,366 北京科技大学学报 2006年第4期 1.5 减小；(3)H。先增大，随后稍微有所下降；(4) -0一=0 1.0 (BH)ma增大；(5)磁滞回线方形度明显提高. 一△-x=l -0-x=2 表1Nds.6mFe0.0Cw.3Zn-,b,Bs.(x=0,1,2)样品具有的最 0.5 佳磁性能 Table 1 Optimum magnetic properties of Nds.Feso.sCu.Zr- Nb,Bs.30(x=0,1,2)ribbons 0.5 / / Ha/ (BH)mx/ -1.0 x / T T (kAm一1) (m-3) -1.5 -1500-1000-5000 50010001500 0 0.66 1.42 0.94 376.5 87.1 H/(kA.m-) 1 0.69 1.27 0.88 483.7 92.3 图1Ndls.6oFew.0Cm.3Zn-bB8.30(x=0,1,2)快淬带的室 20.72 1.24 0.88 479.1 107.4 温磁滞回线 Fig-1 Hysteresis loops of Nds.coFeso.soCuo.3Zr2-,Nb,B8.30(x Nd8.6ofe80.80Cu0.3Zr2-xNb,B8.30(x=0,1,2) =0,1.2)melt-spun ribbons 快淬带在700℃晶化10和60min后，样品主要由 Nd2Fe14B和aFe相组成.在有Zr掺杂的样品 .a-Fe *2:14:1 中，均出现明显的ZB2峰，说明Zr与部分B结合 -0 生成了ZB2,这相当于配入B的量减少，导致样 品中Nd2Fe14B相的含量减少，因此样品中Zr元 素越多，Nd2Fe4B相的含量越少，双相纳米复合 35 40 4 50 60 永磁的H。对组织结构敏感，也对相组成敏感.相 2e) 含量的变化导致H的变化，当x由0增加到1 图2Nds.60Fe0.sC0.3Zr2-Nb,Bs.30(x=0,1,2)淬态蒲带样 时，H。上升了约28%，达到107.2kAm1.x进 品的X射线衍射谱 一步增加到2时H。趋于稳定（数值的稍微下降 Fig-2 XRD patterns of Nds.ooFeso.soCuo.3Zr2-Nb,Bs.30(x 可能是由实验误差引起) 0.1,2)melt-spun ribbons 图4给出了添加2%（原子分数）的Zr或Nb 清晰，其强度相应增加，而aFe变得更不明显， 的最佳磁性能样品的TEM像，由图可见，两个样 图3给出了Nd8.60Fe80.80Cu0.3Zr2-x 品中都有个别晶粒发生了异常长大（通过非晶晶 Nb.B8.30(x=0,1,2)快淬带经最佳晶化处理后的 化的方法制备纳米晶复合永磁，个别晶粒的异常 磁滞回线，相应的磁性能值列于表1.随x增大 长大是不可避免的)，但总体上说，两个样品中晶 (即Zr含量减少，Nb含量增多)，呈现以下磁性能 粒尺寸都较为细小，约为30~40m.说明在晶化 特征：(1)，/J,值明显增大；(2)J,减小，相应 过程中添加Zr和Nb都能有效地抑制晶粒长大， 15 0-x=0 但是值得注意的是，仅添加Nb的样品中晶粒多 1.0 ，一画 数为球状，而仅添加Zr的样品中晶粒形状较不规 -4-=2 05 则.G等人山指出球形的退磁因子较小，同时 球状晶粒有利于交换耦合作用的增强，从而导致 磁性能的提高， 0.5 表2给出的是采用Scherrer公式估算的不同 样品中软磁性相和硬磁性相的晶粒尺寸.可以看 出，当晶化时间相同时，随x增大，样品中cFe -1500-1000-5000 50010001500 的晶粒尺寸变小，而NdFe14B的晶粒尺寸稍微增 /(kA.m-) 大，aFe与NdFe14B晶粒尺寸的差别也变小. 图3具有最佳磁性能的Ndg.Fes0.mCuo.3Zr2-:Nb,Bg.3(x 说明掺杂元素Nb比Zr更能有效地抑制晶粒长 =0,1,2)薄带样品的室温磁滞回线 大，获得更加均匀的组织结构.晶化过程中aFe Fig-3 Hysteresis loops of the Nds.oFeso.sCu.3Zr2-Nb.Bs.30 通常比Nd2Fe14B容易形核，因此容易发生异常长 (x=0,1,2)optimum ribbons 大，随着Nb含量增大，淬态样品中aFe含量减图1 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝0‚1‚2）快淬带的室 温磁滞回线 Fig．1 Hysteresis loops of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x ＝0‚1‚2） melt-spun ribbons 图2 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝0‚1‚2）淬态薄带样 品的 X 射线衍射谱 Fig．2 XRD patterns of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝ 0‚1‚2） melt-spun ribbons 清晰‚其强度相应增加‚而 α－Fe 变得更不明显． 图3 具有最佳磁性能的 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x ＝0‚1‚2）薄带样品的室温磁滞回线 Fig．3 Hysteresis loops of the Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30 （ x＝0‚1‚2） optimum ribbons 图 3 给 出 了 Nd8∙60 Fe80∙80 Cu0∙3 Zr2－ x Nb xB8∙30（ x＝0‚1‚2）快淬带经最佳晶化处理后的 磁滞回线．相应的磁性能值列于表1．随 x 增大 （即 Zr 含量减少‚Nb 含量增多）‚呈现以下磁性能 特征：（1） Jr／Js 值明显增大；（2） Js 减小‚Jr 相应 减小；（3） Hci 先增大‚随后稍微有所下降；（4） （BH）max增大；（5） 磁滞回线方形度明显提高． 表1 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝0‚1‚2）样品具有的最 佳磁性能 Table1 Optimum magnetic properties of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ x NbxB8∙30（ x＝0‚1‚2） ribbons x Jr／Js Js／ T Jr／ T Hc／i （kA·m－1） （ BH）max／ （kJ·m －3） 0 0∙66 1∙42 0∙94 376∙5 87∙1 1 0∙69 1∙27 0∙88 483∙7 92∙3 2 0∙72 1∙24 0∙88 479∙1 107∙4 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNb xB8∙30（ x＝0‚1‚2） 快淬带在700℃晶化10和60min 后‚样品主要由 Nd2Fe14B 和 α－Fe 相组成．在有 Zr 掺杂的样品 中‚均出现明显的 ZrB2 峰‚说明 Zr 与部分 B 结合 生成了 ZrB2‚这相当于配入 B 的量减少‚导致样 品中 Nd2Fe14B 相的含量减少‚因此样品中 Zr 元 素越多‚Nd2Fe14B 相的含量越少．双相纳米复合 永磁的 Hci对组织结构敏感‚也对相组成敏感．相 含量的变化导致 Hci的变化．当 x 由0增加到1 时‚Hci上升了约28％‚达到107∙2kA·m －1．x 进 一步增加到2时 Hci趋于稳定（数值的稍微下降 可能是由实验误差引起）． 图4给出了添加2％（原子分数）的 Zr 或 Nb 的最佳磁性能样品的 TEM 像．由图可见‚两个样 品中都有个别晶粒发生了异常长大（通过非晶晶 化的方法制备纳米晶复合永磁‚个别晶粒的异常 长大是不可避免的）．但总体上说‚两个样品中晶 粒尺寸都较为细小‚约为30～40nm．说明在晶化 过程中添加 Zr 和 Nb 都能有效地抑制晶粒长大． 但是值得注意的是‚仅添加 Nb 的样品中晶粒多 数为球状‚而仅添加 Zr 的样品中晶粒形状较不规 则．Goll 等人［11］指出球形的退磁因子较小‚同时 球状晶粒有利于交换耦合作用的增强‚从而导致 磁性能的提高． 表2给出的是采用 Scherrer 公式估算的不同 样品中软磁性相和硬磁性相的晶粒尺寸．可以看 出‚当晶化时间相同时‚随 x 增大‚样品中 α－Fe 的晶粒尺寸变小‚而 Nd2Fe14B 的晶粒尺寸稍微增 大‚α－Fe 与 Nd2Fe14B 晶粒尺寸的差别也变小． 说明掺杂元素 Nb 比 Zr 更能有效地抑制晶粒长 大‚获得更加均匀的组织结构．晶化过程中 α－Fe 通常比 Nd2Fe14B 容易形核‚因此容易发生异常长 大．随着 Nb 含量增大‚淬态样品中 α－Fe 含量减 ·366· 北 京 科 技 大 学 学 报 2006年第4期