專利名稱：納米復合磁體及制備該磁體的方法
技術領域：
本發(fā)明通常涉及一種適用于各種類型發(fā)動機和制動器的納米磁體以及制備該磁體的方法。本發(fā)明尤其涉及這樣一種納米復合磁體，它包括具有作為硬磁相的R2Fe14B型晶體結構的化合物以及α-Fe和其它軟磁相。
背景技術：
近年來，越來越需要進一步提高消費用電器、辦公自動化用具以及各種其它類型電子設備的性能并進一步降低其尺寸和重量。鑒于這些目的，當用于這些應用的永磁體作為磁路來工作時，要求其性能重量比最大化。例如，目前迫切需要剩磁Br為0.5T或更高的永磁體。硬鐵氧體磁體的廣泛應用是由于該類型的磁體相對廉價。但是，硬鐵氧體磁體不能獲得0.5T或更高的高剩磁Br。
通過粉末冶金工藝制備的Sm-Co基磁體是目前已知能獲得至少約0.5T高剩磁Br的常規(guī)永磁體。其它高剩磁磁體的例子包括粉末冶金工藝制備的Nd-Fe-B基燒結磁體和熔體淬火工藝制備的Nd-Fe-B基快速凝固磁體。例如，日本專利公開特許公報No.59-46008公開了一種Nd-Fe-B基燒結磁體，日本專利公開特許公報No.60-9852公開了一種Nd-Fe-B基快速凝固磁體。
但是，因為Sm和Co均是昂貴的原料，從而造成Sm-Co基磁體也很昂貴。
另一方面，關于Nd-Fe-B基磁體，其主要由相對廉價的Fe(通常其含量占總重量的約60wt％至約70wt％)所組成，比Sm-Co基磁體要便宜的多。但是，制備Nd-Fe-B基磁體仍然很貴。其部分原因是需要大型設備和許多生產及工藝步驟來分離、提純或通過還原反應來獲得Nd，Nd通常占磁體的約10at％至約15at％。而且，通常粉末冶金工藝本身也需要相對多的生產和工藝步驟。
與通過粉末冶金工藝形成的Nd-Fe-B基燒結磁體相比，利用熔融淬火工藝制備的Nd-Fe-B基快速凝固磁體成本更低。這是因為可以通過相對簡單的熔化、熔融淬火和熱處理工藝步驟來制備Nd-Fe-B基快速凝固磁體。但是，為了利用熔融淬火工藝獲得大塊永磁體，應該通過利用樹脂粘結劑混合由快速凝固合金獲得的磁體粉末來形成粘結磁體。因此，磁體粉末通常最多約占澆鑄粘結磁體80％的體積。另外，通過熔融淬火工藝形成的快速凝固合金的磁性是各向同性的。
因此，熔融淬火工藝所制備的Nd-Fe-B基快速凝固磁體的剩磁Br低于粉末冶金工藝所制備的磁各向異性Nd-Fe-B基燒結磁體。
日本專利公開特許公報No.1-7502公開了一種有效提高Nd-Fe-B基快速凝固磁體磁性能的技術，即向原料合金中混合添加至少一種選自由Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W組成的組中的元素以及至少一種選自由Ti、V和Cr組成的組中的元素。當這些元素添加到原料合金時，提高了磁體的矯頑力HCJ和抗腐蝕性。但是，唯一已知提高剩磁Br的有效方法是提高粘結磁體的密度。另外，當Nd-Fe-B基快速凝固磁體包括約6at％或更多的一種稀土元素時，以往的技術經常使用熔體離心鑄造工藝、即通過噴嘴向冷卻輥噴射原料合金熔體，從而以增加的速率快速冷卻和凝固原料合金。
R.Coehoom等在J.de Phys，C8，1998，pp.669-670中提出了一種用于Nd-Fe-B基快速凝固磁體的另外一種磁體原料。Coehoom原料的成分包括相對低摩爾分數(shù)的稀土元素(即，約為Nd3.8Fe77.2B19，其中下標所示為原子百分比)和作為主相的Fe3B。通過對由熔融淬火工藝制備的非晶合金進行加熱和結晶來獲得此永磁體原料。結晶的原料也具有亞穩(wěn)定結構，其中軟磁相Fe3B和硬磁相Nd2Fe14B共存，并且尺寸非常小(即，幾個納米數(shù)量級)的晶粒細微而均勻分布作為這兩種結晶相的復合體。因此，由這種原料制成的磁體稱為“納米復合磁體”。據(jù)報道該納米復合磁體具有約1T或更高的剩磁Br。但是其矯頑力HCJ相對較低，也就在約160kA/m至約240kA/m范圍內。因此，僅當磁體的工作點約1或更高時，該永磁體原料才可適用。
有人建議將各種金屬元素添加到納米復合磁體的原料合金中來提高其磁性能。例如，參見日本專利公開特許公報No.3-261104、日本專利出版物No.2727505和日本專利出版物No.2727506。但是，所建議的這些技術均不能可靠到總能獲得足夠高的“性能成本比”。特別是通過這些技術制備的納米復合磁體均不能實現(xiàn)可實際用于各種器具的高矯頑力。因而，這些磁體均不具有市場所需的磁性能。
另外，W.C.Chan等報導了一種獲得晶粒尺寸為幾十納米數(shù)量級的R2Fe14B和α-Fe相的技術。根據(jù)Chan的技術，向原料合金中添加非晶形成物La。接著，對原料合金進行熔體離心鑄造而獲得主要由非晶相組成的快速凝固合金。然后對合金進行加熱并晶化，以使得R2Fe14B和α-Fe相同時成核和生長。參見W.C.Chan等的“TheEffects of Refractory Metals on the Magnetic Properties of α-Fe/Nd2Fe14B-type Nanocomposites”(IEEE Trans.Magn.No.5，INTERMAG.99，Kyongiu，Korea，pp.3265-3267，1999)。本文還教導添加極少量(比如2at％)的難熔金屬元素比如Ti來提高磁體性能，優(yōu)選稀土元素Nd的摩爾分數(shù)由約9.5at％提高到11.0at％以降低R2Fe14B和α-Fe相的晶粒尺寸。添加難熔金屬降低了硼化物比如R2Fe23B3和Fe3B的成核，并使得磁體基本上由R2Fe14B和α-Fe相組成。根據(jù)Chan的技術，利用熔體離心鑄造工藝來制備用于納米復合磁體的快速凝固合金，在此工藝中，通過一噴嘴向高速旋轉的一冷卻輥表面噴射熔融合金。熔體離心鑄造工藝可適用于有效地制備非晶快速凝固合金，因為這種類型的工藝能保證極高的冷卻速度。
為了克服這些問題，本發(fā)明申請人發(fā)明了一種改進的納米復合磁體，它所包括的化合物具有體積分數(shù)提高的R2Fe14B晶體結構，日本專利公開特許公報No.2002-175908公開了此磁體。具體地說，向含小于10at％稀土元素和超過10at％硼的原料合金添加Ti來獲得這種納米復合磁體，使得在熔融合金快速冷卻和凝固時α-Fe相不過度生長。
日本專利出版物No.2002-285301和日本專利No.3297676公開了許多可以添加到納米復合磁體的元素。這些元素的例子包括Al、Si、V、Cr、Mn、Ga、Zr、Mb、Mo、Ag、Hf、Ta、W、Pt、Au和Pb。
在日本專利公開特許公報No.2002-175908公開的納米復合磁體中，添加劑Ti得到了一種新結構，在該結構中，細小的軟磁相分散在硬磁相的晶界。但是，如果限定稀土元素的摩爾分數(shù)比這種磁體的還要低，則不能獲得磁性能良好的納米復合磁體，除非硼的摩爾分數(shù)降至低于約10at％。
但是，對于含小于10at％稀土元素和小于10at％硼的原料合金而言，其熔體粘度增加的過大，并且所獲得的快速凝固合金幾乎沒有理想的細微結構。一般通過熔體淬火工藝來快速冷卻熔融合金，例如，此工藝可以是相對高速度旋轉冷卻輥的熔體離心鑄造工藝、或者是相對低速度旋轉冷卻輥的帶鑄(strip casting)工藝。其中，帶鑄工藝被認為是一種能有效地實現(xiàn)規(guī)模生產的熔體離心鑄造工藝，這是由于帶鑄工藝能產生相對低的冷卻速度并能制備出相對厚的薄帶快速凝固合金。
但是，為了通過能產生相對低冷卻速度的熔體淬火工藝、比如帶鑄工藝來規(guī)?；a稀土元素摩爾分數(shù)降到約7at％或更少的納米復合磁體時，需要原料合金包含超過約10at％的硼。然而，如果不向含約4at％至7at％稀土元素和約10at％至15at％硼的原料合金中添加Ti和Nb或鈦時，則所獲納米復合磁體的矯頑力HCJ將達不到約400kA/m，而這是實際應用于比如發(fā)動機中的磁體所需要的最低水平，并且退磁曲線的方形度也不夠理想。
發(fā)明公開內容為了解決上述問題，本發(fā)明優(yōu)選實施方式提供了一種納米復合磁體，該磁體包括相對少的稀土元素和相對多的硼，但仍然顯示出良好的磁性能。
本發(fā)明優(yōu)選實施方式的納米復合磁體優(yōu)選具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為一種稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式l0at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5和0.0l≤p≤0.5。優(yōu)選納米復合磁體包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相。優(yōu)選納米復合磁體的矯頑力和最大能積這二者中至少之一比不含V的磁體至少高1％。
在本發(fā)明一優(yōu)選實施方式中，納米復合磁體優(yōu)選包括至少40vol％的硬磁相，且該硬磁相具有因添加Ti和V而產生的R2Fe14B型晶體結構。
在另一優(yōu)選實施方式中，優(yōu)選具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相的平均粒度約10nm至約200nm，而優(yōu)選軟磁相的平均粒度約1nm至約100nm。
在另一優(yōu)選實施方式中，軟磁相優(yōu)選包括α-Fe和鐵磁性鐵基硼化物。
根據(jù)本發(fā)明另一優(yōu)選實施方式制備納米復合磁體用快速凝固合金的方法，該方法優(yōu)選包括制備其組成可表示為通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn的原料合金熔體的步驟，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為一種稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5和0.01≤p≤0.5。此方法優(yōu)選還包括快速冷卻和凝固熔體以獲得快速凝固合金的步驟。
在本發(fā)明一優(yōu)選實施方式中，快速冷卻的步驟優(yōu)選包括通過帶鑄工藝快速冷卻和凝固熔體的步驟。
根據(jù)本發(fā)明另一優(yōu)選實施方式制備納米復合磁粉的方法，該方法優(yōu)選包括制備其組成可表示為通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn的快速凝固合金的步驟，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為一種稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5和0.01≤p≤0.5。此方法優(yōu)選還包括步驟對快速凝固合金進行熱處理，以獲得包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相的納米復合磁體合金；并且粉碎納米復合磁體合金。
根據(jù)本發(fā)明另一優(yōu)選實施方式制備納米復合磁體的方法，該方法優(yōu)選包括制備其組成可表示為通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn的納米復合磁體粉末，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為一種稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5和0.01≤p≤0.5。優(yōu)選納米復合磁體粉末包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相；以及軟磁相。優(yōu)選納米復合磁體粉末的矯頑力和最大能積這二者中至少之一比不含V的磁體粉末至少高1％。此方法優(yōu)選還包括壓制納米磁體粉末以獲得納米復合磁體的步驟。
通過參考附圖對本發(fā)明優(yōu)選實施方式進行如下詳述，使得本發(fā)明的其它特點、元素、工藝、步驟、特征和優(yōu)點變得更加明顯。
附圖簡述

圖1為應用于本發(fā)明優(yōu)選實施方式中的帶坯連鑄機的典型結構截面示意圖。
圖2為本發(fā)明優(yōu)選實施方式的特定實施例以及對比實施例的粉末XRD分析結果圖譜。
實施本發(fā)明的最好方式本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，當向含約4at％至7at％稀土元素和約10at％至15at％硼與碳的合金中混合添加Ti和V時，可以獲得退磁曲線具有良好方形度的納米復合磁體，由此本發(fā)明人得到了本發(fā)明的基本觀點。日本專利出版物No.2002-285301和日本專利No.3297676公開了許多添加元素，但根本未提及通過混合添加Ti和V所獲得的意想不到的效果。分布在硬磁相的晶界。
添加劑Ti獲得了這些良好效果。但是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，如果降低稀土元素的摩爾分數(shù)來進一步提高日本專利公開特許公報No.2002-175908公開的納米復合磁體的磁性能時，則磁性能嚴重惡化。為了提高納米復合磁體(其中，具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相比如α-Fe以及鐵基硼化物共存于相同的金屬結構中，并通過交互作用磁耦合在一起)的磁性能，一般認為降低稀土元素的摩爾分數(shù)從而提高α-Fe相的體積分數(shù)是有效的。這是因為α-Fe相的飽和磁高于具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相。
但是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，如果將含Ti組分中的稀土元素的摩爾分數(shù)降低到約7at％或更少，則磁體矯頑力HCJ不能達到400kA/m或更高的水平，退磁曲線的方形度差，不能獲得良好的磁性能，除非增加添加劑Ti的量。不過，當僅通過增加添加劑Ti量來解決此問題時，將大量地沉積非磁性的Ti-B化合物，并且嚴重惡化磁性能。
從而，本發(fā)明人研究了向組分中添加由Ti和其它金屬元素組成的各種金屬元素的組合，此組分中稀土元素的摩爾分數(shù)降到約7at％或更少，并且含摩爾分數(shù)增加的硼。結果是，當混合添加Ti和V時，利用帶鑄工藝可成功地制備包括體積分數(shù)增加的高磁性鐵基硼化物和α-Fe的納米復合磁體。
本發(fā)明優(yōu)選實施方式的納米復合磁體優(yōu)選具有通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為一種稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5和0.01≤p≤0.5。優(yōu)選納米復合磁體包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相。根據(jù)本發(fā)明各種優(yōu)選實施方式，通過向原料合金組合添加Ti和V，納米復合磁體的矯頑力和/或最大能積與不含V的磁體相比可至少提高1％。另外，由于添加Ti和V，納米磁體可包括至少40vol％具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相。在所獲得的結構中，優(yōu)選具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相的平均粒度約10nm至約200nm，而優(yōu)選軟磁相的平均粒度約1nm至約100nm。
在本發(fā)明一優(yōu)選實施方式中，優(yōu)選利用熔體淬火工藝比如帶鑄工藝在負壓氣氛中快速冷卻包含不可或缺元素Fe、B、C、R(至少是包括Y在內的稀土元素之一)Ti和V的鐵基合金熔體，從而制備包括微晶R2Fe14B型化合物相的快速凝固合金。如果必要，隨后可對快速凝固合金進行熱處理以晶化殘留在快速凝固合金中的非晶部分。
帶鑄工藝是一種制備快速凝固合金薄帶的技術，它通過使合金熔體與冷卻輥表面接觸來快速冷卻和凝固熔體。根據(jù)本發(fā)明的優(yōu)選實施方式，利用比常規(guī)帶鑄工藝旋轉更快的冷卻輥來快速冷卻和凝固熔體。與通過噴嘴向冷卻輥表面噴射熔體合金的離心鑄造工藝相比，帶鑄工藝產生的冷卻速度更低。但是，由于帶鑄工藝提供了相對寬和厚的快速凝固合金薄帶，因此它可保證較高的規(guī)?；a率。也可選擇通過噴嘴向冷卻輥表面噴射熔體的常規(guī)離心鑄造工藝來生產本發(fā)明優(yōu)選實施方式的納米復合磁體。
根據(jù)本發(fā)明優(yōu)選實施方式，添加具有延緩α-Fe成核和生長作用的Ti，添加低摩爾分數(shù)的稀土元素以及添加V，從而獲得的納米復合磁體結構包括適量高磁性的α-Fe和鐵基硼化物。由于所添加的Ti和V的作用，即使以降低的速度冷卻熔體時，R2Fe14B型化合物相和α-Fe相也不會過度生長。因而，可以獲得高性能的納米復合磁體，磁體中R2Fe14B型化合物相的平均粒度約10nm至約200nm，平均粒度約1nm至約100nm的軟磁相(例如，α-Fe相)甚至在熱處理之后也細小地分布。
基本上由R2Fe14B型化合物相和α-Fe相組成的常規(guī)納米復合磁體顯示了較高的磁性能，這是因為常規(guī)磁體包括約5vol％至約50vol％高飽和磁化的α-Fe。但是，常規(guī)納米復合磁體含硼的百分比低于本發(fā)明任何各種優(yōu)選實施方式的納米復合磁體。因此，如果利用冷卻速度低的帶鑄工藝來制備常規(guī)納米復合磁體，則晶粒生長過度，磁體性能明顯惡化。相反，由于本發(fā)明任何各種優(yōu)選實施方式納米復合磁體的原料合金包括摩爾分數(shù)超過10at％的硼，利用帶鑄工藝可規(guī)模化制備具有良好性能的納米復合磁體。
根據(jù)本發(fā)明優(yōu)選實施方式，添加低摩爾分數(shù)的稀土元素并且聯(lián)合添加Ti和V，使得具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相的體積分數(shù)盡可能高，并且使得高磁性能的軟磁相將不過度生長但具有相對高的體積分數(shù)。結果是使得退磁曲線具有改進的方形度。另外，由于添加劑Ti和V能由快速凝固合金中的富B非磁性非晶相產生硼化物相(例如，鐵磁性鐵基硼化物)，并且降低了殘留在受熱和晶化合金中的非磁性非晶相的體積百分比，所以提高了磁性能。
在本發(fā)明優(yōu)選實施方式中，適宜地控制各種工藝條件包括合金組分、合金冷卻速度和熱處理溫度，從而形成了飽和磁化相當于或高于R2Fe14B型化合物相的鐵基硼化物和α-Fe。所形成的軟磁相的例子包括α-Fe(飽和磁場約2.1T)和Fe23B6(飽和磁場約1.6T)。此時，R2Fe14B型化合物相的飽和磁場約1.6T，其中R是Nd。
此處所使用的術語“非晶相”不僅是指原子排列雜亂無序的相，而且也指包括用于結晶的晶胚、相當小的結晶區(qū)(尺寸為幾個納米或更小)和/或原子束的相。更具體的說，術語“非晶相”是指晶體結構不能通過X-射線衍射分析或TEM觀測來確定的相。換而言之，晶體結構能通過X-射線衍射分析或TEM觀測來清楚辨別的任何相在這里被稱為“結晶相”。
本發(fā)明人通過實驗發(fā)現(xiàn)并確認，僅當聯(lián)合添加Ti和V時，磁性能并不降低，此情況與聯(lián)合添加Ti和Cr或Ti和Zr時相反。而且，退磁曲線顯示了特別好的方形度?；谶@些結果，本發(fā)明人認為添加劑Ti和V在最少地形成低磁場硼化物方面起到了關鍵作用。
應該指出，當聯(lián)合添加Ti和Nb時，磁性能不降低但矯頑力明顯下降。
從而僅當聯(lián)合添加Ti和V時，可以獲得性能良好的包含約4at％至7at％稀土元素和約10at％至15at％硼的納米復合磁體。
在本發(fā)明各種優(yōu)選實施方式中，原料合金不僅包括足夠量的硼，而且也包括作為不可或缺元素之一的碳。從而，此原料合金熔體的動力粘度約5×10-6m2/s或更小，可以很光滑地流動以足夠地提高了熔體和冷卻輥之間的接觸程度。結果是，熔體可更加有效地在冷卻輥上冷卻。因此，即使冷卻輥低速旋轉，也能獲得良好的納米復合磁體。
因此，在本發(fā)明優(yōu)選實施方式中，可采用帶鑄工藝，其中，熔體通過斜槽(即導向部件)流入冷卻輥，而沒有通過噴嘴來控制熔體流速。從而，這種發(fā)明工藝比需要利用噴嘴控制流速的常規(guī)離心鑄造工藝生產率更高而且更劃算。為了在甚至通過帶鑄工藝可獲得的冷卻速度范圍內使得R-Fe-B基稀土合金熔體非晶化，通常需要添加約10at％或更多的B(硼)。但是，如果添加的B太多，則含B濃度高的非磁性非晶相將殘留在被處理合金的微結構中，甚至在快速凝固合金被加熱和晶化之后亦如此。也就是說，不能獲得均勻的微晶結構。結果導致鐵磁相的體積百分比降低并且磁性能下降。但是，如與本發(fā)明優(yōu)選實施方式一樣添加Ti和V，則可觀察到上述現(xiàn)象。因此，形成了具有高飽和磁化的鐵基硼化物并有效提高了磁性能。
優(yōu)選組分如果B和C的總摩爾分數(shù)x約10at％或更少，則很難在約102℃/s至約105℃/s的低冷卻速度下制備出R2Fe14B型結晶相和非晶相共存的理想快速凝固合金。而且，即使在此后對合金進行熱處理，所達到的矯頑力也不夠高。另外，當摩爾分數(shù)x約為10at％或更少時，不再形成具有高飽和磁化的鐵基硼化物。因此，x應大于10at％。另一方面，如果B和C的總摩爾分數(shù)x超過約15at％，則提高了殘留在受熱和晶化合金中的非晶相的體積分數(shù)。另外，飽和磁化高于任何其它組成相的α-Fe相的百分比下降，結果會導致剩磁Br也降低?？紤]到這些方面，優(yōu)選B和C的總摩爾分數(shù)x大于約10at％并且等于或小于約15at％，更優(yōu)選大于約11at％并且等于或小于約14at％。
優(yōu)選C與B和C的(原子比)約0.01至約0.5。為了獲得由添加劑C所預期的效果，C的比例p應至少等于約0.01。理由如下如果p遠小于約0.01，則即使添加了C也幾乎無法獲得預期的效果。另一方面，如果p遠大于約0.5，則具有過大粒徑的α-Fe相的體積分數(shù)提高，以致于引起所獲得的磁性能惡化。比例p的下限優(yōu)選約0.02，而其上限優(yōu)選約0.25。更優(yōu)選比例p約0.05-約0.15。
R為至少一種選自稀土元素(包括Y)的元素。優(yōu)選R基本上不含La或Ce。這是因為如果含La或Ce，則R2Fe14B相中的R(通常為Nd)會被La或Ce取代，從而降低了矯頑力和退磁曲線的方形度。但是，如果含有極少量(即，約0.5at％或更少)不可避免的La或Ce雜質，則對磁性能的影響不會很嚴重。因此，此處術語“基本上不含La(Ce)”或“基本上排除La(Ce)”的說法是指La(Ce)的含量約0.5at％或更少。
更具體地說，R優(yōu)選包括必要元素Pr或Nd，可用Dy和/或Tb替代其一部分。如果R的摩爾分數(shù)y小于約4at％，則具有獲得高矯頑力所需的R2Fe14B型晶體結構的化合物相不能充分結晶，并且不能獲得理想的高矯頑力HCJ。另一方面，如果R的摩爾分數(shù)y等于或大于約7at％，則非晶形成能力將下降，所形成的軟磁相(比如α-Fe和Fe-B相)的體積分數(shù)也將降低。結果將導致磁性能降低。鑒于此，稀土元素R的摩爾分數(shù)y優(yōu)選等于或大于約4at％但小于約7at％，更優(yōu)選等于或大于約5at％但小于約6at％。
在快速冷卻和凝固熔體合金時，添加劑Ti有助于使硬磁相比軟磁相更早地成核和生長。另外，添加劑Ti提高了矯頑力HCJ、剩磁Br和最大能積(BH)max，并且改善了退磁曲線的方形度。
如果Ti的摩爾分數(shù)z小于約0.5at％，則盡管添加了Ti也不能完全實現(xiàn)上述效果。但是，如果Ti的摩爾分數(shù)z超過約8at％，則提高了殘留在受熱和結晶后的合金中非晶相的體積百分比，通常會降低剩磁Br。出于這些考慮，Ti的摩爾分數(shù)z優(yōu)選約0.5at％至約8at％。更優(yōu)選z的下限范圍約1.0at％，而其上限約6at％。甚至更優(yōu)選z的上限范圍約5at％。
另外，B和C的總摩爾分數(shù)x越高，則例如含過量百分比硼的非晶相形成的可能性越大。為此優(yōu)選提高Ti的摩爾分數(shù)z。Ti對B有很強的親合力，并聚集在硬磁相的晶界。但是，如果Ti摩爾分數(shù)z與B摩爾分數(shù)x的比值太高，則Ti不再位于晶界而是被混入R2Fe14B化合物，從而可能降低磁性。然而，如果z/x比值太低，則將產生大量非磁性的富硼非晶相。本發(fā)明人通過實驗確認，優(yōu)選控制摩爾分數(shù)x和z滿足不等式0.05≤z/x≤0.4，更優(yōu)選滿足不等式0.1≤z/x≤0.35，甚而更優(yōu)選滿足不等式0.13≤z/x≤0.3。
其它添加劑V能有益地降低Ti量而獲得良好的磁性能。結果是，Ti-B化合物的形成被最小化，提高了磁性能，并且降低了熔體粘度。因而，可更容易地利用帶鑄工藝快速冷卻和凝固原料合金。
如果V的摩爾分數(shù)w小于約0.01at％，則無法實現(xiàn)通過添加V的預期效果。但是，如果摩爾分數(shù)w超過約6at％，則V-Fe-B基化合物將成核，從而可能惡化磁體性能。出于這些考慮，摩爾分數(shù)w優(yōu)選約0.01at％至約6at％，更優(yōu)選約0.1at％至約4at％，甚而更優(yōu)選約0.5at％至約2at％。
為了實現(xiàn)各種理想的優(yōu)點和效果，可添加金屬元素M。M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素。本發(fā)明人通過實驗確認，甚至當添加任何這些金屬元素M時，通過添加劑Ti和V獲得的效果不會明顯弱化，除非金屬元素M的摩爾分數(shù)超過約10at％。
除了元素B、C、R、Ti、V和M之外，原料合金的余量可僅為Fe。也可選擇至少一種選自由Co和Ni組成的組中的過渡金屬元素T來部分替代Fe，因為在此情況下也能獲得理想的硬磁性能。但是，如果替代物T與Fe的原子數(shù)比m超過約0.5，則不能獲得約0.7T或更高的剩磁Br。因而，優(yōu)選原子數(shù)比m約0至約0.5。另外，通過Co取代部分Fe，改善了退磁曲線的方形度，并且提高了R2Fe14B相的居里溫度，從而提高了合金的耐熱性。優(yōu)選組成Co與Fe的原子數(shù)比m約0.005至約0.4。
下面將參考附圖詳細描述本發(fā)明特定的優(yōu)選實施方式。
下面將描述本發(fā)明第一個具體的優(yōu)選實施方式。
在此優(yōu)選實施方式中，優(yōu)選使用圖1所示的帶坯連鑄機來制備快速凝固合金。優(yōu)選在惰性氣氛中進行合金制備工藝，以防止包括易氧化的稀土元素R和Fe的原料合金被氧化。惰性氣體可以是稀有氣體比如氦或氬，或者是氮氣或任何其它合適的氣體。稀有氣體氦或氬優(yōu)于氮氣，因為氮氣與稀土元素R的反應相對容易。
圖1所示的帶坯連鑄機位于一腔室內(未示出)，在此腔室內能產生負壓惰性氣體。如圖1所示，帶坯連鑄機優(yōu)選包括熔化坩堝11、冷卻輥13和斜槽(即導向部件)14。首先，在熔化坩堝11中熔化原料合金。接著，從熔化坩堝11倒出熔體12，然后經斜槽35引導至冷卻輥13上，以使之快速冷卻和凝固。
熔化坩堝11優(yōu)選設置成以基本恒定的加料速度將熔化原料合金所獲得的熔體12加至斜槽14。例如，通過將熔化坩堝11傾斜至需要的角度可任意控制此加料速度。
冷卻輥13的外表面優(yōu)選由導熱性相對好的材料(例如，銅)制成。優(yōu)選輥13的直徑約30cm至約100cm，并且其寬度約15cm至約100cm。通過發(fā)動機(未示出)使輥13以預定的速度旋轉。通過控制此旋轉速度，可任意調節(jié)冷卻輥13的表面速度。例如，通過選擇冷卻輥13的適宜旋轉速度，可將由此帶坯連鑄機獲得的冷卻速度控制在約103℃/s至約105℃/s范圍內。
引導熔體12的斜槽14表面優(yōu)選與水平面形成斜角β。斜槽14遠端與冷卻輥13表面之間的距離優(yōu)選約幾毫米。另外，斜槽14的設置使得斜槽14遠端和冷卻輥13中心的連線與垂直平面形成α角(其中，0≤α≤90度)。α角優(yōu)選滿足10度≤α≤55度。
另一方面，斜槽14的斜角β優(yōu)選滿足1度≤β≤80度，更優(yōu)選滿足5度≤β≤60度。
倒在斜槽14之后，熔體12將由斜槽14的遠端流在冷卻輥13表面上，從而在其上形成熔體池。通過減緩熔體12的流速、以達到暫時儲備以預定流速從熔化坩堝11連續(xù)加入的流動熔體12的程度，從而使斜槽14可調整熔體12的流動。利用可選擇性地擋回倒在斜槽14上的熔體12表面流的障礙板，可進一步提高此調節(jié)效果。通過使用此斜槽14，可使得熔體12在冷卻輥13的縱向上以基本恒定的寬度得以澆鑄。此處所用的冷卻輥13的“縱向”等同于冷卻輥13的軸向(即，由紙伸出來的方向)。另外，還可使傾出的熔體12擴散至基本均勻的厚度。通過調節(jié)斜槽14的熔體導流面斜角α，可微控熔體進料速度。由于其自身的重量，熔體12沿著斜槽14的斜導流面向下流。因此，熔體12具有與水平(即，X軸)方向基本平行的運動動量。也就是說，斜槽14的斜角β越大，熔體12的流速越高，其運動動量越大。
另外，斜槽14也能調節(jié)將到達冷卻輥13的熔體12溫度。斜槽14上的熔體12溫度優(yōu)選比其液相溫度高約100℃或更高。這是因為，如果熔體12的溫度太低，則例如會影響所獲快速凝固合金性能的TiB2初晶可能會局部成核并殘留在快速凝固合金中。而且，如果熔體12的溫度太低，則熔體12的速度增加并很可能飛濺。例如，通過調節(jié)由熔化坩堝11向斜槽14倒在的熔體12的溫度、或者調節(jié)斜槽14的熱容量，可以控制斜槽14上的熔體12的溫度。如果必要的話，可專門提供一斜槽加熱器(未示出)來達到此目的。
此優(yōu)選實施方式的斜槽14優(yōu)選包括許多溝道，它們在冷卻輥13軸方向上以固定間距(regular interval)相互分開，并且其遠端朝向冷卻輥13的外緣周。每個這些溝道的寬度(相當于每個熔體流的寬度)優(yōu)選約0.5cm至約10.0cm，更優(yōu)選約0.7cm至約4.0cm。在本優(yōu)選實施方式中，每個熔體流在其對應溝道中的寬度約1cm。應該指出，當熔體流由其對應溝道流得更遠時，每個熔體流趨向于增加其橫向寬度。當在斜槽14上提供許多溝道形成如本優(yōu)選實施方式一樣的多路熔體流時，每對相鄰的熔體流不應相互接觸。
熔體12倒在斜槽14上之后，熔體12被分成許多熔體流，使得每個熔體流的寬度與對應溝道在冷卻輥13水平方向的寬度基本上一致。接著，每個這些熔體流與冷卻輥13接觸。隨后，當輥13旋轉時，已經以預定寬度倒在冷卻輥13上的每個熔體流12向上沿著輥13的外緣表面運動。就這樣，熔體流12在沿著冷卻輥13運動的同時被快速冷卻。應該指出，為了防止熔體的泄漏，斜槽14遠端與冷卻輥13之間的距離優(yōu)選約3mm或更小，更優(yōu)選約0.4mm至約0.7mm。
每個相鄰的一對溝道的間距優(yōu)選約1cm至約10cm。由此可使熔體12以相互獨立的位置與冷卻輥13的外緣接觸。接下來，可有效地冷卻由對應溝道流入的每個熔體流。因此，即使熔體12以增加的速度流入斜槽14，也能獲得理想的冷卻速度。
應該指出，斜槽14不必具有上述結構。可選擇的是，斜槽14僅有一個溝道或每個熔體流以增加的寬度流入。另一個選擇是，也可在斜槽14的遠端(或底端)提供管式開口，使得熔體12通過管式開口流在冷卻輥13的表面上。也可根據(jù)要求對斜槽14進行其它修改。
在熔體12快速凝固在旋轉冷卻輥13的外緣之后，快速凝固合金以薄帶凝固合金15形式離開冷卻輥13。在本優(yōu)選實施方式中，由對應溝道流出的每個熔體流凝固成預定寬度的帶。然后，粉碎凝固合金15并利用收集器(未示出)進行收集。
如上所述，帶鑄工藝沒有使用任何噴嘴，這不同于熔體離心鑄造工藝。也就是說，帶鑄工藝并不會遇到與熔體離心鑄造工藝相關的所有各種問題。具體地說，在帶鑄工藝中，熔體的進料速度并不受噴嘴直徑的限制，并且也可避免因熔體在噴嘴處意外凝固所造成的噴嘴阻塞問題，這是因為帶鑄工藝根本不需要噴嘴。因此，帶鑄工藝對規(guī)?；a很有效。而且，不需要噴嘴加熱裝置或熔化頭壓力控制機構。因此，可顯著地降低原始設備成本和設備運行成本。
另外，在熔體離心鑄造工藝中，盡管制造噴嘴一般需要較高的加工成本，但噴嘴不能循環(huán)使用，因此一旦使用后就應該廢掉。相反，帶鑄工藝允許重復使用斜槽，從而設備運行成本更低。
而且，與熔體離心鑄造工藝相比，帶鑄工藝中的冷卻輥可以更低的速度旋轉，熔體可以更高的速度流出。因此，所獲得的薄帶快速凝固合金增厚。
通過適當確定斜槽14的形狀和結構、比如熔體溝道的寬度和數(shù)量，可使得所獲得的薄帶快速凝固合金具有優(yōu)選范圍內的平均厚度和平均寬度。薄帶快速凝固合金的寬度優(yōu)選約15mm至約80mm。另外，薄帶合金不可太薄或太厚。如果薄帶合金太薄，則其振實密度太低而不能像所希望的那樣收集它。但是，如果薄帶合金太厚，則合金在熔體/輥接觸面和在自由面(即熔體面)以明顯不同的冷卻速度被冷卻。也就是說，在自由面周圍的合金部分冷卻速度不足。鑒于這些原因，優(yōu)選薄帶合金的厚度約50μm至約250μm，更優(yōu)選約60μm至約200μm，甚而更優(yōu)選約70μm至約90μm。另外，考慮到粘結磁體的填充密度，優(yōu)選薄帶合金的厚度超過80μm。如果這樣的話，優(yōu)選快速冷卻氣氛為約10kPa至約101.2kPa的負壓氣氛。
也可任意選擇任何其它的熔體淬火工藝，比如熔體離心鑄造工藝或霧化工藝，而非上述帶鑄工藝來制備本發(fā)明任何各種優(yōu)選實施方式的納米復合磁體。
熱處理在此優(yōu)選實施方式中，優(yōu)選在氬氣氛中進行熱處理。優(yōu)選以5℃/s至約20℃/s的升溫速率加熱合金，在約550℃至約850℃下保溫約30秒至約20分鐘，隨后冷卻至室溫。此熱處理導致殘留在非晶相內的亞穩(wěn)相成核和/或晶體生長，從而形成納米復合微晶結構。
如果熱處理溫度低于約550℃，則甚至在熱處理之后仍然殘留大量的非晶相，并且獲得的矯頑力達不到快冷工藝條件所決定的理想水平。另一方面，如果熱處理溫度超過約850℃，則各組成相的顆粒生長增加很多，從而降低剩磁Br和惡化退磁曲線的方形度。因而，熱處理溫度優(yōu)選約550℃至約850℃，更優(yōu)選約570℃至約820℃。
為了防止合金的氧化，優(yōu)選在惰性氣氛(例如，Ar氣或N2氣)或其氣體流中進行熱處理。也可在約0.1kPa或更小的真空下進行熱處理。
在本發(fā)明優(yōu)選實施方式中，即使在所獲得的磁體中存在著晶粒尺寸比硬磁相小的軟磁相比如α-Fe、Fe3B和Fe23B6，依然能獲得良好的磁性能，這是因為軟磁相和硬磁相可通過交互作用相互磁耦合在一起。
熱處理之后，優(yōu)選R2Fe14B型化合物相的平均晶粒度至多約300nm，這是單個磁疇的尺寸。優(yōu)選R2Fe14B型化合物相的平均晶粒度約10nm至約200nm，更優(yōu)選約10nm至約150nm。另一方面，如果鐵磁性的鐵基硼化物和α-Fe相的平均晶粒度大于約100nm，則各自組分相之間的交互作用減弱，從而惡化了退磁曲線的方形度并且降低(BH)max。通常這些相不以很小的晶體(尺寸直徑小于約1nm)沉淀，而是形成尺寸直徑為幾個nm的晶體。由于這些原因，優(yōu)選軟磁相比如硼化物和α-Fe相的平均晶粒度約1nm至約100nm，更優(yōu)選約5nm至約50nm，甚至更優(yōu)選約5nm至約30nm。另外，為了使所獲得的磁體為具有良好性能的交換彈簧磁體，優(yōu)選R2Fe14B型化合物相的平均粒度大于軟磁相。
應該指出，在經過熱處理之前，可對快速凝固合金的薄帶進行粗略的切割或粉碎。熱處理之后，對所獲得的磁性合金進行粉碎而獲得磁體粉末。然后，通過對此粉末進行已知的處理步驟，可由此粉末制成各種類型的粘結磁體。在制備粘結磁體時，將鐵基稀土合金的磁體粉末與環(huán)氧或尼龍樹脂粘結劑混合，隨后把混合物壓制成所需要的形狀。此時，任何其它類型的磁體粉末(例如，Sm-Fe-N基磁體粉末或硬鐵氧體磁體粉末)可與納米復合磁體粉末混合。
本發(fā)明優(yōu)選實施方式所獲得的粘結磁體來用來制造發(fā)動機、制動器以及其它各種轉動機器。
如果使用本發(fā)明優(yōu)選實施方式的磁體粉末來制備鑄模粘結磁體時，優(yōu)選將粉末粉碎為平均粒度約200μm或更小，更優(yōu)選約30μm至約150μm。另一方面，如果使用本發(fā)明的磁體粉末來制備壓制粘結磁體時，優(yōu)選將粉末粉碎為平均粒度約300μm或更小，更優(yōu)選約30μm至約250μm，甚至更優(yōu)選約50μm至約200μm并且具有雙峰尺寸分布。
實施例實施例1關于下表1所示的Nos.1-8中的每個樣品，分別稱重純度約99.5％或更高的B、C、Fe、Co、Ti、V和Nd，使得樣品總重量約600g，然后將此混合物放入氧化鋁坩堝中。隨后通過在壓力約70kPa的Ar氣氛中進行感應加熱來熔化這些合金原料，從而制備合金熔體。在熔體溫度達到約1500℃后，將熔體澆鑄在水冷銅模中制備平板合金。隨后，稱取總重量約15g的合金并放入石英坩堝中，該坩堝的底部有一直徑約0.8mm的小孔。然后，利用在壓力約1.33kPa至約47.92kPa的Ar氣氛中進行感應加熱的方法來熔化此合金，從而制備合金熔體。在熔體溫度達到約1350℃后，利用Ar氣對熔體表面施壓，從而將熔體通過小孔噴在冷卻輥的外緣，該冷卻輥位于小孔以下0.7mm，并置于室溫Ar氣氛中。旋轉冷卻輥使其表面速度約10m/s。熔融合金因與此冷卻輥接觸而被快速冷卻和凝固。由此獲得了寬度約2mm至約3mm、厚度約20μm至約50μm的快速凝固合金的連續(xù)薄帶(帶)。
表1

在表1中，樣品Nos.1-4表示本發(fā)明優(yōu)選實施方式的特定實施例，而樣品Nos.5-8表示對比實施例。
將此薄帶快速凝固合金在約600℃至800℃的Ar氣氛中加熱約6分鐘至約8分鐘，然后冷卻到室溫。其后，利用振動樣品磁力儀(VSM)測定此薄帶快速凝固合金的磁性能。結果見表2。
表2

由表2的結果可以看出，在本發(fā)明優(yōu)選實施方式的每個特定實施例中，提高了磁性能，改善了退磁曲線的方形度，并且最大能積(BH)max高于任何對比實施例。特別是，除了樣品No.1添加了V而No.5未添加之外，樣品No.1和No.5的制備條件基本一致。因此，相互對比這兩個樣品的結果可看出，樣品No.1的剩磁Br和最大能積(BH)max比樣品No.5至少約高1％。
圖2所示是在約700℃熱處理約6分鐘后樣品A、B和C的粉末XRD結果。樣品A、B和C的組成分別是Nd5.8Fe75.7B12C1Ti4V1.5、Nd9Fe73B12.6C1.4Ti4和Nd4.5Fe73B18.5Co2Cr2。
具體地說，樣品A表示本發(fā)明優(yōu)選實施方式的特定實施例。由圖2所示的結果可看出，樣品A顯示出比其它兩個樣品任何之一更明顯代表α-Fe相的峰強。樣品A是α-Fe/R2Fe14B基納米復合磁體，其包括主要組成相R2Fe14B相(即，硬磁相)和α-Fe相(即，軟磁相)。另外，樣品A還包括另一軟磁相Fe23B3相。
另一方面，樣品B是鐵基硼化物比如Fe3B位于硬磁相Nd2Fe14B相晶界的納米復合磁體。樣品C是包括體積分數(shù)相對大的Fe3B的Fe3B/R2Fe14B基納米復合磁體。
工業(yè)適用性根據(jù)本發(fā)明各種優(yōu)選實施方式，向利用常規(guī)方法基本不可能制備具有足夠好磁性能納米復合磁體的原料合金中組合添加Ti和V，從而使得可能規(guī)模化生產具有實用性磁性能的納米復合磁體。
在本發(fā)明各種優(yōu)選實施方式中，盡管原料合金包括相對多的硼，添加劑V可有效地防止形成有害的Ti-B。因此，此原料合金熔體的粘度不會過度提高，從而有助于利用帶鑄工藝規(guī)?；aα-Fe/R2Fe14B基納米復合磁體。
應該認識到，前面的描述僅為本發(fā)明的示證。本領域的技術人員可不背離本發(fā)明而設計出各種替換和修正。因此，本發(fā)明意欲包括落入所附權利要求范圍內的所有這些替換、修正和變化。
權利要求
1.一種納米復合磁體，它具有由通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素，摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5；和0.01≤p≤0.5，其中納米復合磁體包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相；和軟磁相，并且其中納米復合磁體的矯頑力和最大能積這二者中的至少之一比不含V的磁體至少高1％。
2.權利要求1的納米復合磁體，其中所述納米復合磁體包括至少40vol％的具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相。
3.權利要求1或2的納米復合磁體，其中具有R2Fe14B型晶體結構的所述硬磁相的平均粒度約10nm至約200nm，并且其中所述軟磁相的平均粒度約1nm至約100nm。
4.權利要求1至3之一的納米復合磁體，其中軟磁相包括α-Fe和鐵磁性鐵基硼化物。
5.一種制備納米復合磁體用快速凝固合金的方法，該方法包括步驟制備具有由通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成的原料合金熔體，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素，摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5；和0.01≤p≤0.5，和快速冷卻和凝固熔體以獲得快速凝固合金。
6.權利要求5的方法，其中所述快速冷卻步驟包括通過帶鑄工藝快速冷卻和凝固熔體的步驟。
7.一種制備納米復合磁體粉末的方法，該方法包括步驟制備具有由通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成的快速凝固合金，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素，摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5；和0.01≤p≤0.5；對所述快速凝固合金進行熱處理，以獲得包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相的納米復合磁體合金；并且粉碎納米復合磁體合金。
8.一種制備納米復合磁體的方法，該方法包括步驟制備具有由通式(Fe1-mTm)100-x-y-z-w-n(B1-pCp)xRyTizVwMn所表示的組成的納米復合磁體粉末，其中，T為至少一種選自由Co和Ni組成的組中的元素；R為稀土元素；并且M為至少一種選自由Al、Si、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Nb、Zr、Mo、Ag、Ta和W組成的組中的元素，摩爾分數(shù)x、y、z、w、n、m和p優(yōu)選分別滿足不等式10at％＜x≤15at％；4at％≤y＜7at％；0.5at％≤z≤8at％；0.01at％≤w≤6at％；0at％＜n≤10at％；0≤m≤0.5；和0.01≤p≤0.5，其中所述納米復合磁體粉末包括具有R2Fe14B型晶體結構的硬磁相和軟磁相，其中所述納米復合磁體粉末的矯頑力和最大能積這二者中的至少之一比不含V的磁體粉末至少高1％；并且壓制所述納米復合磁體粉末獲得納米復合磁體。
全文摘要
一種納米復合磁體，它具有由通式(Fe
文檔編號H01F1/08GK1550020SQ0380095
公開日2004年11月24日 申請日期2003年10月8日 優(yōu)先權日2002年10月17日
發(fā)明者三次敏夫, 金清裕和, 和 申請人:住友特殊金屬株式會社