TWI704238B - 低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵及其製備方法 - Google Patents
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Abstract
本發明公開了一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵及其製備方法，包括如下成分：28.5wt%-31.5wt%的R、0.86wt%-0.94wt%的B、0.2wt%-1wt%的Co、0.2wt%-0.45wt%的Cu、0.3wt%-0.5wt%的Ga、0.02wt%-0.2wt%的Ti、以及61wt%-69.5wt%的Fe，所述燒結磁鐵具有占晶界總體積75%以上的R6
-T13-δ
M1+δ
系相。其選擇最優範圍含量的R、B、Co、Cu、Ga和Ti，通過形成特殊組成的R6
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M1+δ
系相並提高其在晶界相中的體積率，獲得更高Hcj和SQ值。
Description
本發明涉及磁鐵的製造技術領域，特別是涉及一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵。
R-T-B系燒結磁鐵（R指稀土元素，T指過渡金屬元素，B指硼元素）由於其優異的磁特性而被廣泛應用於風力發電領域、電動汽車領域和變頻空調領域等，其需求日益擴大，且各產商對於磁鐵性能的要求也逐步提升。
為了提高Hcj，通常在R-T-B系燒結磁鐵中添加較多的各向異性場更大的Dy、Tb等重稀土元素，但該種方式存在殘留磁通密度Br降低的問題，同時，由於Dy、Tb等重稀土資源有限，價格昂貴，還具有供給不穩定、價格波動大等問題。因此，要求開發減少使用Dy、Tb等重稀土的使用量並提高R-T-B系燒結磁鐵Hcj和Br的技術。
國際公開第2013/008756號記載了以下內容：通過與以往通常使用的R-T-B系合金相比，B含量限定到相對少的特定範圍，並且含有選自Al、Ga、Cu中的1種以上的金屬元素M，從而生成R2
T17
相，通過充分確保以該R2
T17
相為原料生成的過渡金屬富集相R6
T13
M的體積率，從而獲得抑制重稀土的含量並且提高Hcj的R-T-B系燒結磁鐵。
CN105453195A記載了以下內容：通過與通常的R-T-B合金相比，降低B含量，由此形成了R-T-Ga相，但是，根據發明人等研究的結果，R-T-Ga相也具有若干的磁性，當R-T-B系燒結磁鐵的晶粒中存在較多的R-T-Ga相時，變得妨礙Hcj的提高。為了在R-T-B系燒結磁鐵中將R-T-Ga相的生成量抑制為較低，有必要通過將R量和B量設為合適的範圍，從而降低R2
T17
相的生成量，且使R量和Ga量在與R2
T17
相的生成量相應的最適範圍。其認為，抑制R6
-T13
-Ga相的生成量，使晶界形成較多的R-Ga和R-Ga-Cu相，從而獲得高Br和高Hcj的磁鐵。並且認為，在合金粉末階段抑制R-T-Ga相的生成量，能夠最終抑制最終獲得的R-T-B系燒結磁鐵的R-T-Ga相的生成量。
綜上，現有技術側重將燒結磁鐵的R-T-Ga相作為一個整體進行研究，而忽略不同組成的R-T-Ga相的不同表現，從而在不同的文獻中，得出了R-T-Ga相具有相反技術效果的結論。
本發明的目的在於克服現有技術之不足，提供一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，選擇最優範圍含量的R、B、Co、Cu、Ga和Ti，在確保主相體積分數最優的前提下，具有比常規B含量磁鐵更高的Br值，同時通過形成特殊組成的R6
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M1+δ
系相並提高其在晶界相中的體積率，獲得更高Hcj和SQ值。
本發明提供的技術方案如下：
一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其含有R2
Fe14
B型主相，所述的R為包括Nd的至少一種稀土元素，其特徵在於，所述燒結磁鐵包括如下成分：
28.5wt%-31.5wt%的R、
0.86wt%-0.94wt%的B、
0.2wt%-1wt%的Co、
0.2wt%-0.45wt%的Cu、
0.3wt%-0.5wt%的Ga、
0.02wt%-0.2wt%的Ti、以及
61wt%-69.5wt%的Fe，
所述燒結磁鐵具有占晶界總體積75%以上的R6
-T13 - δ
M1+ δ
系相，T選自Fe或Co的至少一種，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu，δ為（-0.14-0.04）。
本發明中所述的wt%為重量百分比。
本發明所提及的R選自Nd、Pr、Dy、Tb、Ho、La、Ce、Pm、Sm、Eu、Gd、Er、Tm、Yb、Lu或釔元素中的至少一種。
在低TRE（稀土總含量）和低B含量的磁鐵中，由於雜相減少，主相體積分數高，所以磁鐵Br提高；同時添加特定含量範圍的Co、Cu、Ga、Ti，形成上述特殊組成的R6
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M1+δ
系相，並提高其在燒結磁鐵晶界相中的體積分數，使晶界分佈更均勻更連續，形成晶界薄層富Nd相，進一步優化晶界，起到去磁耦合作用，使反磁化疇核的形核場提高，因此Hcj顯著提升，且方形度提高。
上述特定組成的R6
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-M1+
δ系相，M可以選自Cu、Ga或Ti等中的至少一種且必須含有Ga，舉例來說，有成為R6
-T13
(Ga1-y-s
Tiy
Cus
)的情形。
在推薦的實施方式中，所述燒結磁鐵為經過熱處理之後的燒結磁鐵。熱處理階段有助於形成更多上述特殊組成的R6
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系相（簡稱為R6
-T13
-M相），提高Hcj。
在推薦的實施方式中，所述燒結磁鐵由如下的步驟製得：將燒結磁鐵的原料成分熔融液以102
℃/秒-104
℃/秒的冷卻速度製備成急冷合金的工序；將所述燒結磁鐵用合金吸氫破碎，之後再通過微粉碎製成細粉的工序；用磁場成形法或熱壓熱變形獲得成形體，並在真空或惰性氣體中以900℃-1100℃的溫度對所述成形體進行燒結，之後進行熱處理獲得。
本發明中，冷卻速度採用102
℃/秒-104
℃/秒，燒結溫度採用900℃-1100℃的溫度為本行業的常規選擇，因此，在實施例中，沒有對上述冷卻速度和燒結溫度的範圍加以試驗和驗證。
本發明提供的另一種技術方案如下：
一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵的製備方法，其含有R2
Fe14
B型主相，所述的R為包括Nd的至少一種稀土元素，其特徵在於，所述燒結磁鐵包括如下成分：
28.5wt%-31.5wt%的R、
0.86wt%-0.94wt%的B、
0.2wt%-1wt%的Co、
0.2wt%-0.45wt%的Cu、
0.3wt%-0.5wt%的Ga、
0.02wt%-0.2wt%的Ti、以及
61wt%-69.5wt%的Fe，
並採用如下的方式製得：將燒結磁鐵原料成分熔融液以102
℃/秒-104
℃/秒的冷卻速度製備成燒結磁鐵用合金的工序；將所述燒結磁鐵用合金吸氫破碎，之後再通過微粉碎製成細粉的工序；用磁場成形法獲得成形體，並在真空或惰性氣體中以900℃-1100℃的溫度對所述成形體進行燒結，之後進行熱處理獲得。
這樣，就可以在低TRE（稀土總含量）和低B含量的磁鐵中，提高上述特殊組成的R6
-T13-δ
M1+δ
系相在燒結磁鐵的體積分數，使晶界分佈更均勻更連續，形成晶界薄層富Nd相，進一步優化晶界，起到去磁耦合作用。
本發明中，熱處理的溫度範圍為本行業的常規選擇，因此，沒有在實施例中對上述溫度範圍加以試驗和驗證。
需要說明的是，本發明中，Fe的含量為61wt%-69.5wt%、δ為（-0.14-0.04）、102
℃/秒-104
℃/秒的冷卻速度、900℃-1100℃的燒結溫度等的含量範圍為本行業的常規選擇，因此，在實施例中，沒有對Fe、δ等的範圍加以試驗和驗證。
本發明中公佈的數字範圍包括這個範圍的所有點值。
以下結合實施例對本發明作進一步詳細說明。
各實施例中提及的磁性能評價過程、成分測定、FE-EPMA檢測的方法如下：
磁性能評價過程：燒結磁鐵使用中國計量院的NIM-10000H型BH大塊稀土永磁無損測量系統進行磁性能檢測。
成分測定：各成分使用高頻電感耦合等離子體發射光譜儀（ICP-OES）進行測定。另外，O（氧量）使用基於氣體熔解-紅外線吸收法的氣體分析裝置進行測定，N（氮量）使用基於氣體熔解-導熱法的氣體分析裝置進行測定，C（碳量）使用基於燃燒-紅外線吸收法的氣體分析裝置進行測定。
FE-EPMA檢測：對燒結磁鐵的垂直取向面進行拋光，採用場發射電子探針顯微分析儀（FE-EPMA）（日本電子株式會社（JEOL），8530F）檢測。首先通過定量分析Quantative和麵掃描Mapping確定磁鐵中的R6
-T13
-M相及M中Ga、Cu的含量，測試條件為加速電壓15kV，探針束流50nA。然後通過背散射圖像BSE統計R6
-T13
-M相的體積率，具體方法為隨機拍攝10張放大倍率為2000倍的BSE圖像，採用圖像解析軟體進行占比統計。
本發明中，所選用的熱處理溫度範圍和熱處理方式為本行業的常規選擇，通常選用二級熱處理，第一級熱處理的熱處理溫度為800℃-950℃，第二級熱處理的熱處理溫度為400℃-650℃。
在推薦的實施方式中，所述成分中包括5.0wt%以下的X和不可避免的雜質，X為選自Zn、Al、In、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta或W中的至少1種元素，在X包括Nb、Zr或Cr中的至少一種之時，Nb、Zr和Cr的總含量在0.20wt%以下。
在推薦的實施方式中，Fe為餘量。
在推薦的實施方式中，所述不可避免的雜質包括O，且所述燒結磁鐵的O含量為0.5wt%以下。對於低氧含量磁鐵（5000ppm以下）來說，雖然具有很好的磁性能，但在較高溫度下燒結時容易發生晶粒的聚集長大，因此，其對於急冷合金、粉末、燒結磁鐵極微量的微觀結構改善等產生效果的響應更為靈敏，同時，由於氧含量低，R-O化合物少，能更充分利用R形成R6
-T13
-M相，提高Hcj，且R-O化合物雜相少，方形度提高。
另外，本發明中提及的不可避免的雜質還包括在原料中或者在製造過程中不可避免混入的少量C、N、S、P及其他雜質，因此，本發明中提及的所述燒結磁鐵在製作過程中，最好將C含量控制在0.25wt%以下，更優選在0.1wt%以下，N含量則控制在0.15wt%以下，S含量則控制在0.05wt%以下，P含量則控制在0.05wt%以下。
需要說明的是，由於磁鐵的低氧製造工序已是現有技術，且本發明的所有實施例全部採用低氧製造方式，在此不再予以詳細描述。
在推薦的實施方式中，所述微粉碎為氣流粉碎的工序。通過上述的方式，進一步提高燒結磁鐵中R6
-T13
-M相的分散度。
在推薦的實施方式中，所述R中，Dy、Tb、Gd或Ho的含量為1%以下。對於Dy、Tb、Gd或Ho的含量為1%以下的燒結磁鐵來說，R6
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M1+δ
系相的存在，升高磁鐵Hcj的效果更為顯著。
實施例一
原料配製過程：準備純度99.5%的Nd、Dy，工業用Fe-B，工業用純Fe，純度99.9%的Co、Cu、Ti、Ga、Al。
熔煉過程：取配製好的原料放入氧化鋁製的坩堝中，在高頻真空感應熔煉爐中在10-2
Pa的真空中以1500℃以下的溫度進行真空熔煉。
鑄造過程：在真空熔煉後的熔煉爐中通入Ar氣體使氣壓達到5萬Pa後，使用單輥急冷法進行鑄造，以102
℃/秒～104
℃/秒的冷卻速度獲得急冷合金，將急冷合金在600℃進行60分鐘的保溫熱處理，然後冷卻到室溫。
氫破粉碎過程：在室溫下將放置急冷合金的氫破用爐抽真空，而後向氫破用爐內通入純度為99.5%的氫氣，維持氫氣壓力0.1MPa，充分吸氫後，邊抽真空邊升溫，在500℃的溫度下抽真空，之後進行冷卻，取出氫破粉碎後的粉末。
微粉碎工序：在氧化氣體含量100ppm以下的氮氣氣氛下，在粉碎室壓力為0.4MPa的壓力下對氫破粉碎後的粉末進行2小時的氣流磨粉碎，得到細粉。氧化氣體指的是氧或水分。
在氣流磨粉碎後的粉末中添加辛酸甲酯，辛酸甲酯的添加量為混合後粉末重量的0.15%，再用V型混料機充分混合。
磁場成形過程：使用直角取向型的磁場成型機，在1.8T的取向磁場中，在0.4ton/cm2
的成型壓力下，將上述添加了辛酸甲酯的粉末一次成形成邊長為25mm的立方體，一次成形後在0.2T的磁場中退磁。
為使一次成形後的成形體不接觸到空氣，將其進行密封，再使用二次成形機（等靜壓成形機）在1.4ton/cm2
的壓力下進行二次成形。
燒結過程：將各成形體搬至燒結爐進行燒結，燒結在10-3
Pa的真空下，在200℃和800℃的溫度下各保持2小時後，以1060℃的溫度燒結2小時，之後通入Ar氣體使氣壓達到0.1MPa後，冷卻至室溫。
熱處理過程：燒結體在高純度Ar氣中，以900℃進行2小時一級熱處理後，再以520℃進行2小時二級熱處理後，冷卻至室溫後取出。
加工過程：將燒結體加工成直徑10mm、厚度5mm的磁鐵，5mm方向為磁場取向方向，獲得燒結磁鐵。
各實施例和各對比例的燒結體製成的磁鐵直接進行ICP-OES檢測和磁性能檢測，評定其磁特性。各實施例和各對比例磁鐵的成分和評價結果如表1、表2中所示：
表1 各元素的配比（wt%） 
表2 實施例的磁性能評價情況 
表3 實施例1.7燒結磁鐵FE-EPMA單點定量分析結果 
作為結論我們可以得出：
對於低TRE（總稀土含量）燒結磁鐵而言，在B含量小於0.86wt%之時，由於B含量過少，生成了過多的2-17相，Co、Cu、Ga、Ti協同添加，只在晶界中形成了少量的R6
-T13
M相，對燒結磁鐵的Hcj提升不明顯，且方形度下降，相對地，在B含量超過0.94wt%之時，由於B含量增加，生成了富B相，如R1.1
Fe4
B4
，導致主相體積分數下降，燒結磁鐵的Br下降，Co、Cu、Ga、Ti的協同添加，沒有或只形成很少量的R6
-T13
-M相，同樣對燒結磁鐵的Hcj提升不明顯，而對於B在0.86wt%-0.94wt%來說，Co、Cu、Ga、Ti的協同添加，確保在晶界中生成了足夠體積分數的R6
-T13
-M相，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
另外，對於低B含量的燒結磁鐵而言，在TRE（總稀土含量）含量小於28.5wt%之時，由於TRE含量過少，α-Fe析出，導致燒結磁鐵的性能下降，相對地，在TRE含量超過31.5wt%之時，由於TRE含量增加，主相的體積分數下降，所以燒結磁鐵的Br下降，同時Co、Cu、Ga、Ti的協同添加，由於R較多在晶界中生成了其他R-Ga-Cu相，導致R6
-T13
-M相的比例減少，因此對燒結磁鐵的Hcj提升不明顯，而對於TRE在28.5wt%-31.5wt%來說，Co、Cu、Ga、Ti的協同添加，確保在低B磁鐵晶界中生成了足夠體積分數的R6
-T13
M相，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
對實施例1.7的燒結磁鐵進行FE-EPMA檢測，結果如圖1中和表3所示，其中圖1分別為Nd、Cu、Ga、Co的濃度分佈和對應位置的BSE圖，表3為單點定量分析結果，可知BSE圖像中至少3個相，其中灰白色區域1為R6
-T13
-M相，R為Nd，T主要為Fe和Co，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu，黑色區域2為R2
Fe14
B主相，亮白色區域3為其他富R相。隨機拍攝10張放大倍率為2000倍的BSE圖像，通過圖像解析軟體進行計算，統計出R6
-T13
-M相的體積率，可以得到該實施例樣品中R6
-T13
-M相占晶界總體積的80%以上。同樣地，對實施例1.1-1.6，實施例1.8的燒結磁鐵進行FE-EPMA檢測，均可以觀察到R6
-T13
-M相的體積占晶界總體積的75%以上，在R6
-T13
-M相中，R為Nd、或Nd和Dy，T主要為Fe和Co，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu。
對對比例1.4進行FE-EPMA檢測，結果如圖2所示，分別代表Nd、Cu、Ga、Co的濃度分佈和對應位置的BSE圖，BSE圖中灰白色區域1a為R6
-T13
-M相，黑色區域2a為R2
Fe14
B相，亮白色區域3a為其他富R相。可知，對比例的晶界相中灰白色R6
-T13
M相占比很小，大部分為其他組成的亮白色富Nd相。
對對比例1.1-1.3進行檢測，在燒結磁鐵的晶界中基本沒有觀測到R6
-T13
M相，或者R6
-T13
M相的體積小於晶界總體積的75%。
實施例二
原料配製過程：準備純度99.8%的Nd、Dy，工業用Fe-B，工業用純Fe，純度99.9%的Co、Cu、Ti、Ga、Zr、Si。
熔煉過程：取配製好的原料放入氧化鋁製的坩堝中，在高頻真空感應熔煉爐中在5×10-2
Pa的真空中以1500℃以下的溫度進行真空熔煉。
鑄造過程：在真空熔煉後的熔煉爐中通入Ar氣體使氣壓達到5.5萬Pa後，進行鑄造，以102
℃/秒～104
℃/秒的冷卻速度獲得急冷合金。
氫破粉碎過程：在室溫下將放置急冷合金的氫破用爐抽真空，而後向氫破用爐內通入純度為99.9%的氫氣，維持氫氣壓力0.15MPa，充分吸氫後，邊抽真空邊升溫，充分脫氫，之後進行冷卻，取出氫破粉碎後的粉末。
微粉碎工序：在氧化氣體含量150ppm以下的氮氣氣氛下，在粉碎室壓力為0.38MPa的壓力下對氫破粉碎後的粉末進行3小時的氣流磨粉碎，得到細粉。氧化氣體指的是氧或水分。
在氣流磨粉碎後的粉末中添加硬脂酸鋅，硬脂酸鋅的添加量為混合後粉末重量的0.12%，再用V型混料機充分混合。
磁場成形過程：使用直角取向型的磁場成型機，在1.6T的取向磁場中，在0.35ton/cm2
的成型壓力下，將上述添加了硬脂酸鋅的粉末一次成形成邊長為25mm的立方體，一次成形後在0.2T的磁場中退磁。
為使一次成形後的成形體不接觸到空氣，將其進行密封，再使用二次成形機（等靜壓成形機）在1.3ton/cm2
的壓力下進行二次成形。
燒結過程：將各成形體搬至燒結爐進行燒結，燒結在5×10-3
Pa的真空下，在300℃和600℃的溫度下各保持1小時後，以1040℃的溫度燒結2小時，之後通入Ar氣體使氣壓達到0.1MPa後，冷卻至室溫。
熱處理過程：燒結體在高純度Ar氣中，880℃進行3小時一級熱處理後，再以500℃溫度進行3小時二級熱處理後，冷卻至室溫後取出。
加工過程：將燒結體加工成直徑20mm、厚度5mm的磁鐵，厚度方向為磁場取向方向，獲得燒結磁鐵。
各實施例和各對比例的燒結體製成的磁鐵直接進行ICP-OES檢測和磁性能檢測，評定其磁特性。各實施例和各對比例磁鐵的成分和評價結果如表4、表5中所示：
表4 各元素的配比（wt%） 
表5 實施例的磁性能評價情況 
作為結論我們可以得出：
對於低TRE（總稀土含量）低B系燒結磁鐵而言，在Cu含量小於0.2wt%之時，由於Cu含量過少，沒有足夠的量進入晶界中，Co、Ga、Ti的協同添加，在晶界中未形成足夠的R6
-T13
M相，對燒結磁鐵的Hcj提升不明顯，相對地，在Cu含量超過0.45wt%之時，由於Cu含量過多，Co、Ga、Ti的協同添加，形成的R6
-T13
M相中M含有的Cu含量高於20%，同樣對燒結磁鐵性能的提升不明顯，而對於Cu在0.2wt%-0.45wt%來說，Co、Ga、Ti的協同添加，確保在晶界中生成75%以上的R6
-T13
-M相，且M中Ga含量大於80%，Cu含量低於20%，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
對於低TRE（總稀土含量）低B系燒結磁鐵而言，在Co含量小於0.2wt%之時，由於Co含量過少，優先形成了其他R-Co相，Cu、Ga、Ti的協同添加，在晶界中未形成足夠的R6
-T13
-M相，對燒結磁鐵性能的提升不明顯，相對地，在Co含量超過1.0wt%之時，由於Co含量過多，部分進入晶界，Cu、Ga、Ti的協同添加，形成的R6
-T13
-M相中M含有Ga含量低於80%，同樣對燒結磁鐵性能的提升不明顯，而對於Co在0.2wt%-1.0wt%來說，Cu、Ga、Ti的協同添加，確保在晶界中生成75%以上的R6
-T13
-M相，且M中Ga含量大於80%，Cu含量低於20%，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
同樣地，對實施例2.1-2.7的燒結磁鐵進行FE-EPMA檢測，可以觀察到占晶界總體積的75%以上組成的R6
-T13
-M相，R為Nd和Dy，T主要為Fe和Co，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu。
同時，對對比例2.2和對比例2.4的燒結磁鐵進行FE-EPMA檢測，在燒結磁鐵的晶界中觀測到R6
-T13
-M相，R6
-T13
-M相占晶界總體積的75%以上，但M中Ga的含量小於80wt%。
對對比例2.1和對比例2.3的燒結磁鐵進行FE-EPMA進行檢測，在燒結磁鐵的晶界中觀測到R6
-T13
-M相，R6
-T13
-M相小於晶界總體積的75%。
實施例三
原料配製過程：準備純度99.8%的Nd、Dy，工業用Fe-B，工業用純Fe，純度99.9%的Co、Cu、Ti、Ga、Ni、Nb、Mn。
熔煉過程：取配製好的原料放入氧化鋁製的坩堝中，在高頻真空感應熔煉爐中在5×10-2
Pa的真空中進行真空熔煉。
鑄造過程：在真空熔煉後的熔煉爐中通入Ar氣體使氣壓達到4.5萬Pa後，進行鑄造，以102
℃/秒～104
℃/秒的冷卻速度獲得急冷合金。
氫破粉碎過程：在室溫下將放置急冷合金的氫破用爐抽真空，而後向氫破用爐內通入純度為99.9%的氫氣，維持氫氣壓力0.12MPa，充分吸氫後，邊抽真空邊升溫，充分脫氫，之後進行冷卻，取出氫破粉碎後的粉末。
微粉碎工序：在氧化氣體含量200ppm以下的氮氣氣氛下，在粉碎室壓力為0.42MPa的壓力下對氫破粉碎後的粉末進行2小時的氣流磨粉碎，得到細粉。氧化氣體指的是氧或水分。
在氣流磨粉碎後的粉末中添加硬脂酸鋅，硬脂酸鋅的添加量為混合後粉末重量的0.1%，再用V型混料機充分混合。
磁場成形過程：使用直角取向型的磁場成型機，在1.5T的取向磁場中，在0.45ton/cm2
的成型壓力下，將上述添加了硬脂酸鋅的粉末一次成形成邊長為25mm的立方體，一次成形後退磁。
為使一次成形後的成形體不接觸到空氣，將其進行密封，再使用二次成形機（等靜壓成形機）在1.2ton/cm2
的壓力下進行二次成形。
燒結過程：將各成形體搬至燒結爐進行燒結，燒結在5×10-4
Pa的真空下，在300℃和700℃的溫度下各保持1.5小時後，以1050℃的溫度燒結，之後通入Ar氣體使氣壓達到大氣壓後，迴圈冷卻至室溫。
熱處理過程：燒結體在高純度Ar氣中，890℃進行3.5小時一級熱處理後，再進行550℃溫度進行3.5小時二級熱處理後，冷卻至室溫後取出。
加工過程：將燒結體加工成直徑20mm、厚度5mm的磁鐵，厚度方向為磁場取向方向，獲得燒結磁鐵。
各實施例和各對比例的燒結體製成的磁鐵直接進行ICP-OES檢測和磁性能檢測，評定其磁特性。各實施例和各對比例磁鐵的成分和評價結果如表6、表7中所示：
表6 各元素的配比（wt%） 
表7 實施例的磁性能評價情況 
作為結論我們可以得出：
對於低TRE（總稀土含量）低B系燒結磁鐵而言，在Ga含量小於0.3wt%之時，由於Ga含量過少，Co、Cu、Ti的協同添加，形成的R6
-T13
-M相中M含有Ga含量低於80%，對燒結磁鐵性能的提升不明顯，相對地，在Ga含量超過0.5wt%之時，由於Ga含量過多，生成了其他R-Ga-Cu相（如R6
-T2
-M2
相），且該相在晶界中的體積分數高於25%，Co、Cu、Ti的協同添加，在晶界中未形成足夠的R6
-T13
-M相，同樣對燒結磁鐵性能的提升不明顯，而對於Ga在0.3wt%-0.5wt%來說，Co、Cu、Ti的協同添加，確保在晶界中生成75%以上的R6
-T13
-M相，且M中Ga含量大於80%，Cu含量低於20%，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
同時，對於低TRE（總稀土含量）低B系燒結磁鐵而言，保持Ga、Cu、Co、Ti在權利要求範圍內，當Dy含量低於1%時，Hcj的提升更明顯，如實施例3.3與對比例3.2比較，燒結磁鐵的Hcj提升了3.7kOe。而實施例3.4中，當Dy含量大於1%時，Ga、Cu、Co、Ti協同添加作用下，燒結磁鐵的Hcj比對比例3.3中燒結磁鐵的Hcj僅提升2.8kOe。
對於低TRE（總稀土含量）低B系燒結磁鐵而言，在Ti含量小於0.02wt%之時，由於Ti含量過少，很難進行高溫燒結，燒結不夠緻密，所以燒結磁鐵的Br下降，Cu、Ga、Co的協同添加，在燒結不充分情況下，後續熱處理也無法在晶界中形成足夠的R6
-T13
-M，相對燒結磁鐵性能的提升不明顯，相對地，在Ti含量超過0.2wt%之時，由於Ti含量過多，容易形成TiBx相，從而消耗掉一部分B含量，B含量不足導致R2
-T17
相增加，Cu、Ga、Co的協同添加，在晶界中未形成足夠的R6
-T13
M相，同樣對燒結磁鐵性能的提升不明顯，而對於Ti在0.02wt%-0.2wt%來說，Cu、Ga、Co的協同添加，磁鐵可以充分燒結，在後續熱處理中可以確保在晶界中生成75%以上的R6
-T13
-M相，且M中Ga含量大於80%，Cu含量低於20%，對燒結磁鐵性能的提升更為明顯。
同樣地，對實施例3.1-3.8的燒結磁鐵進行FE-EPMA進行檢測，可以觀察到占晶界總體積的75%以上組成的R6
-T13
-M相，R為Nd和Dy，T主要為Fe和Co，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu。
另外，對對比例3.1進行FE-EPMA檢測，在燒結磁鐵的晶界中觀測到R6
-T13
-M相，R6
-T13
-M相占晶界總體積的75%以上，但M中Ga的含量小於80wt%。
對對比例3.2、3.3、3.4、3.5進行FE-EPMA檢測，在燒結磁鐵的晶界中觀測到R6
-T13
-M相，R6
-T13
-M相小於晶界總體積的75%。
上述實施例僅用來進一步說明本發明的幾種具體的實施方式，但本發明並不局限於實施例，凡是依據本發明的技術實質對以上實施例所作的任何簡單修改、等同變化與修飾，均落入本發明技術方案的保護範圍內。
1、1a‧‧‧灰白色區域
2、2a‧‧‧黑色區域
3、3a‧‧‧亮白色區域
圖1為實施例1.7燒結磁鐵由EPMA面掃描形成的Nd、Cu、Ga、Co的分佈圖；
圖2為對比例1.4燒結磁鐵由EPMA面掃描形成的Nd、Cu、Ga、Co的分佈圖。
1‧‧‧灰白色區域
2‧‧‧黑色區域
3‧‧‧亮白色區域
Claims (8)
- 一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其含有R2 Fe14 B型主相，所述的R為包括Nd的至少一種稀土元素，其特徵在於，所述燒結磁鐵包括如下成分： 28.5wt%-31.5wt%的R、 0.86wt%-0.94wt%的B、 0.2wt%-1wt%的Co、 0.2wt%-0.45wt%的Cu、 0.3wt%-0.5wt%的Ga、 0.02wt%-0.2wt%的Ti、以及 61wt%-69.5wt%的Fe， 所述燒結磁鐵具有占晶界總體積75%以上的R6 -T13 - δ M1+ δ 系相，T選自Fe或Co的至少一種，M中包括80wt%以上的Ga和20wt%以下的Cu，δ為-0.14-0.04。
- 如申請專利範圍第1項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於：所述成分中包括5.0wt%以下的X和以及不可避免的雜質，X為選自Zn、Al、In、Si、Ti、V、Cr、Mn、Ni、Ge、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、Sn、Sb、Hf、Ta或W中的至少1種元素，在X包括Nb、Zr或Cr中的至少一種之時，Nb、Zr和Cr的總含量在0.20wt%以下。
- 如申請專利範圍第2項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於：Fe為餘量。
- 如申請專利範圍第2項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於：所述不可避免的雜質包括O，且所述燒結磁鐵的O含量為0.5wt%以下。
- 如申請專利範圍第1項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於：所述燒結磁鐵為經過熱處理之後的燒結磁鐵。
- 如申請專利範圍第1或2項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於，由如下的步驟製得：將燒結磁鐵的原料成分熔融液以102 ℃/秒-104 ℃/秒的冷卻速度製備成急冷合金的工序；將所述燒結磁鐵用合金吸氫破碎，之後再通過微粉碎製成細粉的工序；用磁場成形法或熱壓熱變形獲得成形體，並在真空或惰性氣體中以900℃-1100℃的溫度對所述成形體進行燒結，之後進行熱處理獲得。
- 如申請專利範圍第1項所述的低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵，其特徵在於：所述R中，Dy、Tb、Gd或Ho的含量為1%以下。
- 一種低B含量的R-Fe-B系燒結磁鐵的製備方法，其含有R2 Fe14 B型主相，所述的R為包括Nd的至少一種稀土元素，其特徵在於，所述燒結磁鐵包括如下成分： 28.5wt%-31.5wt%的R、 0.86wt%-0.94wt%的B、 0.2wt%-1wt%的Co、 0.2wt%-0.45wt%的Cu、 0.3wt%-0.5wt%的Ga、 0.02wt%-0.2wt%的Ti、以及 61wt%-69.5wt%的Fe， 並採用如下的方式製得：將燒結磁鐵原料成分熔融液以102 ℃/秒-104 ℃/秒的冷卻速度製備成燒結磁鐵用合金的工序；將所述燒結磁鐵用合金吸氫破碎，之後再通過微粉碎製成細粉的工序；用磁場成形法獲得成形體，並在真空或惰性氣體中以900℃-1100℃的溫度對所述成形體進行燒結，之後進行熱處理獲得。
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