一种无需镀层的高耐蚀烧结钕铁硼永磁材料的制备方法.pdf

一种无需镀层的高耐蚀烧结钕-铁-硼永磁材料的制备方法，属于磁性材料技术领域。将平均粒径2-8微米的合金粉末CuxZnyAlzNb99-x-y-zCo0.4Zr0.3Ga0.3加入到3-5微米钕铁硼基粉末中混合均匀，添加量为0.5-5.0％，然后在1.8T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1000-1100℃烧结3-5小时，最后分二级进行热处理，一级热处理温度850℃-950℃，时间1-3小时；二级热处理温度460℃-600℃，时间1-3小时。本发明显著提高了磁体的耐腐蚀性，磁体无需镀层即可在器件中应用。

权利要求书一种无需镀层的高耐蚀烧结钕‑铁‑硼永磁材料的制备方法，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，之后用氢爆法将钕铁硼基速凝薄片破碎并通过气流磨粉碎制备3‑5微米钕铁硼基粉末；
(2)用悬浮熔炼按照元素Cu、Zn、Al、Nb、Co、Zr、Ga的摩尔比为x：y：z：（99‑x‑y‑z）：0.4：0.3：0.3熔炼成合金铸锭，将合金铸锭快淬，快淬速度大于40m/s，将此快淬材料进行球磨得到合金粉末CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3，10≤x≤60，10≤y≤60，10≤z≤60，且x+y+z≤99；将平均粒径2‑8微米的合金CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3粉末加入步骤（1）中制备好的钕铁硼基粉末中，添加比例为钕铁硼基粉末重量的0.5‑5.0％，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1.8T的磁场中取向并压制成型，得到压坯；
(4)将压坯置入真空烧结炉内，然后升高温度在1000‑1100℃烧结2‑4小时，最后进行二级热处理，其中一级热处理温度850℃‑950℃，时间1‑3小时；二级热处理温度460℃‑600℃，时间1‑3小时；最终获得烧结钕铁硼磁性材料。
按照权利要求1的方法，其特征在于，x+y+z≤90。
按照权利要求1的方法所制备的一种高耐蚀烧结钕‑铁‑硼永磁材料。

说明书一种无需镀层的高耐蚀烧结钕‑铁‑硼永磁材料的制备方法
技术领域
一种高耐蚀性无需镀层的钕—铁—硼永磁材料的制备方法，属于磁性材料技术领域。
背景技术
NdFeB永磁材料从20世纪80年代中后期开始发展，属国家鼓励发展的新材料，主要包括烧结和粘结稀土永磁材料，已经成为国民经济各产业，尤其是电子和汽车工业的一种不可替代的基础材料，其种类繁多，广泛用于电子、汽车、计算机、电力、机械、能源、环保、国防、医疗器械等众多领域，又是节能、节材及出口创汇的产品，带动着各行业的发展。
NdFeB系稀土永磁材料自出现后，在短短的几十年中得到迅猛的发展，人们不断地优化其化学组成，改进制造工艺技术与设备，使其磁性能不断得到提高，日本现已能够批量生产磁能积达400kJ/m3(50MMGOe)的各向异性烧结NdFeB永磁体，实验研究的烧结NdFeB永磁磁能积已达474kJ/m3(59.5MMGOe)，达到了其理论值的93%，从磁能积角度看已没有太大的提升空间。
烧结钕铁硼磁性能一个重要缺点是耐腐蚀性差，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。
目前提高钕铁硼磁体耐腐蚀性的主要途径是防腐蚀涂层。但是涂层方法存在着均匀性差、结合力低以及环境污染的问题。针对上述问题，本发明提出采用合金粉末颗粒掺杂的方法制备高耐腐蚀性的烧结钕铁硼磁体，从合金化的角度出发解决磁体耐腐蚀性差的问题。将合金粉末颗粒与钕铁硼微米颗粒混合，使得合金粉末颗粒均匀分布分散于主相Nd2Fe14B晶粒表面。添加合金粉末经过烧结及热处理过程富集在富Nd相和主相晶粒边界处。合金粉末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。更为重要的是，这些所添加的合金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。
发明内容
本发明的目的是提供一种通过添加合金粉末颗粒提高烧结NdFeB永磁材料矫顽力和耐蚀性的方法。
一种制备高矫顽力和高耐蚀性烧结稀土—铁—硼永磁材料的方法，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，之后用氢爆法将钕铁硼基速凝薄片破碎并通过气流磨粉碎制备3‑5微米钕铁硼基粉末；
(2)用悬浮熔炼按照Cu、Zn、Al、Nb、Co、Zr、Ga的摩尔比为x：y：z：（99‑x‑y‑z）：0.4：0.3：0.3熔炼成合金铸锭，将合金铸锭快淬，快淬速度大于40m/s，将此快淬材料进行球磨得到合金粉末CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3，（10≤x≤60，10≤y≤60，10≤z≤60，且x+y+z≤99，进一步x+y+z≤90）；将平均粒径2‑8微米的合金CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3粉末加入步骤（1）中制备好的钕铁硼基粉末中，添加比例为钕铁硼基粉末重量的0.5‑5.0％，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1.8T的磁场中取向并压制成型，得到压坯；
(4)将压坯置入真空烧结炉内，然后升高温度在1000‑1100℃烧结2‑4小时，最后进行二级热处理，其中一级热处理温度850℃‑950℃，时间1‑3小时；二级热处理温度460℃‑600℃，时间1‑3小时；最终获得烧结钕铁硼磁性材料。
本发明采用合金粉末颗粒掺杂制备无需镀层高耐蚀性的烧结NdFeB永磁材料。采用本发明制备的磁体高压加速腐蚀实验121℃，0.2MPa，500h条件下腐蚀失重低于0.5mg/cm3，达到了无需镀层即可应用的水平。同时，磁体的矫顽力还有一定程度的提高，磁能积并没有明显的变化。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。以下实施例中关于CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3（10≤x≤60，10≤y≤60，10≤z≤60，且x+y+z≤99：用悬浮熔炼按照元素Cu、Zn、Al、Nb、Co、Zr、Ga的摩尔比为x：y：z：（99‑x‑y‑z）：0.4：0.3：0.3熔炼成合金铸锭，将合金铸锭快淬，快淬速度大于40m/s，将此快淬材料进行球磨得到合金粉末CuxZnyAlzNb99‑x‑y‑zCo0.4Zr0.3Ga0.3。
实施例1
利用速凝技术将成分为Nd13.5FebalAl0.4B6（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0.5％的、平均粒径2微米的Cu60Zn10Al20Nb9Co0.4Zr0.3Ga0.3合金粉末添加到上述初始粉末中，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1.8T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1060℃烧结3小时。之后进行二级热处理，其中一级热处理温度950℃，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。
对比例1
采用与实施例1相同的工艺制备了未掺杂合金粉末颗粒的Nd13.5FebalAl0.4B6烧结磁体作为对比实验。
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，500h）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。
表1实施例1和对比例1磁体磁性能及耐腐蚀性能对比

以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明添加合金粉末颗粒制备的磁体比未掺杂磁体的矫顽力提高，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。
实施例2
利用速凝技术将成分为Nd12.5FebalAl0.5Nb0.2B6（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1.0％的、平均粒径3微米的Cu10Zn20Al60Nb9Co0.4Zr0.3Ga0.3合金粉末添加到上述初始粉末中，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1.8T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1000℃烧结4小时。之后进行二级热处理，其中一级热处理温度900℃，时间3小时；二级热处理温度460℃，时间2小时。即获得烧结磁体。
对比例2
采用与实施例2相同的工艺制备了未掺杂合金粉末颗粒的Nd12.5FebalAl0.5Nb0.2B6烧结磁体作为对比实验。
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，500h）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。
表2实施例2和对比例2磁体磁性能及耐腐蚀性能对比

以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明添加合金粉末颗粒制备的磁体比未掺杂磁体的矫顽力提高，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。
实施例3
利用速凝技术将成分为Nd12.5Feba1Nb0.1Co0.3Al0.2B6（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3.0％的、平均粒径8微米的Cu15Zn60Al10Nb14Co0.4Zr0.3Ga0.3合金粉末添加到上述初始粉末中，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1.8T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1100℃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600℃，时间2小时。即获得烧结磁体。
对比例3
采用与实施例3相同的工艺制备了未掺杂合金粉末颗粒的Nd12.5FebalNb0.1Co0.3Al0.2B6烧结磁体作为对比实验。
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，500h）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。
表3实施例3和对比例3磁体磁性能及耐腐蚀性能对比

以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明添加合金粉末颗粒制备的磁体比未掺杂磁体的矫顽力提高，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。
实施例4
利用速凝技术将成分为Nd12.5FebalAl1.2B6（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5.0％的、平均粒径6微米的Cu25Zn33Al24Nb17Co0.4Zr0.3Ga0.3合金粉末添加到上述初始粉末中，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1.8T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
对比例4
采用与实施例4相同的工艺制备了未掺杂合金粉末颗粒的Nd12.5FebalAl1.2B6烧结磁体作为对比实验。
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，500h）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。
表4实施例4和对比例4磁体磁性能及耐腐蚀性能对比

以上结果说明对于成分相同的烧结NdFeB磁体而言，采用本发明添加合金粉末颗粒制备的磁体比未掺杂磁体的矫顽力提高，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。