一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法

摘要

一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法，该材料的化学式按原子百分比表示为(YxRE1‑x)aFebalMbNc，其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，5≤c≤20，余量为Fe，即bal＝100‑a‑b‑c；RE为稀土元素Sm或者是稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任意一种元素及以上的组合，M为Co和/或Nb，N为氮元素。所述制备方法利用稀土Y元素来取代钐铁氮材料的Sm元素，通过调控Sm元素与Y元素的比例，可以降低合金液的粘度，增强材料的非晶形成能力，有利于磁性能的提高，改善了矫顽力偏高、剩磁偏低的弊端，制得磁粉的磁性能更适用于电机制造对磁体的性能需求，填补了电机应用磁体性能缺口。

权利要求

1.一种添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述材料的化学式按原子百分比表示为(YxRE1‑x)aFebalMbNc；

其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，5≤c≤20，余量为Fe，即bal=100‑a‑b‑c；

RE为稀土元素Sm或者是稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任意一种或多种元素的组合，M为Co和/或Nb，N为氮元素；

所述添加钇的稀土永磁材料的制备方法，包括如下步骤：（1）将含有Sm、Y和Fe作为主要成分并且添加有Co和/或Nb元素的合金熔炼成铸锭；

（2）将铸锭高温熔化后浇铸到旋转的辊轮，旋转快淬冷却制得快淬薄带；

（3）将步骤（2）所得的快淬薄带进行晶化处理后淬火，然后粉碎成合金粉；

 （4）将步骤（3）所得的合金粉在管式炉中进行氮化处理，得到所述添加钇的稀土永磁材料；

步骤（1）中熔炼为真空感应熔炼；

所述步骤（2）中高温熔化的温度为制备快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃；

高温熔化的保温时间为60‑180s；

所述步骤（3）中晶化处理的温度为650‑800℃，晶化处理的时间为40‑70min。

2.根据权利要求1所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述材料含有TbCu7相、Th2Zn17相和软磁相α‑Fe相。

3.根据权利要求1或2所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述材料中TbCu7相的含量为三相总体积含量的70vol%以上；

和/或所述Th2Zn17相的含量为三相总体积含量的0‑30vol%，不包括0；

和/或所述稀土永磁材料中软磁相α‑Fe相的含量为三相总体积含量的1vol%以下。

4.根据权利要求1或2所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，M的原子百分比为3%以内。

5.根据权利要求1或2所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，RE中Sm元素的原子百分比占95%以上。

6.根据权利要求2所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，Y元素进入TbCu7相和/或Th2Zn17相的比例为100%。

7.根据权利要求1‑2任一项所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述稀土永磁材料的平均厚度为20‑40μm，由平均晶粒尺寸为20‑100nm的纳米晶及非晶材料组成，晶粒尺寸标准偏差为2‑5。

8.根据权利1‑2任一项所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述稀土永磁材料的XRD峰整体向右偏移1%‑5%。

9.根据权利要求1或2所述的添加钇的稀土永磁材料，其特征在于，所述材料采用纳米晶粘结永磁材料制备工艺将钇元素引入钐铁氮磁体中得到。

10.一种如权利要求1‑9任一项所述的添加钇的稀土永磁材料的制备方法，包括如下步骤：

（1）将含有Sm、Y和Fe作为主要成分并且添加有Co和/或Nb元素的合金熔炼成铸锭；

（2）将铸锭高温熔化后浇铸到旋转的辊轮，旋转快淬冷却制得快淬薄带；

（3）将步骤（2）所得的快淬薄带进行晶化处理后淬火，然后粉碎成合金粉；

 （4）将步骤（3）所得的合金粉在管式炉中进行氮化处理，得到所述添加钇的稀土永磁材料；

步骤（1）中熔炼为真空感应熔炼；

所述步骤（2）中高温熔化的温度为制备快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃；

高温熔化的保温时间为60‑180s；

所述步骤（3）中晶化处理的温度为650‑800℃，晶化处理的时间为40‑70min。

说明书

一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及稀土永磁材料领域，具体而言，涉及一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法。

背景技术

[0002] 钕铁硼稀土永磁材料自发现以来，就以其优越的综合磁性能在电子产品、医疗器械、汽车工业，能源交通等多个领域得到广泛的应用，并且随着钕铁硼的产量和消费量逐年
增加，作为原料的金属钕和常用添加剂金属镝消耗速度也越来越快，导致材料的成本逐年
上升；另一方面，随着永磁电机在电动汽车、智能家电领域的进一步推广应用，电机市场对
永磁电机的需求日益增大，因此寻求替代NdFeB的磁性材料已经提上日程。

[0003] 目前主要是通过第三元素Ti、Nb、Al、Si的添加来取代Fe位从而起到稳定TbCu7型亚稳相，降低轮速，但是一定量的上述元素的添加都会降低合金的饱和磁化强度；而具有较
小原子半径的稀土Y元素置换稀土位可以起到稳定亚稳相的作用，并且磁极化强度基本不
变。

发明内容

[0004] (一)发明目的

[0005] 本发明的目的是提供一种掺杂钇的稀土永磁材料及其制备方法，同时Y的掺杂可以稳定亚稳相TbCu7结构，在保持饱和磁化强度不降低的条件下获得优异的磁性能。

[0006] (二)技术方案

[0007] 为达上述目的，本发明采用如下所述技术方案。

[0008] 发明的第一方面提供了一种添加钇的稀土永磁材料，所述材料的化学式按原子百分比表示为(YxRE1‑x)aFebalMbNc；

[0009] 其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，5≤c≤20，余量为Fe，即bal＝100‑a‑b‑c；

[0010] RE为稀土元素Sm或者是稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任意一种或多种元素的组合，M为Co和/或Nb，N为氮元素。

[0011] 进一步的，所述材料含有TbCu7相、Th2Zn17相和软磁相α‑Fe相；

[0012] 优选的，所述材料中TbCu7相的含量为三相总体积含量的70vol％以上，优选为90vol％以上，进一步优选为95vol％以上；

[0013] 和/或，所述Th2Zn17相的含量为三相总体积含量的0‑30vol％，不包括0，优选为1‑10vol％；

[0014] 和/或，所述稀土永磁材料中软磁相α‑Fe相的含量为三相总体积含量的1vol％以下。

[0015] 进一步的，M的原子百分比为3％以内；优选的，M的原子百分比为1.5％以内。

[0016] 进一步的，RE中Sm元素的原子百分比占95％以上。

[0017] 进一步的，Y元素进入TbCu7相和/或Th2Zn17相的比例为100％。

[0018] 进一步的，所述稀土永磁材料的平均厚度为20‑40μm，由平均晶粒尺寸为20‑100nm的纳米晶及非晶材料组成，晶粒尺寸优选标准偏差为2‑5。

[0019] 进一步的，所述稀土永磁材料的XRD峰整体向右偏移1％‑5％。

[0020] 进一步的，所述材料采用纳米晶粘结永磁材料制备工艺将钇元素引入钐铁氮磁体中得到。

[0021] 本发明另一方面提供了一种如前所述的添加钇的稀土永磁材料的制备方法，包括如下步骤：

[0022] (1)将含有Sm、Y和Fe作为主要成分并且添加有Co和/或Nb元素的合金熔炼成铸锭；

[0023] (2)将铸锭高温熔化后浇铸到旋转的辊轮，旋转快淬冷却制得快淬薄带；

[0024] (3)将步骤(2)所得的快淬薄带进行晶化处理后淬火，然后粉碎成合金粉；

[0025] (4)将步骤(3)所得的合金粉在管式炉中进行氮化处理，得到所述添加钇的稀土永磁材料。

[0026] 进一步的，步骤(1)中熔炼为真空感应熔炼；

[0027] 优选的，所述步骤(2)中高温熔化的温度为制备快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃；

[0028] 优选的，高温熔化的保温时间为60‑180s；

[0029] 优选的，所述步骤(2)中浇铸采用高真空单辊旋淬的方法进行；进一步优选的，旋5 6
淬辊速为20‑40m/s；进一步优选的，旋淬冷却的冷却速率为1*10‑5*10℃/s。

[0030] 进一步的，所述步骤(3)中晶化处理的温度为650‑800℃，晶化处理的时间为40‑70min；

[0031] 优选的，晶化处理在流动的Ar气氛围下进行；

[0032] 优选的，淬火采用水冷淬火；

[0033] 优选的，淬火过程在流动的Ar气氛围下进行；

[0034] 优选的，淬火时间为50‑70min；

[0035] 优选的，合金粉的平均粒度为70‑110μm。

[0036] (三)有益效果

[0037] 本发明的上述技术方案具有如下有益的技术效果：

[0038] 1、本发明提供的添加钇的稀土永磁材料及其制备方法，制得磁粉的平均晶粒尺寸为20‑100nm，标准偏差为2‑5，晶粒尺寸分布相对于二元SmFe更加集中，有效避免了晶粒尺
寸分布不均对磁性能恶化的影响，从而有利于磁性能的提高。

[0039] 2、利用稀土Y元素来取代钐铁氮材料的Sm元素，通过调控Sm元素与Y元素的比例，可以降低合金液的粘度，增强材料的非晶形成能力，降低了生产成本。

[0040] 3、本发明利用Y元素不含4f电子，对各向异性场贡献较小的特点，通过调控Y元素的掺杂量来有效地调控SmFeN材料的磁性能，改善了矫顽力偏高，剩磁偏低的弊端，制得磁
粉的磁性能更适用于电机制造对磁体的性能需求，填补了电机应用磁体性能缺口。

附图说明

[0041] 图1为合金成分为(Sm0.7Y0.3)8.5Fe79N12.5(at％)永磁材料的TEM图像及晶粒尺寸统计图；

[0042] 图2为轮速为30m/s时(Sm0.7Y0.3)8.5Fe79N12.5和Sm8.5Fe79N12.5的XRD对比图。

具体实施方式

[0043] 为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明了，下面结合具体实施方式并参照附图，对本发明进一步详细说明。应该理解，这些描述只是示例性的，而并非要限制本发
明的范围。此外，在以下说明中，省略了对公知结构和技术的描述，以避免不必要地混淆本
发明的概念。

[0044] 本发明的第一方面提供了一种添加钇的稀土永磁材料，所述材料的化学式按原子百分比表示为(YxRE1‑x)aFebalMbNc，其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，5≤c≤20，余量
为Fe，即bal＝100‑a‑b‑c；RE为稀土元素Sm或者是稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任意一种元素
及以上的组合，M为Co和/或Nb，N为氮元素。

[0045] 本发明提供的稀土永磁材料在保持饱和磁化强度不降低的条件下，有效地改善了TbCu7型亚稳相SmFe的结构稳定性，在20‑40m/s轮速下获得的TbCu7相所占体积百分比占三
相(TbCu7相、Th2Zn17相及软磁相α‑Fe相)总体积含量的70vol％以上，优选的，大于95vol％，
使得生产成本大幅度下降。RE中稀土元素Sm的含量对快淬SmFe合金薄带相结构影响较大，
Sm含量较低时容易形成软磁相，Sm含量较高时，容易形成富Sm相，均不利于主相TbCu7结构
占95vol％以上的快淬合金的制备，且Zr、Nd、Pr可以取代Sm元素，因此本发明优选RE占稀土
总原子比例的70％及以上，并且RE中Sm的原子百分比含量占95％以上。

[0046] 作为优选，所述材料含有TbCu7相、Th2Zn17相及软磁相α‑Fe相。

[0047] 作为优选，所述材料中TbCu7相的含量为三相总体积含量的70vol％以上，优选为90vol％以上，进一步优选为95vol％以上；

[0048] 作为优选，所述Th2Zn17相的含量为三相总体积含量的0‑30vol％，不包括0，优选为1‑10vol％；

[0049] 作为优选，所述稀土永磁材料中软磁相α‑Fe相的含量为三相总体积含量的1vol％以下。

[0050] 作为优选，M的原子百分比为3％以内；优选的，M的原子百分比为1.5％以内。

[0051] 作为优选，RE中Sm元素的原子百分比占RE总含量95％以上。

[0052] 作为优选，Y元素进入TbCu7相和/或Th2Zn17相的比例为100％。由于该体系中只含有TbCu7相、Th2Zn17相和α‑Fe相三相，并不包含含Y元素的其它相，所以Y元素只能100％进入
TbCu7相和/或Th2Zn17相。

[0053] 作为优选，所述稀土永磁材料的永磁粉的平均厚度为20‑40μm，由平均晶粒尺寸为20‑100nm的纳米晶及非晶材料组成，晶粒尺寸优选标准偏差为2‑5。该标准偏差用于衡量数
据值偏离算术平均值的程度。

[0054] 由于快淬合金的厚度和制备方法有关，TbCu7型结构需要大的冷却速度，但过快的冷却速度并不利于薄带的形成，因此制备的钐铁合金的厚度应当适宜；磁粉的晶粒尺寸直
接影响磁性能，晶粒细小且均匀的磁粉矫顽力较高，磁粉的热稳定性也高，一般晶粒尺寸保
持在20‑100nm能使得磁粉获得较好的磁性能。为了磁粉达到较高的矫顽力水平，改善热稳
定性，磁粉的晶粒尺寸优选在10‑60nm，晶粒尺寸优选标准偏差为2‑5。

[0055] 作为优选，所述稀土永磁材料的永磁粉的XRD峰(X射线衍射峰)整体向右偏移1％‑5％。

[0056] 作为优选，所述材料采用纳米晶粘结永磁材料制备工艺将钇元素引入钐铁氮磁体中得到。

[0057] 本发明制得磁粉的平均晶粒尺寸为20‑100nm，标准偏差为2‑5，晶粒尺寸分布相对于二元SmFe更加集中，有效避免了晶粒尺寸分布不均对磁性能恶化的影响，从而有利于磁
性能的提高。

[0058] 本发明通过稀土Y元素的添加来优化材料的成分，降低材料的粘度，解决二元SmFe合金粘度大、非晶形成能力差的问题。同时具有较小原子半径的Y元素取代Sm原子位置，降
低稀土元素的平均原子半径来稳定TbCu7结构，从而在低轮速条件下也可获得TbCu7相大于
70vol％的合金。

[0059] 本发明通过稀土Y元素取代稀土Sm元素，克服了传统的过渡族金属添加取代Fe原子位置引起饱和磁化强度降低的现象，同时Y元素与Fe元素之间的反铁磁耦合作用，进一步
增大了饱和磁化强度，使得剩磁进一步增大，从而使得磁性能大大改善。

[0060] 优选的，Y含量为0‑20at％，不包括0，对磁体的剩磁有较好的提升。

[0061] 本发明通过Y元素的添加来改善退磁曲线的方形度，从而使磁体的性能更适用于电机制造对原材料的需求。二元SmFe经氮化后存在矫顽力偏高，剩磁低，即方形度差的问
题，从而影响到最终的磁能积。稀土Y元素由于不含4f电子，对合金各向异性场贡献较小，因
此通过稀土Y元素的添加可以弥补二元SmFe经氮化后存在的矫顽力偏高剩磁低引起的方形
度差的问题，使磁体的整体磁性能更适应于电机生产对磁体性能的要求。

[0062] 本发明的另一方面提供了一种如前所述的添加钇的稀土永磁材料的制备方法，包括如下步骤：

[0063] (1)将含有Sm、Y和Fe作为主要成分并且添加有Co和/或Nb元素的合金熔炼成铸锭，高温熔化后浇铸到旋转的辊轮，旋转快淬冷却制得快淬薄带；

[0064] (2)将铸锭高温熔化后浇铸到旋转的辊轮，旋转快淬冷却制得快淬薄带；

[0065] (3)将步骤(2)所得的快淬薄带进行晶化处理后淬火，然后粉碎成合金粉；

[0066] (4)将步骤(3)所得的合金粉在管式炉中进行氮化处理，得到所述添加钇的稀土永磁材料。

[0067] 该配制的原料所需的稀土采用单一稀土金属。

[0068] 作为优选，步骤(1)中熔炼为真空感应熔炼。

[0069] 优选的，高温熔化的温度为制备快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃，例如为以上205℃、225℃、240℃、260℃、280℃、300℃、330℃、350℃、370℃、390℃等。

[0070] 优选的，高温熔化的保温时间为60‑180s，例如为70s、90s、110s、120s、140s、150s、170s等。

[0071] 优选的，浇铸采用高真空单辊旋淬的方法进行。

[0072] 优选的，旋淬辊速为20‑40m/s，例如为22m/s、25m/s、27m/s、29m/s、30m/s、32m/s、35m/s、38m/s等。

[0073] 优选的，旋转快淬冷却的冷却速率为1*105‑5*106℃/s，例如为2*105、4*105、6*105、5
8*10℃/s等，过冷度越大，合金凝固的生长速率越大。

[0074] 旋淬辊速不同，合金液的冷却速率也不同，体系中的组织结构、热力学及动力学也会发生不同的变化。轮速过低，2:17型SmFe相与TbCu7型SmFe9相两相会同时出现；轮速越低，
2:17型SmFe相所占比例越高，同时α‑Fe相析出；轮速过高，随着辊轮转速的提高，所得到的
快淬带逐渐向非晶态演变，非晶带材原子空间排列情况变化明显，造成Hc和Bs均呈现下降趋
5 6
势。本实验通过优选轮速，对合金熔体进行快速冷却(冷却速度为1*10‑5*10 ℃/s)或遏制
冷却过程中的非均质形核现象，使合金在大的过冷度下发生高生长速率(大于等于1‑
100cm/s)的凝固，从而制备非晶、准晶和纳米合金材料，经过快速凝固可以获得非晶或纳米
晶亚稳态快淬薄带。

[0075] 在一个实施例中，高温熔化为在快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃对所述原5 6
料进行熔融，所述旋淬辊速在20‑40m/s，旋转快淬冷却的步骤中，冷却的速率为1*10‑5*10
℃/s。

[0076] 作为优选，步骤(3)中晶化处理的温度为650‑800℃，例如为650℃、710℃、730℃、750℃、770℃、790℃、800℃等，晶化处理的时间为40‑70min，例如45min、50min、55min、
60min、65min等。

[0077] 快淬薄带属于无序材料，存在大量的非晶态组织，具有大量的位错、空位等缺陷，因此为了提高材料的磁性能需要对快淬样品进行有效的晶化处理。本发明为了获得尺寸均
匀的纳米晶材料，需要合金从无序的非晶态中通过短时间内的大量形核。热力学实验表明，
以形核为目的的实验其晶化时间一般取40‑70min，晶化处理的温度为650‑800℃则有利于
大量形核。

[0078] 优选的，淬火采用水冷淬火，将晶化处理后的合金浸入冷水中。

[0079] 优选的，淬火的过程在流动的Ar气氛围中进行。

[0080] 优选的，淬火的时间为40‑70min，例如为40min、45min、50min、55min、60min、65min、70min等。

[0081] 淬火冷却是晶化工序的关键步骤，它直接影响晶化后样品的组织和性能。冷却时应使冷却速度大于其临界冷却速度，以保证合金获得稳定的组织结构；淬火时长应使合金
样品水冷充分，以避免晶粒的再长大，及表面可能发生的氧化作用；淬火时在流动的Ar气氛
围下进行既可以防止样品在高温下被氧化的可能，又可以通过Ar气气流带走部分热量，提
高冷却效率。

[0082] 优选的，合金粉的平均粒度为70‑110μm，例如为70μm、75μm、80μm、90μm、95μm、100μm、105μm、110μm等。可通过粗破碎和研磨法将快淬带破碎成平均粒度为70‑110μm的合金粉。

[0083] 氮化过程前，氮化合金粉的粒度至关重要，其直接影响合金粉在氮化过程中对氮气的吸收情况。合金粉粒度太粗，氮原子进入晶体结构变得很困难；合金粉太细，会由于大
的比表面积而变得非常容易氧化，而生成一层氧化膜，从而阻碍扩散顺利进行，使得渗氮效
果大大降低，且较细的粉末颗粒不能满足市场对磁粉粒度的需求。

[0084] 作为优选，步骤(4)中氮化过程的温度为400‑500℃，例如为400℃、420℃、440℃、450℃、480℃、490℃、500℃等；氮化的时间为15‑25h，例如为15h、16h、18h、20h、22h、24h、
25h等。

[0085] 氮化过程使得TbCu7型SmFe9相磁体性能发生质的改善。氮化温度和时间是影响渗氮效果的两个重要参数。提高渗氮温度将加快氮原子在晶体内的扩散，提高渗氮效果。但渗
氮温度过高，主相将发生分解而导致磁性能下降；若渗氮温度过低，扩散动力不足，合金内
部就会存在没有被氮化的区域，磁性能也会受到影响。在渗氮过程中，随着氮化时间延长，
氮浓度趋于饱和，所以应当选择合适的渗氮时间以提高渗氮效率。

[0086] 作为优选，所述方法具体包括如下步骤：

[0087] (1)配料：按原子百分比为(YxRE1‑x)aFebalMbNc化学式称取金属元素配料，其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，余量为Fe，即bal＝100‑a‑b‑c，RE为稀土元素Sm或者是
稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任意一种元素及以上的组合，M为Co和/或Nb；

[0088] (2)快淬制带：将配好的原料进行真空熔炼成铸锭，采用高真空单锟旋淬的方法将熔炼所得母合金进行高温熔化后浇铸到旋转的辊轮进行旋转快淬冷却从而制得快淬薄带。

[0089] 制备所述快淬薄带的原料的熔点以上200‑400℃范围内对所述原料进行熔融，所5 6
述旋淬辊速在20‑40m/s之间，所述旋转快淬冷却的步骤中，冷却的速率为10‑10 ℃/s，所述
合金在大的过冷度下发生高生长速率(大于等于1‑100cm/s)的凝固。

[0090] 旋淬辊速不同，合金液的冷却速率也不同，体系中的组织结构、热力学及动力学也会发生不同的变化。轮速过低，2:17型SmFe相与TbCu7型SmFe9相两相会同时出现，轮速越低，
2:17型SmFe相所占比例越高，同时α‑Fe相析出；轮速过高，随着辊轮转速的提高，所得到的
快淬带逐渐向非晶态演变，非晶带材原子空间排列情况变化明显，造成Hc和Bs均呈现下降趋
5 6
势。本实验通过优选轮速，对合金熔体进行快速冷却(冷却速度10 ‑10℃/s)或遏制冷却过
程中的非均质形核现象，使合金在大的过冷度下发生高生长速率(大于等于1‑100cm/s)的
凝固，从而制备非晶、准晶和纳米合金材料，经过快速凝固可以获得非晶或纳米晶亚稳态快
淬薄带。

[0091] (3)晶化处理：所述晶化处理的温度为650‑800℃，所述晶化处理的时间为40‑70min，晶化处理过程在流动的Ar气氛围下进行。

[0092] 晶化是影响快淬合金磁性能的关键步骤之一，快淬SmFe合金中含TbCu7型SmFe9相、少数软磁相α‑Fe和非晶，且组织中存在大量的非晶态组织，具有大量的位错、空位等缺陷，
因此为了提高材料的磁性能需要对快淬样品进行有效的晶化处理。晶化处理一方面使非晶
态的组织变成晶体组织，另一方面改善微观组织均匀性。晶化温度过高会导致大量TbCu7结
构向Th2Zn17结构转变，同时也会产生α‑Fe相，大幅度降低磁性能，因此本发明在掺杂Y含量
来调控磁性能的基础上，通过对晶化工艺的优化，调整合金中Th2Zn17结构相和α‑Fe软磁相
的含量，使得α‑Fe软磁相的含量小于1vol％，TbCu7结构相为主相，含量在70vol％以上，
Th2Zn17的结构小于30vol％，因此优选热处理的温度为650℃‑800℃。

[0093] (4)水冷淬火：所述淬火工艺为将晶化处理后合金置冷水中浸入，所述淬火时长为40‑70min，淬火过程在流动的Ar气氛围下进行。

[0094] 冷却是晶化工序的关键步骤，它直接影响晶化后样品的组织和性能。冷却时应使冷却速度大于其临界冷却速度，以保证合金获得稳定的组织结构；淬火时长应使合金样品
水冷充分，以避免晶粒的再长大，及表面可能发生的氧化作用，淬火时在流动的Ar气氛围下
进行既可以防止样品在高温下被氧化的可能，又可以通过Ar气气流带走部分热量，提高冷
却效率。

[0095] 通过粗破碎及研磨法将所述快淬薄带破碎成平均粒度为70‑110μm的合金粉。

[0096] (5)氮化：所述氮化过程的温度为400‑500℃，氮化的时间为15‑25h。

[0097] 氮化过程使得TbCu7型SmFe9相磁体性能发生质的改善。氮化温度和时间是影响渗氮效果的两个重要参数。提高渗氮温度将加快氮原子在晶体内的扩散，提高渗氮效果。但渗
氮温度过高，主相将发生分解而导致磁性能下降；若渗氮温度过低，扩散动力不足，合金内
部就会存在没有被氮化的区域，磁性能也会受到影响。在渗氮过程中，随着氮化时间延长，
氮浓度趋于饱和，所以应当选择合适的渗氮时间以提高渗氮效率。

[0098] 本发明提供了一种添加稀土Y元素的TbCu7型SmFeN纳米晶粘结磁体，采用高真空单锟旋淬工艺将合金熔融后喷射到一个高速旋转的辊轮上，对合金熔体进行快速冷却(冷
5 6
却速度10 ‑10℃/s)或遏制冷却过程中的非均质形核现象，使合金在大的过冷度下发生高
生长速率(大于等于1‑100cm/s)的凝固，从而为亚稳相的制备提供了条件，获得具有细小晶
粒甚至是非晶结构的快淬薄带，然后对薄带进行晶化处理和破碎，继而进行氮化处理制得
氮化粉末。由于Y元素对亚稳相TbCu7结构的稳定性，在较低轮速下即可获得单一的TbCu7型
主相结构。制得磁粉的平均晶粒尺寸为20‑100nm，标准偏差为2‑5，晶粒尺寸分布相对于二
元SmFe更加集中，有效避免了晶粒尺寸分布不均对磁性能恶化的影响，从而有利于磁性能
的提高。

[0099] 本发明利用稀土Y元素来取代钐铁氮材料的Sm元素，通过调控Sm元素与Y元素的比例，可以降低合金液的粘度，增强材料的非晶形成能力，另一方面Y的添加降低了稀土元素
的平均半径，稳定了TbCu7结构，，从而在低轮速条件下也可获得TbCu7相大于70vol％的合
金，大大降低了生产成本。

[0100] 本发明利用Y元素不含4f电子，对各向异性场贡献较小的特点，通过调控Y元素的掺杂量来有效地调控SmFeN材料的磁性能，改善了矫顽力偏高，剩磁偏低的弊端，制得磁粉
的磁性能更适用于电机制造对磁体的性能需求，填补了电机应用磁体性能缺口。

[0101] 为了进一步说明本发明，以下结合实施例对本发明提供的一种添加钇的稀土永磁材料的制备方法进行详细描述，但是应当理解，这些实施例是在以本发明技术方案为前提
下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，只是为了进一步说明本发明的特
征和优点，而不是对本发明权利要求的限制，本发明的保护范围也不限于下述的实施例。

[0102] 实施例1

[0103] 本实施例制备的永磁材料具有如下合金成分为(Sm0.95Y0.05)8.5Fe79N12.5(at％)的永磁体，具体步骤如下：

[0104] (1)配备上述合金成分的母合金，其中，原料中Sm、Y、Fe元素均以纯金属的形态进行添加，然后采用下述步骤制备钐铁氮稀土永磁材料。

[0105] (2)将配好的原材料放入真空电弧炉熔化均匀，关闭电流待合金液冷却后得到母合金铸锭。将制备的铸锭放入高真空单锟旋淬设备中，进行高温熔化后，浇铸到旋转的辊轮
6
进行旋转快淬及在10 ℃/s冷速下冷却。其中，急冷快淬过程在保护气氛下进行，将合金液
喷到以轮速35m/s旋转的辊轮上，制得快淬薄带。

[0106] (3)将上述快淬带进行晶化处理的步骤，晶化处理的温度为750℃，晶化处理60min。

[0107] (4)将上述晶化处理后快淬薄带在流动的Ar气氛围下水冷淬火60min，通过粗破碎和研磨法将快淬薄带破碎成平均粒度为110μm的合金粉；

[0108] (5)将上述经过破碎的合金粉进行氮化处理，氮化处理的温度为450℃，时间为20h，氮化过程结束后即制得含钇的钐铁氮粘结磁粉。

[0109] 测试磁粉的性能及其它参数，如表1所示。

[0110] 表1、实施例1的含钇钐铁氮粘结永磁磁粉磁性能及其它参数

[0111]

[0112] 实施例2：

[0113] 本实施例制备的永磁材料具有如下合金成分为(Sm0.8Y0.2)8.5Fe79N12.5(at％)的永磁体，具体步骤如下：

[0114] (1)配备上述合金成分的母合金，其中，原料中Sm、Y、Fe元素均以纯金属的形态进行添加，然后采用下述步骤制备钐铁氮稀土永磁材料。

[0115] (2)将配好的原材料放入真空电弧炉熔化均匀，关闭电流待合金液冷却后得到母合金铸锭。将制备的铸锭放入高真空单锟旋淬设备中，进行高温熔化后，浇铸到旋转的辊轮
5
进行旋转快淬及在8*10℃/s冷速下冷却。其中，急冷快淬过程在保护气氛下进行，将合金
液喷到以轮速30m/s旋转的辊轮上，制得快淬薄带。

[0116] (3)将上述快淬带进行晶化处理的步骤，晶化处理的温度为730℃，晶化处理60min。

[0117] (4)将上述晶化处理后快淬薄带在流动的Ar气氛围下水冷淬火60min，通过粗破碎和研磨法将快淬薄带破碎成平均粒度为85μm的合金粉；

[0118] (5)将上述经过破碎的合金粉进行氮化处理，氮化处理的温度为450℃，时间为20h，氮化过程结束后即制得含钇的钐铁氮粘结磁粉。

[0119] 测试磁粉的性能及其它参数，如表2所示。

[0120] 表2、实施例2的含钇钐铁氮粘结永磁磁粉磁性能及其它参数

[0121]

[0122] 实施例3：

[0123] 本实施例制备的永磁材料具有如下合金成分为(Sm0.6Y0.4)8.5Fe79N12.5(at％)的永磁体，具体步骤如下：

[0124] (1)配备上述合金成分的母合金，其中，原料中Sm、Y、Fe元素均以纯金属的形态进行添加，然后采用下述步骤制备钐铁氮稀土永磁材料。

[0125] (2)将配好的原材料放入真空电弧炉熔化均匀，关闭电流待合金液冷却后得到母合金铸锭。将制备的铸锭放入高真空单锟旋淬设备中，进行高温熔化后，浇铸到旋转的辊轮
5
进行旋转快淬及在4*10℃/s冷速下冷却。其中，急冷快淬过程在保护气氛下进行，将合金
液喷到以轮速25m/s旋转的辊轮上，制得快淬薄带。

[0126] (3)将上述快淬带进行晶化处理的步骤，晶化处理的温度为680℃，晶化处理min。

[0127] (4)将上述晶化处理后快淬薄带在流动的Ar气氛围下水冷淬火60min，通过粗破碎和研磨法将快淬薄带破碎成平均粒度为75μm的合金粉；

[0128] (5)将上述经过破碎的合金粉进行氮化处理，氮化处理的温度为450℃，时间为20h，氮化过程结束后即制得含钇的钐铁氮粘结磁粉。

[0129] 测试磁粉的性能及其它参数，如表3所示。

[0130] 表3、实施例3的含钇钐铁氮粘结永磁磁粉磁性能及其它参数

[0131]

[0132] 实施例4‑6

[0133] 按照实施例1的步骤进行，除了组成及操作条件如下表4中所示，所得产物测试磁性能结果见表5中所示。

[0134] 表4、实施例4‑6的永磁材料组分及制备条件

[0135]

[0136] 表5、实施例4‑6的含钇钐铁氮粘结永磁材料的磁性能

[0137]

[0138] 从以上实施例可以看出，本发明上述的实施例实现了如下技术效果：本发明通过调控稀土元素Y与稀土元素Sm的比例来制得该稀土永磁材料，改善了二元SmFeN材料矫顽力
偏高，剩磁偏低的弊端，制得磁粉的磁性能更适用于电机制造对磁体的性能需求，填补电机
应用磁体性能缺口；Y添加SmFe样品平均晶粒尺寸60～80nm，标准偏差最小为2.12，相对于
初始二元钐铁氮晶相的晶粒尺寸标准偏差10.22，晶粒尺寸分布明显更为集中，形貌分布更
加均匀；Y元素对亚稳相TbCu7型SmFe具有稳定作用，在较低轮速下，TbCu7相所占总相比例增
大甚至形成单一相，磁性能明显得到提升，生产成本大幅度下降，但是当Y含量大于0.4时，
矫顽力下降过多，引起磁性能恶化，如实施例6所示。

[0139] 对比例1

[0140] 与实施例1相同，除了组分为(Sm0.9Y0.1)8.5Fe79N12.5。

[0141] 对比例2

[0142] 与实施例1相同，除了组分为(Sm0.9Y0.1)8.5Fe78Nb1N12.5。

[0143] 对比例3

[0144] 与实施例1相同，除了组分为(Sm0.9Y0.1)8.5Fe78Co1N12.5。

[0145] 对比例4

[0146] 与实施例1相同，除了组分为(Sm0.8Y0.2)8.5Fe79N12.5。

[0147] 对比例5

[0148] 与实施例1相同，除了旋转快淬冷却速率为105℃/s。

[0149] 对比例6

[0150] 与实施例1相同，除了旋转快淬冷却速率为2*106℃/s。

[0151] 对比例7

[0152] 与实施例1相同，除了旋淬轮速为30m/s。

[0153] 对比例8

[0154] 与实施例1相同，除了旋淬轮速为38m/s。

[0155] 对比例9

[0156] 与实施例1相同，除了晶化处理条件为晶化处理条件为775℃，65min。

[0157] 对比例10

[0158] 与实施例1相同，除了晶化处理条件为650℃，70min。

[0159] 对比例11

[0160] 与实施例1相同，除了合金粉平均粒度为80μm。

[0161] 对比例12

[0162] 与实施例1相同，除了合金粉平均粒度为150μm。

[0163] 对比例13

[0164] 与实施例1相同，除了氮化处理条件为445℃，24h。

[0165] 对比例14

[0166] 与实施例1相同，除了氮化处理条件为400℃，20h。

[0167] 对比例1‑16制得永磁材料的磁性能测试结果见下表6中所示。

[0168] 表6、对比例1‑16的含钇钐铁氮各向同性永磁材料的磁性能

[0169]

[0170]

[0171] 由表6中的对比例可以看出，Y含量越高，越有利于稳定TbCu7型相结构，晶粒分布更加集中；当Y含量为0.1～0.2时，综合矫顽力和磁能积来说具有最佳的磁性能，此后随着Y
含量的增加，性能开始降低，Y含量大于0.4时，磁性能恶化较为严重；Y元素和Nb/Co元素的
复合添加并且协同作用降低了稀土永磁粉的粘度，提高了润湿性；同时稳定了TbCu7相结
构，晶粒得到细化。轮速越高。冷却速率越大，越有利于细化晶粒，并形成单一的TbCu7相结
构，有利于获得较高的磁性能。

[0172] 综上所述，本发明提供了一种添加钇的稀土永磁材料及其制备方法，该材料的化学式按原子质量表示为(YxRE1‑x)aFe100‑a‑bMbNc，其中，0.05≤x≤0.4，7≤a≤13，0≤b≤3，5≤
c≤20，余量为Fe，即bal＝100‑a‑b‑c；RE为稀土元素Sm或者是稀土元素Sm与Zr、Nd和Pr中任
意一种元素及以上的组合，M为Co和/或Nb，N为氮元素。所述制备方法利用稀土Y元素来取代
钐铁氮材料的Sm元素，通过调控Sm元素与Y元素的比例，可以降低合金液的粘度，增强材料
的非晶形成能力，降低了生产成本；制得磁粉的平均晶粒尺寸为20‑100nm，标准偏差为2‑5，
晶粒尺寸分布相对于二元SmFe更加集中，有效避免了晶粒尺寸分布不均对磁性能恶化的影
响，从而有利于磁性能的提高；通过调控Y元素的掺杂量来有效地调控SmFeN材料的磁性能，
改善了矫顽力偏高，剩磁偏低的弊端，制得磁粉的磁性能更适用于电机制造对磁体的性能
需求，填补了电机应用磁体性能缺口。

[0173] 应当理解的是，本发明的上述具体实施方式仅仅用于示例性说明或解释本发明的原理，而不构成对本发明的限制。因此，在不偏离本发明的精神和范围的情况下所做的任何
修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。此外，本发明所附权利要求旨
在涵盖落入所附权利要求范围和边界、或者这种范围和边界的等同形式内的全部变化和修
改例。