CN103985533A - 共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法，其包括如下步骤：步骤一，稀土铁硼主相合金的制备；步骤二，低熔点轻稀土共晶合金的制备；步骤三，混合粉末的制备；步骤四，将所述混合粉末在磁场中压制成型后等静压制；步骤五，将等静压制的坯料依次进行预烧结、烧结以及退火，从而得到烧结磁体。本发明方法同时实现对磁体晶界相磁性和晶粒尺寸的高效调控，从而大幅度提高材料的矫顽力，其在保证磁体其他性能的条件下，可将矫顽力由13kOe提高至20kOe以上。

Description

共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法

技术领域

本发明涉及提高钕铁硼磁体性能的方法，具体涉及一种共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法，该方法中掺杂的共晶合金氢化物为低熔点非磁性轻稀土共晶合金氢化物。

背景技术

稀土铁硼是当前稀土永磁材料的主导产品，其中又以钕铁硼为代表。钕铁硼烧结磁体是各向异性的，磁性能是永磁之冠，应用日益广泛。近些年来，绿色经济和低碳经济浪潮席卷全球，强烈要求节能减排以保证未来经济可持续发展。在此形势下混合动力汽车和电动汽车得到了迅猛发展，与此同时作为汽车中重要元器件原料的钕铁硼烧结磁体，其需求量也急剧增加。这种新型市场不仅要求钕铁硼烧结磁体具有很高的磁能积，而且还要具有高的温度特性，以便在工作温度高于150℃的情况下仍然可以提供足够的磁场。为此需要将现有的不含重稀土烧结钕铁硼磁体的室温矫顽力由现有的10kOe提高到20kOe以上或更高，因此制备具有高矫顽力的钕铁硼烧结磁体是当前的研究热点。

为了提高钕铁硼烧结磁体的矫顽力，国内外的研究人员进行了积极的研究和探讨。根据对烧结磁体微观结构及其磁硬化机制的考察，普遍认为烧结钕铁硼磁体中的富钕晶界相起着很好的磁隔离作用，主相晶粒彼此不直接接触，晶粒之间的耦合作用很弱，因此据此判断其矫顽力机制是形核为主。然而近来日本的Hono小组发现，烧结钕铁硼的晶界层中铁磁性元素含量高达65at.%,晶界相呈现铁磁性，这就意味着晶粒之间其实也存在着很强的耦合作用，因此要想提高烧结磁体的矫顽力还必须降低晶界层的铁磁性元素含量。在开展基础研究的同时，也从实践上探讨了有助于提高钕铁硼烧结磁体矫顽力的方法，归纳起来我们可以把它们分为以下两大类：

第一类方法是通过元素替代，改善Nd2Fe14B的内禀性质来实现。譬如添加重稀土元素Dy和Tb，可提高主相的磁晶各向异性场，同时由于它们的磁矩与Fe亚点阵磁矩反平行耦合，因此可同时降低材料的矫顽力温度系数和剩磁温度系数，最终改善材料的温度特性。基于这一指导思想，研究人员先后提出了（1）在母合金中通过熔炼直接添加重稀土元素、（2）采用双合金法添加含Dy的晶界相、（3）纳米Dy氢化物掺杂和（4）在烧结磁体表面扩散镝等手段提高烧结磁体的矫顽力，并相应提高了磁体最高使用温度。但是重稀土元素资源有限且价格昂贵，因此市场迫切需求无重稀土且依然具有高矫顽力和高温度稳定性的钕铁硼烧结磁体。

第二类方法就是不依赖重稀土元素，而是仅仅通过调控烧结磁体的微观结构，改变其磁化和反磁化行为，影响材料的矫顽力机理，最终实现材料温度特性的改善。其实调控烧结磁体的微观结构可以从调整烧结磁体的晶界相和晶粒尺寸两个方面着手解决。调整烧结磁体的晶界相代表性的研究工作是通过在最初钕铁硼母合金炼制过程中添加一些合金元素譬如Al和Cu等，使晶界富Nd相变得更加连续和光滑，减少晶界相与主相晶粒界面的尖端部分，提高形核场，从而改善材料的矫顽力。调控烧结磁体主相的晶粒尺寸就是细化主相的晶粒尺寸。由于较小的晶粒减少了晶界处反磁化畴形核的可能性和局部退磁散射场，因此细化晶粒可以提高磁体的矫顽力。同时当晶粒尺寸细化到Nd2Fe14B相的单畴粒子尺寸时，磁畴的反转将从畴壁移动转换到一致转动，这也有利于提高磁体的矫顽力。在大量的研究工作中发现烧结磁体的矫顽力与晶粒尺寸基本服从如下的经验公式Hc=24-2.6ln(D2)。然而在过去的研究工作中烧结磁体中晶粒尺寸细化到3微米一个临界值，进一步降低磁体的矫顽力不升反降。近来日本的Sagawa等人采用He气流磨技术突破了上述临界值，他们成功将Nd2Fe14B的颗粒尺寸由5μm减小到了3μm，使得不含重稀土元素的烧结磁体的矫顽力达到了20kOe。

降低烧结磁体晶界层中铁磁性元素的含量和细化主相的晶粒尺寸都有助于提高烧结磁体的矫顽力，可是到目前还没有一种有效的方法可以同时实现对晶界相和主相晶粒的合适调控，从而最大限度地提高磁体的矫顽力。

发明内容

针对现有技术的缺陷，本发明的目的在于提供一种共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法。

本发明利用低熔点非磁性轻稀土共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力，在这种方法中，我们利用轻稀土共晶合金低熔点的特点在烧结工艺早期通过低温预烧结实现对主相的包敷从而避免后续烧结过程中晶粒的合并长大，即阻止了晶粒的生长，同时利用轻稀土共晶合金非磁性的特点大幅度降低晶界相的铁磁性。因此可以同时实现对磁体晶界相磁性和晶粒尺寸的高效调控，从而大幅度提高材料的矫顽力。

为了实现上述目的，本发明采用了以下技术方案：

一种共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法，包括如下步骤：

步骤一，稀土铁硼主相合金的制备，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Re_aFe_bB_cM_d，其中Re代表La，Ce，Pr，Nd，Sm，Gd，Tb，Dy，Y中的一种或几种；M代表C，Al，Si，Ti，Mn，Co，Cu，Zn，Ga，Zr，Nb中的一种或几种，4<a<20，60<b<90，4<c<10，0<d<10；

步骤二，低熔点轻稀土共晶合金的制备，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为X_eY_f，其中X代表La，Pr，Nd中的一种或几种，Y代表Cu，Fe，Zn，Ni，Co，Al，Mn中的一种或几种，0<e<100，0<f<100；

步骤三，将所述稀土铁硼主相合金和所述低熔点轻稀土共晶合金按比例混合后，依次通过氢破碎和气流磨工艺制得混合粉末；

步骤四，将所述混合粉末在磁场中压制成型，然后将压制成型的生坯进行等静压制；

步骤五，将所述等静压制后得到的坯料依次进行预烧结、烧结以及退火热处理，从而得到烧结磁体。

在上述方法中，在所述步骤一中，所述稀土铁硼主相合金的制备具体可以为：将纯度为99.9%以上的Re稀土、铁、铁硼合金以及M原料进行熔炼以得到的稀土铁硼主相合金铸锭或速凝薄片。优选地，所述稀土铁硼主相合金的制备是采用速凝工艺将原料制成稀土铁硼主相合金速凝薄片；更优选地，所述速凝薄片的厚度为0.2～0.8mm（比如0.2mm、0.3mm、0.5mm、0.6mm或0.75mm），断面微观组织中柱状晶的宽度为0.2～10μm（比如0.3μm、0.5μm、2μm、4μm、7μm、8μm或9μm）。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤一中，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Re_aFe_bB_cM_d，其中Re代表Pr和/或Nd；M代表C，Al，Si，Ti，Mn，Co，Cu，Zn，Ga，Zr，Nb中的一种或几种，12<a<16，75<b<80，5<c<7，2<d<3。更优选地，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Nd_10.9Pr_3.1Fe_77.4Co_2.4B_6.0Ga_0.1Cu_0.1、Nd₁₀Pr₄Fe_77.4Co_1.4B_6.0Al_1.0Ga_0.1Cu_0.1或者Nd₁₄Fe_77.4Co_1.9B_6.0Al_0.5Ga_0.1Cu_0.1。

在上述方法中，在所述步骤二中，所述低熔点轻稀土共晶合金的制备具体可以为：将纯度为99.9%以上的X轻稀土以及Y金属原料进行熔炼以得到的低熔点轻稀土共晶合金铸锭或速凝薄片。作为一种优选实施方式，所述低熔点轻稀土共晶合金的制备是采用速凝工艺将原料制成低熔点轻稀土共晶合金速凝薄片；更优选地，所述速凝薄片的厚度为0.05～0.5mm（比如0.1mm、0.2mm、0.3mm、0.4mm或0.45mm）。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤二中，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为X_eY_f，其中X代表Pr和/或Nd，Y代表Cu，Fe，Zn，Ni，Co，Al，Mn中的一种或几种，60<e<75，25<f<40；更优选地，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为Nd₇₀Cu₂₅Al₅、Pr₆₈Cu₃₁Zn₁或Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤三中，所述稀土铁硼主相合金与所述低熔点轻稀土共晶合金按重量比99/1～80/20的比例混合（比如：98:2、95:5、90:10、85:15、81:19）。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤三中，所述氢破碎是指在室温、1-3大气压的氢气中处理1-3小时实施破碎；所述混合粉末的平均晶粒直径为1-8μm（比如2mm、3mm、4mm、5mm或7mm）。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤四中，所述混合粉末在1.2-3.0T（比如1.5T、1.7T、2.1T、2.6T或2.9T）磁场中压制成型；所述等静压制的压力为150-300MPa。

在上述方法中，作为一种优选实施方式，在所述步骤五中，所述依次进行预烧结、烧结以及退火热处理是指在真空度为10^-2～10^-4Pa的条件下，先升温至600-800℃（比如610℃、650℃、690℃、750℃、780℃）预烧结30-60分钟（比如35min、45min、50min、55min），然后再升温至900～1050℃（比如910℃、950℃、980℃、1020℃）烧结1～5小时（比如2h、3h、4h），最后再降温至500-650℃（比如520℃、580℃、620℃、645℃）回火1-5h（比如2h、3h、4h）。

同现有技术相比，本发明具有如下有益效果：

本发明方法同时实现对磁体晶界相磁性和晶粒尺寸的高效调控，从而大幅度提高材料的矫顽力，其在保证磁体其他性能的条件下，可将矫顽力由13kOe提高至20kOe以上。

附图说明

图1是实施例1得到的磁体的4πM-H曲线，从图中可知，低熔点非磁性轻稀土共晶合金氢化物掺杂后将烧结钕铁硼磁体的矫顽力由14kOe提高到21kOe；

图2是在相同的烧结工艺条件下，无掺杂的烧结磁体和有共晶合金氢化物掺杂的烧结磁体的扫描电子显微镜图，其中图2（a）是未掺杂的烧结磁体的扫描电子显微镜图，图2（b）是掺杂后烧结磁体的扫描电子显微镜图，由图2（b）可以明显看出，烧结磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。

图3是图2中两类烧结磁体中晶粒大小的分布情况，其中图3（a）是未掺杂结磁体的晶粒尺寸为5微米左右，图3（b）是掺杂后烧结磁体晶粒尺寸为3.5微米左右，晶粒完全被细化。

具体实施方式

下面通过具体实施例对本发明进行详细说明，但本发明并不限于此。

实施例1

（1）采用速凝工艺制备成分为Nd_10.9Pr_3.1Fe_77.4Co_2.4B_6.0Ga_0.1Cu_0.1（at%）的钕铁硼主相合金速凝薄片，获得的速凝片厚度在0.3mm左右，其断面微观组织中柱状晶的平均宽度为1μm左右；

（2）采用速凝工艺制备成分为Nd₇₀Cu₂₅Al₅（at%）的共晶合金速凝薄片，获得的速凝片厚度在0.1mm左右；

（3）将钕铁硼主相合金速凝薄片和共晶合金速凝薄片按重量比4:1混合后，将其送入氢破炉中，然后在室温下通入2大气压的氢气，并在该氢气气氛下处理3小时实施破碎，之后再通过气流磨工艺制粉，制得的混合粉末的平均晶粒直径为2μm左右；

（4）将混合粉末在2.0T磁场中压制成型，然后再将成型的坯料进行200MPa等静压制；

（5）将等静压制后的坯料放入高真空磁场烧结炉中，在真空度为3×10^-3Pa的条件下，先升温至650℃预烧结60分钟，然后再升温至1050℃烧结2小时，最后再降温至550℃回火1h，制得烧结磁体；

作为对照样，相同工艺条件下制备未添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的Nd_10.9Pr_3.1Fe_77.4Co_2.4B_6.0Ga_0.1Cu_0.1烧结磁体。

将未添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的磁体（编号为1）和添加Nd70Cu25Al5的磁体（编号为2）均加工成直径为9mm的圆柱样品，测定其性能，结果参见表1。

表1实施例1制得磁体的性能表

产品编号	Hcj(kOe)	Br（T）	（BH）max（MGOe）	密度（g/cm3）
					1	14	1.35	42	7.53
2	21	1.15	32	7.25

上述磁体的矫顽力是运用中国计量院生产的NIM磁体测量设备测量的。

从图1的磁体的4πM-H曲线可知，低熔点非磁性轻稀土共晶合金氢化物掺杂后将烧结钕铁硼磁体的矫顽力由14kOe提高到21kOe。从未添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的磁体和添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的磁体的电子显微镜图即图2（b）可以明显看出，烧结磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。

本实施例的未添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的磁体和添加Nd₇₀Cu₂₅Al₅的磁体的晶粒尺寸分布情况参见图3，图3（a）中无掺杂的晶粒尺寸为5微米左右，图3（b）中有掺杂的晶粒尺寸为3.5微米左右，晶粒完全被细化。

实施例2

（1）采用速凝工艺制备成分Nd₁₀Pr₄Fe_77.4Co_1.4B_6.0Al_1.0Ga_0.1Cu_0.1（at%）的钕铁硼主相合金速凝薄片，获得的钕铁硼主相合金速凝片厚度为0.7mm左右，断面微观组织中柱状晶的平均宽度为5μm左右；

（2）采用速凝工艺制备成分为Pr₆₈Cu₃₁Zn₁（at%）的共晶合金速凝薄片，获得的速凝片厚度在0.2mm左右；

（3）将钕铁硼主相合金速凝薄片和共晶合金速凝薄片按重量比4.2:0.8混合后，将其送入氢破炉中，然后在室温下通入2大气压的氢气，并在该氢气气氛下处理3小时实施破碎，然后再通过气流磨工艺制粉，制得的混合粉末的平均晶粒直径为2μm左右；

（4）将混合粉末在2.0T磁场中压制成型，然后再将坯料进行200MPa等静压制；

（5）将等静压制后的坯料放入高真空烧结炉中，在真空度为3×10^-3Pa的条件下先升温至600℃预烧结60分钟，然后再升温至1050℃烧结2小时，最后再降温至650℃回火1h，制得烧结磁体。

作为对照样，相同工艺条件下制备未添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的Nd₁₀Pr₄Fe_77.4Co_1.4B_6.0Al_1.0Ga_0.1Cu_0.1烧结磁体。

将未添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的磁体（编号为3）和添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的磁体（编号为4）均加工成直径为9mm的圆柱样品的样品，测定其性能，结果参见表2。

表2实施例2制得磁体的性能表

产品编号	Hcj（kOe）	Br（T）	（BH）max（MGOe）	密度(g/cm3)
					3	13	1.38	43	7.52
4	20.1	1.20	31	7.30

上述磁体的矫顽力是运用中国计量院生产的NIM磁体测量设备测量的。

从未添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的磁体和添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的磁体的电子显微镜图中可以看出，添加Pr₆₈Cu₃₁Zn₁的磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。另外，无掺杂的磁体晶粒尺寸为6微米左右，共晶合金掺杂的磁体晶粒尺寸为3.2微米左右，晶粒完全被细化。

实施例3

（1）采用速凝工艺制备成分为Nd₁₄Fe_77.4Co_1.9B_6.0Al_0.5Ga_0.1Cu_0.1（at%）的钕铁硼主相合金速凝薄片，获得的钕铁硼主相合金速凝片厚度为0.2mm左右，其断面微观组织中柱状晶的平均宽度为5μm左右；

（2）采用速凝工艺制成Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀（at%）共晶合金速凝薄片，获得的速凝片厚度在0.3mm左右；

（3）将钕铁硼主相合金速凝薄片和共晶合金速凝薄片按重量比4:1混合后，将其送入氢破炉中，然后在室温下通入2大气压的氢气，并在该氢气气处理3小时实施破碎，然后再通过气流磨工艺制粉，制得的混合粉末的平均晶粒直径为2μm左右；

（4）将混合粉末在2.0T磁场中压制成型，然后再将坯料进行200MPa等静压制；

（5）将等静压制后的坯料放入高真空烧结炉中，在真空度为3×10^-3Pa的条件下先升温至650℃预烧结60分钟，然后再升温至1050℃烧结2小时，最后再降温至650℃回火1h，制得烧结磁体。

作为对照样，相同工艺条件下制备未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的烧结磁体也被制备。

将未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体（编号为5）和添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体（编号为6）均加工成直径为9mm的圆柱样品，测定其性能，结果参见表3。

表3实施例3制得磁体的性能表

产品编号	Hcj	Br（T）	（BH）max（MGOe）	密度(g/cm3)
					5	13.7kOe	1.35	43.5	7.53
6	20.7kOe	1.18	33	7.29

上述磁体的矫顽力是运用中国计量院生产的NIM磁体测量设备测量的。从未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体和添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体的电子显微镜图中可以看出，添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。另外，无掺杂的磁体晶粒尺寸为5.5微米左右，共晶合金掺杂的磁体晶粒尺寸为3.1微米左右，晶粒完全被细化。

实施例4

（1）采用速凝工艺制备成分为Nd₁₄Fe_77.4Co_1.9B_6.0Al_0.5Ga_0.1Cu_0.1（at%）的钕铁硼主相合金速凝薄片，获得的钕铁硼主相合金速凝片厚度为0.2mm左右，其断面微观组织中柱状晶的平均宽度为5μm左右；

（2）采用速凝工艺制成Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀（at%）共晶合金速凝薄片，获得的速凝片厚度在0.3mm左右；

（3）将钕铁硼主相合金速凝薄片和共晶合金速凝薄片按重量比85:15混合后，将其送入氢破炉中，然后在室温下通入2大气压的氢气，并在该氢气气处理3小时实施破碎，然后再通过气流磨工艺制粉，制得的混合粉末的平均晶粒直径为2μm左右；

（4）将混合粉末在2.0T磁场中压制成型，然后再将坯料进行200MPa等静压制；

（5）将等静压制后的坯料放入高真空烧结炉中，在真空度为3×10^-3Pa的条件下先升温至650℃预烧结60分钟，然后再升温至1050℃烧结2小时，最后再降温至650℃回火1h，制得烧结磁体。

作为对照样，相同工艺条件下制备未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的烧结磁体也被制备。

将未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体（编号为7）和添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体（编号为8）均加工成直径为9mm的圆柱样品的样品，测定其性能，结果参见表4。

表4实施例4制得磁体的性能表

产品编号	Hcj（kOe）	Br（T）	（BH）max（MGOe）	密度(g/cm3)
					7	13.7	1.35	43.5	7.53
8	19.8	1.20	34	7.29

上述磁体的矫顽力是运用中国计量院生产的NIM磁体测量设备测量的。从未添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体和添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体的电子显微镜图中可以看出，添加Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀的磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。另外，无掺杂的磁体晶粒尺寸为5.5微米左右，共晶合金掺杂的磁体晶粒尺寸为3.2微米左右，晶粒完全被细化。

实施例5

除钕铁硼主相合金速凝薄片和共晶合金速凝薄片的混合比例为95:5（重量比）以外，其他工艺与实施例4相同，得到的烧结磁体的编号为10，对照样编号为9。

将编号为9和10的磁体均加工成直径为9mm的圆柱样品的样品，测定其性能，结果参见表5。

表5实施例5制得磁体的性能表

产品编号	Hcj（kOe）	Br（T）	（BH）max（MGOe）	密度(g/cm3)
					9	13.7	1.35	43.5	7.53
10	18.9	1.25	34.5	7.30

上述磁体的矫顽力是运用中国计量院生产的NIM磁体测量设备测量的。

从编号为9和10的磁体的电子显微镜图中可以看出，编号为10的磁体中的晶粒被共晶合金完全包围。另外，无掺杂的磁体晶粒尺寸为5.5微米左右，共晶合金掺杂的磁体晶粒尺寸为3.5微米左右，晶粒完全被细化。

Claims (10)

1.一种共晶合金氢化物掺杂提高烧结钕铁硼磁体矫顽力的方法，其特征在于，包括如下步骤：

步骤一，稀土铁硼主相合金的制备，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Re_aFe_bB_cM_d，其中Re代表La，Ce，Pr，Nd，Sm，Gd，Tb，Dy，Y中的一种或几种；M代表C，Al，Si，Ti，Mn，Co，Cu，Zn，Ga，Zr，Nb中的一种或几种，4<a<20，60<b<90，4<c<10，0<d<10；

步骤二，低熔点轻稀土共晶合金的制备，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为X_eY_f，其中X代表La，Pr，Nd中的一种或几种，Y代表Cu，Fe，Zn，Ni，Co，Al，Mn中的一种或几种，0<e<100，0<f<100；

步骤三，将所述稀土铁硼主相合金和所述低熔点轻稀土共晶合金按比例混合后，依次通过氢破碎和气流磨工艺制得混合粉末；

步骤四，将所述混合粉末在磁场中压制成型，然后将压制成型的生坯进行等静压制；

步骤五，将所述等静压制后得到的坯料依次进行预烧结、烧结以及退火热处理，从而得到烧结磁体。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤一中，所述稀土铁硼主相合金的制备是采用速凝工艺将原料制成稀土铁硼主相合金速凝薄片；优选地，所述速凝薄片的厚度为0.2～0.8mm，断面微观组织中柱状晶的宽度为0.2～10μm。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤一中，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Re_aFe_bB_cM_d，其中Re代表Pr和/或Nd；M代表C，Al，Si，Ti，Mn，Co，Cu，Zn，Ga，Zr，Nb中的一种或几种，12<a<16，75<b<80，5<c<7，2<d<3；优选地，按原子百分比所述稀土铁硼主相合金的成分为Nd_10.9Pr_3.1Fe_77.4Co_2.4B_6.0Ga_0.1Cu_0.1、Nd₁₀Pr₄Fe_77.4Co_1.4B_6.0Al_1.0Ga_0.1Cu_0.1或者Nd₁₄Fe_77.4Co_1.9B_6.0Al_0.5Ga_0.1Cu_0.1。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤二中，所述低熔点轻稀土共晶合金的制备是采用速凝工艺将原料制成低熔点轻稀土共晶合金速凝薄片；优选地，所述速凝薄片的厚度为0.05～0.5mm。

5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤二中，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为X_eY_f，其中X代表Pr和/或Nd，Y代表Cu，Fe，Zn，Ni，Co，Al，Mn中的一种或几种，60<e<75，25<f<40；优选地，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为Nd₇₀Cu₂₅Al₅、Pr₆₈Cu₃₁Zn₁或Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀。

6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，按原子百分比所述低熔点轻稀土共晶合金的成分为Nd₇₀Cu₂₅Al₅、Pr₆₈Cu₃₁Zn₁或Nd₆₅Cu₂₅Al₁₀。

7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤三中，所述稀土铁硼主相合金与所述低熔点轻稀土共晶合金按重量比99/1～80/20的比例混合。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤三中，所述氢破碎是指在室温、1-3大气压的氢气中处理1-3小时实施破碎；所述混合粉末的平均晶粒直径为1-8μm。

9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤四中，所述混合粉末在1.2-3.0T磁场中压制成型；所述等静压制的压力为150-300MPa。

10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述步骤五中，所述依次进行预烧结、烧结以及退火热处理是指在真空度为10^-2～10^-4Pa的条件下，先升温至600-800℃预烧结30-60分钟，然后再升温至900～1050℃烧结1～5小时，最后再降温至500-650℃回火1-5h。