简介概要

(Nd-Pr)FeB速凝薄片厚度对其微观结构的影响

来源期刊：稀有金属2015年第5期

论文作者：谢发尹张华霞孙传棋王景代林融冰韩劲

文章页码：414 - 420

关键词：(Nd-Pr)FeB;速凝薄片;微观结构;厚度;

摘要：采用FMI-I-600R-C型真空熔炼速凝炉生产（Nd-Pr）Fe B速凝薄片,系统研究了速凝薄片厚度对其微观结构的影响。结果表明:厚度的差异造成了速凝薄片微观结构及相组成的不同。薄片厚度为0.2⁰.3 mm时,从贴辊面到自由面的完整片状晶生长良好,富Nd-Pr相沿主相均匀分布,无α-Fe;厚度为0.3⁰.4 mm时,完整片状晶的体积分数降低;厚度为0.5 mm以上的薄片在自由面会析出α-Fe,在靠近贴辊面一侧出现细晶区;随着厚度的增加,析出的α-Fe相逐渐增多,在α-Fe相的析出区域出现了团块状的富Nd-Pr相。薄片厚度为0.2⁰.4 mm时,（001）晶面的衍射峰较强,Nd2Fe14B主相晶粒具有明显的c轴择优取向;随着厚度的增加,（001）晶面的衍射峰强度逐渐减弱,主相晶粒沿c轴择优生长的趋势减弱。因此,在批量生产（Nd-Pr）Fe B速凝薄片的过程中,控制合理的薄片厚度是生产优质速凝薄片的关键。

网络首发时间: 2014-02-24 08:51

稀有金属 2015,39(05),414-420 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2015.05.005

(Nd-Pr)FeB速凝薄片厚度对其微观结构的影响

谢发尹张华霞孙传棋王景代林融冰韩劲

中国航空工业集团公司北京航空材料研究院

摘要：

采用FMI-I-600R-C型真空熔炼速凝炉生产(Nd-Pr)Fe B速凝薄片,系统研究了速凝薄片厚度对其微观结构的影响。结果表明:厚度的差异造成了速凝薄片微观结构及相组成的不同。薄片厚度为0.2~0.3 mm时,从贴辊面到自由面的完整片状晶生长良好,富Nd-Pr相沿主相均匀分布,无α-Fe;厚度为0.3~0.4 mm时,完整片状晶的体积分数降低;厚度为0.5 mm以上的薄片在自由面会析出α-Fe,在靠近贴辊面一侧出现细晶区;随着厚度的增加,析出的α-Fe相逐渐增多,在α-Fe相的析出区域出现了团块状的富Nd-Pr相。薄片厚度为0.2~0.4 mm时,(001)晶面的衍射峰较强,Nd2Fe14B主相晶粒具有明显的c轴择优取向;随着厚度的增加,(001)晶面的衍射峰强度逐渐减弱,主相晶粒沿c轴择优生长的趋势减弱。因此,在批量生产(Nd-Pr)Fe B速凝薄片的过程中,控制合理的薄片厚度是生产优质速凝薄片的关键。

关键词：

(Nd-Pr)FeB;速凝薄片;微观结构;厚度;

中图分类号： TG249

收稿日期：2013-12-06

Microstructure of( Nd-Pr) FeB Strip Casting Alloys with Different Thicknesses

Xie Fayin Zhang Huaxia Sun Chuanqi Wang Jingdai Lin Rongbing Han Jin

Beijing Institute of Aeronautical Materials,Aviation Industry Corporation of China

Abstract：

( Nd-Pr) Fe B strip casting( SC) alloys were produced by FMI-I-600R-C vacuum rapid solidification furnace,and the effect of thickness on microstructure of( Nd-Pr) Fe B SC alloys was systematically investigated. The results showed that different thicknesses resulted in the difference of microstructure and phase composition of SC alloys. When the thickness of SC alloys was 0. 2 ~ 0. 3mm,full columnar grains from rolling surface to free surface grew well,and good dispersion of Nd-Pr rich phases along the main phase grains and the absence of α-Fe were achieved; when the thickness of SC alloys was 0. 3 ~ 0. 4 mm,volume fraction of full columnar grains reduced; when the thickness of SC alloys was 0. 5 mm or more,α-Fe was found in the free surface,and fine grain areas appeared near the side of the rolling surface; as the thickness of SC alloys gradually increased,more α-Fe phases precipitated with lumpy Nd-Pr rich phase appearing in this area. When the thickness of SC alloys was 0. 2 ~ 0. 4 mm,the intensity of X-ray diffraction( XRD)peak of( 001) crystal plane became strong,and Nd2Fe14 B main phase grains had obvious preferred c-axis orientation; with the increase of thickness,the intensity of XRD peak of( 001) crystal plane gradually weakened,and the trend that main phase grains grew in the preferred orientation of the c-axis gradually weakened as well. Therefore,in the mass-production of( Nd-Pr) Fe B SC alloys,controlling appropriate thickness was the key to the production of high quality SC alloys.

Keyword：

(Nd-Pr) FeB; strip casting; microstructure; thickness;

Received： 2013-12-06

众所周知,Nd Fe B母合金的微观结构直接影响了最终烧结磁体的性能^[1,2,3,4]。烧结Nd Fe B磁体问世之初人们普遍采用传统的水冷铜模铸造工艺,但由于冷却速度低,利用该工艺制备的合金铸锭往往生成大量的α-Fe,且Nd₂Fe₁₄B主相和富钕相的分布不均匀。为改善母合金的微观结构,人们尝试利用降低铸模厚度、添加合金元素或均匀化退火等工艺技术^[5,6,7],但实践证明这些工艺并不能有效地改善母合金的微观结构。

1995年,Yamamoto等利用速凝铸造工艺( stripcasting,简称SC) 成功制备出具有良好微观结构的速凝薄片^[8]。经过近二十年的发展,SC工艺已经被国内外磁体厂商广泛应用于生产Nd Fe B速凝薄片^[9]。相比传统的水冷铜模铸造工艺,SC工艺有效地消除了合金中的α-Fe,提高了主相晶粒的取向度,使得富钕相沿Nd₂Fe₁₄B主相晶界均匀分布,最终提高了烧结Nd Fe B磁体的磁性能^[10,11]。在实际生产过程中,采用SC工艺生产Nd Fe B速凝薄片对设备的依赖性较大,同一批次的钕铁硼速凝薄片不可避免地存在厚度、微观结构以及相组成的不均匀性问题。

北京航空材料研究院熔铸中心于2012年引进一台FMI-I-600R-C型真空感应熔炼速凝炉,用于研究和生产优质的钕铁硼速凝薄片。本文研究了利用该设备生产的速凝薄片微观结构与厚度的关系,对于在工业化生产过程中调整工艺参数进而合理地控制薄片厚度有着重要的现实意义。

1 实验

按(Nd-Pr)₃₁Fe_balB(%,质量分数)的名义成分配比600 kg的母合金,原材料为纯铁、金属Pr-Nd和B-Fe合金。采用爱发科中北真空生产的FMI-I-600-R-C型真空感应熔炼速凝炉,在高纯氩气的保护下通过感应加热熔成合金熔液,精炼后浇铸到一定转速的水冷铜辊上,甩出的薄片在水冷圆盘里经过二次冷却得到速凝薄片。

待速凝薄片冷却至室温后,分别选取了厚度为0. 2,0. 3,0. 4,0. 5,0. 6和0. 7 mm的速凝薄片进行抛光制样,采用Camscan3100型扫描电镜( SEM) 对速凝薄片进行微观结构和微区能谱分析( EDS) 其成分,用Bruck D8型X射线衍射仪( XRD) 进行相组成分析。

2 结果与讨论

2. 1 不同厚度速凝薄片的微观结构

图1为0. 2 mm厚的( Nd-Pr) Fe B速凝薄片横截面的微观结构图。图1( a) 中薄片的上部为自由面,下部为贴辊面。EDS分析结果( 图2,表1) 表明,白色的为富Nd-Pr相,灰色基体为Nd₂Fe₁₄B主相。由图1( a) 和( b) 可以看出,合金熔液先在贴辊面处形核,晶核间距约150μm,然后Nd₂Fe₁₄B主相以片状晶的方式从贴辊面向自由面的方向生长,由于铜辊旋转切向力的作用,主相片状晶沿贴辊面成40° ~ 80°的角度生长,片状晶厚度约为2 ~5μm,富钕相沿主相晶界分布,无α-Fe相。

从图3(a)可以看出,(Nd-Pr)Fe B薄片厚度为0.3 mm时,Nd₂Fe₁₄B主相片状晶贯穿了从贴辊面到自由面的整个横截面中,厚度分布在3~6μm,比0.2 mm厚的薄片片状晶均匀。层片状富Nd-Pr相沿主相晶界更加均匀弥散地分布,不存在α-Fe相。如图3(b)所示,薄片厚度为0.4 mm时,从贴辊面生长到自由面的完整片状晶的体积分数有所降低,片状晶厚度也略有增加,无α-Fe相。

图1 厚度为0.2 mm的(Nd-Pr)Fe B速凝薄片微观结构图Fig.1 Back-scattered electron(BSE)(a)and SEM(b)images of cross section of(Nd-Pr)Fe B SC alloy with thickness of 0.2 mm

图2(Nd-Pr)Fe B速凝薄片中各相的BSE图Fig.2 BSE images of(Nd-Pr)Fe B SC alloy for EDS analysis of different phases

表 1 ( Nd-Pr) Fe B 速凝薄片中各相的 EDS 分析Table 1 EDS analysis of different phases in ( Nd-Pr) Fe BSC alloy ( %,atom fraction) from Fig. 2

当( Nd-Pr) Fe B速凝薄片的厚度为0. 5 mm时( 图4) ,在贴辊面出现了由许多等轴晶粒构成的一层薄薄区域,即细晶区,该区域的厚度约为60μm。根据形核率公式^[12]:

式中,K,ΔG^*,Q,k,T分别表示比例常数、形核功、原子越过液固截面的扩散激活能、玻耳兹曼常数和绝对温度。由公式( 1) 可知,对某一种特定成分的合金来说,K是一个常数,形核率主要受两个因素控制,即形核功和原子扩散。当过冷度较小时,需要的形核功较大,因此形核率较小,形核率随着过冷度增加而增加,但当过冷度超过最大值时,由于原子扩散困难,形核率反而减小。

当钢水经过中间包流入水冷铜辊时,与铜辊壁接触的很薄一层熔液受到急冷,获得很大的过冷度,而且铜辊壁可作为非均匀形核的基底,形核率增加,立刻产生大量晶核,这些晶核迅速朝各个方向长大至相互接触; 由于晶核数量很多,这些晶粒相遇后不能继续生长,因此就形成了一层细小的、方向杂乱的等轴晶粒组成的细晶区。由图3( a) 可知,在0. 3 mm厚的薄片中并没有出现此类的细晶区,这是因为虽然0. 3 mm厚的薄片过冷度更大,但此时的过冷度已经超过了最大过冷度,使得原子扩散困难,形核率反而减小。

图 3 厚度为 0. 3 mm( a) 和 0. 4 mm( b) 的( Nd-Pr) Fe B 速凝薄片横截面的 BSE 图Fig. 3 BSE images of cross section of ( Nd-Pr) Fe B SC alloys with thickness of 0. 3 mm ( a) and 0. 4 mm ( b)

图4 厚度为0.5 mm的(Nd-Pr)Fe B速凝薄片微观结构图Fig.4 BSE(a)and SEM(b)images of cross section of(Nd-Pr)Fe B SC alloys with thickness of 0.5 mm

细晶区形成后,结晶释放的潜热使得细晶区前沿的熔液过冷度减小,形核变得困难。已经形成的晶粒则可继续长大,由于垂直于铜辊壁的方向散热速度最快,晶轴垂直于铜辊壁的晶粒就会沿散热方向迅速向熔液中以片状晶的方式择优生长,其他取向的晶粒则会受相邻晶粒的限制而不再生长,从而形成柱状晶区。

由图4可以看出,相比厚度为0. 3 mm的薄片,0. 5 mm薄片中Nd₂Fe₁₄B主相片状晶主相的体积分数减少,富Nd-Pr相沿主相晶界分布变得不均匀。上部自由面开始出现少量枝晶状的黑色相( 图5) ,EDS分析结果( 表2 ) 表明,该相为α-Fe软磁相。这是因为合金熔液是沿平行于厚度方向从贴辊面到自由面单向冷却凝固,贴辊面到自由面的冷却速度逐渐降低,当冷却速度降低到不足以抑制α-Fe的生成时,就会在自由面先析出α-Fe相。α-Fe的析出,降低了Nd₂Fe₁₄B主相的体积分数,破坏了后续工艺过程中磁粉的取向,导致了富Nd-Pr相的不均匀分布,最终降低了烧结磁体的磁性能^[13]。

如图6所示,( Nd-Pr) Fe B薄片厚度为0. 6 mm时,在其贴辊面形成了一层厚度约为70μm的细晶区。Nd₂Fe₁₄B主相片状晶形状变得不规则,几乎无法生成从贴辊面到自由面的完整片状晶,厚度分布不均匀( 5 ~20μm) ,部分富Nd-Pr相在主相晶界聚集。对比图4( a) 和图6( a) 可知,随着冷却速度的进一步降低,0. 6 mm厚的薄片中α-Fe相所占的体积分数增多,在离自由面距离为200μm的位置就有α-Fe相的生成。

图 5 ( Nd-Pr) Fe B 速凝薄片中黑色枝晶相的 BSE 图Fig. 5 BSE image of ( Nd-Pr) Fe B SC alloy for EDS analysis ofblack dendrite phase

表 2 ( Nd-Pr) Fe B 速凝薄片中黑色枝晶相的 EDS 分析Table 2 EDS analysis of black dendrite phase in ( Nd-Pr)Fe B SC alloy ( %,atom fraction)

图6 厚度为0.6 mm的(Nd-Pr)Fe B速凝薄片微观结构图Fig.6 BSE(a)and SEM(b)images of cross section of(Nd-Pr)Fe B SC alloys with thickness of 0.6 mm

由图7可知,当( Nd-Pr) Fe B薄片厚度为0. 7mm时,在其贴辊面的局部位置也出现了由许多细小的等轴晶粒组成的细晶区。沿贴辊面的Nd₂Fe₁₄B主相晶粒尺寸较小,个别主相晶粒的长轴和短轴宽度几乎相等,呈颗粒状分布。主相片状晶生长不连续,贴辊面和自由面的主相晶粒尺寸差别很大,厚度分布极不均匀,约为10 ~60μm,几乎没有生成从贴辊面到自由面的完整片状晶。主相晶粒的在离自由面距离为300μm的区域生成了大量枝晶状的α-Fe相,富Nd-Pr相沿主相晶界分布极不均匀,在α-Fe相的析出区域出现了大量团块状富Nd-Pr相。

2. 2 不同厚度速凝薄片的相组成

图8为不同厚度的( Nd-Pr) Fe B速凝薄片贴辊面( 垂直于冷却方向) 的X射线衍射谱。从图8可以看出,当薄片厚度为0. 2 ~ 0. 4 mm时,( 001) 晶面的衍射峰很强,说明Nd₂Fe₁₄B主相晶粒具有明显的c轴择优取向。随着厚度的增加,( 001) 晶面的衍射峰强度逐渐减弱,当薄片厚度为0. 7 mm时,( 001) 晶面的衍射峰强度降至最低。可见,薄片厚度的增加导致了主相晶粒沿c轴择优生长的趋势减弱。如果在后续的制粉工艺中出现多晶粉末颗粒,薄片主相晶粒沿c轴择优取向度的降低必然会降低多晶粉末颗粒的取向度,最终降低烧结磁体的永磁性能^[14,15]。

图 7 厚度为 0. 7 mm 的( Nd-Pr) Fe B 速凝薄片微观结构图Fig. 7 BSE ( a) and SEM ( b) images of cross section of ( Nd-Pr) Fe B SC alloys with thickness of 0. 7 mm

(1)0.2 mm;(2)0.3 mm;(3)0.4 mm;(4)0.5 mm;(5)0.6 mm;(6)0.7 mm

图8 不同厚度的(Nd-Pr)Fe B速凝薄片的X射线衍射谱Fig.8 XRD patterns of(Nd-Pr)Fe B strip casting alloys with different thicknesses

3 结论

1. ( Nd-Pr) Fe B速凝薄片的微观结构及相组成与其厚度密切相关。薄片厚度为0. 2 ~ 0. 3 mm时,从贴辊面到自由面的完整片状晶生长良好,富Nd-Pr相沿主相均匀分布,无α-Fe; 随着薄片厚度的增加,片状晶厚度增加,完整片状晶的体积分数降低; 薄片厚度为0. 5 mm以上时,其自由面会析出α-Fe,贴辊面一侧形成了细晶区。薄片厚度的增加导致了Nd₂Fe₁₄B主相晶粒沿c轴择优生长的趋势减弱。

2. 采用FMI-I-600R-C型真空熔炼速凝炉批量生产( Nd-Pr) Fe B速凝薄片的过程中,会产生厚度的不均匀性,理想的薄片厚度应控制在0. 2 ~ 0. 3mm,通过合理调整铜辊转速、浇注温度、循环水温度等工艺参数来提高这一厚度区间的比例是生产优质速凝薄片的关键。