简介概要

纳米双相Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体的微结构和交换耦合作用

来源期刊：中国有色金属学报2002年第6期

论文作者：杨森李山东刘先松谢国治田宗军彭坤宋晓平都有为

文章页码：1234 - 1237

关键词：纳米复合磁体; 交换耦合作用; 微结构;矫顽力

Key words：nanocomposite magnets; exchangse coupling interaction; microstructure; coercivity

摘要：用熔体快淬法制备了高性能纳米双相耦合Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体，研究了快淬速率对其微结构和交换耦合作用的影响。实验结果表明，控制快淬速率在12m/s时，可直接得到显微组织均匀， α-Fe相粒子细小且均匀分布的纳米双相耦合Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体。低温退火消除由快速凝固带来的成分不均匀性后，强烈的铁磁交换耦合作用导致其最高磁性能为： _iH_c=432.2kA/m, J_r=1.08T, (BH)_max=115kJ/m³。快淬速率提高，非晶相体积分数增加，在高温晶化热处理时软硬磁相析出不均匀，个别α-Fe相粒子奇异长大，尺寸达到100nm左右，这不利于软硬磁相间的交换耦合作用，有损磁性能。

Abstract: Nanocomposite Nd₂Fe₁₄B/α-Fe magnets are synthesized by melt-spinning a Nd₈Fe₈₆B₆ alloy and the effect of wheel speed on the microstructure and exchange coupling interaction is investigated. The results show that there is an optimum wheel speed about 12m/s at which a homogeneous Nd₂Fe₁₄B/α-Fe microstructure with fine α-Fe grains is developed directly from the melt. After low temperature annealing, the non-uniform composition from amorphous is eliminated and the magnetic properties can increase. The maximum magnetic properties are: _iH_c=432.2kA/m, J_r=1.08T, (BH)_max=115kJ/m³. However, higher wheel speed leads to the appearance of amorphous phase and its volume fraction increases with the increase of wheel speed. These result in a Nd₂Fe₁₄B/α-Fe structure with large α-Fe grains after a subsequent crystallization annealing, which deteriorates the exchange-coupling between Nd₂Fe₁₄B phase and α-Fe phase and decrease its magnetic properties.

DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2002.06.028

纳米双相Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体的微结构和交换耦合作用

杨森李山东刘先松谢国治田宗军彭坤宋晓平都有为

西安交通大学理学院材料物理系

南京大学物理系

南京大学物理系西安710049

南京210093

西安710049

摘要：

用熔体快淬法制备了高性能纳米双相耦合Nd2 Fe14 B/α Fe磁体 , 研究了快淬速率对其微结构和交换耦合作用的影响。实验结果表明 , 控制快淬速率在 12m/s时 , 可直接得到显微组织均匀 , α Fe相粒子细小且均匀分布的纳米双相耦合Nd2 Fe14 B/α Fe磁体。低温退火消除由快速凝固带来的成分不均匀性后 , 强烈的铁磁交换耦合作用导致其最高磁性能为 :iHc=432 .2kA/m , Jr=1.0 8T , (BH) max=115kJ/m3 。快淬速率提高 , 非晶相体积分数增加 , 在高温晶化热处理时软硬磁相析出不均匀 , 个别α Fe相粒子奇异长大 , 尺寸达到 10 0nm左右 , 这不利于软硬磁相间的交换耦合作用 , 有损磁性能。

关键词：

纳米复合磁体;交换耦合作用;微结构;矫顽力;

中图分类号： TM273

收稿日期：2002-01-09

基金：国家重点基础研究发展规划资助项目 (G19990 6 40 5 8);教育部科学技术重点项目;西安交通大学博士生基金资助课题;

Microstructure and exchange coupling interaction of nanocomposite Nd₂Fe₁₄B/α-Fe magnets

Abstract：

Nanocomposite Nd 2Fe 14 B/α-Fe magnets are synthesized by melt-spinning a Nd 8Fe 86 B 6 alloy and the effect of wheel speed on the microstructure and exchange coupling interaction is investigated. The results show that there is an optimum wheel speed about 12 m/s at which a homogeneous Nd 2Fe 14 B/α-Fe microstructure with fine α-Fe grains is developed directly from the melt. After low temperature annealing, the non-uniform composition from amorphous is eliminated and the magnetic properties can increase. The maximum magnetic properties are: i H c=432.2 kA/m, J r=1.08 T, (BH) max =115 kJ/m 3. However, higher wheel speed leads to the appearance of amorphous phase and its volume fraction increases with the increase of wheel speed. These result in a Nd 2Fe 14 B/α-Fe structure with large α-Fe grains after a subsequent crystallization annealing, which deteriorates the exchange-coupling between Nd 2Fe 14 B phase and α-Fe phase and decrease its magnetic properties.

Keyword：

nanocomposite magnets; exchangse coupling interaction; microstructure; coercivity;

Received： 2002-01-09

纳米晶双相永磁合金是近年来稀土永磁材料领域研究热点。这类合金是利用硬磁相高磁晶各向异性和软磁相高饱和磁化强度的优点, 通过纳米尺度下两相晶粒间的铁磁交换耦合作用来获得优异的磁性能 ^{[1,2,3,4,5,6,7,8]} 。理论预期其体积电磁能为1 MJ/m³, 远高于非纳米NdFeB磁体的体积电磁能 ^[3] 。实验上通过各种材料制备方法对R₂Fe₁₄B/Fe₃B ^[4] , R₂Fe₁₄B/Fe (R=Nd, Pr) ^[5] , Sm₂Fe₁₇N_x/Fe ^[6] , Sm₂ (CoFe) ₁₇/Fe ^[7] 等纳米双相永磁体系进行了深入地研究, 但目前, 实验室制备该种磁体的最高磁性能与其理论值相差甚远 ^[9] 。实际纳米双相永磁体的性能与理论值相差太大的原因之一是没有满足理想模型条件。 Fischer计算表明 ^[10] :软磁相晶粒尺寸为10 nm, 硬磁相晶粒尺寸为20 nm, 且两相均匀分布时, 才能产生强烈的铁磁性耦合。所以获得高磁性能纳米双相磁体的关键是控制晶粒尺寸。对于Nd₂Fe₁₄B/α-Fe纳米双相磁体来说, 通常用熔体快淬法得到非晶, 然后经适当退火处理得到纳米双相结构。但由于硬磁相Nd₂Fe₁₄B的晶化温度高于软磁相α-Fe的晶化温度, 导致软硬磁相晶粒生长动力学不同, 往往α-Fe相尺寸过大, 微结构不均匀, 磁性能下降。

本文作者采用降低快淬速度, 直接得到Nd₂Fe₁₄B/α-Fe纳米双相磁体, 控制α-Fe相粒子的长大。研究了快淬速率对纳米双相Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体微结构和交换耦合作用的影响。

1 实验方法

用氩弧熔炼炉熔炼名义成分为Nd₈Fe₈₆B₆的合金, 为了保证合金成分的均匀性, 铸锭在氩弧炉中被熔炼3次。然后将铸锭置于坩埚内, 通过氩弧重熔后浇注到一快速旋转的Mo 轮表面上淬成薄带。改变Mo轮表面速度 (10~34 m/s) 得到不同快淬条件下的薄带。样品在真空热处理炉中不同温度区间进行10 min退火热处理。用最大测量磁场为1.6 MA/m的振动样品磁强计 (VSM) 测量了样品的磁性能。用D/max-RA型X射线衍射仪 (XRD) 分析样品相组成 (CuK_α靶) , 样品经离子减薄后在JEM-200CX型透射电子显微镜上进行了显微组织观察。

2 结果与讨论

图1所示为Nd₈Fe₈₆B₆合金快淬带在不同淬速下的XRD衍射图。由图可知, 在较低的淬速14 m/s下, 可得到完全由硬磁相Nd₂Fe₁₄B和软磁相α-Fe组成的快淬带。随着快淬速率提高至26 m/s时, 快淬带完全由非晶态组成。图2所示是Nd₈Fe₈₆B₆合金快淬带淬态和最优热处理后矫顽力随快淬速率变化的关系。在淬态下, 矫顽力开始随转轮速度的提高而增加, 当转速增至12 m/s时, 矫顽力达到最高值423.2 kA/m, 随后矫顽力随转速的提高而急剧

图1 Nd8Fe86B6快淬样品XRD谱 Fig.1 XRD patterns of as-spun Nd8Fe86B6 ribbons at different wheel speeds

图2 矫顽力iHc快淬速率的关系 Fig.2 Coercivity iHc of Nd8Fe86B6 ribbons as function of wheel speed

下降。最佳热处理后, 矫顽力仍在淬速12 m/s时得到最大值, 因此可见Nd₈Fe₈₆B₆合金的最佳快淬速率为12 m/s。

图3所示是Nd₈Fe₈₆B₆合金快淬带在不同淬速下TEM显微组织。从图中可以看出, 低淬速10 m/s下得到的快淬带, Nd₂Fe₁₄B和α-Fe相晶粒粗大, 平均晶粒尺寸达到100 nm, 如图3 (a) 所示, 因此样品矫顽力低;在最佳淬速12 m/s下, 可直接得到晶粒细小, 微结构均匀的Nd₂Fe₁₄B/α-Fe组织, 350 ℃低温退火处理消除由快速凝固带来的成分不均匀性后, 平均晶粒尺寸在15 nm左右, 如图3 (b) 所示;随着快淬速率增加至26 m/s, 得到了完全非晶组织, 如图3 (c) 所示, 这进一步证实了XRD的实验结果;但是过快淬样品经高温晶化处理后显微组织不均匀, 个别α-Fe粒子奇异长大, 尺寸达到100 nm左右, 如图3d所示, 这是由于硬磁相Nd₂Fe₁₄B和软磁相α-Fe的晶化温度不同, 晶化时α-Fe相粒子优先从成分不均匀的非晶相中析出并长大的结果。

材料内部软硬磁相间耦合作用的强弱可用退磁曲线分析方法ΔM来描述, 其定义为

ΔM (H) =m_d (H) -[1-2m_r (H) ]

式中 m_d是退磁曲线的剩磁比, m_r是初始磁化曲线的剩磁比。根据Wohlfarth的分析 ^[11] , 若ΔM>0, 则晶粒以交换耦合作用为主, ΔM峰值越高, 交换耦合作用越强;若ΔM<0, 晶粒以长程静磁作用为主;ΔM=0说明晶粒间不存在相互作用。图4所示是淬速为12 m/s和26 m/s的样品最佳退火后ΔM随外加磁场H的变化曲线。在外磁场小于500 kA/m时ΔM>0, 说明硬磁Nd₂Fe₁₄B相和软磁α-Fe相发生铁磁性耦合, 且12 m/s样品的ΔM峰值明显高于26 m/s的样品, 交换耦合作用强, 这是由于其显微组织均匀, α-Fe相粒子细小且均匀分布的原故。较强的铁磁交换耦合作用导致其最大磁性能为:_iH_c=432.2 kA/m, J_r=1.08 T, (BH) _max=115 kJ/m³, 如表1所列。与26 m/s快淬并最优热处理后的样品比较, 矫顽力和体积电磁能分别提高了20%和5%。

以上实验结果表明:微观结构均匀、 α-Fe相粒子细小且均匀分布的组织有利于磁性能的提高, 我们可通过控制快淬速率达到这种理想的结构。当处于最佳淬速时, 软硬磁晶体相直接从液相析出, α-Fe具有高形核率低生长率的特点, 因此其粒子细小且均匀分布。当快淬速率较高时, 液相首先淬成非晶相, 在随后晶化过程中, 由于软硬磁相的晶化温度不同, α-Fe相将首先从非晶相中析出。快淬速率越高, α-Fe的形核率越低, 同时非晶相的成分不

表1 各种淬速下的磁性能 Table 1 Magnetic properties of Nd8Fe86B6 ribbons at different wheel speeds

Wheel speed / (m·s^-1)	Anneal temp./℃	_iH_c / (kA·m^-1)	J_r/T	(BH) _max / (kJ·m^-3)
12	350	432.2	1.08	115.0
16	630	356.1	1.08	100.4
20	700	358.3	1.01	110.7
26	650	327.2	1.05	105.7
32	700	335.2	1.06	106.4

图3 Nd8Fe86B6快淬样品TEM形貌像及电子衍射图 Fig.3 TEM micrographs of optimum annealed Nd6Fe86B6 ribbons (a) —10 m/s, as-spun; (b) —12 m/s, 350 ℃ annealed; (c) —26 m/s, as-spun; (d) —26 m/s, 650 ℃ annealed

图4 Nd8Fe86B6快淬带退磁曲线分析 Fig.4 ΔM as a function of applied field to annealed Nd6Fe86B6 ribbons

均匀性和内应力也越大, 导致α-Fe粒子奇异长大, 这对材料的内禀磁性能是不利的。正是因为这两种结构的晶化过程和α-Fe相粒子长大动力学不同, 才导致磁性能的差异。当然完全达到最佳淬速是不现实的, 这是因为快淬过程受设备条件和材料成分影响较大。将快淬速率控制在最佳淬速范围之内还是较为容易实现, 然后通过低温热处理, 消除少量非晶相带来的微观结构不均匀性, 同样可达到提高磁性能的目的。

3 结论

1) 对成分为Nd₈Fe₈₆B₆合金, 控制快淬速率在12 m/s时, 可直接得到显微组织均匀, α-Fe相粒子细小且均匀分布的纳米双相耦合Nd₂Fe₁₄B/α-Fe磁体。低温退火处理消除少量非晶相带来的成分不均匀性后, 磁性能为: _iH_c=432.2 kA/m, J_r=1.08 T, (BH) _max=115 kJ/m³。较之过快淬高温晶化的磁体, 矫顽力和体积电磁能分别提高了20%和5%。