燒結nd-fe-b磁體的顯微組織

燒結nd-fe-b磁體的顯微組織

崇禎技術是應用于nd-fe-b磁體制造的一項重要技術環(huán)節(jié)之一。經(jīng)過燒結過程后,粉末顆粒的聚集體即生坯轉變?yōu)榫Я５木劢Y體,也就是燒結Nd-Fe-B磁體。相對于生坯來說,燒結Nd-Fe-B磁體不僅具有高的致密化程度,而且形成了具有一定特征的顯微組織。Nd2Fe14B晶粒尺寸及其分布是燒結Nd-Fe-B磁體顯微組織的基本特征,亦是決定燒結Nd-Fe-B磁體永磁性能的重要因素。Nd2Fe14B晶粒細小而尺寸分布均勻的顯微組織是實現(xiàn)高JHc值和使J-H退磁曲線具有良好方形度的必要條件。細化主相晶粒,使其尺寸分布均勻,避免或減少顯微組織中異常大晶粒的存在,可以改善材料的機械性能,如提高其抗彎強度等;亦可以改善產(chǎn)品的后續(xù)機械加工性能和電鍍層質量等。燒結溫度、燒結時間、合金粉末粒度及分布是Nd-Fe-B磁體工業(yè)生產(chǎn)過程中人們特別關注、控制的關鍵工藝參數(shù)。本文直接在工業(yè)生產(chǎn)線上制備了不同試驗條件下的燒結Nd-Fe-B磁體樣品,分析了燒結溫度、燒結時間、合金粉末粒度及分布對Nd-Fe-B磁體燒結過程晶粒長大的影響,定量描述了Nd-Fe-B磁體燒結過程晶粒長大行為,討論了Nd-Fe-B磁體燒結過程晶粒長大機制。1nd-fe-b磁體選擇工業(yè)純的Nd,Dy,Fe,Al以及B-Fe合金為原材料,合金設計成分為Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02與Nd35Dy1.5FebalAl0.4B1.02,應用中頻真空感應熔煉爐在氬氣氛保護下熔煉合金。合金鑄錠經(jīng)過機械粗破碎、機械中破碎過程后,應用氣流磨制備不同平均粒度的合金粉末。合金粉末在1440～1600kA·m-1的磁場中取向,應用垂直鋼模壓+冷等靜壓的方式成型。生坯在1×10-2～1×10-3Pa真空條件下分別于1323,1353,1383K或者1393K燒結保持不同時間,而后在1173～1193K回火2h,在853～893K回火3h。燒結Nd-Fe-B磁體樣品的尺寸規(guī)格為Φ12.5mm×36mm,軸向方向為壓制成型時的磁場取向方向。應用CambridgeS250MK2,CambridgeS250MK3與CambridgeS360型掃描電子顯微鏡(SEM)分析磁體顯微組織。按照GB6394-86規(guī)定的金屬材料平均晶粒尺寸測量方法測定磁體的平均晶粒尺寸。2結果與討論2.1晶粒尺寸與燒結時間的關系應用平均粒度為4μm的合金粉末壓制生坯、分別在1323,1353,1383K燒結不同時間而制備3組Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體。圖1(a),(b)是于1353K燒結0.5與24h的磁體樣品的SEM二次電子像。圖2是這3組Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體平均晶粒尺寸隨燒結溫度與時間變化的情況。對于燒結溫度為1323K的情況,當燒結時間為0.25,0.5,1,2,4,8與24h時,樣品平均晶粒尺寸分別是9.2,9.2,9.7,10.2,11.1,11.4與12.2μm,相當于原始合金粉末平均粒度的2.3,2.3,2.4,2.6,2.8,2.9與3倍。對于燒結溫度為1353K的情況,當燒結時間為0.25,0.5,1,2,4,8與24h時,樣品平均晶粒尺寸分別是9.4,10.2,11.4,12.4,12.9,13.9與15.6μm,相當于原始合金粉末平均粒度的2.3,2.5,2.8,3.1,3.2,3.5與3.9倍。對于燒結溫度為1383K的情況,當燒結時間為0.25,0.5,1,2,4,8與24h時,樣品平均晶粒尺寸分別是10.1,10.5,12.5,13.1,14.5,15.7與18.8μm,相當于原始合金粉末平均粒度的2.5,2.6,3.1,3.3,3.6,3.9與4.7倍。對于1323,1353,1383K這3個不同的燒結溫度,在燒結保持開始之后的0～1h時間區(qū)段,晶粒長大迅速。在1323K燒結保持1h時,其平均晶粒尺寸達到了原始合金粉末平均粒度的2.5倍左右;而在1353或者1383K燒結保持1h時,其平均晶粒尺寸則達到了原始合金粉末平均粒度的3倍左右;此后,隨著燒結時間的延長,平均晶粒尺寸增大的速率減緩。當燒結溫度為1323和1353K時,在>2h的燒結時間區(qū)段內,平均晶粒尺寸變化趨于比較平穩(wěn)狀態(tài);相對來說,當燒結溫度為1383K時,即使在>2h的燒結時段內,平均晶粒尺寸仍然表現(xiàn)出比較明顯的增大趨勢。燒結溫度升高,顯著促進晶粒長大。當燒結時間相同時,隨著燒結溫度的上升,平均晶粒尺寸增大。2.2平均晶粒尺寸應用平均粒度分別為3.4,4.4,5.8,7.8,9.4與11.7μm的合金粉末壓制生坯、而后于1393K燒結保持2h制備一組Nd35Dy1.5FebalAl0.4B1.02磁體。圖3(a),(b)是這組樣品中合金粉末平均粒度為4.4與9.4μm的磁體的SEM二次電子像。圖4是這組樣品平均晶粒尺寸與合金粉末平均粒度的關系。合金粉末平均粒度分別為3.4與4.4μm時,燒結磁體平均晶粒尺寸分別為10.8與12.2μm,相當于原始合金粉末平均粒度的3.2倍與3.5倍;而其最大晶粒尺寸分別約為20與30μm。當原始合金粉末平均粒度增大至9.4與11.7μm時,燒結磁體平均晶粒尺寸達到31.5與34.7μm,相當于原始合金粉末平均粒度的3.4倍與3倍;而其最大晶粒尺寸分別約為80與100μm,出現(xiàn)了異常大晶粒。隨著合金粉末平均粒度增大,燒結Nd-Fe-B磁體的平均晶粒尺寸迅速增大;晶粒尺寸分布不均勻。在平均粒度為4μm的合金粉末中加入10%的平均粒度為10.6μm的合金粉末壓制生坯、在1353K燒結不同時間制備一組Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體。圖5(a),(b)是這組樣品中于1353K燒結0.5與24h的磁體的SEM二次電子像。合金粉末平均粒度為4μm、在1353K燒結不同時間而制備的Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體的SEM二次電子像如圖1所示。圖6是這兩組樣品的平均晶粒尺寸與燒結時間的依賴關系。當燒結時間為0.5,2,8與24h時,應用4μm合金粉末制備的樣品,其平均晶粒尺寸分別是約10.2,12.4,13.9與15.6μm;而加入10%的10.6μm合金粉末制備的樣品,其平均晶粒尺寸分別為約12.2,14.4,20.7與25.1μm。在平均粒度為4μm的合金粉末中加入10%的平均粒度為10.6μm的合金粉末,使合金粉末粒度分布范圍增寬。這樣制備的Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體,其晶粒聚集成團,平均晶粒尺寸顯著增大,晶粒尺寸分布不均勻。隨著燒結時間超過2h之后,其平均晶粒尺寸仍然表現(xiàn)出強勁的增長勢頭,而且出現(xiàn)了晶粒異常長大現(xiàn)象。2.3顆粒并合-晶粒未來的并合反應圖7(a),(b)是前文已說明的在1383K燒結0.5,24h的Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02磁體的SEM背散射電子像。由圖7(a),(b)可以看到,在1383K不論是燒結0.5還是24h的磁體,其絕大多數(shù)大晶粒內部皆存在大量白色的顆粒狀富Nd相;在比較小的晶粒內部存在的白色的顆粒狀富Nd相則比較少;在更小的晶粒內部則不存在白色的顆粒狀富Nd相。由圖7(a),(b)亦可以看到,在1383K不論是燒結0.5h還是24h的磁體,有些白色的顆粒狀富Nd相正存在于遷移中的晶界上。目前國內工業(yè)生產(chǎn)Nd-Fe-B磁體所選擇的燒結溫度一般為1323～1383K。參照Nd-Fe-B三元系亞穩(wěn)相圖,可以看到,在Nd-Fe-B磁體的燒結過程中始終存在富Nd液相。存在的富Nd液相量與具體的燒結溫度和合金成分相關,約為15%～20%(體積分數(shù))。在1323K燒結,富Nd液相潤濕Nd2Fe14B顆粒時,接觸角θ約為7°～8°;燒結溫度升高,θ值則有所降低。隨著燒結過程的開始,細小Nd2Fe14B顆?；虼执驨d2Fe14B顆粒的尖銳突出部分溶解于富Nd液相,然后于粗大顆粒表面析出,使細小顆粒逐漸縮小或消失,粗大顆粒進一步長大。這就是所謂的顆粒溶解與重新析出晶粒長大機制。但是,由圖7(a),(b)看到的現(xiàn)象表明,在Nd-Fe-B磁體的燒結過程中還存在顆粒并合與長大這樣的晶粒長大機制。晶粒內部出現(xiàn)白色的顆粒狀富Nd相,這正是燒結過程中幾個顆粒并合與長大而將富Nd液相封閉于其間的結果。在Nd-Fe-B磁體燒結過程中,富Nd液相量并不是足夠大,而且富Nd液相不能完全潤濕Nd2Fe14B顆粒,Nd2Fe14B顆粒之間不可避免地產(chǎn)生直接接觸。在燒結Nd-Fe-B磁體的顯微組織中,亦觀察到大量的Nd2Fe14B晶粒直接接觸,晶粒邊界并不存在富Nd相。圖8是Nd-Fe-B磁體燒結過程中Nd2Fe14B顆粒之間發(fā)生并合與長大的物理模型。兩個Nd2Fe14B顆粒直接接觸,隨后發(fā)生粘結、熔合而實現(xiàn)顆粒之間的并合,形成平直的晶粒界面,如圖8(a),(b)所示。顆粒之間取向差異越小,則顆粒直接接觸時發(fā)生并合而形成晶粒界面的可能性越大。隨著細小Nd2Fe14B顆粒在富Nd液相中溶解、隨后在顆粒并合部位即負曲率部位析出,晶粒界面的尺寸越來越大,晶界溝的形狀也發(fā)生變化,并且變得越來越淺。為了維持晶界與顆粒表面交界處的界面張力平衡狀態(tài),晶界不可避免地發(fā)生彎曲,而且是彎向大顆粒,即其曲率中心位于小顆粒內的某一個位置,如圖8(c)所示。兩個顆粒尺寸差別越大,這時候晶界彎曲的程度也大。隨著晶界溝變淺,晶界彎曲程度增大,晶界遷移的阻力越來越小,而其遷移的驅動力則越來越大。直至晶粒界面尺寸接近或大于小顆粒的尺寸時,晶界即向著其曲率中心方向即小顆粒方向運動,大顆粒吞并小顆粒,完成顆粒長大過程,如圖8(d)所示。Nd2Fe14B顆粒直接接觸時發(fā)生并合而形成的晶粒界面,可以是重合點陣晶界,也可以是小角度晶界或是大角度晶界。相對來說,重合點陣晶界可遷移性更大。在燒結過程開始之初,由于大量細小Nd2Fe14B顆粒以及形狀不規(guī)則的粗大Nd2Fe14B顆粒的尖銳突出部分溶解,而后于粗大顆粒表面析出,使顆粒長大;同時,顆粒并合與長大這類晶粒長大機制起作用,因此,對應于0～0.5h的燒結時間區(qū)段,Nd-Fe-B磁體晶粒尺寸的增大極為迅速。隨著燒結時間的延長,細小Nd2Fe14B顆粒與粗大Nd2Fe14B顆粒尖銳突出部分的減少,顆粒之間溶解度差亦隨之減小,以至于溶解與重新析出過程減緩。在這樣的情況下,Nd2Fe14B顆粒主要是通過并合與長大的方式增大尺寸。經(jīng)過燒結初期的顆粒迅速長大階段之后,Nd2Fe14B顆粒長大過程也顯著減緩。顆粒溶解與重新析出、顆粒并合與長大都和Nd2Fe14B顆粒表面的溶解與析出反應以及原子在液相中的擴散、傳輸密切相關。顆粒并合與長大還涉及到晶界的遷移。這些過程都屬于熱激活過程,因此隨著燒結溫度的上升,燒結Nd-Fe-B磁體的平均晶粒尺寸隨之增大。應用平均粒度比較大的合金粉末壓制生坯,富Nd相在生坯中分散度小,不利于富Nd相在生坯中均勻分布。生坯燒結時富Nd液相也不易均勻分布,某些部位存在的液相較少,甚至于沒有液相,大量的粗大Nd2Fe14B顆粒直接接觸。在這種情況下,顆粒并合與長大易于發(fā)生,從而使燒結Nd-Fe-B磁體的平均晶粒尺寸顯著增大。在4μm合金粉末中加入10%的10/6μm合金粉末而使合金粉末粒度分布范圍增寬。應用這樣的合金粉末壓制生坯,在燒結時其中Nd2Fe14B顆粒溶解與重新析出過程加劇;對于其中某個Nd2Fe14B粗大顆粒,其表面積大,與其他顆粒直接接觸而發(fā)生并合的可能性大;而且Nd2Fe14B顆粒尺寸差別越大,顆粒之間發(fā)生并合之后也越易于長大。因此,這樣制備的Nd33Dy1.5FebalAl0.4B1.02燒結磁體,其平均晶粒尺寸顯著增大,晶粒尺寸分布范圍增寬,甚至于出現(xiàn)異常大晶粒。分析大量的燒結Nd-Fe-B磁體的SEM背散射電子像發(fā)現(xiàn),在燒結過程中,Nd2Fe14B顆粒的并合與長大不僅使磁體的平均晶粒尺寸增大,而且也使晶粒尺寸分布范圍增寬。Nd2Fe14B顆粒的并合與長大是燒結Nd-Fe-B磁體顯微組織中出現(xiàn)異常大晶粒的根本原因。在Nd-Fe-B磁體的燒結過程中,富Nd液相量越小,或富Nd液相分布越不均勻,或富Nd液相對Nd2Fe14B顆粒的潤濕性越差,則Nd2Fe14B顆粒直接接觸的可能性越大,顆粒之間發(fā)生并合與長大的可能性也越大。改進合金鑄錠技術以使鑄錠富Nd相分布均勻;添加Nb等元素以改善鑄錠富Nd