本发明属于稀土功能材料领域，涉及一种烧结钕铁硼永磁材料用辅助合金及其制备方法。
背景技术：
：由于其优异的磁性能，钕铁硼稀土永磁材料被广泛地应用于计算机、信息电子、家用电器、风力发电、国防等领域。近年来，由于新型节能汽车的快速发展以及电机的大量使用，使得钕铁硼永磁材料的使用市场进一步扩大。烧结钕铁硼材料的磁性能主要来源于Nd2Fe14B化合物。除了Nd2Fe14B主相外，还有富稀土相(又称晶界相)、富硼相和其它杂质相等。富稀土相起着液相烧结的作用，对磁体的致密化和矫顽力有着重要的作用。为了充分发挥富稀土相的作用，双合金烧结法是行之有效的方法之一，即将主相(Nd2Fe14B相)和富稀土相混合烧结。工业上通常把Nd2Fe14B相称为主合金，把富稀土相称为辅助合金。辅助合金对烧结钕铁硼磁体的性能有着重要影响，成分均匀和微观组织良好的辅助合金可与主合金形成优化匹配，能显著改善烧结后磁体的性能。现有技术中铸锭浇铸的方法制备的钕铁硼用辅助合金，由于在结晶的过程中冷速过慢、成分偏析严重、富稀土相分散不均；并且晶粒粗大，破碎后粒度分布分散，很难制备出高性能磁体。例如，中国专利CN103103442A和CN101320609A分别公开了通过主辅合金烧结法制备钕铁硼磁体的方法，其中辅助合金可采用速凝铸片或者快淬工艺的方法制备，但均未涉及如何控制辅助合金铸片的微观组织从而提高磁体性能。中国专利CN1805073A公开了一种钕铁硼辅助合金，并且公开了该辅助合金微观组织中柱状晶组织的比例和柱状晶的尺寸。然而，该专利文献所公开的辅助合金铸片的厚度较大，从而使得合金铸片不同部位的冷却和固化速度显著不同，最终导致成分和微观组织不均匀，最终导致其破碎性能和磁性能难以尽如人意。中国专利CN101256859A公开了一种通过双合金工艺制备烧结稀土铁硼磁体的稀土合金铸片，其成分为R(Fe，M)B；稀土合金铸片的平均厚度为μ为0.4mm，厚度的方差σ2＝0.003；柱状晶的体积百分数为90％，其宽度为1.0-10.0μm。然而， 该稀土合金铸片破碎性能较差，板状或片状的粉末颗粒比例偏大，导致磁体性能较差。因此，迫切需要开发一种新的烧结钕铁硼永磁材料用辅助合金。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种成分和微观组织均匀；氧含量低；并且易与主相合金匹配，特别与由铸片方法制备的主相合金匹配而制备烧结钕铁硼磁体用的辅助合金及其制备方法。发明人发现，在使用双合金法制备烧结钕铁硼磁体时，辅助合金应含足量的稀土以给磁体烧结时提供足够多的液相；但稀土含量过高易又导致合金氧含量升高，对磁体性能不利，同时还导致成本的升高。可以用铸片或铸锭的方法制备主合金(Nd2Fe14B相)，通常用铸片制备的主合金破碎后的粒度控制在3～5μm，需要成分均匀、粒度合适的辅助合金与之匹配才能达到最佳的效果。此外，尤为重要的是，辅助合金中的氧含量应当限制在较低水平，氧含量过高将导致合金中有效的稀土成分含量降低，烧结时无法提供足够的液相量，从而导致磁体性能偏低。因此，本发明提供了一种制备烧结钕铁硼磁体用辅助合金铸片，其特征在于：该辅助合金铸片包含一种或多种稀土元素，稀土总量在35～50wt％之间，其余元素为Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Zr、Nb、Mo、Cd、W、Pt以及Al、Si、Ga、Bi中的至少一种；该辅助合金铸片的平均厚度为0.1～0.5mm，平均晶粒大小为1～5μm，铸片中呈球状、椭球状或接近球状、椭球状的多边形状的晶粒比例大于50％，片或柱状晶的比例小于50％。另一方面，本发明提供了一种辅助合金铸片的制备方法，包括以下步骤：1)制备合金熔液，该合金熔液包含一种或多种稀土元素，稀土总量在35～50wt％之间，其余元素为Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Zr、Nb、Mo、Cd、W、Pt以及Al、Si、Ga、Bi中的至少一种；2)合金熔液通过旋转的辊轮，冷却至温度在700～900℃的范围，形成厚度均匀的合金铸片；3)铸片通过收集器收集并冷却，在收集器中铸片温度在600℃以上时的冷却速度控制在0.1℃/s以下，铸片温度低于600℃时的冷却速度控制在0.1℃/s以上。又一方面，本发明提供了一种钕铁硼磁体，其使用上述辅助合金铸片通过双 合金法制备。下面对本发明的技术内容进行详细说明。本发明提供的辅助合金铸片或制备该铸片的原料合金熔液均包含一种或多种稀土元素。本发明所指的稀土元素包括钪Sc、钇Y及镧系15种元素；因此，稀土总量是指包括钪Sc元素、钇Y元素及镧系15种元素的稀土元素的一种或多种元素的重量百分比之和。由于辅助合金最终在磁体中不会完全形成晶界相，在烧结时会有部分元素与钕铁硼晶粒发生反应或扩散，在钕铁硼晶粒表面形成一层“壳层”。在烧结钕铁硼材料中能够提供高磁性的元素主要是Nd、Pr、Dy、Tb、Gd、Ho。优选地，本发明中辅助合金中的稀土元素为Nd、Pr、Dy、Tb、Gd、Ho中的一种或多种；更优选地，本发明中辅助合金中的稀土元素为Nd、Pr、Dy、Tb中的一种或多种。本领域公知，辅助合金具有比主合金更高的稀土含量，以在烧结时提供足够多的液相。当稀土含量少于35wt％时，烧结时液相量不够，主合金容易发生固-固烧结现象，导致晶粒异常长大，对磁性能不利。当稀土含量超过50wt％时，难以避免部分富稀土相集聚成块状，导致后续制粉细粉量多；且合金中的氧含量难以控制，成本也偏高。综合考虑性价比因素，本发明的辅助合金铸片的稀土总量在35～50wt％之间。优选地，本发明的辅助合金铸片的稀土总量在35～45wt％之间；更优选地，本发明的辅助合金铸片的稀土总量在35～40wt％之间。除稀土元素之外，元素Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Zr、Nb、Mo、Cd、W、Pt以及Al、Si、Ga、Bi中的至少一种与稀土元素配合作为辅助合金的必要元素。它们在磁体中可以单独添加或者复合添加，起到改善晶界、细化晶粒、提高矫顽力、提高居里温度等作用。优选地，其余元素为V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、W以及Al、Ga、Bi中的至少一种；更优选地，其余元素为Fe、Co、Cu以及Al中的至少一种。最优选地，除稀土元素之外，其余元素主要包含铁。也就是说，辅助合金铸片或制备该铸片的原料合金熔液成分为RExMyFe100-x-y，RE为上述稀土元素中的至少一种，M为除Fe元素之外的上述其余元素中的至少一种；x和y均为重量百分比，其中35≤x≤50，0＜y≤15。在一个优选的实施方式中，稀土元素为Nd、Pr、Dy、Tb、Gd、Ho中的一种或多种；其余元素为V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、 Zr、Nb、Mo、W以及Al、Si、Ga、Bi中的至少一种；35≤x≤45，0＜y≤10。在一个更优选的实施方式中，本发明中辅助合金中的稀土元素为Nd、Pr、Dy、Tb中的一种或多种；其余元素为Fe、Co、Cu以及Al中的至少一种；35≤x≤40，0＜y≤5。众所周知，辅助合金现有制备方法是铸锭法。由于冷速较慢，结晶过程中成分偏析严重，富稀土相分散不均，晶粒粗大，破碎后粒度分布分散。而使用普通铸片方法制备的辅助合金晶粒过细，柱状晶的比例大，破碎后粉末呈板状或片状，流动性较差，不易与主相合金混合均匀；且细粉偏多，造成稀土成分的损失，导致烧结时液相量偏少而引起晶粒异常长大，或者，为维持烧结所需的液相量需在辅助合金中加入更多量的稀土。发明人发现，使用本发明公开的铸片方法制备的辅助合金铸片中呈球状、椭球状或接近球状、椭球状的多边形状的晶粒比例大于50％，片或柱状晶的比例小于50％。在后续破碎环节所得粉末流动性好，易与主合金粉末混合均匀。与现有技术相比，本发明的辅助合金铸片中片或柱状晶比例相对较小，破碎后粉末中呈柱状或片状的粉末比例较低，与主相合金混合的均匀性较好，从而提高了磁体性能。优选地，本发明的辅助合金铸中片或柱状晶比例小于30％；更优选地，本发明的辅助合金铸中片或柱状晶比例小于10％。最优选地，本发明的辅助合金中片或柱状晶比例为0％。本发明公开的辅助合金铸片的平均晶粒大小控制在1～5μm。当晶粒小于1μm时，破碎后细粉偏多，在压制磁体时，破碎产生的超细粉通常被舍弃，容易造成成分偏差而导致磁体性能的不稳定；同时也容易在破碎环节由于粉末过细而导致氧含量的增加。当晶粒大于5μm时，主辅合金粒度差异过大(制备高性能的烧结磁体时，主合金通常破碎至3～5μm)，造成烧结时液相分布不均匀，将导致磁体性能变差，特别是矫顽力下降及方形度变差。辅助合金铸片厚度与铸片的冷却速度密切相关；因此控制铸片的微观组织，控制铸片厚度是有效的手段之一。为了得到如上所述微观组织的辅助合金铸片，其平均厚度应控制在0.1～0.5mm之间。当厚度小于0.1mm时，冷却速度偏快，铸片晶粒过细，且容易有非晶或者微晶生成；当厚度大于0.5mm时，则冷却速度慢，晶粒变得粗大，且富稀土相有集聚的现象，不利于破碎后成分的均匀。优选地， 本发明的辅助合金铸片平均厚度为0.15～0.45mm；更优选地，本发明的辅助合金铸片平均厚度为0.1～0.4mm。另一方面，本发明提供了一种辅助合金铸片的制备方法，包括以下步骤：1)制备一种合金熔液，该合金熔液包含一种或多种稀土元素，稀土总量在35～50wt％之间，其余元素为Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zn、Zr、Nb、Mo、Cd、W、Pt以及Al、Si、Ga、Bi中的至少一种；2)合金熔液通过旋转的辊轮，冷却至温度在700～900℃的范围，形成厚度均匀的合金铸片；3)铸片通过收集器收集并冷却，在收集器中铸片温度在600℃以上时的冷却速度控制在0.1℃/s以下，铸片温度低于600℃时的冷却速度控制在0.1℃/s以上。在步骤1)中，合金熔液的成分和含量及其优选实施方式均已经在前面描述，在此不再赘述。按预定组成，使用坩埚在真空或者惰性气体氛围中加热熔融，可以得到该合金熔液。在步骤2)中，使用单辊或者双辊，用冷却辊的带片连铸法急冷凝固上述合金熔液至700～900℃的温度范围，冷却速度控制在200～5000℃/秒。冷却速度的控制可以根据合金熔液温度、辊轮转速、浇铸流量、铸片宽度等已知方法来进行。此时合金铸片基本上由宽度为0.1～10μm左右的柱状晶组织构成，或者在贴辊轮一面包含有部分的等轴晶。在步骤3)中，铸片在收集器中的冷却速度得到控制。铸片温度在600℃以上时的冷却速度控制在0.1℃/s以下，优选为0.01～0.09℃/s，更优选为0.02～0.08℃/s。通过此阶段的缓慢冷却使呈板状的柱状晶粒球化呈大小均匀的球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状。为了防止晶粒过分长大，铸片温度低于600℃时的冷却速度控制在0.1℃/s以上，优选为0.2℃/s以上，更优选为0.2℃/s～2.0℃/s，最优选为0.2℃/s～1.0℃/s。铸片炉带有风冷装置，收集器底部有冷却水通道，铸片在收集器中的冷却速度可由任意一种或者同时使用两种冷却方式进行冷却，直到冷却至室温出炉获得所述辅助合金铸片。通过如上所述的制备方法制备的辅助合金铸片的氧含量在500ppm以下；优选地，辅助合金铸片的氧含量在450ppm以下；更优选地，辅助合金铸片的氧含量在400ppm以下。当满足上述条件时，特别适合与主合金搭配通过双合金法制备高性 能的烧结钕铁硼磁体。这样有助于提高合金中有效的稀土成分含量，烧结时能够提供足够的液相量，从而改善磁体性能。与现有技术相比，本发明的有益效果是：(1)本发明的辅助合金铸片成分和微观组织均匀，晶粒呈球状、椭球状或接近球状、椭球状的多边形的比例大，破碎后流动性更好，易与主合金粉末混合均匀；(2)氧含量低，可充分发挥出辅助合金在烧结时的优点，易与特别是用铸片方法制备的主相合金进行匹配而制备出低成本、高性能的烧结钕铁硼永磁体。附图说明图1为本发明实施例1的辅助合金铸片微观组织图。具体实施方式下面对本发明的具体实施例进行说明，但本发明决非仅局限于所述的实施例所述的实施方式。实施例1本实施例的辅助合金，其合金成分配比为：稀土总量为50.00wt％，其中Nd30.00wt％、Pr7.00wt％、Dy13.00wt％，Co2.50wt％，Cu0.40wt％，Al0.10wt％，余量为Fe。按上所述的成分配比配料500kg，装入氧化铝坩埚中在真空或氩气保护下中频熔炼，将熔融的合金钢液浇铸到导流槽，浇铸温度为1380℃，钢液由导流槽流向旋转的辊轮上，辊轮的材质为铜合金，辊轮转速为1m/s，钢液在辊轮上冷却形成铸片，铸片从辊轮上脱落进入收集器进行收集。通过红外测温仪测得铸片在脱离辊轮时的温度为800℃。铸片从辊轮脱落冷却至600℃的冷却速度控制为0.08℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.2℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.3mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为100％，柱状晶比例为0％，平均晶粒大小为3.2μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为400ppm。对比例1本对比例的辅助合金，其合金成分配比为：稀土总量为60.00wt％，其中Nd40.00wt％、Pr7.00wt％、Dy13.00wt％，Co2.50wt％，Cu0.40wt％，Al0.10wt％， 余量为Fe。按上所述的成分配比配料500kg，装入氧化铝坩埚中在真空或氩气保护下中频熔炼，将熔融的合金钢液浇铸到导流槽，浇铸温度为1380℃，钢液由导流槽流向旋转的辊轮上，辊轮的材质为铜合金，辊轮转速为1m/s，钢液在辊轮上冷却形成铸片，铸片掉入收集器进行收集。通过红外测温仪测得铸片在脱离辊轮时的温度为770℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.08℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.2℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.3mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为72％，柱状晶比例为28％，平均晶粒大小为,4.3μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为740ppm。传统铸锭本对比例的辅助合金成分与实施例1相同。按传统的铸锭法，将100kg按本对比例规定成分配成的原料制备成厚度约为30mm的合金铸锭。辅助合金铸锭的微观组织为：平均晶粒大小为15μm，晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为15％，柱状晶比例为85％。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为780ppm。分别采用实施例1和对比例1、传统铸锭的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd28.00wt％，B1.1wt％，Fe为余量。将主合金按铸片工艺制得的带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将主辅合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝15:85的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表1，表中Br表示剩余磁化强度，Hcj表示内禀矫顽力，(BH)max表示最大磁能积，Q表示方形度。表1实施例1与对比例1及传统铸锭的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例11.28200432696对比例11.27200132095.8传统铸锭1.27188031295从表1可以看出，虽然对比例1的辅助合金的Nd含量比实施例1高了10.00wt％，而性能却相差不多，从经济的角度考虑，辅助合金稀土总量的控制是必要的。而实施例1与传统铸锭相比，在相同成分的情况下，所制备磁体性能明 显提升。实施例2本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为50.00wt％，其中Nd40.00wt％、Pr10.00wt％，V0.50wt％，Bi0.40wt％，W0.4wt％，Cr0.50wt％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1380℃，辊轮转速为0.8m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为900℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.1℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.1℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.4mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为100％，柱状晶比例为0％，平均晶粒大小为5.0μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为460ppm。对比例2本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例2相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1380℃，辊轮转速为0.8m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为900℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.05℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.05℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.6mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为61％，柱状晶比例为39％，平均晶粒大小为7.2μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为650ppm。分别采用实施例2和对比例2中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd28.50wt％，B1.20wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝20:80的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表2。表2实施例2与对比例2的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例21.45112040896.8对比例21.44104639696实施例3本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为35.00wt％，其中Dy35.00wt％，Co10.00wt％，Cu1.60wt％，Al0.50wt％，Mn0.20wt％，Zr0.50wt％，Pt0.1％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1420℃，，辊轮转速为2m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为700℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.02℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.1℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.1mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为80％，柱状晶比例为20％，平均晶粒大小为1μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为240ppm。对比例3本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例3相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1400℃，辊轮转速为3m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为680℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.02℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.1℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.07mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为54％，柱状晶比例为46％，平均晶粒大小为0.8μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为250ppm。分别采用实施例3和对比例3中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd30.00wt％，B1.25wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝25:75的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～4μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表3。表3实施例32与对比例3的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例31.20280027596.5对比例31.21258025594实施例4本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为45.00wt％，其中Nd25.00wt％、Pr5.00wt％、 Dy10.00wt％，Gd2.00wt％，Tb3.00wt％，Co1.50wt％，Cu0.40wt％，Al0.50wt％，Ga0.50wt％，Nb0.20wt％，Ni0.05％，Zn0.05％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1400℃，，辊轮转速为1.2m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为800℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.05℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.3℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.2mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为93％，柱状晶比例为7％，平均晶粒大小为2.8μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为350ppm。对比例4本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例4相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1400℃，辊轮转速为1.2m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为800℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.02℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.02℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.6mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为36％，柱状晶比例为64％，平均晶粒大小为8.4μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为890ppm。分别采用实施例4和对比例4中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd31.50wt％，B1.20wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝20:80的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表4。表4实施例4与对比例4的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例41.38187034296.3对比例41.36176533595.7实施例5本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为40.00wt％，其中Nd40.00wt％，Co8.00wt％， Cu1.20wt％，Mo0.20wt％，W0.20wt％，Cr0.50wt％，Si0.1％，Ti0.05％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1380℃，，辊轮转速为0.7m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为820℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.09℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.2℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.5mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为70％，柱状晶比例为30％，平均晶粒大小为4μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为480ppm。对比例5本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例5相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1380℃，辊轮转速为0.7m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为880℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.09℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.02℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.7mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为48％，柱状晶比例为52％，平均晶粒大小为6.5μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为710ppm。分别采用实施例5和对比例5中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd29.8wt％，B1.30wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝20:80的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表5。表5实施例5与对比例5的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例51.41147236496.5对比例51.39134835396.1实施例6本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为45.00wt％，其中Nd30.00wt％、Dy10.00wt％、Ho5.00wt％，Al0.60wt％，Cu0.36wt％，Ga0.20wt％，Bi0.20wt％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1400℃，辊轮转速为1.2m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为 750℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.1℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.3℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.2mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为50％，柱状晶比例为50％，平均晶粒大小为1.8μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为300ppm。对比例6本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例6相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1400℃，辊轮转速为1.2m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为800℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.10℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.09℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.7mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为45％，柱状晶比例为55％，平均晶粒大小为5.8μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为560ppm。分别采用实施例6和对比例6中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd30.2wt％，B1.10wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝20:80的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表6。表6实施例6与对比例6的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例61.36176233296.8对比例61.34158632096.0实施例7本实施例采用与实施例1相同的方式实施，但改变合金成分和制备工艺参数。辅助合金成分配比为：稀土总量为50.00wt％，其中Nd40.00wt％、La2.00wt％、Ce5.00wt％、Y3.00wt％，Co2.60wt％，Cu0.36wt％，Al0.60wt％，余量为Fe。工艺参数为：浇铸温度为1360℃，辊轮转速为1.1m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为780℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.01℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷 却速度控制为0.2℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.25mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为60％，柱状晶比例为40％，平均晶粒大小为4.5μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为500ppm。对比例7本对比例的辅助合金成分和实施方式与实施例7相同，但改变制备工艺参数。工艺参数为：浇铸温度为1360℃，辊轮转速为1.1m/s，铸片在脱离辊轮时的温度为800℃，冷却至600℃的冷却速度控制为0.01℃/s，直至600℃，600℃以下时的冷却速度控制为0.01℃/s，直至出炉。所得辅助合金铸片平均厚度为0.7mm。辅助合金的微观组织中：晶粒呈球状、椭球状、或接近球状、椭球状的多边形状的比例为24％，柱状晶比例为76％，平均晶粒大小为8.2μm。经氧氮分析仪测得该铸片的氧含量为750ppm。分别采用实施例7和对比例7中的辅助合金，用双合金法制备成磁体，其中主相合金原料配比为：Nd30.8wt％，B1.40wt％，Fe为余量。按铸片工艺制得的主相合金带片平均厚度为0.3mm，柱状晶宽度为3～5μm。分别将上述两种合金氢爆破碎，并按辅助合金：主相合金＝20:80的比例混合后送入气流磨粉碎至平均粒度3～5μm，粉末经磁场成型、烧结、退火处理后制备成磁体。所获得钕铁硼烧结磁体的性能见表7。表7实施例7与对比例7的辅助合金作原料所制备磁体的磁性能Br(T)Hcj(kA/m)(BH)max(kJ/m3)Q(％)实施例71.32132329096.2对比例71.30128928195.8以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均包含在本发明的保护范围之内。当前第1页1 2 3