具有提高的热稳定性的基于MnBi的烧结磁体及其制备方法

摘要

本发明涉及展示优异热稳定性以及在高温下的优异磁特性的MnBi烧结磁体，MnBi各向异性复合烧结磁体，和它们的制备方法。

权利要求

1.一种制备MnBi基烧结磁体的方法，所述方法包括：(a)制备非磁性相MnBi基合金；

(b)对所述非磁性相MnBi基合金进行热处理以将其转化为磁性相MnBi基合金；

(c)将所述磁性相合金粉碎以制备MnBi硬磁性相粉末；

(d)将所述MnBi硬磁性相粉末与低熔点金属粉末混合；

(e)通过施加外部磁场在磁场中使混合物成型；以及(f)对成型制品进行烧结，

其中所述MnBi基烧结磁体包含MnBi相粒子，其中所述MnBi基烧结磁体包含在粒子间的界面中的低熔点金属，其中所述低熔点金属为选自Sn、Bi、Zn、Bi-Sn、Bi-Zn、Sn-Zn、Bi-Sn-Zn和Ag-Bi-Zn中的一种或多种。

2.根据权利要求1所述的方法，其中在所述步骤(a)中通过快速凝固工艺(RSP)制备所述非磁性相MnBi基合金。

3.根据权利要求2所述的方法，其中在所述快速凝固工艺中的轮速为55米/秒～75米/秒。

4.根据权利要求1所述的方法，其中在所述步骤(a)中制备的所述MnBi基合金具有50nm～100nm的晶粒尺寸。

5.根据权利要求1所述的方法，其中在所述步骤(b)中在280℃～340℃的温度下进行所述热处理。

6.根据权利要求1所述的方法，其中通过球磨进行在所述步骤(c)中的所述粉碎。

7.根据权利要求1所述的方法，其中同时进行所述步骤(c)和(d)。

8.根据权利要求1所述的方法，其中在步骤(d)中，进一步添加稀土硬磁性相粉末，并且将其与所述MnBi硬磁性相粉末和所述低熔点金属粉末混合。

说明书

具有提高的热稳定性的基于MnBi的烧结磁体及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及具有提高的热稳定性的MnBi基烧结磁体及其制备方法。

[0002] 更具体地，本发明涉及展示优异的热稳定性以及在高温下的优异磁特性的MnBi烧结磁体，MnBi各向异性复合烧结磁体，和它们的制备方法。

背景技术

[0003] 钕磁体为包含钕(Nd)、铁氧化物(Fe)和硼(B)作为主成分的成型烧结制品，并且展示优异的磁特性。用于确保钕磁性粉末的高矫顽力的方法中的一种为通过添加重稀土如Dy以增加在室温下的矫顽力的使用钕磁性粉末的方法。然而，由于重稀土金属的稀缺性及由此导致的价格的急剧增加，近来看来在未来使用重稀土金属如Dy作为材料存在限制。

[0004] 如上所述，稀土元素资源的供需不平衡之间的问题已经成为供应新一代工业所需的高性能马达的大障碍，因此，存在发展能代替稀土磁体的新型高性能磁性材料的需求。

[0005] 同时，呈低温相(LTP)的展示铁磁特性的MnBi为无稀土材料永磁体，其特征在于在150℃以上的温度下具有比Nd2Fe14B永磁体更大的矫顽力，因为矫顽力在-123℃～277℃的温度范围内具有正温度系数。

[0006] 因此，MnBi基磁体为适用于在高温(100℃～200℃)下驱动的马达的材料。当在显示磁性能指标的(BH)最大值方面与其它磁体相比时，MnBi基磁体在性能方面好于现有的铁氧体永磁体，并且可以实现等于或大于稀土Nd2Fe14B粘结磁体的性能的性能，因此是能够代替这些磁体的材料。

[0007] 在本说明书中，引用了多个文献，并且表明了其引用。通过引用将各个所引文献的公开内容以其整体并入本文中，从而更明显地描述本发明所属于的技术领域的水平和本发明的内容。

发明内容

[0008] 作为进行用于在相关领域中代替稀土磁体的研究的结果，本发明人已通过同时熔化和快速冷却Mn和Bi的方法成功地制备了在高温下具有优异磁特性的单相LTP MnBi和MnBi基烧结磁体，其中所述两种元素的熔点之差高达975℃以上。

[0009] 同时，在相关领域中的MnBi永磁体具有如下问题：该磁体具有比稀土永磁体相对更低的饱和磁化强度值(理论上～80emu/g)。因此，当将MnBi和稀土硬磁性相制备成复合烧结磁体时，可以提高低的饱和磁化强度值。另外，通过将对于矫顽力具有正温度系数的MnBi和对于矫顽力具有负温度系数的稀土硬磁性相复合，可以确保温度稳定性。然而，稀土硬磁性相如SmFeN具有如下缺点：因为稀土硬磁性相在高温(～600℃以上)下分解的问题，该相不能被用作烧结磁体。

[0010] 在这些情况下，本发明人已经发现在包含MnBi和稀土硬磁性相的复合磁体的制备中，当通过快速凝固工艺(RSP)制备MnBi带以形成MnBi微晶相时，可以使在300℃以下难以烧结的稀土硬磁性相一起烧结，并且通过MnBi粉末和稀土硬磁性相粉末的复合可以制备各向异性烧结磁体，结果，各向异性烧结磁体具有优异的磁特性。

[0011] 此外，本发明人发现如果低熔点金属扩散到如上制备的MnBi烧结磁体或MnBi各向异性复合烧结磁体的晶粒的晶界中，则烧结磁体会具有在宽温范围内的优异的热稳定性，特别是具有在高温下的优异的磁特性，从而完成了本发明。

[0012] 因此，本发明的目的是提供具有优异热稳定性的MnBi基烧结磁体。

[0013] 本发明的另一个目的是提供具有优异磁特性的MnBi基烧结磁体。

[0014] 本发明的又一个目的是提供制备具有优异热稳定性和在高温下的优异磁特性的MnBi基烧结磁体的方法。

[0015] 本发明的其它目的和优点从以下本发明的详细说明书、权利要求书和附图将更显而易见。

[0016] 本发明的一个方面涉及包含MnBi相粒子的MnBi基烧结磁体，其中所述MnBi基烧结磁体包含在粒子间的界面处的低熔点金属。

[0017] 一般烧结磁体容易消磁，因为富Bi相不完全地形成在粒子间的界面中或主相的界面变得粗糙。在本发明中，低熔点金属的添加是增强粒子间界面的方法，并且旨在防止自晶粒产生的磁场逆转传播到相邻晶粒。

[0018] 然而，在本发明中，低熔点金属的引入不仅仅带来增加矫顽力的效果。作为通过将低熔点金属施加至待用于在高温下驱动的马达等的MnBi烧结磁体或MnBi各向异性复合体的晶界来制备烧结磁体的结果，本发明人已经惊奇地发现不仅获得矫顽力的增加，而且获得在宽温范围内的优异的热稳定性。此外，磁特性尤其是在高温下变得优异。

[0019] 因此，在示例性实施方案中，本发明提供如下烧结磁体，其特征在于，通过将低熔点金属施加至粒子间的界面，在-50～277℃的宽温范围内矫顽力的变化被最小化(确保优异热稳定性)。

[0020] 在另一个示例性实施方案中，本发明提供一种烧结磁体，其特征在于，通过将低熔点金属施加至粒子间的界面，与不包含低熔点金属的情况相比，在100℃～277℃的高温下、优选100℃～200℃的温度下获得更高的最大能量积(确保优异的高温磁特性)。

[0021] 作为在本发明的烧结磁体中包含的低熔点金属，可以使用选自Sn、Bi、Zn、Bi-Sn、Bi-Zn、Sn-Zn、Bi-Sn-Zn和Ag-Bi-Zn的一种或多种。

[0022] 相对于烧结磁体的总重量，低熔点金属的含量可以为大于0重量％～10重量％。

[0023] 本发明的MnBi基烧结磁体包含作为主相的MnBi相粒子，其组成可以为其中当MnBi由MnxBi100-x表示时，X为50至55的组成，并且可以优选具有Mn50Bi50、Mn51Bi49、Mn52Bi48、Mn53Bi47、Mn54Bi46和Mn55Bi45的组成。

[0024] 另外，除了MnBi相粒子外，本发明的烧结磁体可以进一步包含稀土硬磁性相粒子。也就是说，在本发明中的低熔点金属不仅可以施加到MnBi烧结磁体的晶界表面，也可以施加到包含稀土硬磁性相粒子的MnBi各向异性复合烧结磁体的晶界表面，在这种情况下，稀土硬磁性相可以由R-CO、R-Fe-B或R-Fe-N表示(在此，R为选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu的稀土元素)，或可以优选由SmFeN、NdFeB或SmCo表示。

[0025] 当本发明的烧结磁体进一步包含如上所述的稀土硬磁性相粉末时，MnBi、低熔点金属和稀土硬磁性相的含量可以分别为55重量％～99.9重量％，大于0重量％～10重量％，和0重量％～45重量％。如果稀土硬磁性相的含量超过45重量％，则存在难以进行烧结的缺点。

[0026] 在优选的示例性实施方案中，当将SmFeN用作稀土硬磁性相时，其含量可以为5重量％～40重量％。

[0027] 由于优异的热稳定性和在高温下的优异磁特性，如上所述的本发明的其中低熔点金属包含在晶界中的MnBi基烧结磁体可以广泛地用于冰箱和空调压缩机用马达，洗衣机驱动马达，移动手持振动马达，扬声器，音圈马达，通过线型马达确定计算机的硬盘磁头的位置，相机的变焦镜头、可变光圈、和快门，微加工系统的执行器，汽车电气部分如双离合变速器(DCT)，防抱死制动系统(ABS)，电动助力转向(EPS)马达，和燃油泵等。

[0028] 本发明的另一个方面提供制备权利要求1所述的MnBi基烧结磁体的方法，所述方法包括：(a)制备非磁性相MnBi基合金；(b)对所制备的非磁性相MnBi基合金进行热处理以将其转化为磁性相MnBi基合金；(c)粉碎所制备的磁性相合金以制备MnBi硬磁性相粉末；(d)将低熔点金属粉末添加至所述MnBi硬磁性相粉末以混合所述粉末；(e)在向所述混合物施加外部磁场的同时对该混合物进行磁场成型；和(f)烧结成型制品。

[0029] (a)非磁性相MnBi基合金的制备

[0030] 在本发明的方法中，通过制备Mn-Bi混合熔体，并且从该Mn-Bi混合熔体形成非磁性相MnBi基合金，可以进行非磁性相MnBi基合金的制备。

[0031] 可以通过如下进行Mn-Bi混合熔体的制备：将锰基材料和铋基材料混合，然后快速加热所得混合物，此处锰基材料和铋基材料可以分别为包含锰(Mn)和铋(Bi)的金属的固体粉末。

[0032] 可以在1200℃以上的温度下进行混合熔体的制备。Mn的熔点为1246℃，Bi的熔点约为271.5℃，需要约1200℃以上的温度以同时熔化所述金属，并且作为熔化方法，可以应用例如感应加热法、电弧熔炼法、机械化学法、烧结法、或它们的组合等，并且熔化方法通常可以为包含这些方法的快速加热法。

[0033] 作为下一步，可以进行冷却混合熔体以形成非磁性相Mn-Bi基合金的过程。此处，混合熔体的冷却可以为快速冷却过程，并且所述快速冷却过程可以包含选自例如快速凝固工艺(RSP)、雾化过程和它们的组合中的任一种。

[0034] Mn和Bi的熔点之差如此大使得当冷却速度不维持在高水平时，可能会形成具有显著大的尺寸的晶体，并且当晶体尺寸大时，在随后要进行的低温热处理中可能不发生顺利的扩散反应。

[0035] 因此，作为提高冷却速度的快速冷却过程，快速凝固工艺(RSP)可以是优选的，并且在快速凝固工艺中的轮速可以为55米/秒～75米/秒，优选60米/秒～70米/秒。当轮速小于55米/秒时，在非磁性相Mn-Bi基合金中的Mn的晶体尺寸是显著大的，并且Mn、Bi和MnBi相的分布不均匀使得在其中包晶反应随后发生的低温热处理步骤中Mn的顺利扩散可能不发生，因此，铁磁性MnBi低温相不能形成，使得磁特性可能不好，并且当轮速超过75米/秒时，存在如下担忧：用于转化为磁性相的最小晶体不能形成，形成无定形态合金，因此可能不会获得磁特性。

[0036] 也就是说，当在快速凝固工艺中的轮速被调整为55米/秒～75米/秒时，Mn、Bi和MnBi相的晶体尺寸可以为纳米级，所述三个相可以均匀分布，因此，非磁性相Mn-Bi基合金可以形成为其中在低温热处理期间Mn等可以容易地扩散的状态。

[0037] 在通过如上所述的混合熔体的冷却而形成的非磁性相MnBi基合金中的晶粒的尺寸可以为100nm以下，优选50nm～100nm。

[0038] (b)将非磁性相MnBi基合金转化为磁性相MnBi基合金

[0039] 本步骤是对在步骤(a)中形成的非磁性相MnBi基合金进行热处理以将其转化为磁性相合金的步骤。

[0040] 此处，可以在280℃～340℃、优选300℃～320℃的温度下进行热处理，并且也可以在5mPa以下的高真空压力下进行。可以通过被称为低温热处理的过程进行热处理，并且由于低温热处理过程，发生其中Mn晶体扩散的包晶反应，因此，可以形成MnBi低温相(MnBi LTP)，并且MnBi基合金可以具有磁特性，因为单相MnBi低温相是铁磁性的。

[0041] 热处理可以进行2小时～5小时，优选3小时～4小时，引起在非磁性相Mn-Bi基合金中包含的Mn扩散，并且可以包含形成MnBi低温相的热处理过程。

[0042] 根据在相关领域中的方法，Mn和Bi的熔点之差如此大使得当这些金属冷却时，一部分Mn首先析出，因此，在最终形成的Mn-Bi基合金中相不均匀分布，并且Mn的晶体尺寸也显著大。另外，首先析出的金属被固化为包围随后析出的金属的形状，从而使得在低温热处理期间Mn难以扩散，并且由于热处理在低温下进行，所以Mn需要超过几乎24小时的长期热处理以充分扩散。

[0043] 然而，当使用如本发明人采用的快速冷却的方法时，可能形成显著小尺寸晶体如Mn和Bi，因此，即使仅进行约2小时～5小时的低温热处理，Mn也可以充分扩散，并且由于MnBi低温相的顺利形成而可以制备具有优异磁特性的MnBi基合金。此外，即使也在低温下进行热处理，时间也可以显著地降低，使得可以防止其中晶粒生长、变得彼此熔合并且晶粒尺寸增加的粗化现象，因此，还可以获得节能效果。

[0044] (c)粉碎磁性相合金以制备MnBi硬磁性相粉末

[0045] 作为下一步，通过粉碎磁性相MnBi合金制备MnBi硬磁性相粉末。

[0046] 在粉碎MnBi硬磁性相粉末的过程中，优选通过使用分散剂的过程可以提高粉碎效率并且可以提高分散性。作为分散剂，可以使用选自油酸(C18H34O2)、油胺(C18H37N)、聚乙烯吡咯烷酮和聚山梨醇酯的分散剂，但分散剂不一定限于此，并且相对于粉末，油酸的含量可以为1重量％～10重量％。

[0047] 在粉碎MnBi硬磁性相粉末的过程中，可以使用球磨，在这种情况下，磁性相粉末、球、溶剂和分散剂的比率之比为约1：20：6：0.12(按质量计)，并且可以通过将球设定为Φ3～Φ5来进行球磨。

[0048] 根据本发明的示例性实施方案，粉碎MnBi硬磁性相的过程可以进行3小时～8小时，并且如上所述完全经历LTP热处理和粉碎过程的MnBi硬磁性相粉末的尺寸可以为按直径计0.5μm～5μm。

[0049] (d)将低熔点金属粉末添加至MnBi硬磁性相粉末以混合粉末

[0050] 在本发明的方法中，将低熔点金属粉末应用于制备磁性粒子的步骤，由此可以将其与MnBi硬磁性相粉末混合。

[0051] 在制备MnBi锭原料的步骤中，添加非磁性合金，非磁性相以粒子存在，并且存在合金得过量添加可能不利地影响磁特性的担忧。相反，当如在本发明的方法中那样在制备磁性粒子的步骤中施加低熔点金属粉末时，存在如下优点：仅少量非磁性合金可以在晶粒间的界面处充分分布，因为低熔点金属不分布在主相粒子中。

[0052] 此外，如果将非磁性金属涂布在表面上以引起向其内部的扩散，则扩散不从磁体的表面进行。因此，非磁性合金不能充分地分布至内部晶粒的界面，即磁体的核心部分，使得不能获得显著的磁屏蔽效应。

[0053] 作为包含在本发明的烧结磁体中的低熔点金属，优选使用与铋相具有亲和性的低熔点金属，低熔点金属的具体类型和添加量如上所述。

[0054] 在本步骤中，当将低熔点粉末添加至MnBi硬相粉末中时也可以使用润滑剂。

[0055] 当在润滑剂的存在下混合粉末粒子时，存在如下优点：当在随后的磁场成型步骤中向粉末粒子施加外部压力时，粉末粒子在填充空隙的同时容易对齐。

[0056] 润滑剂的实例包括丁酸乙酯、辛酸甲酯、月桂酸乙酯、或硬脂酸盐等，优选地，可以使用辛酸甲酯、月桂酸乙酯、硬脂酸锌等，但是润滑剂不一定限于此。

[0057] 根据本发明的示例性实施方案，可以同时进行粉碎磁性相合金以制备MnBi硬磁性相粉末(c)和将低熔点金属粉末添加至MnBi硬磁性相粉末以混合粉末(d)，具体地，通过其中在碾磨MnBi磁性相合金期间添加低熔点金属以进行粉碎和混合的碾磨过程的方法，也可以同时进行粉碎和混合的过程。

[0058] 本发明的另一个示例性实施方案，当将低熔点金属粉末添加至MnBi硬磁性相粉末以混合粉末时，可以进一步添加稀土硬磁性相粉末以混合粉末。要添加的稀土硬磁性相粉末的类型和量引用上述说明书。

[0059] 在这种情况下，除了制备MnBi硬磁性相粉末和低熔点金属粉末的过程之外，可以单独制备稀土硬磁性相粉末并且将其混合在一起，或通过在MnBi磁性相合金的碾磨期间添加低熔点金属和硬相磁性粉末，可以同时进行均匀地混合粉末与粉碎的过程。

[0060] 在本发明的步骤中，当进一步添加稀土硬磁性相粉末以混合粉末时，获得MnBi各向异性复合烧结磁体。

[0061] (e)在施加磁场的同时对混合物进行磁场成型

[0062] 在本步骤中，对于合金粉末混合物，通过磁场成型过程使磁场方向与粉末的C轴方向平行取向，以确保各向异性。通过如上所述的磁场成型在单轴方向上确保各向异性的各向异性磁体与各向同性磁体相比具有优异的磁特性。

[0063] 可以使用磁场注塑机、磁场成型压机等进行磁场成型，并且可以使用轴向模压(ADP)法、横向模压(TDP)法等进行磁场成型，但是方法不一定限于此。

[0064] 可以在0.1T～5.0T、0.5T～3.0T或1.0T～2.0T的磁场下进行磁场成型步骤。

[0065] (f)成型制品的烧结

[0066] 作为为了在制备致密磁体期间抑制粒子的生长和氧化的低温下的选择性热处理，可以使用热压烧结、热等静压烧结、火花等离子体烧结、炉烧结、微波烧结等，但是热处理不一定限于此。

[0067] 在晶粒的晶界中包含本发明的低熔点金属的MnBi基烧结磁体具有如下优点：磁体在宽温范围内具有优异的热稳定性，并且具有特别是在高温下的优异的磁特性。

附图说明

[0068] 图1示出制备根据本发明的一个示例性实施方案的具有提高的热稳定性的MnBi烧结磁体的过程的示意图；

[0069] 图2示出复合MnBi硬磁性相粉末/稀土硬磁性相粉末和制备根据一个示例性实施方案的具有提高的热稳定性的各向异性烧结磁体的过程的示意图；

[0070] 图3示出通过能量色散X射线光谱(EDS)选定区域扫描测量观察添加了2重量％的量Sn的MnBi烧结磁体的微结构的结果。黄色表示Sn；且

[0071] 图4为示出根据本发明的一个示例性实施方案的MnBi烧结磁体的内禀矫顽力(HCi)与剩余磁通密度(Br)之间的关系的图，所述MnBi烧结磁体在球磨期间添加了2重量％的量的Sn粉末。

具体实施方式

[0072] 下文中，将通过实施例对本发明进行更详细地说明。提供这些实施例仅用于更具体地说明本发明，对本发明所属领域的技术人员而言将会显而易见的是，本发明的范围不受这些实施例的限制。

[0073] 实施例

[0074]

[0075] 1.在晶界处包含低熔点金属的MnBi烧结磁体的制备

[0076] 首先，将锰(Mn)金属粒子和铋(Bi)金属粒子混合，并且将混合粉末装入炉中，然后通过感应加热法将其熔化。在这种情况下，将炉温瞬间提高至1400℃以制备混合熔体。然后，将混合熔体注入冷却轮中，其中将轮速调整至约65米/秒以通过快速冷却法制备固态的非磁性相MnBi基带。

[0077] 为了向由此制备的非磁性MnBi带赋予磁特性，在真空和惰性气氛条件下进行低温热处理以制备MnBi基磁体。

[0078] 然后，进行使用球磨粉碎磁体的过程，在MnBi磁体碾磨期间，分别以0重量％、1重量％和2重量％的量添加Sn，并且同时进行粉碎和混合的碾磨过程。

[0079] 特别地，当Sn粉末的含量为2重量％时，进行3、5、6和7小时的球磨时间的碾磨过程，从而分别制备混合粉末以评价球磨时间的影响。

[0080] 在约1.6T的磁场下对由此制备的各个混合粉末进行磁场成型，然后烧结为添加了低熔点金属的MnBi烧结磁体。

[0081] 为了分析由此制备的在烧结磁体中添加了2重量％的量Sn的MnBi烧结磁体的微结构，通过能量色散X射线光谱选定区域的扫描测量观察在晶界表面处的Sn的分布，并且示于图3中。在图3中，黄色表示Sn，并且可以确认Sn分布在晶粒的界面处。

[0082] 2.根据低熔点金属的添加量的MnBi烧结磁体的磁特性的测定

[0083] 测定了具有提高的热稳定性的MnBi烧结磁体的内禀矫顽力(HCi)、剩余磁通密度(Br)、诱导矫顽力(HCB)、密度和最大磁能积[(BH)最大]，并且使用振动样品磁强计(VSM，湖滨(Lake Shore)#7300USA，最大25kOe)在常温(25℃)下测定磁特性，并将值示于下表1中。

[0084] [表1]

[0085]

[0086] 通过表1，可以确认当以2重量％的量添加Sn粉末时，内禀矫顽力从5.1kOe增加至8.7kOe。内禀矫顽力的增加带来磁绝缘效果，由此通过最大化地抑制由于反向磁畴的产生和生长导致的磁化反转的生成来提高矫顽力，所述反向磁畴的产生和生长是因为Sn沿着晶界形成而从晶粒的表面产生的。

[0087] 当在一般磁性材料中不存在缺陷并且在晶粒内部仅存在畴和畴壁时，如果向其施加外部磁场，则在畴壁容易移动的同时所述畴以与外部磁场相同的方向对齐，使得在低磁场下实现磁饱和。当在实现磁饱和的状态下施加磁场时，在特定磁场下畴旋转180°，在这种情况下，外部磁场值将为矫顽力。

[0088] 如在图3中确认的，低熔点金属向晶界的扩散带来如下结果：在减少剩余磁化强度值的降低的同时可使矫顽力增加。剩余磁化强度值的降低被认为是由于非磁性相Sn的含量增加而产生的影响。

[0089] 3.根据球磨时间的MnBi烧结磁体的磁特性的测定

[0090] 与其中Sn粉末的含量为2重量％的情况一样，在常温(25℃)下使用振动样品磁强计(VSM，Lake Shore#7300USA，最大25kOe)测定内禀矫顽力(HCi)、剩余磁通密度(Br)、诱导矫顽力(HCB)、密度和最大磁能积[(BH)最大]，以测定根据球磨时间的MnBi烧结磁体的磁特性，并将值示于下表2中。

[0091] [表2]

[0092]

[0093] 从表2中，根据球磨时间被添加了Sn粉末的MnBi烧结磁体的磁特性示出如下倾向：如在图4中所示，随着研磨能量(球磨时间)的增加，内禀矫顽力增加而剩余磁通密度降低。
由于随着研磨时间增加导致的粉末的微粉化，MnBi烧结磁体的矫顽力增加。

[0094] 当晶粒小时，单畴比多畴在能量上更稳定，并且在多畴状态下的永磁体中，磁化反转容易像多米诺现象一样传播到具有低能量的相邻畴中，从而导致矫顽力降低。然而，在单畴状态下，可能由更大的能量生成磁化反转，从而限制消磁并且增加矫顽力。此外，碾磨的增加减弱晶粒的结晶度，并且也是降低剩余磁通密度的因素。

[0095] 4.当低熔点金属被添加和未被添加时根据MnBi烧结磁体的测定温度的磁特性的测定

[0096] 分别在-40℃、25℃和150℃的测定温度下测定添加了2重量％的量Sn粉末的MnBi烧结磁体(球磨时间3小时)的磁特性和未添加Sn粉末的MnBi烧结磁体(球磨时间8小时)的磁特性，将结果示于下表3中。

[0097] [表3]

[0098]

[0099] 如在表3中所确认的，在不添加Sn粉末的情况下，需要长期(7小时以上)的球磨时间以显示高矫顽力特性，但是当添加Sn粉末时，利用相对短时间的球磨可以获得高矫顽力特性。

[0100] 特别地，当添加Sn粉末时，确认了矫顽力的变化宽度在宽温范围内是窄的使得可以确保高热稳定性。

[0101] 另外，当添加Sn粉末时，制备了在特别高的温度下具有高的最大磁能积[(BH)最大]的烧结磁体。相反，在进行长期球磨后制备的MnBi烧结磁体的情况下，可以确认由于因高球磨能量导致的结晶度的劣化，在高温(150℃)下剩余磁通密度(Br)降低，因此，磁体的性能相对劣化。

[0102]

[0103] 1.在晶界中包含低熔点金属的各向异性复合烧结磁体的制备

[0104] 将锰(Mn)金属粒子和铋(Bi)金属粒子的混合粉末装载到炉中，然后将炉温瞬间提高至1400℃以通过感应加热法制备混合熔体，并且将混合熔体注入到冷却轮中，其中将轮速调整至约65米/秒以通过快速冷却法制备呈固态的非磁性相MnBi基带。为了向由此制备的非磁性MnBi带赋予磁特性，在真空和惰性气氛条件下进行低温热处理以制备MnBi基磁体。

[0105] 然后，进行使用球磨粉碎磁体的过程，在MnBi磁体的碾磨期间，分别添加0重量％、1重量％、和2重量％的量的Sn，通过添加35重量％的量的SmFeN硬磁体粉末而同时进行粉碎和混合的碾磨过程。在这种情况下，进行3小时复合过程，并且磁性相粉末、球、溶剂和分散剂之比为约1：20：6：0.12(以质量计)，并且将球设定为Φ3至Φ5。随后，在约1.6T的磁场下使通过球磨制备的磁性粉末成型，然后进行烧结以制备包含低熔点金属的MnBi/SmFeN各向异性复合烧结磁体。

[0106] 2.根据Sn的添加的MnBi/SmFeN复合烧结磁体的磁特性

[0107] 为了测定根据Sn的添加的效果，使用振动样品磁强计(VSM，湖滨#7300USA,最大25kOe)测定了磁特性，结果示于表4中。

[0108] [表4]

[0109]

[0110] 从表4中，可以确认当以2重量％的量将Sn粉末添加到在相同过程中制备的MnBi/SmFeN烧结磁体中时，内禀矫顽力从8.7kOe增加到9.9kOe。内禀矫顽力的增加带来磁绝缘效果，由此通过最大化地抑制由于反向磁畴的产生和生长导致的磁化反转的生成来提高矫顽力，所述反向磁畴的产生和生长是因为Sn沿着晶界形成而从晶粒的表面产生的。剩余磁化强度值的降低被认为是由于非磁性相Sn的含量增加而产生的影响。