顽力和磁化强度(或剩磁)得到显著提高，并且其退磁曲线的方形度(loopsquareness)得以明显改善。
下面将进一步描述根据本发明优选实施方式的纳米复合磁体。
具体地说，根据本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体优选具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B(硼)和C(碳)的元素，R为通常包括至少Nd和Pr的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。本发明第一个优选实施方式纳米复合磁体的氧含量以质量计更优选至多约1,500ppm。
本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体包括摩尔分数小于约10at％含量的稀土元素。但是，由于向其原料合金中添加了Ti，与由不含Ti的合金制成的磁体相比，纳米复合磁体获得了保持或甚至提高磁化强度(剩磁Br)以及改善其退磁曲线方形度的意外效果。
在本发明优选实施方式的纳米复合磁体中，存在于硬磁相周围的软磁相(作为晶界相或亚晶界相)的平均晶粒尺寸约50nm或更小。因而，通过交互作用将软磁和硬磁相磁耦合在一起。鉴于此因，即使其中包含了比如铁基硼化物和α-Fe相的软磁相以及硬磁R2Fe14B相，作为整个合金也能在其退磁曲线上显示出优越的方形度。应该指出，软磁相的平均晶粒尺寸比硬磁相的小。
根据本发明优选实施方式的纳米复合磁体优选包括铁基硼化物和α-Fe相，这两个相的饱和磁化强度约等于或甚至高于R2Fe14B相。铁基硼化物的例子包括Fe3B(饱和磁化强度约1.5T；此处的Fe3B包括Fe3.5B)和Fe23B6(饱和磁化强度约1.6T)。此时，当R为Nd的R2Fe14B相的饱和磁化强度约1.6T时，则α-Fe相的饱和磁化强度约2.1T。
通常当Q(Q为C和/或B)的摩尔分数x大于约10at％并且稀土元素R的摩尔分数y约5at％至约9at％时，可产生R2Fe23B3。但是，甚至当使用了具有此组成的原料合金时，添加'可产生R2Fe14B相而不是R2Fe23B3相，并且可产生具有软磁性能铁基硼化物相，比如Fe23B6和Fe3B相。也就是说，添加剂Ti提高了R2Fe14B相的体积百分比，并且所产生的铁基硼化物相有助于提高磁化强度。
本发明人通过实验结果发现，在单独添加Ti时，磁化强度不是降低而是适当地提高，这与任何其它金属元素添加剂比如V、Cr、Mn、Nb或Mo相悖。而且，当添加Ti时，所获得的退磁曲线的方形度比添加任何其它上述例举的元素好的多。
而且，当B浓度大于约10at％时，利用添加剂Ti所获得的效果尤其显著。下面将参考图1和2来描述这一点。
图1为最大能积(BH)MAX与未添加Ti的Nd-Fe-B基纳米复合磁体中硼浓度的关系图。图1中白条表示含Nd含量约10at％至约14at％样品的数据，而黑条表示含Nd含量约8at％至约10at％样品的数据。另一方面，图2为最大能积(BH)MAX与添加Ti的Nd-Fe-B基纳米复合磁体中硼浓度的关系图。图2中白条也表示含Nd含量约10at％至约14at％样品的数据，黑条也表示含Nd含量约8at％至约10at％样品的数据。
从图1可看出，一旦硼的浓度超过约10at％，无论样品中Nd含量为多少，该不含Ti的样品具有降低的最大能积(BH)MAX。当Nd的浓度约8at％至约10at％时，此降低尤其明显。本技术领域熟知此趋势，并且普遍认为包括主相Nd2Fe14B的任何永磁体不应含超过约10at％的硼。例如，美国专利No.4,836,868公开了将硼浓度设定为约5at％至约9.5at％的实施例。该专利教导硼浓度优选约4at％至小于约12at％，更优选约4at％至约10at％。
相反，从图2可看出，在硼浓度大于约10at％的特定范围内，含Ti的样品具有升高的最大能积(BH)MAX。当Nd的浓度约8at％至约10at％时，此升高尤其显著。
因此，常规误解为硼浓度大于约10at％时会降低磁性能，但本发明与此相背离，并且仅通过向原料合金添加Ti则获得了意外的结果。
另外，根据本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体优选氧含量以质量计至多约1,500ppm，并且具有包括剩磁Br至少约0.7T和矫顽力HCJ至少约480kA/m的硬磁性能。
在有助于本发明当前优选实施方式的纳米复合磁体的硬磁性能的R2Fe14B相中，其稀土元素对氧有很高的活化能从而易于氧化。因此，本发明人通过实验发现并确认，磁体(或其原料合金)的氧含量不应当超过约1,500ppm，以使R2Fe14B相的体积百分比提高到要求的最低水平(优选至少约50vol％，更优选至少约60vol％)，从而减少不需要的稀土氧化物并获得理想的硬磁性能。
这是因为如果纳米复合磁体的氧含量超过约1,500ppm，则包含此磁体的各种类型的旋转电机和驱动器不能获得所需要的磁性能(包括Br至少约0.7T和HCJ至少约480kA/m)。所以，纳米复合磁体的氧含量优选至多约900ppm，更优选至多约700ppm。
为了获得良好的磁性能，根据本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体的最低氧含量优选接近约20ppm(即，通常可获得的最小可能值)。但是，即使氧含量为约100ppm或更高，通常磁性能不会严重降低。因而，纳米复合磁体的氧含量可以为约100ppm或更高。另外，如果纳米复合磁体的氧含量为约200ppm或更高时，则用于制备熔融合金的熔体坩埚可达到至多约10-1Pa的真空。从而可明显降低设备成本以及最终的总生产成本。而且，在此情况下，可用更短的时间产生所需水平的真空，使得设备的运行效率更高。从而降低了生产成本。另外，如果纳米复合磁体的氧含量约100ppm至约700ppm，则该纳米复合磁体的Br是氧含量约10ppm至约100ppm的纳米复合磁体的平均Br值的约97％或更高。因而，未发现所获得的磁性能严重降低。
另外，根据本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体优选氮含量至多约400ppm。具体地说，如果纳米复合磁体的氧和氮的含量分别控制在约700ppm或更小和约400ppm或更小，则纳米复合磁体具有包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的理想硬磁性能。
如果必要的话，可通过对其快速凝固原料合金热处理来制备本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体。但是，快速凝固合金包括作为其主要元素之一的遇氧活泼的稀土元素。因此，热处理气氛优选真空约10Pa或更小的稀有气体如氩或氮气。但是，如果在10Pa或更小的真空内进行热处理，则合金不可能在炉内被加热的很均匀，从而可恶化所获得的磁体性能。稀有气体比如氩气至少比氮气贵10倍多。从而使用稀有气体会明显增加工艺成本。因此，为了降低热处理工艺的成本，合金优选在氮气气氛中进行热处理。但是，如果在氮气气氛中对快速凝固合金进行热处理，则所获得的纳米复合磁体将含有氮并且可能显示出恶化的磁性能。从而，本发明人开展实验寻找在氮气气氛中进行热处理的最佳条件，采用氮气可削减本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体的生产成本。结果，本发明人发现，当确定热处理条件使得所获纳米复合磁体的氮含量不超过约400ppm时，在氮气气氛中进行的热处理仅导致了磁性能的轻微恶化。
本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体的氮浓度更优选至多约200ppm，甚至更优选至多约150ppm，最优选至多约70ppm。快冷和快速凝固后的熔融合金包括约10ppm至约20ppm的氮。从而，纳米复合磁体可行的最低氮含量确定为约10ppm。考虑到目前可得到的分析仪器的分辨率，磁体的氮含量不应低于约10ppm。也就是说，常规分析仪器通常不能测量小于约10ppm的氮含量。
如上所述，本发明第一个优选实施方式的纳米复合磁体具有降低的氧含量。因而，如果其氮含量控制在约400ppm或更小，则纳米复合磁体显示出包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的理想硬磁性能。但不单是磁体中的氧含量约1,500ppm或更小时，大于约400ppm的氮含量才会导致磁性能的急剧下降。另外，不考虑纳米复合磁体的磁性能(或氧含量)，在氮气氛中而非稀有气氛中进行热处理工艺通常能降低工艺成本。
具体地讲，根据本发明第二个优选实施方式的纳米复合磁体优选具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B(硼)和C(碳)的元素，R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。纳米复合磁体的氮含量以质量计优选至多约400ppm。可将其原料合金在氮气氛中进行热处理来制备纳米复合磁体。另外，如果控制纳米复合磁体的氧含量在上述规定范围内，即使是通过原料合金在氮气氛中进行热处理工艺所制备的纳米复合磁体依然可获得包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的优良硬磁性能。
接下来将描述如何制备本发明优选实施方式的纳米复合磁体。
首先，在惰性气氛中快速冷却具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn(其中，10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％)所表示组成的铁基稀土合金熔体，从而制备包含约60％体积或更多R2Fe14B相的快速凝固合金。例如，快冷合金中R2Fe14B相的平均晶粒尺寸约80nm或更小。如果必要，可对该快冷合金进行热处理。从而使得残留在快速凝固合金中的非晶相晶化。应该指出，如果Q的摩尔分数x超过约10at％，则易于产生非晶相并且有时大部分所获得的快速凝固合金由非晶相组成。即使如此，通过对所获得的快速凝固合金进行热处理工艺，可产生约50％或更高的体积百分比的R2Fe14B相并且可获得理想的磁性能。但是，优选以约102℃/s至约105℃/s的冷却速度对熔融合金进行快速冷却和凝固。然后形成理想的纳米晶结构并且R2Fe14B相易于成核。
在利用冷却辊进行熔态旋分工艺或带铸工艺的优选实施方式中，优选在压力约1.3kPa或更高的气氛中对熔融合金进行快速冷却。从而，不仅通过与冷却辊的接触来快速冷却了熔融合金，而且甚至在凝固合金脱离辊之后因气氛气体所引起的二次冷却效果使其进一步得到适宜的冷却。
根据本发明人所开展的实验结果，在进行快冷工艺时，优选气氛气体的压力控制在约1.3kPa或更高但小于大气压(＝101.3kPa)，更优选约10kPa至约90kPa，甚至更优选约20kPa至约60kPa。
当气氛气体的压力在任何这些优选的范围内时，冷却辊的表面速度优选约4m/s至约50m/s。这是因为，如果冷却辊的表面速度低于约4m/s，则包含在快速凝固合金中的R2Fe14B相将具有过大的晶粒。在此情形下，热处理将进一步增大R2Fe14B相的晶粒，从而很可能恶化了所获得的磁性能。
根据本发明所得到的实验结果，冷却辊的表面速度更优选约5m/s至约30m/s，甚至更优选约5m/s至约20m/s。
当对具有本发明优选实施方式的纳米复合磁体组分的原料合金进行快冷和快速凝固时，快速凝固合金具有几乎无过大晶粒尺寸的α-Fe相析出但存在微晶R2Fe14B相的结构，或者具有微晶R2Fe14B相和非晶相共存的结构。因此，当对此快速凝固合金进行热处理时，将获得高性能的纳米复合磁体，其中，比如铁基硼化物相的软磁相细散或均匀地分布在硬磁相的晶界上。此处所使用的“非晶相”不仅是指原子排列杂乱无序的相，而且也指包括用于结晶的晶胚、相当小的结晶区(尺寸为几个纳米或更小)和/或原子束的相。进一步说，这里的“非晶相”是指晶体结构不能通过X-射线衍射分析或TEM观测来确定的相。
在以往的技术中，即使当人们试图通过对具有与本发明优选实施方式的纳米复合磁体的组成相接近、但又不含Ti的熔融合金进行快冷来获得含约60％体积或更多的R2Fe14B相的快速凝固合金时，所获得的合金结构中仍有许多α-Fe相长大。从而，当此后对合金进行加热和晶化时，α-Fe相将过度地增大其晶粒尺寸。一旦含α-Fe相的软磁相过度地生长，则明显恶化合金的磁性能，因而实际上不可能由该合金制备出合格的粘结磁体。
尤其是采用与本发明优选实施方式纳米复合磁体用原料合金相类似的含B百分比较高的原料合金时，即使以很低的速度冷却熔融合金，根据常规的方法也不易产生结晶相。这是富B熔融合金极其可能产生非晶相的缘故。所以，在以往的技术中，即使人们企图通过充分降低熔体的冷却速度来制备含约60％体积或更多的R2Fe14B相的快速凝固合金，不仅R2Fe14B相而且α-Fe相或其前体将大量析出。从而，当此后对合金进行加热并晶化时，α-Fe相将进一步生长而严重恶化合金的磁性能。
因而，普遍认为提高纳米复合磁体用原料合金的矫顽力的最好方法是，首先快速冷却熔体使大部分快速凝固合金非晶化，其后通过对非晶相的加热和晶化来形成非常细散和均匀的结构。这是由于在常规方法中，认为别无选择仅能通过简单可控的热处理工艺对非晶相进行晶化并降低包括软磁相和硬磁相结构总尺寸来获得具有以下合金结构的纳米复合磁体，该磁体其中分散有晶粒尺寸约50nm或更小的软磁相，并且该软磁相可通过交互作用与硬磁相磁耦合。
基于此普遍的理解，W.C.Chan等报道了一种获得晶粒尺寸为几十纳米级的Nd2Fe14B相和α-Fe相的技术。根据Chan的技术，向原料合金中添加能很好地产生非晶相的La。接着，对原料合金进行熔体快冷以获得主要由非晶相组成的快速凝固合金。然后加热合金使其结晶。参见W.C.Chan等的“难熔金属对α-Fe/Nd2Fe14B型纳米复合材料的磁性能的影响”(IEEE Trans.Magn.No.5，INTERMAG.99，Kyongiu，Korea，pp.3265-3267，1999)。该文章也教导了添加很少量(例如，约2at％)难熔金属元素比如Ti来改善磁性能，以及优选稀土元素Nd的摩尔分数从约9.5at％提高到约11.0at％来降低Nd2Fe14B和α-Fe相的晶粒尺寸。添加难熔金属可防止硼化物比如R2Fe23B3和Fe3B的产生，以及制备基本上仅有R2Fe14B和α-Fe相组成的用于磁体粉末的原料合金。
相反，在本发明优选实施方式的纳米复合磁体中，添加剂Ti减少了快速凝固工艺过程中α-Fe相的成核。另外，添加剂Ti还能产生比如铁基硼化物的软磁相，并且在用于结晶的热处理工艺过程中降低其晶粒尺寸的生长。因而，可获得具有优异磁性能的纳米复合磁体。
根据本发明优选实施方式，即使原料合金包括相对低百分比的稀土元素(即，约9at％或更少)，也可获得高磁化强度(或剩磁)和矫顽力以及在其退磁曲线上具有优异方形度的磁体粉末。
如上所述，通过在冷却过程中使Nd2Fe14B相成核并更快、容早地生长以提高Nd2Fe14B相的体积百分比，并且通过减小软磁相晶粒的粗化来提高本发明优选实施方式的纳米复合磁体的矫顽力。而且，由于添加剂Ti可由存在于快速凝固合金中的富硼非晶相产生硼化物相(例如，铁磁铁基硼化物)，并且可提高经加热和结晶的合金中铁磁相的体积百分比，所以可提高其磁化强度。
优选对由此方法获得的快速凝固合金进行加热和结晶，这取决于形成包括R2Fe14B、硼化物和α-Fe相的三个或更多结晶相结构的需要。优选控制热处理的温度和保温时间，使得R2Fe14B相的平均晶粒尺寸约5nm至约200nm，硼化物和α-Fe相的平均晶粒尺寸约1nm至约50nm。通常R2Fe14B相的平均晶粒尺寸约30nm或更大，根据条件也可以为50nm或更大。另一方面，通常软磁相比如硼化物和α-Fe相的平均晶粒尺寸约30nm或更小并且通常至多为几个纳米。
在本发明优选实施方式的纳米复合磁体中，R2Fe14B相的平均晶粒尺寸大于软磁相。图3所示为纳米复合磁体的金属结构。如图3所示，细小的软磁相分布在较较大的R2Fe14B相的晶界。尽管R2Fe14B相具有较大的平均晶粒尺寸，软磁相因其晶体生长减小而具有足够小的平均晶粒尺寸。因此，这些组成相通过交互作用而磁耦合在一起，并且软磁相的磁化方向受到硬磁相的制约。从而，整个合金可在其退磁曲线上具有优异的方形度。
在上述生产工艺中，易于产生硼化物。可认为其原因如下。当由R小于约10at％和Q(例如，B和或C)超过约10at％组成的原料合金制成主要由R2Fe14B相组成的快速凝固合金时，存在于凝固合金中的非晶相会含有过量的硼。因此，当合金受热并结晶时，硼易于和其它元素结合，从而使得成核和生长充分。但是，如果含在热处理前非晶相中的硼与其它元素结合并且产生低磁化强度的化合物，则整个合金的磁化强度降低。
本发明人通过实验发现并确认，单独添加Ti时，磁化强度不是降低而是适当地提高，这与任何其它金属元素添加剂比如V、Cr、Mn、Nb或Mo相反。而且，添加剂Ti改善退磁曲线的方形度远好于添加任何其它上述例举的元素。因此，本发明人认为，Ti在减少生成低磁化强度的硼化物中起到了关键作用。尤其是当包括较少量的B和Ti时，具有铁磁性能的铁基硼化物在合金热处理过程中易于生长。在此情形下，包含在非晶相内的硼化物将被吸入铁基硼化物中。因而，降低了仍然残留在受热和结晶后的合金中的非晶相体积百分比，提高了铁磁相的体积百分比，从而提高了剩磁Br。
下面将参考图4进一步讨论这一点。
图4示意了在结晶过程中三种类型的快速凝固合金如何改变其微晶结构，该三种合金分别具有含添加剂Ti的组成、以V或Cr为替代添加剂的组成和以Nb、Mo或W为另一替代添加剂的组成。当添加Ti时，在温度超过α-Fe相快速生长温度的范围内软磁相的晶粒尺寸生长减小。因而能维持优异的硬磁性能。相反，添加任何其它的金属元素(例如，Nb、V、Cr等)，各组成相的晶粒生长明显加快，并且在α-Fe相快速生长的较高温度范围内这些相之间的交互作用减弱。因而，所获得的退磁曲线具有降低的方形度。
首先将描述添加Nb、Mo或W的情形。在此情形下，如果在无α-Fe相析出的较低温度范围内对合金进行热处理，则可获得包括优越退磁曲线方形度在内的良好硬磁性能。但是，在此低温下进行热处理的合金内，R2Fe14B微晶相将分散在非晶相中，从而使得合金不具有纳米复合磁体结构并且不能显示出较高的磁化强度。另外，如果在更高的温度下对合金进行热处理，则α-Fe相在非晶相以外成核和生长。与添加Ti的情形不同，α-Fe相快速生长并过度地增大其晶粒尺寸。因而造成组分相之间的交互作用减弱并且显著恶化退磁曲线的方形度。
另一方面，当添加Ti时，可以通过对合金进行热处理来获得包括微晶R2Fe14B、铁基硼化物、α-Fe和非晶相的纳米复合结构，并且各组成相细小而均匀地分布。而且，Ti的添加还降低了α-Fe相的晶粒生长。
当添加V或Cr时，任何这些添加剂金属元素反铁磁性地与Fe耦合而形成固溶体，从而明显地降低磁化强度。添加剂V或Cr也不能有效地降低热处理诱导的晶粒生长，并且恶化了退磁曲线的方形度。
因此，当单独添加Ti时，可适宜地降低α-Fe相的晶粒粗化，并且可获得具有铁磁性能的铁基硼化物。而且，Ti与B和C一样，作为一种元素在快冷工艺中起到了延迟Fe起始晶体(即，将转变成α-Fe的γ-Fe)结晶的重要作用，从而便于产生过冷液体。因此，即使在约102℃/s至约105℃/s的较低冷却速度下对含Ti的合金熔体进行快冷和凝固，可获得无大量α-Fe相析出并且微晶R2Fe14B和非晶相共存的快速凝固合金。这大大有助于纳米复合磁体的成本降低，因为这意味着可采用特别适合于规模生产的带铸工艺作为快冷技术。
带铸工艺是一种通过冷却原料合金熔体来获得快速凝固合金(或凝固合金)的方法，其生产率高并且成本较低。这是因为在带铸工艺中，不必利用喷嘴或注口来控制熔体的流速，而是将熔体直接从中间罐中倒在冷却辊上。为了在甚至适用于带铸工艺的冷却速度范围使得R-Fe-B稀土合金熔体非晶化，通常应添加10at％或更多的B(硼)。但是，在以往技术中，如果添加了如此多的B，则当对快速凝固合金进行热处理时，不仅非晶相而且α-Fe相和/或软磁R2Fe23B3将优先生长而具有过大的晶粒尺寸。从而不能获得均匀的微晶结构。结果是降低了铁磁相的体积百分比，降低了磁化强度，也降低了R2Fe14B相的体积百分比。因此，显著降低了矫顽力。但是，如果同本发明优选实施方式一样来添加Ti，则如上所述使α-Fe相晶粒过度生长最小化。结果是磁化强度比所期望的增加很多。
应该指出，包括高体积百分比R2Fe14B相的快速凝固合金比包括高体积百分比非晶相的快速凝固合金更易于提高所获得的磁性能。因此，R2Fe14B相相对整个凝固合金的体积百分比优选约50vol％或更多，更优选约60vol％或更多，此值通过Mǒssbauer光谱学获得。
                     优选组成
根据本发明优选实施方式的纳米复合磁体优选具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素，Q为至少一种选自B和C的元素，R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且可选择地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。摩尔分数x、y、z、m和n优选分别满足不等式：10at％＜x≤20at％、6at％≤y＜10at％、0.5at％≤z≤12at％、0≤m≤0.5和0at％＜n≤10at％。
Q为单独的B(硼)或为B和C(碳)的组合。C与Q的摩尔分数优选约为0.5或更小。
如果Q的摩尔分数x约10at％或更小并且快速冷却速度低至约102℃/s-约105℃/s，则甚至当对所获得的快速凝固合金进行了热处理，HCJ也可能会小于约700kA/m。在此情形下，通过熔态旋分或带铸工艺难以制备具有优异磁性能的纳米复合磁体。而且，此时不能采用在各种快冷方法中最划算的技术之一-带铸方法，无意间增加了所获得磁体的价格。另一方面，如果Q的摩尔分数x超过约20at％，则提高了仍然残留在受热和结晶后的合金中非晶相的体积百分比。同时，饱和磁化强度高于任何其它组成相的α-Fe相其体积百分比降低，并降低了剩磁Br。基于这些考虑，Q的摩尔分数x优选大于约10at％但为约20at％或更小，更优选大于约10at％但为约17at％或更小。甚至更优选x大于约10at％但为约14at％更小，因为在此范围内铁基硼化物可有效地成核并且提高B。应该指出，如果x为更加有效地产生非晶相的15at％＜x≤20at％，则优选满足关系3.0at％＜z＜12at％。
C与B和C的(原子)比p优选约0至约0.50。原因如下。如果Q基本上仅由B组成，则非磁TiB2相析出而恶化所获得的磁性能或过分地增加了熔融合金的粘度，从而使得在理想条件下难以对原料合金进行快冷。为了获得添加剂C所带来的预期效果，优选C的比例p至少约0.01。原因如下。如果p远小于约0.01，则即使添加C也几乎不能达到所期望的效果。另一方面，如果p远大于约0.5，则极大地提高了所产生的α-Fe相的体积百分比，从而妨碍了R2Fe14B相的产生并且引起所获磁性能的恶化。比例p的下限优选约0.02，而其上限优选约0.40。更优选比例p约0.08至约0.25。
R优选包括必要元素Pr或Nd，可用Dy和/或Tb替代其一部分。优选R基本上不含La并基本上不含Ce，因为La或Ce的存在降低了矫顽力和退磁曲线的方形度。但是，如果含有极少量(即，约0.5at％或更少)的不可避免的La和Ce的杂质，则不存在降低磁性能的问题。因此，“基本上不含La(Ce)”或“基本上排除La(Ce)”的说法是指La(Ce)的含量约0.5at％或更少。
如果R的摩尔分数y小于约6at％，则具有有助于表现出硬磁性能的微晶R2Fe14B结构的化合物相不能充分结晶，并且不能获得至少约480kA/m的矫顽力HCJ。另一方面，如果R的摩尔分数y等于或大于约10at％，则具有铁磁性能的铁基硼化物和α-Fe的百分比均降低。同时，纳米复合磁体粉末的抗腐蚀性和抗氧化性也降低。鉴于此因，稀土元素R的摩尔分数y优选约6at％至小于约10at％(例如，约7.0at％至约9.5at％)，更优选约7.0at％至约9.3at％，最优选约8.0at％至约9.0at％。
为了取得上述效果，不能缺少Ti。添加剂Ti提高了矫顽力HCJ、剩磁Br和最大能积(BH)MAX，并且改善了退磁曲线的方形度。
如果Ti的摩尔分数z小于约0.5at％，则尽管添加了Ti也不能完全实现上述效果。但是，如果Ti的摩尔分数z超过约12at％，则非磁TiB2相将明显成核。另外，由于提高了残留在受热和结晶后的合金中非晶相的体积百分比，很可能会降低剩磁Br。出于这些考虑，Ti的摩尔分数z优选约0.5at％至约12at％。更优选z的下限范围约1.0at％，而其上限约8.0at％。甚至更优选z的范围约6.0at％。
另外，B和/或C的总摩尔分数x越高，含过量百分比Q(例如，硼)的非晶相形成的可能性越大。因而，优选Ti的摩尔分数z较高。Ti对B有很强的亲合力，并聚集在硬磁相的晶界。但是，如果Ti摩尔分数z与B摩尔分数x的比值太高，则Ti不再位于晶界而是被混入R2Fe14B化合物，从而可能降低磁化强度。虽然如此，如果z/x比值太低，则将产生大量的具有低磁化强度的富硼非晶相。本发明人通过实验确认，优选控制摩尔分数x和z满足不等式0.05≤z/x≤0.4，更优选满足不等式0.1≤z/x≤0.35，甚至更优选满足不等式0.13≤z/x≤0.3。
除了元素B、C、R和Ti之外，原料合金的余量可为单独的Fe。至少一种选自Co和Ni的过渡金属元素T可选择性地替代部分Fe，因为在此情况下也能获得理想的硬磁性能。但是，如果T替代大于约50％的Fe(即，m＞0.5)，则不能获得至少约0.7T的高剩磁Br。因而，被替代的Fe的比例优选约0％至约50％(即，0≤m≤0.5)。另外，通过Co取代部分Fe，改善了比如HCJ和Br的硬磁性能，并且提高了R2Fe14B相的居里温度，从而提高了合金的耐热性。可被Co取代的Fe的百分比优选约0.5％至约40％。
原料合金还可包括体积百分比小的添加剂M，M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素。只要元素的摩尔分数n约10at％或更小，磁性能不会恶化。但优选摩尔分数n约2at％或更小。
下面将描述离心铸造工艺或带铸工艺(即，典型辊工艺)来制备本发明纳米复合磁体(或用于纳米复合磁体的原料合金)方法的优选
实施方式。
                    熔体快冷装置
在此优选实施方式中，利用比如图5A和5B所示的熔体快冷装置来制备快速凝固合金。在惰性气氛中进行合金制备工艺，以防止包括易于氧化的稀土元素R和Fe的快速凝固合金的氧化。惰性气体可以是稀有气体如氦或氩，或者是氮气。稀有气体氦或氩优于氮气，因为氮气与稀土元素R的反应相对容易。
图5A所示的装置包括原料合金熔化和快冷室1和2，其中形成压力可调节的真空或惰性气氛。具体地说，图5A所示为装置的总配置，而图5B为部分装置的放大图。
如图5A所示，熔化室1包括熔体坩埚3、底部有浇铸喷嘴5的贮液池4、以及气密的混合原料加料器8。高温下在熔体坩埚3内熔化原料合金20，该合金被混合成具有所需磁体合金的组成并由加料器8供给。将原料合金20的熔体21倒入贮液池4，向该贮液池4提供加热器(未示出)以将其浇铸熔体维持在预定水平的温度。
快冷室2包括旋转冷却辊7，用于快速冷却和凝固通过浇铸喷嘴5滴落的熔体21。
在此装置中，熔化和快冷室1和2内的气氛及压力在预定范围内可以调节。鉴于此目的，在装置适宜的位置提供气氛气体的进口1b、2b和8b以及出口1a、2a和8a。特别是将气体出口2a与泵连接，以将快冷室2的绝对压力控制在约30kPa至约大气压的范围内。
确定熔体坩埚3理想的倾斜角，使得熔体21通过漏斗6倒入贮液池4。利用加热器(未示出)来加热贮液池4中的熔体21。
在熔化和快冷室1和2之间的边界墙上安装贮液池4的浇铸喷嘴5，使得贮液池4中的熔体21滴至位于喷嘴5下面的冷却辊7的表面。例如，喷嘴5注口的直径可约0.5mm至约2.0mm。如果熔体21的粘度很高，则熔体21不易流过喷嘴5。但是，在此优选实施方式中，维持快冷室2的压力低于熔化室1的压力。因此，在熔化和快冷室1和2之间产生了适宜的压力差，使得熔体21可顺利地流出。
为了获得良好的导热性，冷却辊7可由铝合金、铜合金、碳钢、黄铜、钨、钼或青铜制成。但是，辊7优选由Cu、Fe或含Cu或Fe的合金制成，因为此材料在合理的成本下实现了足够高的机械强度。另外，如果冷却辊7由Cu或Fe之外的材料制成，则所获得的快速凝固合金不容易从冷却辊7脱离，可能会缠在冷却辊7上。例如，冷却辊7的直径可以约300mm至约500mm。根据凝固过程的潜热和单位时间浇铸的熔体体积来计算和调节辊7内部的水冷却器的水冷能力。
例如，图5A和5B所示的装置可在10至20分钟快速凝固10kg原料合金。此方法凝固的合金优选为厚度约10μm至约300μmm、宽度约2mm至约3mm的薄带(或条)形式。
也可利用图6所示的带铸机来制备快速凝固合金。
图6所示的带铸机设置在能产生负压惰性气氛的室内。与图5所示的设备类似，带铸机优选包括熔体坩埚31、冷却辊37、斜槽(或耐火材料槽)35以及耙头式气体喷射39。首先，在熔体坩埚31中熔化原料合金。接着，从熔体坩埚31排出熔体33，然后经斜槽35导入冷却辊37并在其上快速冷却和凝固。当辊37旋转时，快速凝固在冷却辊37上的熔体33随之以薄带形式的快速凝固合金38脱离辊37。耙头式气体喷射39使得薄片形式的快速凝固合金38易于从冷却辊37脱离。
熔体坩埚31被构造成使其以基本恒定的加料速度向斜槽35加入熔化原料合金所制备的熔体33。例如，通过将熔体坩埚31倾斜至需要的角度可任意控制此加料速度。在图6所示的优选实施方式中，直接从熔体坩埚31将熔体33倒入斜槽35。也可选择性地经置于熔体坩埚31和斜槽35之间的降液管将熔体33倒入斜槽35。
冷却辊37的外圆优选由导热性较好的材料(例如，铜)制成。优选辊37的直径(2r)约30cm至约100cm、宽度约15cm至约100cm。通过电动机(未示出)使辊37以预定的速度旋转。通过控制此旋转速度，可任意调节冷却辊37的表面速度。例如，通过选择冷却辊37的适宜旋转速度，可将由此带铸机获得的冷却速度控制在约1×102℃/s至约1×105℃/s范围内。
引导熔体33的斜槽35表面与水平面X形成斜角α。斜槽35远端(far end)与冷却辊37表面之间的距离优选约几毫米或更小。另外，斜槽35的设置应使得斜槽35远端和冷却辊37中心的连线与水平面X形成β角(其中，0≤β≤90度)。斜槽35的斜角α优选在约1至约80度之间，更优选在约5至约60度之间。β角优选在约10至约55度之间。
熔体33被倒入斜槽35之后，基本上不需要接受任何压力将会由斜槽35远端流入冷却辊37表面，从而在其上形成熔体池36。
可通过使熔体33的流速延缓至暂时储备以预定流速从熔体坩埚31连续加入的流动熔体33的程度，从而使斜槽35(例如，由陶瓷制成)可调整熔体33的流动。利用选择性地挡回倒入斜槽35上的熔体33表面流的障碍板，可进一步提高此调节效果。
通过使用此斜槽35，可使得熔体33在冷却辊37的长度方向上以基本恒定的宽度得以浇铸。此处所用的冷却辊37的“长度方向”等同于冷却辊37的轴向(即，由纸伸出来的方向)。另外，可使被浇铸的熔体33扩散至基本均匀的厚度。如果调节斜槽35熔体导流面的斜角α，则可微控熔体进料速度。由于其自身的重量，熔体沿着斜槽35的斜导流面向下流。因此，熔体33具有与水平(即，X轴)方向基本平行的运动动量。也就是说，斜槽35的斜角α越大，熔体33的流速越高，其运动动量越大。
                   熔体快冷工艺
首先，制备上述通式所表示的原料合金的熔体21，并储存在图5所示的熔化室的贮液池4中。所获纳米复合磁体的氧浓度很大程度上取决于此合金制备过程的气氛。因此，为了防止熔体21的氧含量过量，则一旦将熔体坩埚3的气氛抽至高真空，即随后冲入比如氩气。在带铸工艺中，高温和高化学活性的熔体沿着上述的斜槽流动。因此，熔体长时间地与室内的气氛气体接触，并且易于与氧或氮反应。如果纳米复合磁体的氧含量约200ppm至约1,500ppm，则用于制备熔融合金的熔体坩埚3可达到至多约10-1Pa的真空。因此，可显著地降低设备成本以及最终的生产成本。甚至当通过使用图6所示带铸机的带铸工艺来制备原料合金时，也可获得类似的效果。应该指出，为了将纳米复合磁体的氧含量降至小于约200ppm，最高的真空优选不大于约10-2Pa。其次，熔体21通过喷嘴5滴落在水冷冷却辊7上，在低压Ar气氛中与辊7接触并被其快速冷却和凝固。此时，应该采用可精确控制冷却速度的适宜快速凝固技术。
在此优选实施方式中，优选以约1×102℃/s至约1×108℃/s，更优选约1×104℃/s至约1×106℃/s的速度来冷却和凝固熔体21。所获得的合金条优选厚度约50μm至约200μmm、宽度约5mm至约30mm。
熔体21被冷却辊7快冷的时间等于合金接触冷却辊7外圆的时间点和合金脱离辊7的时间点之间的时间间隔。同时，使得合金温度降为过冷液体。此后，过冷液体脱离辊7并在惰性气氛中行进。在薄片合金行进的同时，合金的热量消散于气氛气体。因此，进一步降低了合金温度。在此优选实施方式中，气氛气体的压力约30kPa至大气压。因而，合金的热量能更有效地消散在气氛气体中，Nd2Fe14B相可在合金中细小而均匀地成核和生长。应该指出，如果不向原料合金中添加适宜量的Ti，则α-Fe相可在快速凝固合金中更快、更容易地成核和生长，从而恶化了所获得的磁性能。
在此优选实施方式中，辊7的表面速度被调节到约10m/s至约30m/s的范围内，气氛气体的压力设定为约30kPa或更高以改善由气氛气体引起的二次冷却效果。利用此方法制备了包括约60vol％或更高、平均晶粒尺寸约80nm或更小的R2Fe14B相的快速凝固合金。
在本发明上述一优选实施方式中，采用熔态旋分工艺作为典型的熔体快冷工艺来制备本发明优选实施方式的纳米复合磁体，在此工艺中，使用喷嘴或注口来控制供给冷却辊表面的熔融合金的流速。在上述另一优选实施方式中，为了相同的目的，使用图6所示的不含喷嘴或注口的带铸机来进行带铸工艺。但是，也可使用任何各种其它的熔体快冷工艺来制备原料合金。例如，上述的单辊方法可被替换为使用一对辊的双辊方法。也可选择使用比如气雾化工艺的雾化工艺。也可选择辊方法和雾化方法组合的冷却工艺。
在这些快冷技术中，带铸方法导致了较低的冷却速度，即约102℃/s至约1×105℃/s。根据此优选实施方式，向原料合金中添加适宜体积的Ti，即使利用带铸工艺也能获得大部分具有不含Fe初始结晶结构的快速凝固合金。带铸方法的工艺成本约为任何其它快速凝固方法的一半或更少。因此，对于制备大量的快速凝固合金，带铸方法比熔态旋分更有效，并且适合于规模化生产。但是，如果不向原料合金中添加Ti，或如果向其添加Cr、V、Mn、Mo、Ta和/或W来取代Ti，则甚至在利用带铸工艺制备的快速凝固合金中也能产生包括大量Fe初始结晶的金属结构。因此，无法获得理想的金属结构。
另外，在熔态旋分或带铸工艺中，通过调节冷却辊的表面速度可控制所获合金的厚度。如果通过调节冷却辊的表面速度制备了厚度约60μm至约300μm的合金，则合金具有上述的纳米晶结构，并且通过粉碎工艺易于粉碎为具有各种取向的粉末颗粒。因此，易于获得等轴形状(即，纵横比接近1)的粉末颗粒。也就是说，所获得的粉末颗粒不在某一特定方向伸长，而具有等轴(或准球形)形状。更优选获得纵横比约0.3至约1.0的磁体粉末颗粒。此处所用的粉末颗粒的“纵横比”是指颗粒短轴尺寸与其长轴尺寸的比值。由具有此纵横比的磁体粉末制备的粘结磁体用化合物能显示出优越的模塑性和流动性。
                       热处理
在此优选实施方式中，在氩气氛中对快速凝固合金进行热处理。优选以0.08℃/s至约20℃/s的升温速率加热合金，在约550℃至约850℃下保温30秒至约20分钟，随后冷却至室温。此热处理使得残留非晶相内的亚稳相成核和/或晶体生长，从而形成纳米复合微晶结构。根据此优选实施方式，微晶Nd2Fe14B相已占尚未热处理的铸造合金的60vol％或更多。从而，当对合金进行热处理时，α-Fe相和其它结晶相不会太多地增大其尺寸，并且除Nd2Fe14B相之外的各组成相(即，软磁相)将细小而均匀地分布。
如果热处理温度低于约550℃，则甚至在热处理之后仍然残留大量的非晶相，并且获得的矫顽力达不到快冷工艺条件所决定的理想水平。另一方面，如果热处理温度超过约850℃，则各组成相的晶粒生长很大，从而降低剩磁Br并恶化退磁曲线的方形度。因而，热处理温度优选约550℃至约850℃，更优选约570℃至约820℃。
在此优选实施方式中，由气氛气体引起的二次冷却效果使得足够量的R2Fe14B相在快速凝固合金中均匀而细小地结晶。因此，即使快速凝固合金未经热处理，凝固合金自身能显示出足够的磁性能。也就是说，用于晶化的热处理在本发明中不是不可缺少的工艺。但是，为了进一步提高磁性能，优选进行热处理。另外，即使在比常规工艺低的温度下进行热处理，依然能足够地改善磁性能。
为了防止合金的氧化，优选在惰性气氛中进行热处理。也可在0.1kPa或更低的真空下进行热处理。另外，通过确定热处理条件，使得所获得的纳米复合磁体的氮含量约400ppm或更小，即使在氮气氛中对合金进行热处理，实际中可将对磁体性能的恶化减小到可忽略的程度。此时，例如稀有气体氩可代替便宜的氮气。
应该指出，如果向原料合金添加碳，可进一步提高磁体粉末的抗氧化性。如果向原料合金添加了足够量的C，则可在空气中对快速凝固合金进行热处理。
用于热处理的快速凝固合金可包括比如Fe3B、Fe23B6和R2Fe23B3的亚稳相以及R2Fe14B和非晶相。在此情形下，当热处理完成后，R2Fe23B3相将由于添加剂Ti的作用而消失。然而，铁基硼化物(例如，Fe23B6)的晶粒可生长，该铁基硼化物的饱和磁化强度等于或甚至高于R2Fe14B相或α-Fe相。
即使本发明优选实施方式的纳米复合磁体包括比如α-Fe相的软磁相，添加剂Ti降低了软磁相的颗粒生长，磁体具有理想的纳米晶结构。因此，软磁和硬磁相通过交互作用而磁耦合在一起，磁体显示出优异的磁性能。
热处理之后，要求R2Fe14B相(即，硬磁相)的平均晶粒尺寸小于约300nm，这是单个磁畴的尺寸。优选R2Fe14B相的平均晶粒尺寸约5nm至约200nm，更优选约20nm至约150nm，甚至更优选约20nm至约100nm。另一方面，如果硼化物和α-Fe相(即，软磁相)的平均晶粒尺寸大于约50nm，则软磁和硬磁相之间的交互作用减弱，从而恶化了退磁曲线的方形度并且降低(BH)MAX。但是，如果这些软磁相的平均晶粒尺寸小于约1nm，则不能获得高矫顽力。因此，软磁相比如硼化物和α-Fe相的平均晶粒尺寸优选约1nm至约50nm，更优选约50nm或更小，甚至更优选约30nm或更小。为了获得良好的磁性能，优选硬磁和软磁相的平均晶粒尺寸在上面指定的范围内，并且优选硬磁相的平均晶粒尺寸大于软磁相。
应该指出，在经过热处理之前，可对快速凝固合金的薄片进行粗割或粉碎。
热处理之后，对所获得的磁性合金进行细粉碎而获得磁体粉末。然后，通过对此粉末进行已知的工艺步骤，可由此粉末制成各种类型的粘结磁体。在制备粘结磁体时，铁基稀土合金的磁体粉末与环氧或尼龙树脂粘结剂混合，随后模铸成所需要的形状。此时，任何其它类型的磁体粉末(例如，Sm-Fe-N磁体粉末或硬铁氧体磁体粉末)可与纳米复合磁体粉末混合。
可使用所获得的粘结磁体来制造电动机、驱动器和其它转动机器以及各种器具。
当使用本发明优选实施方式的磁体粉末来制备铸模粘结磁体时，优选将粉末粉碎为平均晶粒尺寸约200μm或更小，更优选约30μm至约150μm。另一方面，当使用本发明优选实施方式的磁体粉末来制备压制的粘结磁体时，优选将粉末粉碎为平均晶粒尺寸约300μm或更小，更优选约30μm至约250μm，甚至更优选约50μm至约200μm并且具有双峰尺寸分布。
应该指出，如果对所获得的粉末进行表面处理(例如，耦合处理、转化涂覆(conversion plating)或镀)，则无论怎样模铸此粉末，均可提高用于制备粘结磁体的粉末的模塑性。而且，也提高了所获粘结磁体的抗腐蚀性和耐热性。通过将粉末模铸成所需要形状并一旦形成粘结磁体之后，也可选择例如涂覆塑料或转化涂覆或镀来处理磁体的表面。这是因为粘结磁体的抗腐蚀性和耐热性也能与表面处理后的粉末一样得到提高。
实施例
实施例1至7
将经混合后具有包括约8.5at％Nd、约11.5at％B、约0.5at％C、约2.5at％Ti以及余量Fe的合金组成且重量约5kg的原料加入坩埚，随后在压力维持约50kPa的Ar气氛中进行感应加热，从而获得原料合金。此时，改变感应加热器熔化室内的氧分压来制备几种具有不同氧含量的原料合金。由这些原料合金获得了表1所示的具有不同氧含量的纳米复合磁体，作为实施例Nos.1-7。
通过带铸工艺由每一种原料合金制成快速凝固合金。具体地说，倾斜坩埚并经斜槽向直径约250mm、以表面速度约15m/s旋转的铜冷却辊加入原料合金熔体，从而快速冷却和凝固原料合金。在此工艺步骤中，通过调节坩埚的斜角将熔体的加料速度控制在约2kg/min。所获快速凝固合金的平均厚度约80μm，标准偏差σ约10μm。
其后，将由此方法获得的带铸合金粉碎为约850μm或更小的尺寸，然后以20g/min的速度加入环箍带炉中，此炉以100mm/min的速度运行并且位于温度维持约700℃的氩气气氛中。对粉末进行如此的热处理以获得磁体粉末。
通过粉末XRD分析来鉴别磁体粉末的组成相。结果是磁体粉末转变为包括Nd2Fe14B相和Fe23B6相的纳米复合磁体粉末。在室温下利用z振动样品磁力计所测量的磁体粉末磁性能也示于表1。每种纳米复合磁体粉末的氮含量约20ppm或更小。
在所有本发明优选实施方式的以下特定实施例和对比例中，每种纳米复合磁体氧含量的测量是对通过粉碎快速凝固合金而获得的磁体粉末进行的，而其氮含量的测量是对经热处理的磁体粉末进行的。本发明人通过实验确认，磁体粉末的氧含量在热处理之前和之后基本上不发生变化。利用Horiba，Ltd.制造的EMGA-550来测量纳米复合磁体氧和氮的含量。
对比例1至3
将经混合后具有包括约8.5at％Nd、约11.5at％B、约0.5at％C、约2.5at％Ti以及余量Fe的合金组成且重量约5kg的原料加入坩埚，随后在压力维持约50kPa的Ar气氛中进行感应加热，从而获得原料合金。此时，如上述样品Nos.1-7一样，改变感应加热器熔化室内的氧分压来制备三种具有不同氧含量的原料合金。由这些原料合金获得了表1所示的具有不同氧含量的纳米复合磁体，作为对比实施例Nos.1-3。
通过带铸工艺由每一种原料合金制成快速凝固合金。具体地说，倾斜坩埚并经斜槽向直径约250mm、以表面速度约15m/s旋转的铜冷却辊加入原料合金熔体，从而快速冷却和凝固原料合金。在此工艺步骤中，通过调节坩埚的斜角将熔体的加料速度控制在约2kg/min。所获快速凝固合金的平均厚度约80μm，标准偏差σ约10μm。
其后，将由此方法获得的带铸合金粉碎为约850μm或更小的尺寸，然后以20g/min的速度加入环箍带炉中，此炉以约100mm/min的速度运行并且位于温度维持约700℃的氩气气氛中。对粉末进行如此的热处理以获得磁体粉末。
通过粉末XRD分析来鉴别磁体粉末的组成相。结果是磁体粉末转变为包括Nd2Fe14B相和Fe23B6相的纳米复合磁体粉末。在室温下利用振动样品磁力计所测量的磁体粉末磁性能也示于表1。如上述本发明优选实施方式的样品一样，每种纳米复合磁体粉末的氮含量约20ppm或更小。
表1
  O2含量(ppm)     Br(T)     HCJ(kA/m)    (BH)MAX(kJ/m3)
    实施例     1     53     0.912     740.1     128.2
    2     105     0.909     738.9     126.5
    3     210     0.904     725.1     122.8
    4     340     0.901     733.4     118.8
    5     630     0.883     721.9     111.5
    6     870     0.841     703.9     102.7
    7     1,320     0.741     588.3     82.4
    对比例     1     1,530     0.521     381.9     33.2
    2     1,710     0.329     228.4     20.1
    3     2,030     0.211     103.6     6.3
由表1所示的结果看出，实施例Nos.1-7纳米复合磁体的氧含量重量小于约1,500ppm，并显示出包括剩磁Br至少约0.7T和矫顽力HCJ至少约480kA/m的硬磁性能，达到了各种类型的旋转电机和驱动器所要求的水平。另外，实施例Nos.3-5纳米复合磁体的氧含量约200ppm至约700ppm，其所显示的磁性能(例如，Br)可与氧含量约50ppm至约100ppm的实施例Nos.1和2纳米复合磁体相比拟。
实施例8至14
将经混合后具有包括约8.5at％Nd、约11.5at％B、约0.5at％C、约2.5at％Ti以及余量Fe的合金组分且重量约5kg的原料加入坩埚，随后在压力维持约50kPa的Ar气氛中进行感应加热，从而获得原料合金。
通过带铸工艺由每一种原料合金制成快速凝固合金。具体地说，倾斜坩埚并经斜槽向直径约250mm、以表面速度约15m/s旋转的铜冷却辊加入原料合金熔体，从而快速冷却和凝固原料合金。在此工艺步骤中，通过调节坩埚的斜角将熔体的加料速度控制在约2kg/min。所获快速凝固合金的平均厚度约80μm，标准偏差σ约10μm。
其后，将由此方法获得的带铸合金粉碎为约850μm或更小的尺寸，然后在具有氮气氛的真空加热炉内温度约700℃时保温约1小时。这样就获得了磁体粉末。在此工艺步骤中，改变真空加热炉内的氮气压力来制备表2所示的七种具有不同氮含量的磁体粉末，作为实施例Nos.8-14。粉末的氧含量控制在约700ppm或更小。
通过粉末XRD分析来鉴别磁体粉末的组成相。结果是磁体粉末转变为包括Nd2Fe14B相和Fe23B6相的纳米复合磁体粉末。在室温下利用振动样品磁力计所测量的磁体粉末磁性能也示于表2。
对比例4至5
将经混合后具有包括约8.5at％Nd、约11.5at％B、约0.5at％C、约2.5at％Ti以及余量Fe的合金组成且重量约5kg的原料加入坩埚，随后在压力维持约50kPa的Ar气氛中进行感应加热，从而获得原料合金。
通过带铸工艺由每一种原料合金制成快速凝固合金。具体地说，倾斜坩埚并经斜槽向直径约250mm、以表面速度约15m/s旋转的铜冷却辊加入原料合金熔体，从而快速冷却和凝固原料合金。在此工艺步骤中，通过调节坩埚的斜角将熔体的加料速度控制在约2kg/min。所获快速凝固合金的平均厚度约80μm，标准偏差σ约10μm。
其后，将由此方法获得的带铸合金粉碎为约850μm或更小的尺寸，然后在具有氮气氛的真空加热炉内温度约700℃下保温约1小时。这样就获得了磁体粉末。在此工艺步骤中，改变真空加热炉内的氮气压力来制备表2所示的两种具有不同氮含量的磁体粉末，作为对比实施例Nos.4-5。粉末的氧含量控制在约700ppm或更小。
通过粉末XRD分析来鉴别磁体粉末的组分相。结果是磁体粉末转变为包括Nd2Fe14B相和Fe23B6相的纳米复合磁体粉末。在室温下利用振动样品磁力计所测量的磁体粉末磁性能也示于表2。
表2
  N含量(ppm)     Br(T)     HCJ(kA/m)    (BH)MAX(kJ/m3)
    实施例     8     10     0.909     740.4     124.3
    9     20     0.912     734.2     127.4
    10     67     0.905     720.1     123.8
    11     128     0.899     714.4     120.3
    12     154     0.883     703.9     115.5
    13     220     0.871     682.5     111.4
    14     348     0.854     685.8     98.8
    对比例     4     421     0.782     568.4     85.7
    5     476     0.748     540.5     73.2
由表2所示的结果看出，实施例Nos.8-14纳米复合磁体的氮含量小于约400ppm，显示出包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约600kA/m的硬磁性能。从而可以看出，只要通过控制热处理条件来控制氧含量约700ppm或更小、调节氮含量约400ppm或更小，即使在氮气氛中进行热处理也能获得优异的磁性能。即使氧含量超过约700ppm，氧含量只要小于约1,500ppm即可。这是因为，甚至在氮气氛中进行热处理时，磁性能的降低可忽略不计，仍然能获得具有足够高是磁性能的纳米复合磁体。
如上所述，通过将纳米复合磁体的氧和氮含量分别控制在约1,500ppm或更小和400ppm或更小，可获得包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的优异磁性能。但是，不单是氧含量约1,500ppm或更小时，超过约400ppm的氮含量才会显著降低磁性能。也应该指出，不考虑纳米复合磁体的磁性能(或氧含量)，通过在氮气氛中而非稀有气体气氛中进行热处理，可有利地降低热处理工艺的成本。
工业适用性
上述本发明各种优选实施方式提供了一种具有包括高矫顽力HCJ至少约480kA/m和剩磁Br至少约0.7T优异磁性能的纳米复合磁体。
另外，根据本发明优选实施方式，即使通过冷却速度降低的熔体快冷工艺来制备快速凝固合金，在熔体快冷工艺中添加Ti也减少了α-Fe相的析出。因此，可采纳产生较低冷却速度并适用于规模生产的带铸工艺或熔体快冷工艺，从而有利地降低生产成本。
而且，根据本发明优选实施方式，即使在氮气气氛中对通过熔体快冷工艺所制备的快速凝固合金进行热处理，仍然可获得具有足够高磁性能的纳米复合磁体。从而可进一步降低纳米复合磁体的生产成本。
应该认识到，前面的描述仅为本发明的示证。本领域的技术人员可不背离本发明而设计出各种替换和修正。因此，本发明意欲包括落入所附权利要求范围内的所有这些替换、修正和变化。

Claims (10)

1.一种纳米复合磁体，它具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素；Q为至少一种选自B和C的元素；R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素；M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素；摩尔分数x、y、z、m和n分别满足不等式：
10at％＜x≤20at％；
6at％≤y＜10at％；
0.5at％≤z≤12at％；
0≤m≤0.5；和
0at％＜n≤10at％，
其中，纳米复合磁体的氧含量以质量计至多约1,500ppm。
2.权利要求1的纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体包括至少两个含有硬磁相和软磁相的铁磁结晶相；
硬磁相的平均晶粒尺寸为约5nm至约200nm；并且软磁相的平均晶粒尺寸为约1nm至约50nm。
3.权利要求2的纳米复合磁体，其中，所述硬磁相包括R2Fe14B相。
4.权利要求1至3之任一纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体显示出包括剩磁Br至少约0.7T和矫顽力HCJ至少约480kA/m的硬磁性能。
5.权利要求1至4中之任一纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体的氧含量以质量计至多约700ppm。
6.权利要求1至5中之任一纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体的氮含量以质量计至多约400ppm。
7.权利要求6的纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体显示出包括剩磁Br至少约0.8T和矫顽力HCJ至少约550kA/m的硬磁性能。
8.一种纳米复合磁体，它具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-nQxRyTizMn所表示的组成，其中，T为至少一种选自Co和Ni的元素；Q为至少一种选自B和C的元素；R为通常包括至少Nd和Pr中的一种并且选择性地包括Dy和/或Tb的至少一种稀土元素；M为至少一种选自Al、Si、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb的元素；摩尔分数x、y、z、m和n分别满足不等式：
10at％＜x≤20at％；
6at％≤y＜10at％；
0.5at％≤z≤12at％；
0≤m≤0.5；和
0at％＜n≤10at％，
其中，纳米复合磁体的氮含量以质量计至多约400ppm。
9.权利要求8的纳米复合磁体，其中，所述纳米复合磁体包括至少两个含有硬磁相和软磁相的铁磁结晶相；
硬磁相的平均晶粒尺寸为约5nm至约200nm；
软磁相的平均晶粒尺寸为约1nm至约50nm。
10.权利要求9的纳米复合磁体，其中，所述硬磁相包括R2Fe14B相。
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CN1484837A true CN1484837A (zh) 2004-03-24
CN1228791C CN1228791C (zh) 2005-11-23

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ID=26624671

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Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB028036239A Expired - Fee Related CN1228791C (zh) 2001-11-22 2002-11-19 纳米复合磁体

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7261781B2 (zh)
EP (1) EP1446816B1 (zh)
KR (1) KR100535945B1 (zh)
CN (1) CN1228791C (zh)
AT (1) ATE335280T1 (zh)
AU (1) AU2002366140A1 (zh)
DE (1) DE60213642T2 (zh)
WO (1) WO2003044812A1 (zh)

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102093059A (zh) * 2010-11-29 2011-06-15 自贡市江阳磁材有限责任公司 一种永磁铁氧体材料添加剂、其制备方法及其应用
CN101853723B (zh) * 2009-03-31 2012-11-21 比亚迪股份有限公司 一种复合磁性材料及其制备方法
CN102881396A (zh) * 2012-09-10 2013-01-16 虞雪君 磁性合金粉末材料
CN103219145A (zh) * 2012-01-19 2013-07-24 北京大学 一种钐钴与铁钴复合磁体的制备方法
CN103489556A (zh) * 2013-09-16 2014-01-01 南通保来利轴承有限公司 极异方环状烧结铁氧体转子磁石及其制备方法
CN103820741A (zh) * 2014-03-01 2014-05-28 南通大青节能科技有限公司 一种用于节能电机的导磁合金材料及其制备方法
CN103871701A (zh) * 2014-03-04 2014-06-18 南京信息工程大学 一种高剩磁镨铁磷永磁材料及制备方法
CN104779024A (zh) * 2015-04-01 2015-07-15 苏州欢颜电气有限公司 一种低能损磁性材料及其制备方法
CN108695035A (zh) * 2017-03-31 2018-10-23 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
CN111326305A (zh) * 2020-02-29 2020-06-23 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用
CN111748755A (zh) * 2020-07-09 2020-10-09 安徽工业大学 一种新型高饱和磁感铁基软磁非晶合金及制备方法
WO2021143475A1 (zh) * 2020-01-16 2021-07-22 山东光韵智能科技有限公司 一种低成本软硬双相纳米复合永磁导电触头及其制造方法

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2001091139A1 (en) * 2000-05-24 2001-11-29 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet
US7217328B2 (en) * 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
WO2002093591A2 (en) * 2001-05-15 2002-11-21 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Iron-based rare earth alloy nanocomposite magnet and method for producing the same
US7507302B2 (en) * 2001-07-31 2009-03-24 Hitachi Metals, Ltd. Method for producing nanocomposite magnet using atomizing method
AU2002366140A1 (en) 2001-11-22 2003-06-10 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Nanocomposite magnet
ATE371937T1 (de) * 2002-10-17 2007-09-15 Neomax Co Ltd Nanokomposit-magnet und herstellungsverfahren
JP2004303375A (ja) * 2003-03-31 2004-10-28 Toshiba Corp 垂直磁気記録媒体、及び磁気記録再生装置
CN100541676C (zh) * 2003-12-10 2009-09-16 日立金属株式会社 纳米复合磁体、纳米复合磁体用急冷合金以及它们的制造方法和判别方法
WO2005118902A2 (en) * 2004-04-28 2005-12-15 The Nanosteel Company Nano-crystalline steel sheet
TW200536788A (en) * 2004-05-07 2005-11-16 Spin Technology Corp Magnetic material containing praseodymium
CN1985338A (zh) * 2004-06-30 2007-06-20 代顿大学 各向异性的纳米复合稀土永磁体及其制造方法
CN100590757C (zh) * 2004-12-16 2010-02-17 日立金属株式会社 铁基稀土类系纳米复合磁体及其制造方法
US8012269B2 (en) * 2004-12-27 2011-09-06 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Nd-Fe-B rare earth permanent magnet material
TWI339847B (en) * 2005-06-10 2011-04-01 Delta Electronics Inc Inductor and magnetic body thereof
GB2436365B (en) * 2006-03-21 2008-04-02 Siemens Magnet Technology Ltd Apparatus and method for shimming the magnetic field generated by a magnet
GB2436364B (en) * 2006-03-21 2008-07-02 Siemens Magnet Technology Ltd Apparatus for shimming a magnetic field
WO2013103132A1 (ja) * 2012-01-04 2013-07-11 トヨタ自動車株式会社 希土類ナノコンポジット磁石
CN102867606A (zh) * 2012-09-10 2013-01-09 虞雪君 一种弱磁性合金材料
KR101385756B1 (ko) * 2013-01-24 2014-04-21 주식회사 아모그린텍 Ｆｅ계 비정질 금속분말의 제조방법 및 이를 이용한 비정질 연자성 코어의 제조방법
CN109811200A (zh) * 2019-03-06 2019-05-28 陕西新精特钢研精密合金有限公司 一种高强度1j22带材及其制作方法

Family Cites Families (101)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5946008A (ja) 1982-08-21 1984-03-15 Sumitomo Special Metals Co Ltd 永久磁石
CA1316375C (en) 1982-08-21 1993-04-20 Masato Sagawa Magnetic materials and permanent magnets
US4851058A (en) 1982-09-03 1989-07-25 General Motors Corporation High energy product rare earth-iron magnet alloys
DE3379131D1 (en) 1982-09-03 1989-03-09 Gen Motors Corp Re-tm-b alloys, method for their production and permanent magnets containing such alloys
US4597938A (en) 1983-05-21 1986-07-01 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Process for producing permanent magnet materials
JPS609852A (ja) 1983-06-24 1985-01-18 ゼネラル・モ−タ−ズ・コ−ポレ−シヨン 高エネルギ−積の稀土類−鉄磁石合金
US5230749A (en) 1983-08-04 1993-07-27 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Permanent magnets
US4585473A (en) 1984-04-09 1986-04-29 Crucible Materials Corporation Method for making rare-earth element containing permanent magnets
DE3577618D1 (de) * 1984-09-14 1990-06-13 Toshiba Kawasaki Kk Permanentmagnetische legierung und methode zu ihrer herstellung.
JPS61140350A (ja) 1984-12-13 1986-06-27 Toyota Central Res & Dev Lab Inc 金属薄帯の製造装置
JPH0789521B2 (ja) 1985-03-28 1995-09-27 株式会社東芝 希土類鉄系永久磁石
US5538565A (en) * 1985-08-13 1996-07-23 Seiko Epson Corporation Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation
US5225004A (en) 1985-08-15 1993-07-06 Massachusetts Institute Of Technology Bulk rapidly solifidied magnetic materials
JPH07107882B2 (ja) 1985-09-12 1995-11-15 日立金属株式会社 永久磁石
DE3779481T2 (de) * 1986-04-15 1992-12-24 Tdk Corp Dauermagnet und verfahren zu seiner herstellung.
JP2727505B2 (ja) 1986-04-15 1998-03-11 ティーディーケイ株式会社 永久磁石およびその製造方法
JPS63190138A (ja) 1986-09-29 1988-08-05 Tdk Corp 希土類永久磁石材料
US4845837A (en) 1986-10-06 1989-07-11 Emerson Electric Co. Method of making permanent magnet assembly
DE3777523D1 (de) 1986-10-10 1992-04-23 Philips Nv Magnetisches material aus eisen, bor und seltenerdmetall.
JPS63155601A (ja) 1986-12-18 1988-06-28 Fuji Elelctrochem Co Ltd ボンド磁石
US4750775A (en) * 1987-05-15 1988-06-14 Miller Marshall B Engine oil leak catch pan
JP2791470B2 (ja) 1987-06-01 1998-08-27 日立金属 株式会社 Ｒ−Ｂ−Ｆｅ系焼結磁石
HU199904B (en) 1987-07-02 1990-03-28 Vasipari Kutato Fejleszto Process for production of alloy-dust based on rare earth metall-cobalt of improved quality
JPS647502U (zh) 1987-07-03 1989-01-17
JPS647501U (zh) 1987-07-03 1989-01-17
JPH01103805A (ja) 1987-07-30 1989-04-20 Tdk Corp 永久磁石
US5022939A (en) 1987-07-30 1991-06-11 Tdk Corporation Permanent magnets
JPS6481301A (en) 1987-09-24 1989-03-27 Daido Steel Co Ltd Magnetic powder for manufacturing plastic magnet
JPH01100242A (ja) 1987-10-13 1989-04-18 Tdk Corp 永久磁石材料
JPH01162702A (ja) 1987-12-17 1989-06-27 Kobe Steel Ltd 樹脂結合型磁石用希土類系磁性粉末
JPH01204401A (ja) 1988-02-09 1989-08-17 Kobe Steel Ltd 希土類−Ｆｅ−Ｂ系磁性粉末の製造方法
US5190684A (en) 1988-07-15 1993-03-02 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Rare earth containing resin-bonded magnet and its production
JPH02247307A (ja) 1989-03-17 1990-10-03 Nippon Steel Corp Ｎｄ合金フレーク製造方法
JPH02288305A (ja) 1989-04-28 1990-11-28 Nippon Steel Corp 希土類磁石及びその製造方法
US4994109A (en) 1989-05-05 1991-02-19 Crucible Materials Corporation Method for producing permanent magnet alloy particles for use in producing bonded permanent magnets
JPH02298003A (ja) 1989-05-12 1990-12-10 Fuji Elelctrochem Co Ltd 希土類永久磁石の製造方法
JPH0831386B2 (ja) 1990-03-09 1996-03-27 富士電気化学株式会社 異方性希土類永久磁石の製造方法
JPH0831385B2 (ja) 1990-03-09 1996-03-27 富士電気化学株式会社 異方性希土類永久磁石の製造方法
JPH03264653A (ja) 1990-03-13 1991-11-25 Hitachi Metals Ltd 焼結磁石合金及びその製造方法
US5240513A (en) 1990-10-09 1993-08-31 Iowa State University Research Foundation, Inc. Method of making bonded or sintered permanent magnets
JPH04147604A (ja) 1990-10-11 1992-05-21 Hitachi Metals Ltd 磁気異方性磁石及びその製造方法
JP3502107B2 (ja) 1991-08-29 2004-03-02 Ｔｄｋ株式会社 永久磁石材料の製造方法
JP3248942B2 (ja) 1992-03-24 2002-01-21 ティーディーケイ株式会社 冷却ロール、永久磁石材料の製造方法、永久磁石材料および永久磁石材料粉末
JPH05315174A (ja) 1992-05-12 1993-11-26 Seiko Epson Corp 希土類樹脂結合型磁石及びその製造方法
JPH0632471A (ja) 1992-07-13 1994-02-08 Mita Ind Co Ltd 給紙部構造
JPH06140235A (ja) 1992-10-29 1994-05-20 Seiko Epson Corp 一体成形磁石体および一体成形磁石の製造方法
JP3291836B2 (ja) 1993-05-31 2002-06-17 いすゞ自動車株式会社 希土類永久磁石原料
DE69405817T2 (de) 1993-06-14 1998-01-15 Santoku Metal Ind Verfahren zur Herstellung eines Dauermagneten aus Seltenerdmetall, Bor und Eisen
JP3304175B2 (ja) 1993-10-20 2002-07-22 エフ・ディ−・ケイ株式会社 希土類急冷粉体の製造方法、希土類急冷粉体、ボンド磁石の製造方法、およびボンド磁石
EP1260995B1 (en) 1993-11-02 2005-03-30 TDK Corporation Preparation of permanent magnet
US5641363A (en) 1993-12-27 1997-06-24 Tdk Corporation Sintered magnet and method for making
JPH07226312A (ja) 1994-02-10 1995-08-22 Asahi Chem Ind Co Ltd 磁性材樹脂複合材料
JP3705446B2 (ja) 1994-08-09 2005-10-12 日立金属株式会社 ナノ結晶合金のナノ結晶化熱処理方法
JP3311907B2 (ja) 1994-10-06 2002-08-05 増本 健 永久磁石材料、永久磁石及び永久磁石の製造方法
US5666635A (en) 1994-10-07 1997-09-09 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Fabrication methods for R-Fe-B permanent magnets
JP3777199B2 (ja) 1994-12-09 2006-05-24 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 高性能Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系永久磁石材料の製造方法
JPH08124730A (ja) 1994-10-25 1996-05-17 Matsushita Electric Ind Co Ltd 低保磁力希土類樹脂磁石
JP2966342B2 (ja) 1996-03-19 1999-10-25 日立金属株式会社 焼結型永久磁石
US5858123A (en) 1995-07-12 1999-01-12 Hitachi Metals, Ltd. Rare earth permanent magnet and method for producing the same
JP3201944B2 (ja) 1995-12-04 2001-08-27 株式会社三徳 希土類金属含有合金の製造システム
JPH09155513A (ja) 1995-12-04 1997-06-17 Santoku Kinzoku Kogyo Kk ストリップキャスト用タンディッシュ
JPH08322175A (ja) 1996-01-29 1996-12-03 Matsushita Electric Ind Co Ltd 永久磁石型ステッピングモータ
US6022424A (en) 1996-04-09 2000-02-08 Lockheed Martin Idaho Technologies Company Atomization methods for forming magnet powders
US5725792A (en) 1996-04-10 1998-03-10 Magnequench International, Inc. Bonded magnet with low losses and easy saturation
JPH1053844A (ja) 1996-08-07 1998-02-24 Toda Kogyo Corp 希土類−鉄−ボロン系磁石合金及びその製造法並びに該希土類−鉄−ボロン系磁石合金を用いたボンド磁石
DE69720341T2 (de) 1996-08-07 2004-01-22 Toda Kogyo Corp. Seltenerdverbundmagnet und Seltenerd-Eisen-Bor-Typ Magnetlegierung
JPH1088294A (ja) 1996-09-12 1998-04-07 Alps Electric Co Ltd 硬磁性材料
WO1998035364A1 (fr) * 1997-02-06 1998-08-13 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Procede de fabrication d'un aimant a plaque mince possedant une structure microcristalline
WO1998036428A1 (fr) 1997-02-14 1998-08-20 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Aimant sous forme de mince plaquette a structure microcristalline
JPH10261515A (ja) 1997-03-18 1998-09-29 Seiko Epson Corp 異方性ナノコンポジット磁石およびその製造方法
EP0867897B1 (en) 1997-03-25 2003-11-26 Alps Electric Co., Ltd. Fe based hard magnetic alloy having super-cooled liquid region
JPH10282790A (ja) 1997-04-07 1998-10-23 Canon Inc 現像装置及びプロセスカートリッジ
JPH10280010A (ja) 1997-04-08 1998-10-20 Hitachi Metals Ltd 希土類永久磁石合金粉末の製造方法
JPH118109A (ja) * 1997-04-21 1999-01-12 Shin Etsu Chem Co Ltd 希土類永久磁石材料及びその製造方法
US5976271A (en) 1997-04-21 1999-11-02 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for the preparation of rare earth based anisotropic permanent magnet
US5905424A (en) 1997-08-04 1999-05-18 Magnequench International, Inc. Bonded magnet made from gas atomized powders of rare earth alloy
DE69814762T2 (de) 1997-08-22 2003-12-04 Alps Electric Co Ltd Hartmagnetische Legierung mit supergekühlter Schmelzregion,gesintertes Produkt davon und Anwendungen
US6332933B1 (en) 1997-10-22 2001-12-25 Santoku Corporation Iron-rare earth-boron-refractory metal magnetic nanocomposites
US6183572B1 (en) 1997-12-30 2001-02-06 Magnequench International, Inc. Isotropic rare earth material of high intrinsic induction
CN1265401C (zh) 1998-07-13 2006-07-19 株式会社三德 制造纳米复合磁性材料的方法以及制造粘结磁体的方法
US6302972B1 (en) * 1998-12-07 2001-10-16 Sumitomo Special Metals Co., Ltd Nanocomposite magnet material and method for producing nanocomposite magnet
JP3604308B2 (ja) * 1998-12-07 2004-12-22 株式会社Ｎｅｏｍａｘ ナノコンポジット磁石用原料合金、その粉末および製造方法、ならびにナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
JP4071911B2 (ja) * 1998-12-17 2008-04-02 信越化学工業株式会社 希土類・鉄・ボロン系磁石とその製造方法
DE60031914T8 (de) 1999-06-11 2007-10-31 Seiko Epson Corp. Magnetpulver und isotroper Verbundmagnet
JP3365625B2 (ja) * 1999-09-16 2003-01-14 住友特殊金属株式会社 ナノコンポジット磁石粉末および磁石の製造方法
US6478889B2 (en) * 1999-12-21 2002-11-12 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Iron-base alloy permanent magnet powder and method for producing the same
WO2001091139A1 (en) 2000-05-24 2001-11-29 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Permanent magnet including multiple ferromagnetic phases and method for producing the magnet
JP3264664B1 (ja) * 2000-05-24 2002-03-11 住友特殊金属株式会社 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法
JP3763774B2 (ja) * 2000-05-24 2006-04-05 株式会社Ｎｅｏｍａｘ 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法
JP3611108B2 (ja) * 2000-05-30 2005-01-19 セイコーエプソン株式会社 冷却ロールおよび薄帯状磁石材料
JP2002064009A (ja) * 2000-08-22 2002-02-28 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基希土類合金磁石およびその製造方法
JP2002080921A (ja) * 2000-09-07 2002-03-22 Sumitomo Special Metals Co Ltd 鉄基希土類合金磁石用原料合金およびその製造方法
US6648984B2 (en) 2000-09-28 2003-11-18 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Rare earth magnet and method for manufacturing the same
US7217328B2 (en) 2000-11-13 2007-05-15 Neomax Co., Ltd. Compound for rare-earth bonded magnet and bonded magnet using the compound
US6790296B2 (en) 2000-11-13 2004-09-14 Neomax Co., Ltd. Nanocomposite magnet and method for producing same
JP4023138B2 (ja) 2001-02-07 2007-12-19 日立金属株式会社 鉄基希土類合金粉末および鉄基希土類合金粉末を含むコンパウンドならびにそれを用いた永久磁石
ATE404982T1 (de) * 2001-02-07 2008-08-15 Hitachi Metals Ltd Verfahren zur herstellung einer metalllegierung für einen seltenerdmagneten auf eisenbasis
JP2002239688A (ja) * 2001-02-08 2002-08-27 Sumitomo Special Metals Co Ltd 薄板状磁石合金およびその製造方法
US7507302B2 (en) 2001-07-31 2009-03-24 Hitachi Metals, Ltd. Method for producing nanocomposite magnet using atomizing method
AU2002366140A1 (en) 2001-11-22 2003-06-10 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Nanocomposite magnet
ATE371937T1 (de) 2002-10-17 2007-09-15 Neomax Co Ltd Nanokomposit-magnet und herstellungsverfahren

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101853723B (zh) * 2009-03-31 2012-11-21 比亚迪股份有限公司 一种复合磁性材料及其制备方法
CN102093059B (zh) * 2010-11-29 2012-11-14 自贡市江阳磁材有限责任公司 一种永磁铁氧体材料添加剂、其制备方法及其应用
CN102093059A (zh) * 2010-11-29 2011-06-15 自贡市江阳磁材有限责任公司 一种永磁铁氧体材料添加剂、其制备方法及其应用
CN103219145A (zh) * 2012-01-19 2013-07-24 北京大学 一种钐钴与铁钴复合磁体的制备方法
CN103219145B (zh) * 2012-01-19 2015-07-29 北京大学 一种钐钴与铁钴复合磁体的制备方法
CN102881396A (zh) * 2012-09-10 2013-01-16 虞雪君 磁性合金粉末材料
CN103489556A (zh) * 2013-09-16 2014-01-01 南通保来利轴承有限公司 极异方环状烧结铁氧体转子磁石及其制备方法
CN103489556B (zh) * 2013-09-16 2015-12-09 南通保来利轴承有限公司 极异方环状烧结铁氧体转子磁石及其制备方法
CN103820741B (zh) * 2014-03-01 2015-11-25 南通大青节能科技有限公司 一种用于节能电机的导磁合金材料及其制备方法
CN103820741A (zh) * 2014-03-01 2014-05-28 南通大青节能科技有限公司 一种用于节能电机的导磁合金材料及其制备方法
CN103871701B (zh) * 2014-03-04 2016-02-24 南京信息工程大学 一种高剩磁镨铁磷永磁材料及制备方法
CN103871701A (zh) * 2014-03-04 2014-06-18 南京信息工程大学 一种高剩磁镨铁磷永磁材料及制备方法
CN104779024A (zh) * 2015-04-01 2015-07-15 苏州欢颜电气有限公司 一种低能损磁性材料及其制备方法
CN108695035A (zh) * 2017-03-31 2018-10-23 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
CN108695035B (zh) * 2017-03-31 2020-09-11 Tdk株式会社 R-t-b系永久磁铁
WO2021143475A1 (zh) * 2020-01-16 2021-07-22 山东光韵智能科技有限公司 一种低成本软硬双相纳米复合永磁导电触头及其制造方法
CN111326305A (zh) * 2020-02-29 2020-06-23 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用
CN111326305B (zh) * 2020-02-29 2022-03-01 厦门钨业股份有限公司 一种r-t-b系永磁材料及其制备方法和应用
CN111748755A (zh) * 2020-07-09 2020-10-09 安徽工业大学 一种新型高饱和磁感铁基软磁非晶合金及制备方法

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