CN105427984A - 高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，得到SmCo磁体，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1170℃-1220℃下烧结0.3-1小时，随后于1155℃-1185℃固溶2-6小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。本发明方法得到的高铁含量高性能SmCo磁体的量产性更好，易于推广和大规模应用，同时具有高磁能积、高剩磁、低内禀矫顽力及高耐热温，能够有效地满足电动汽车驱动电机的技术要求。
Description
技术领域
本发明公开了一种钐钴永磁体的加工工艺，特别是高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，尤其是高铁含量高性能2:17型SmCo磁体的加工工艺。
背景技术
近年来，功能材料的不断发展有力地促进了人类社会的社会进步，永磁材料是功能材料中的一种，由于其具有能量转化功能和各种磁物理效应，目前已经广泛用于当今信息社会。稀土永磁材料是现在已知的综合性能最高的一种永磁材料，它比磁钢的磁性能高100多倍，比铁氧体、铝镍钴性能优越得多。由于稀土永磁材料的使用，不仅促进了永磁器件向小型化发展，提高了产品的性能，而且促使某些特殊器件的产生，所以稀土永磁材料一出现，立即引起各国的极大重视，发展极为迅速。稀土永磁材料按成分可主要分为：1.稀土钴永磁材料，包括稀土钴(1-5型)永磁材料SmCo5和稀土钴(2-17型)永磁材料Sm2Co17两大类；2.稀土钕永磁材料，NdFeB永磁材料；3.稀土铁氮(RE-Fe-N系)或稀土铁碳(RE-Fe-C系)永磁材料。
钐钴永磁体出现于20世纪60年代，依据成份的不同分为SmCo5和Sm2Co17，分别为笫一代和笫二代稀土永磁材料，其具有较高的磁能积和可靠的矫顽力，虽然由于其原料是储量稀少的钐和战略金属钴，原料稀缺、价格昂贵而使其发展受到限制，随着钕铁硼材料的发展，其应用领域逐渐减少，但由于钐钴永磁体在稀土永磁系列中表现出良好的温度特性。与钕铁硼相比，钐钴更适合工作在高温环境中，因此在军工技术等高温严苛环境中仍然应用广泛。
钐钴磁体的磁性能与磁粉的组织和粒度密切相关。对于各向异性永磁体来说，磁体中的磁晶都按照易磁化轴的方向排列，磁体的各向异性强，磁性能好；另外永磁合金由于晶粒的尺寸效应具有较高的矫顽力，制备晶粒尺寸较小的永磁合金，从而提高矫顽力也是钐钴永磁材料的发展方向之一，对于硬磁材料来说，得到高剩余磁化强度的重要条件是磁晶的各向异性强。
Sm2Co17磁体具有30MGOe(240kJ/m3)的最大磁能积，其机加工难度很大，其含钴比率比SmCo5更低，原材料成本更低；Sm2Co17磁体具有优良的耐腐蚀性和磁性能高温稳定性，其它稀土永磁比较，其Br可逆温度系数最低，典型值为-0.03％/℃。主要应用在伺服马达、水泵连接器和传感器；特别是用在磁体工作温度高，高温高湿或其它的高腐蚀的环境里。
发明内容
为解决上述问题，本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，主要目的在于现有的技术与工艺的基础上，引入速凝、氢破、气流磨等先进的制备工艺，实现钐钴磁体成分和微观组织结构的精细化调控，提升钐钴磁体的磁性能；解决新技术和现有钐钴磁体工业生产的兼容性问题，基于钐钴磁体工业化制备技术的跃升，完成高磁能积、高剩磁、高耐温性钐钴磁钢的批量、稳定化生产，实现电动汽车驱动电机的有效应用。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，得到SmCo磁体，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1170℃-1220℃下烧结0.5小时，随后于1155℃-1185℃固溶3小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，时效处理为将烧结坯由室温升温到750-850℃保温时效12-20小时，随后以0.5-4℃/min的冷却速率慢冷到330-450℃，并保温2-10小时。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，时效处理时的升温速度为10-30℃/min。
本方案中，采用1190℃-1220℃的烧结温度，主要是基于如下考虑，高温烧结(>1210℃)虽然略微提高了磁体的剩磁和矫顽力，但明显恶化了磁体的方向度，由图可知，方形度在烧结温度为1200℃以上时明显恶化，方向度的恶化可能是Sm挥发造成微观结构不均匀的结果。结合剩磁、矫顽力和方形度的情况，合适的烧结温度应该为1200℃。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.60-8.06(优选z取值为以下任一：7.60,7.84,8.06)；
固溶态磁体中具有Sm2O3(这是在磁体制备过程中氧的引入所造成的)。
本发明方案通过调控Sm含量来抑制高铁含量磁体固溶后产生的杂相，最终获得了较为均匀一致的胞状结构，提高了磁体的磁性能。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，(当z取值为7.60时)固溶态磁体中包括有结晶A和结晶B，其中结晶B离散分布于结晶A中(结晶B占固溶态磁体总体积的5-12％)。EDS表征结果表明，结晶A区域中的Sm含量比结晶B区域高，而结晶A区域中Fe含量比结晶B区域略低。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶A的元素组成包括(wt％)：Sm26.5％；Co46.3％；Fe21.0％；Cu3.4％；Zr2.8％。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶B的元素组成包括(wt％)：Sm23.4％；Co47.4％；Fe22.8％；Cu3.5％；Zr2.9％。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶A为TbCu7型结构的1:7H相，其晶带轴为[1-1-1]方向。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶B为Th2Zn17型结构的2:17R相和Th2Ni17型结构的2:17H相。
同时TEM表征显示，结晶A区域没有明显的片状相，其黑色条纹为样品厚度信息，电子衍射斑点显示其为TbCu7型结构的1:7H相，其晶带轴为[1-1-1]方向。结晶B区域存在明显的片状相，电子衍射斑点显示其为Th2Zn17型结构的2:17R相和Th2Ni17型结构2:17H相，由于2:17H相的衍射斑点很弱，其含量较少，其片状相可能为2:17H相。另外，2:17R相的(-101)，(-102)，(-201)，(-202)和(-204)斑点都明显被拉长，这说明这些晶面存在大量面缺陷，即无序的2:17R相。另外由于Co-Co哑铃型结构对随机取代CaCu5型SmCo5中部分的Sm原子则形成了TbCu7型结构，若该取代为完全有序取代则形成Th2Zn17型结构或者Th2Ni17型结构，如该取代为部分有序则可能形成含有许多面缺陷的2:17R。可见，B区域为部分有序2:17R相和少量2:17H相的混合体。
XRD图谱也表明，z＝7.60磁体XRD图显示出明显的两相特征，2:17R相和1:7H相都是在1:5相的基础上衍生而来，两者的许多晶面间距都非常相近，所以很多晶面衍射峰重叠在一起，但仍有些晶面的面间距存在较大的差别，因此在XRD图谱上的某些衍射峰位置出现了明显分峰现象。由于代表(204)2:17R晶面的(-204)衍射斑点出现了拉长，即(204)2:17R晶面存在许多面缺陷，这将导致XRD中(204)2:17R晶面衍射峰的弱化，故而在其XRD图谱上(204)2:17R晶面衍射峰很弱。(204)2:17R晶面衍射峰的高低在一定程度上反应了Th2Zn17型结构2:17R相的有序化程度，当(204)2:17R晶面衍射峰完全消失时，物相为完全无序取代的2:17相，即为1:7H相。当z增加到7.84时，磁体表现出1:7H相的特征，可见，提高z值即降低Sm含量可有效的抑制相分离，从而获得单一的1:7H相固溶体。但当z值近一步升高到8.06时，合金成分偏向2:17的化学计量比，此时固溶态磁体由于Sm含量过低而难以形成均匀的1:7H相；另外，由于速冷的原因，固溶态磁体形成部分有序的2:17R相，在XRD图谱上表现出(204)2:17R晶面衍射峰的弱化，但此时2:17R相的有序度明显大于z＝7.60固溶态磁体中的2:17R相。可见Sm含量过低也不利于均匀1:7H相固溶体的形成。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶B中2:17R相是沿ABCABC的方式堆垛的。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶B中2:17H相是沿ABAB的方式堆垛的。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶A中由钐含量高的1:7相时效分解形成的，其胞状尺寸(即该区域中最小重复单元的尺寸)为53-57nm(优选55nm)。
本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺的一种改进，结晶B中由钐含量低、部分无序的2:17R相时效分解形成的，其胞状尺寸(即该区域中最小重复单元的尺寸)为70-80nm(优选75nm)。
z＝7.60磁体的两个区域和z＝7.84磁体都形成了典型的片状相结构。A区域的片状相较薄，而B区域的片状相较厚，B区域视野内的一条片状相其实是由多条片状相组成，这种厚片状相的形成可能跟前驱体中存在2:17H相有关。2:17R相是沿ABCABC的方式堆垛的，而2:17H相是沿ABAB的方式堆垛的，在2:17R相的有序化过程中，由于原子堆垛层错可在2:17R相中间形成夹杂的2:17H相薄片区，2:17R相是贫Zr的，而2:17H相中Zr的固溶度则比较大，故而时效时Zr向2:17H相中迁移形成了富Zr的2:17H结构的片状相，若Zr含量继续升高还导致片状相由2:17H结构转变为1:3R结构。
本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体，其性能均不低于以下检测值：
1)BH(max)≥30MGOe；
2)Br≥11KGs；
3)Hcj≥16KOe；
4)200℃工作温度下，剩磁温度系数≥-4.5％％/℃。
本发明方案中，磁体的剩磁随z值的升高而增加，矫顽力随z值的增加先增高后降低，最大磁能积受两者影响表现出一个先增后降的趋势。剩磁的单调增加可能是钐含量降低和取向度提高的结果，钐含量降低将增加时效后2:17R相的比例，取向度提高是由于形成了均匀的单一物相，导致剩磁提高。由于在过高和过低的钐含量下都形成了部分无序的2:17R相，破坏了胞状组织结构的均匀一致性，从而恶化了磁体矫顽力。
附图说明
图1、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的固溶态磁体的SEM图(z＝7.60,7.84,8.06)；
图2、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的固溶态磁体结晶A和结晶B区域的TEM图和电子衍射花样(z＝7.60)；
图3、本发明得到的不同z值时高铁含量高性能SmCo磁体的固溶态磁体铸锭的XRD图谱；
图4、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的磁体在垂直于c轴平面内的TEM图(z＝7.60(a图)和z＝7.84(b图))；
图5、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的时效磁体在垂直于c轴平面内的TEM图(z＝7.60和z＝7.84)；
图6、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的磁性能(Z值不同的影响)；
图7、本发明公开的高铁含量高性能SmCo磁体的固溶温度为1175℃时不同烧结温度下的磁性能(z＝7.84)；
图8、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的烧结温度为1200℃时不同固溶温度下的磁性能(z＝7.84)；
图9、本发明得到的高铁含量高性能SmCo磁体的固溶温度为1155℃，1175℃和1185℃时的SEM图(z＝7.84)。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式，进一步阐明本发明，应理解下述具体实施方式仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。
制备实施例1
本实施例中，高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1175℃下烧结0.5小时，随后于1155℃固溶3小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
制备实施例2
本实施例中，高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1200℃下烧结0.3小时，随后于1185℃固溶4小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
制备实施例3
本实施例中，高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1220℃下烧结1小时，随后于1165℃固溶2小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
制备实施例4
本实施例中，高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1170℃下烧结0.7小时，随后于1175℃固溶6小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
制备实施例5
本实施例中，高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1180℃下烧结0.45小时，随后于1173℃固溶5小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
与上述制备实施例相区别地：时效处理为将烧结坯由室温升温到820℃(还可以为750℃、760℃、770℃、780℃、793℃、800℃、810℃、823℃、830℃、840℃、850℃以及750-850℃范围内的其它任意值)保温时效16小时(还可以为12小时、13小时、14小时、15小时、17小时、18小时、19小时、20小时以及12-20小时范围内的其它任意值)，随后以1℃/min(还可以为0.5℃/min、0.8℃/min、1.3℃/min、1.5℃/min、2℃/min、2.5℃/min、3℃/min、3.5℃/min、4℃/min以及0.5-4范围内的其它任意值)的冷却速率慢冷到400℃(还可以为330℃、340℃、350℃、360℃、370℃、380℃、390℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃以及330-450℃范围内的其它任意值)，并保温3小时(还可以为2小时、2.5小时、4小时、5小时、7小时、8小时、9小时、10小时以及2-10小时范围内的其它任意值)。
与上述制备实施例相区别地：时效处理时，由室温升温的升温速度为10℃/min(还可以为12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min、20℃/min、21℃/min、22℃/min、23℃/min、24℃/min、25℃/min、26℃/min、27℃/min、28℃/min、29℃/min、30℃/min以及10-30℃/min范围内的其它任意值)。
包括而不限于以下实施例中磁体所涉及的合金材料及其磁体制备均适用于包括而不限于以上制备实施例所示的技术方案的实施，而不超出本发明所要求的范围。
磁体实施例1
本实施例中高铁含量高性能SmCo磁体，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.60；固溶态磁体中具有Sm2O3。
磁体实施例2
本实施例中高铁含量高性能SmCo磁体，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.84；固溶态磁体中具有Sm2O3。
磁体实施例3
本实施例中高铁含量高性能SmCo磁体，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为8.06；固溶态磁体中具有Sm2O3。
磁体实施例4
磁体本实施例中高铁含量高性能SmCo磁体，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.73；固溶态磁体中具有Sm2O3。
磁体实施例5
本实施例中高铁含量高性能SmCo磁体，SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.91；固溶态磁体中具有Sm2O3。
与上述实施例相区别的：固溶态磁体中包括有结晶A和结晶B，其中结晶B离散分布于结晶A中。
与上述实施例相区别的：结晶A的元素组成包括(wt％)：Sm26.5％；Co46.3％；Fe21.0％；Cu3.4％；Zr2.8％；结晶B的元素组成包括(wt％)：Sm23.4％；Co47.4％；Fe22.8％；Cu3.5％；Zr2.9％。
与上述实施例相区别的：结晶A为TbCu7型结构的1:7H相，其晶带轴为[1-1-1]方向；结晶B为Th2Zn17型结构的2:17R相和Th2Ni17型结构的2:17H相。
与上述实施例相区别的：结晶B中2:17R相是沿ABCABC(即形成三层循环重复)的方式堆垛的；结晶B中2:17H相是沿ABAB(即形成双层循环重复)的方式堆垛的。
与上述实施例相区别的：结晶A由钐含量高的1:7相时效分解形成的，其胞状尺寸为55nm(胞状尺寸还可以为53nm、54nm、56nm、57nm、55.5nm以及53-57nm范围内的其它任一值)。
与上述实施例相区别的：结晶B由钐含量低、部分无序的2:17R相时效分解形成的，其胞状尺寸为75nm(胞状尺寸还可以为70nm、71nm、72nm、73nm、74nm、76nm、77nm、78nm、79nm、80nm、73.5nm、76.8nm、79.2nm、74.3nm以及70-80nm范围内的其它任一值)。
下面结合附图来说明本发明技术方案在在要求范围内的优异之处：
图1为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z(z＝7.60,7.84,8.06)固溶态磁体的SEM图。固溶态磁体中均含有白色氧化物Sm2O3，这是在磁体制备过程中氧的引入所造成的。z＝7.60的磁体存在两个不同衬度的A和B区域，显示出两相的特征，而z＝7.84和8.06都显示出单相的特征。对z＝7.60磁体A和B区域的EDS表征结果显示，A区域的Sm含量比B区域高，而其Fe含量比B区域略低。
图2(a)和图2(c)分别为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)7.60固溶态磁体在图1中A区域和B区域的TEM图。图2(b)和图2(d)分别为其对应的圆圈区域的电子衍射花样图。A区域没有明显的片状相，其黑色条纹为样品厚度信息，电子衍射斑点显示其为TbCu7型结构的1:7H相，其晶带轴为[1-1-1]方向。B区域存在明显的片状相，电子衍射斑点显示其为Th2Zn17型结构的2:17R相和Th2Ni17型结构2:17H相，由于2:17H相的衍射斑点很弱，其含量应该较少，结合图2(c)可知，其片状相可能为2:17H相。另外，2:17R相的(-101)，(-102)，(-201)，(-202)和(-204)斑点都明显被拉长，这说明这些晶面存在大量面缺陷，即无序的2:17R相。Co-Co哑铃对随机取代CaCu5型SmCo5中部分的Sm原子则形成了TbCu7型结构，若该取代为完全有序取代则形成Th2Zn17型结构或者Th2Ni17型结构，如该取代为部分有序则可能形成含有许多面缺陷的2:17R。可见，B区域为部分有序2:17R相和少量2:17H相的混合体。
图3为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z(z＝7.60,7.84,8.06)固溶态磁体的XRD图。z＝7.60磁体XRD图显示出明显的两相特征，2:17R相和1:7H相都是在1:5相的基础上衍生而来，两者的许多晶面间距都非常相近，所以很多晶面衍射峰重叠在一起，但仍有些晶面的面间距存在较大的差别，因此在XRD图谱上的某些衍射峰位置出现了明显分峰现象。由于代表(204)2:17R晶面的(-204)衍射斑点出现了拉长，即(204)2:17R晶面存在许多面缺陷，这将导致XRD中(204)2:17R晶面衍射峰的弱化，故而在其XRD图谱上(204)2:17R晶面衍射峰很弱。(204)2:17R晶面衍射峰的高低在一定程度上反应了Th2Zn17型结构2:17R相的有序化程度，当(204)2:17R晶面衍射峰完全消失时，物相为完全无序取代的2:17相，即为1:7H相。当z增加到7.84时，磁体表现出1:7H相的特征，可见，提高z值即降低Sm含量可有效的抑制相分离，从而获得单一的1:7H相固溶体。但当z值近一步升高到8.06时，合金成分偏向2:17的化学计量比，此时固溶态磁体由于Sm含量过低而难以形成均匀的1:7H相；另外，由于速冷的原因，固溶态磁体形成部分有序的2:17R相，在XRD图谱上表现出(204)2:17R晶面衍射峰的弱化，但此时2:17R相的有序度明显大于z＝7.60固溶态磁体中的2:17R相。可见Sm含量过低也不利于均匀1:7H相固溶体的形成。
图4为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z(z＝7.60和7.84)磁体在垂直于c轴平面内的TEM图。其中，图4(a)和图4(b)分别为z＝7.60和7.84的磁体的胞状结构，z＝7.60磁体的胞状结构在晶界两边表现出明显的不同，A区域由钐含量相对较高的1:7相时效分解形成的，其胞状尺寸较为细小，仅约为55nm，而B区域由钐含量相对较低、部分无序的2:17R相时效分解形成的，其胞状尺寸较为粗大，约为75nm。z＝7.84的磁体的胞状结构是由单一1:7相固溶体时效分解而来，其胞状结构相比z＝7.60的磁体要均匀一致。可见，单一1:7相固溶体时效后更容易获得均匀一致的胞状结构。
图5为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z(z＝7.60和7.84)磁体沿c轴平面内的TEM图，其c轴方向与片状相垂直。图5(a)和图5(b)分别为Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z磁体在图1中A和B两个区域经时效分解后形成片状相结构。z＝7.60磁体的两个区域和z＝7.84磁体都形成了典型的片状相结构。A区域的片状相较薄，而B区域的片状相较厚，B区域视野内的一条片状相其实是由多条片状相组成，这种厚片状相的形成可能跟前驱体中存在2:17H相有关。2:17R相是沿ABCABC的方式堆垛的，而2:17H相是沿ABAB的方式堆垛的，在2:17R相的有序化过程中，由于原子堆垛层错可在2:17R相中间形成夹杂的2:17H相薄片区，2:17R相是贫Zr的，而2:17H相中Zr的固溶度则比较大，故而时效时Zr向2:17H相中迁移形成了富Zr的2:17H结构的片状相，若Zr含量继续升高还导致片状相由2:17H结构转变为1:3R结构。前驱体B区域中2:17H为后续时效过程中富Zr片状相形成提供了形核点，故图5(b)表现出更密的富Zr片状相。另外，两个区域的c轴方向并非完全一致，这说明z＝7.60磁体取向度并不高，这可能是相分离所导致的。
图6显示了Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z(z＝7.60,7.84,8.06)磁体磁性能随z值的变化。剩磁随z值的升高而增加，矫顽力随z值的增加先增高后降低，最大磁能积受两者影响表现出一个先增后降的趋势。剩磁的单调增加可能是钐含量降低和取向度提高的结果，钐含量降低将增加时效后2:17R相的比例，取向度提高是由于形成了均匀的单一物相，导致剩磁提高。由于在过高和过低的钐含量下都形成了部分无序的2:17R相，破坏了胞状组织结构的均匀一致性，从而恶化了磁体矫顽力。
图7为固溶温度为1175℃时不同烧结温度下Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)7.84的磁性能。由图可知，剩磁Br和矫顽力Hcj整体上随烧结温度的升高而增加，但变化都不明显。剩磁的微弱增加可能是由于高温烧结时Sm的挥发所造成的，磁体中Sm含量的减少使时效时2:17R相的比例增加同时使1:5相的比例减少，2:17R是磁体高剩磁的主要来源相，其比例增加可提高剩磁。另外，1:5相减少，在相同的Cu含量下，胞壁相中可能有着更高的Cu含量，高Cu含量的1:5相对畴壁的钉扎作用更强，从而使高温烧结磁体的矫顽力更高。高温烧结(>1210℃)虽然略微提高了磁体的剩磁和矫顽力，但明显恶化了磁体的方向度，由图可知，方形度在烧结温度为1200℃以上时明显恶化，方向度的恶化可能是Sm挥发造成微观结构不均匀的结果。结合剩磁、矫顽力和方形度的情况，合适的烧结温度应该为1200℃。
图8为烧结温度为1200℃时不同固溶温度下Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)7.84的磁性能。剩磁Br随固溶温度的升高而先增加后降低，于1175℃达到最高值；矫顽力也随固溶温度的升高而先增加后降低，但在固溶温度为1185℃时出现明显下降；方形度随固溶温度的升高而单调升高，磁能积受三者的影响也表现出先升后降的趋势。综合所上，合适的固溶温度应该选择在1175℃。
为了解释Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)7.84的磁性能随固溶温度的变化，这里分析了不同固溶温度下磁体的微观结构。图9为固溶温度分别为(图a)1155℃、(图b)1175℃和(图c)1185℃时磁体的微观结构图。由图可知，磁体的微观结构图中都存在明显的白色氧化物，但1175℃时的氧化物更加的细小均匀。另外，除了氧化物外，还有其他的灰色杂相可以在1155℃和1185℃下的磁体中观察到，且1185℃下的杂相更多。杂相的出现一方面降低了磁体的剩磁，从而使磁体的剩磁随固溶温度的增加而表现出一个先升后降的趋势；另一方面杂相破坏磁体单一的1:7相固溶态，不利于后续时效时胞状结构的形成，杂相越多，对矫顽力的恶化越严重，故而在1185℃下矫顽力明显下降。当固溶温度低于1185℃时，方形度随固溶温度的升高而增加，这是由于微观结构的优化所造成的；而当固溶温度升高到1185℃，尽管出现了杂相，但由于矫顽力的降低使得方形度反而升高。
本处实施例对本发明要求保护的技术范围中点值未穷尽之处以及在实施例技术方案中对单个或者多个技术特征的同等替换所形成的新的技术方案，同样都在本发明要求保护的范围内；同时本发明方案所有列举或者未列举的实施例中，在同一实施例中的各个参数仅仅表示其技术方案的一个实例(即一种可行性方案)，而各个参数之间并不存在严格的配合与限定关系，其中各参数在不违背公理以及本发明述求时可以相互替换，特别声明的除外。
本发明方案所公开的技术手段不仅限于上述技术手段所公开的技术手段，还包括由以上技术特征任意组合所组成的技术方案。以上所述是本发明的具体实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也视为本发明的保护范围。
Claims (9)
1.高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：包括合金铸锭、氢破碎、气流磨、压制成型、烧结固溶、时效处理，得到SmCo磁体，其中：烧结固溶为将压制成型得到的毛坯于1170℃-1220℃下烧结0.3-1小时，随后于1155℃-1185℃固溶2-6小时，并快速风冷到室温，得到烧结坯。
2.根据权利要求1所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述时效处理为将烧结坯由室温升温到750-850℃保温时效12-20小时，随后以0.5-4℃/min的冷却速率慢冷到330-450℃，并保温2-10小时。
3.根据权利要求2所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述时效处理时的升温速度为10-30℃/min。
4.根据权利要求1所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述SmCo磁体中具有Sm(CobalFe0.3Cu0.043Zr0.03)z固溶态磁体，其中，z取值范围为7.60-8.06；所述固溶态磁体中具有Sm2O3。
5.根据权利要求4所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述固溶态磁体中包括有结晶A和结晶B，其中结晶B离散分布于结晶A中。
6.根据权利要求5所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述结晶A的元素组成包括(wt％)：Sm26.5％；Co46.3％；Fe21.0％；Cu3.4％；Zr2.8％。
7.根据权利要求5所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述结晶B的元素组成包括(wt％)：Sm23.4％；Co47.4％；Fe22.8％；Cu3.5％；Zr2.9％。
8.根据权利要求5或6所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述结晶A为TbCu7型结构的1:7H相，其晶带轴为[1-1-1]方向。
9.根据权利要求5或7所述的高铁含量高性能SmCo磁体的加工工艺，其特征在于：所述结晶B为Th2Zn17型结构的2:17R相和Th2Ni17型结构的2:17H相。
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