CN108140463A - 铁氧体磁性材料和铁氧体烧结磁体 - Google Patents

Abstract

本发明通过同时添加Co和Zn以取代一些Fe并且调节Zn/Co的含量比来诱导高的饱和磁化强度和高的各向异性磁场而制备与常规铁氧体磁性材料相比具有显著更高的最大磁能积((BH)_max)的铁氧体磁性材料。此外，本发明通过与Co一起使用Zn(其比Co相对便宜至少7倍)可以以与仅用Co进行取代的常规的基于CaLaCo的铁氧体磁性材料相比更低的成本来制备期望的磁性材料。

Description

铁氧体磁性材料和铁氧体烧结磁体

技术领域

本发明涉及能够提供高的最大磁能积((BH)_max)的铁氧体磁性材料和使用其的烧结铁氧体磁体。

背景技术

铁氧体在AO·nFe₂O₃(其中A是二价金属离子、Sr或Ba)组成中具有磁铅石型(或M型)晶体结构。由于铁氧体是其磁特性不容易被磁场的方向和大小改变的材料，因此其通常用作永磁体(待用于汽车电动机、电子装置用转子等)用材料。同时，由于环境问题和根据其涉及节能的多种法律法规，最近已需要尺寸变得更小和更高效的马达，并且也需要永磁体具有更高的性能。

M型铁氧体的特征在于磁体材料基本要求中的单轴磁晶各向异性，以及如由其化学式SrFe₁₂O₁₉或BaFe₁₂O₁₉表示的每个分子中包含十二(12)个铁离子。M型铁氧体的磁特性基于Fe离子的磁矩。在十二(12)个Fe离子中存在八(8)个向上自旋方向和四(4)个向下自旋方向，并且M型铁氧体每分子净自旋总和为四(4)。通常，M型铁氧体中的铁离子是三价的(Fe³⁺)并且具有五(5)个3d电子(即，自旋磁矩)。因此，二十(20)个自旋磁矩(即，5个自旋矩×净自旋总和)用作M型铁氧体磁体的磁性(即，饱和磁化强度)来源。也就是说，在为了提高饱和磁化强度(其为磁性来源)值的目的，一些铁离子被非磁性元素或在铁离子的向下自旋方向自旋磁矩低于铁离子的自旋磁矩的元素取代的情况下，总自旋磁矩增大，致使饱和磁化强度提高。通常，自旋磁矩低于铁离子的自旋磁矩的元素的实例包括Co²⁺(自旋矩＝3)、Ni²⁺(自旋矩＝2)、Cu²⁺(自旋矩＝1)等。非磁性元素为，例如Zn²⁺(自旋矩＝0)。众所周知，如果铁离子(Fe³⁺)被Zn²⁺取代则总自旋磁矩在理论上增加至最大，从而产生高的饱和磁化强度。尽管Zn能够产生高的饱和磁化强度，然而，其具有低的各向异性磁场。因此，由于Zn具有低矫顽力值，因此Zn难以在永磁体中使用。

此外，为了提高作为永磁体的重要磁特性之一的磁晶各向异性，M型铁氧体中的一些铁离子被具有高的磁晶各向异性的元素取代，从而产生高的各向异性磁场。

永磁体的代表性磁特性包括剩余磁通密度(Br)、本征矫顽力(iHc)、最大磁能积((BH)_max)和矩形比(Hknie/iHc)。本征矫顽力(iHc)和剩余磁通密度(Br)满足以下关系：

Br＝4πIs×ρ×f(Is：饱和磁化强度；ρ：密度；以及f：取向度)

iHc＝H_A×fc(H_A：各向异性磁场；以及fc：单磁畴体积比)

剩余磁通密度(Br)与饱和磁化强度成比例，其为组成的自旋磁矩、密度和取向度的总和。密度和取向度是在用于制备铁氧体的过程中在细粉碎之后实现的物理特性。通过工艺优化剩余磁通密度可以达到理论值(约4500G)的最高至约95％。锶铁氧体(下文中被称为“Sr铁氧体”)在室温下的饱和磁化强度的理论值已知是74emu/g(当密度和取向度分别为100％时，4πIs＝4760G)。通过取代的铁氧体组成中自旋磁矩的增加来增加饱和磁化强度。

本征矫顽力(iHc)与各向异性磁场和单磁畴体积比成比例。已知Sr-铁氧体的单磁畴的各向异性磁场的理论值为20000Oe，并且单磁畴的晶体尺寸为约1μm。通过在用于制备铁氧体的过程中的细粉碎之后进行工艺优化可以通过增大单磁畴体积比来实现高的矫顽力值。由于当Sr铁氧体是单磁畴尺寸时的内退磁场因此可实现理论值的约40％(7700Oe)，以及通过用具有高的磁各向异性的元素取代一些Fe离子可以实现更高的各向异性磁场。然而，由于根据方程式H_A＝2K₁/Is(2K₁：各向异性系数)各向异性磁场和饱和磁化强度具有折中关系，因此通过元素的简单取代理论上不可同时增大饱和磁化强度和各向异性磁场。

同时，最大磁能积((BH)_max)是在BH曲线上的各操作点处的磁体提供的磁化强度(B)与作用在磁体上的磁场(H)的乘积，其表示磁体内部积累的能量。在各退磁曲线上，B与H的乘积最大处的点表示最大磁能积。通常，具有高Br、iHc和矩形比值的永磁体具有高的最大磁能积((BH)_max)。应用了该永磁体的马达具有高输出以及低的由外部磁场引起的退磁。因此，最大磁能积是永磁体的代表性性能指数。

例如，美国专利第5,846,449号(专利文献1)公开了在一些Fe被Zn取代并且一些Sr被La取代的情况下，获得了与其中一些Fe被Co取代的常规组成相比饱和磁化强度提高的铁氧体磁体。然而，其中一些Fe被Zn取代的铁氧体磁体涉及由于各向异性磁场骤减而使最大磁能积降低至5.14MGOe的问题。

此外，韩国专利第10-0910048号(专利文献2)公开了一种技术，通过用诸如La的稀土元素取代一些Ca并且用Co取代一些Fe提高剩余磁通密度和本征矫顽力，从而产生42.0kJ/m³(或约5.28MGOe)的最大磁能积。然而，存在的问题是根据专利文献2获得的磁体与常规Sr铁氧体磁体(专利文献1)相比磁性不够高。

此外，韩国专利第10-1082389号(专利文献3)公开了通过用Sr、Ba和La取代一些Ca并且用Co和Cr取代一些Fe而获得高的剩余磁通密度、本征矫顽力和矩形比值的方法。然而，通过该方法获得的磁体的最大磁能积为5.29MGOe，这与常规Sr铁氧体磁体(专利文献1)相比不够高。此外，该方法的缺点在于采用了复杂的烧结过程以获得高的磁特性，导致制造成本增加。

如上所述，已知组成的铁氧体磁性材料仍具有不令人满意的磁特性。因此，对于这样的磁性材料仍存在持续的需求：与常规磁性材料相比具有优异的磁特性，从而满足近来的需求例如高性能、高效率、小型化和轻重量的用于汽车、电子装置和家用器具的转子和传感器。

发明内容

技术问题

因此，本发明的一个目的是提供廉价并且能够通过高的饱和磁化强度和高的各向异性磁场提供高的最大磁能积的铁氧体磁性材料，以及通过烧结其获得的烧结铁氧体磁体。

技术方案

为了实现以上目的，本发明提供了一种铁氧体磁性材料，其包含具有六方结构的磁铅石相的主相，其中构成所述主相的元素包含由下式1表示的组成：

[式1]

Ca_(1-x-y)Sr_xLa_y·Fe_(2n-m1-m2)Co_m1Zn_m2O₁₉

其中

0.335≤m2/m1≤0.8，

0.25≤m1+m2≤0.35，

0.92≤1-x≤0.97，

1.0≤(1-x-y)/y≤1.15，

1.0≤1-x+m2≤1.1，以及

9.0≤2n≤10.0。

有益效果

由根据本发明的铁氧体磁性材料获得的烧结铁氧体磁体具有高的最大磁能积((BH)_max)，其可以满足近来对于高效并且尺寸较小的马达的需要。此外，根据本发明，通过使用用于制备烧结铁氧体磁体的常规工艺在不增加工艺成本的情况下，通过使用廉价的原料可以降低原料成本。

附图说明

图1是示出制备例1中获得的烧结铁氧体磁体的相对于Zn/Co含量比变化的饱和磁化强度(4πIs)和各向异性磁场(H_A)中每一者的变化的图。

图2是示出制备例1中获得的烧结铁氧体磁体的相对于Zn/Co含量比变化的最大磁能积((BH)_max)变化的图。

图3是由制备例1的样品4制备的烧结铁氧体磁体的平行于轴向的平面的扫描电子显微(SEM)图像。

图4是示出制备例7中获得的烧结铁氧体磁体的相对于细粉末的颗粒直径变化的最大磁能积变化的图。

具体实施方式

作为为了实现以上目的的持续研究的结果，本发明已经在包含Ca、La和Co的铁氧体组成中通过限制可以同时提高饱和磁化强度和各向异性磁场的取代元素及其范围而发现了能够凭借高的饱和磁化强度和高的各向异性磁场提供高的最大磁能积的铁氧体磁性材料，从而本发明人完成了本发明。

在本发明中，已经通过同时添加Co和Zn以取代一些Fe并且将Zn/Co的含量比调节至0.335至0.80从而诱导高的饱和磁化强度和高的各向异性磁场而制备了与常规铁氧体磁性材料相比能够提供显著高的最大磁能积((BH)_max)的铁氧体磁性材料。此外，与仅用Co取代的常规CaLaCo型铁氧体磁性材料相比，本发明通过一起采用Zn和Co(其中Zn比Co相对便宜7倍)可以更低的成本提供期望的磁性材料。

本发明的铁氧体磁性材料包含具有六方结构的磁铅石相的主相，其中构成所述主相的元素包含由下式1表示的组成：

[式1]

Ca_(1-x-y)Sr_xLa_y·Fe_(2n-m1-m2)Co_m1Zn_m2O₁₉

当Zn/Co的含量比(即m2/m1)在0.335至0.8范围内时，可以获得高的饱和磁化强度和高的各向异性磁场，从而可以获得高的最大磁能积。如果Zn/Co的含量比(即m2/m1)在以上范围内，则可防止以下问题：由于由Co取代量的增加引起的饱和磁化强度降低而无法获得高的最大磁能积的问题；以及由于由过多的Zn固溶体含量引起的在没有饱和磁化强度大的增加的情况下的各向异性磁场骤减而无法获得高的最大磁能积的问题。

当Ca和La含量的总和(即1–x)在0.92至0.97的范围内时，可获得高的最大磁能积。如果Ca和La含量的总和(1–x)在以上范围内，可防止以下问题：由于Ca和La的置换固溶体的含量降低而使饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低；以及由于大量La和Ca而形成非磁化相并且在一定烧结温度下该相变得不稳定，因此最大磁能积降低。

当Ca/La含量比(即(1–x–y)/y)在1.0至1.15范围内时，可获得高的最大磁能积。如果Ca/La含量比((1–x–y)/y)在以上范围，则可获得足够的饱和磁化强度和足够的各向异性磁场，并且可防止以下问题：由于大量Ca而形成非磁化相并且饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低，因此最大磁能积降低。

当Co和Zn含量的总和(即m1+m2)在0.25至0.35范围内时，可获得高的最大磁能积。如果Co和Zn含量的总和(即m1+m2)在以上范围内，则可防止以下问题：由于由置换固溶体含量降低引起的饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低，因此无法获得高的最大磁能积；以及由于由过多的置换固溶体含量引起的非磁化相形成(转而取代Fe失败)而使饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低，因此最大磁能积降低。

当La、Ca和Zn含量的总和(即1–x+m2)在1.0至1.1范围内时，可获得高的最大磁能积。如果La、Ca和Zn含量的总和(1–x+m2)在以上范围内，则可防止以下问题：由于各元素的置换固溶体含量不足而使饱和磁化强度和各向异性磁场降低，因此最大磁能积降低；以及由于各元素过多的固溶体含量而尤其使各向异性磁场降低，因此最大磁能积降低。

2n是表示(Fe+Co+Zn)/(Ca+Sr+La)含量比的值。当2n在9.0至10.0范围内时，获得高的最大磁能势(maximum magnetic energy potential)。如果2n在以上范围内，则可防止以下问题：由于因大量Ca、Sr和La而形成非磁化相(转而其过多的固溶体含量)，因此最大磁能积降低；以及由于形成未反应的α-Fe₂O₃，因此最大磁能积降低。

具体地，上式1中的m1和m2的值可满足0.3≤m1+m2≤0.34和0.6≤m2/m1≤0.7的条件。

上式1中的x和y的值可满足0.95≤1-x≤0.965和1.05≤(1-x-y)/y≤1.10的条件。

上式1中的x和m2的值可满足1.03≤1-x+m2≤1.06的条件。

上式1中的2n的值可满足9.3≤2n≤9.4的条件。

所述铁氧体磁性材料的平均颗粒直径可为0.6μm至0.8μm。

根据本发明的一个实施方案的用于制备铁氧体磁性材料和烧结磁体的方法如下。

<混合过程>

首先，根据如由各元素的预定比率计算的其重量百分比，将起始材料称重。起始材料通常使用湿式球磨机或湿式磨碎机进行湿混合，其中在湿式球磨机的情况下将其均匀并且充分地混合5小时至10小时，或者在湿式磨碎机的情况下进行2小时至4小时。作为起始材料，可使用SrCO₃、CaCO₃、La₂O₃、Fe₂O₃、Co₃O₄、CoO、ZnO等。为了促进铁氧体化反应并且使颗粒在煅烧时在低煅烧温度下的生长均匀，基于100重量份起始材料，还可将0.05重量份至0.2重量份H₃BO₃与起始材料混合。

<煅烧过程>

煅烧过程是其中使在先前步骤中共混和混合的组成的起始材料经历煅烧以与铁氧体化反应一起产生具有M-型(即，磁铅石型)结构的煅烧产物的过程。通常，煅烧在空气中在氧化气氛下进行。优选煅烧在1150℃至1250℃温度范围内进行30分钟至2小时。煅烧时间越长，M相比率越高。但这导致制造成本增加。作为煅烧产物的主相的M相的比例优选为90％或更大，并且该结构的颗粒尺寸优选为2μm至4μm。

<粗粉碎过程>

由于煅烧后的煅烧产物的状态通常为颗粒或渣形式，因此通常可将煅烧产物粗粉碎。粗粉碎可使用干式振动磨机或干式球磨机来进行，其中优选干式振动磨机。在粗粉碎之后的粗粉末的平均颗粒直径可为2μm至4μm。

<细粉碎过程>

当细粉碎过程中的细粉末的平均颗粒直径为0.6μm至0.8μm时，可产生充足的磁特性。如果细粉末的平均颗粒直径在以上范围内，则可防止以下问题：由于铁氧体磁性粉末的团聚而使取向降低(使磁性劣化)；由于在压制时浆料的漏出而使脱水时间增加(增加制造成本)；形成多个磁畴，从而使矫顽力骤减；以及需要大量热能以确保充足的烧结密度(增加制造成本)。

细粉碎可使用湿式球磨机或湿式磨碎机来进行。粉碎时间与粉碎能量成反比，并且随粉碎机的类型变化。因此，可根据粉碎机和目标颗粒直径来调节粉碎时间。

此外，为了控制烧结期间的颗粒生长和限制并且控制晶粒的颗粒直径，在细粉碎期间可添加SiO₂、CaCO₃或其混合物作为添加剂。为了促进取代效果并且控制烧结期间的颗粒生长，在细粉碎期间可添加Fe₂O₃、La₂O₃、SrCO₃、ZnO或CoO作为添加剂。在这样的情况下，如果添加剂的量太小，则期望的效果不充分。如果添加剂的量过多，则产生不利效果。因此基于100重量份的经粉碎的粉末，可以以0.1重量份至10重量份范围内的量添加每种添加剂。

此外，可添加分散剂以改善浆料在磁场中压制期间的流动性，以降低粘度并且提高取向效果。尽管水性分散剂和非水性分散剂两者均可用作分散剂，但是考虑到制备过程中的环境方面优选使用水性分散剂。作为水性分散剂，可使用具有羟基和羧基的有机化合物、山梨醇、葡萄糖酸钙等。基于100重量份的粗粉末，可以以0.1重量份至1.0重量份范围内的量添加分散剂。如果分散剂的量在以上范围内，则可防止由于脱水能力降低在生坯的干燥和烧结期间产生裂纹的问题。

<压制过程>

压制过程可通过湿式各向异性压制方法来进行。在压制过程中，在施加磁场的同时施加压力以成型，从而获得用于烧结各向异性磁体的生坯。

作为湿式各向异性压制的实例，使细粉碎之后的浆料经历脱水和浓缩，然后将其保持在一定浓度并且在磁场中经历压制。脱水和浓缩可使用离心分离机或压滤机来进行。在这样的情况下，浆料浓度可为60重量％至66重量％，压制压力可为0.3吨/cm²至0.5吨/cm²，并且施加的磁场可为10kOe至20kOe。

由此获得的生胚的剩余含水量为约10重量％至15重量％。如果具有剩余水的生胚经历烧结过程，可能在温度升高的同时在脱水的过程中产生裂纹。因此，为了防止这样，可使生胚自然干燥或在例如50℃至100℃的低温下在大气下进行干燥，然后进行烧结。

<干燥和烧结过程>

通常，在空气中在氧化气氛下将生胚依次干燥和烧结以产生烧结铁氧体磁体。为了除去残留在生胚中的水和分散剂的目的，可使生胚在50℃至100℃下经受脱水和脱脂。

可通过控制以下烧结条件(例如：加热速率、最大温度、在最大温度的保持时间、冷却速率等)来提高烧结铁氧体磁体的磁特性。例如，可以通过调节烧结条件(例如，烧结时间、加热速率、最大温度、在最大温度的保持时间)来控制磁特性，从而增加烧结铁氧体磁体晶粒中的取代元素的固溶体含量，控制晶粒生长，均匀地保持颗粒尺寸，控制烧结磁体的密度，并且控制烧结产物的取向度。生胚可在1℃/分钟至10℃/分钟的加热速率和1150℃至1250℃的烧结最大温度的条件下烧结30分钟至2小时，然后以1℃/分钟至10℃/分钟的冷却速率冷却。

以如上所述的方式制备的本发明的烧结磁铅石型铁氧体磁体，当在4πI-H曲线的第一象限中饱和磁化强度(4πIs)为4.85kG或更大并且各向异性磁场(H_A)为24.5kOe或更大时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。此外，烧结铁氧体磁体的平均密度可为5.1g/cm³至5.2g/cm³。

4πI-H曲线涉及磁化强度，磁化强度表示通过向磁性产物施加磁场产生磁矩和磁极化的操作。4πI-H曲线表示磁体内部的特征(即，磁体固有的)。

此外，本发明提供了通过分段成型(segment mold)的源自本发明的铁氧体磁性材料的分段型(segment-type)永磁体。该分段型永磁体可以有利地用于多种产品，例如用于汽车、电子装置和家用器具的转子、传感器等。

发明实施方式

下文中，通过以下实施例更详细地解释本发明。但是以下实施例旨在进一步说明本发明，而不是使其范围限于此。

[实施例]

参照例：磁特性和密度的测量

在大气中在20℃下用15kOe(或1200kA/m)的最大施加磁场使用B-H曲线描绘仪(B-H Curve Tracer)测量以下各制备例中制备的烧结铁氧体磁体的最大磁能积((BH)_max)。此外，将烧结铁氧体磁体各自切成5mm的宽度和5mm的厚度，然后测量其在4πI-H曲线的第一象限中的饱和磁化强度(4πIs)和各向异性磁场(H_A)。铁氧体磁体的密度通过阿基米德法测量。

制备例1

制备例1-1：混合过程

氧化铁(纯度为99％或更大的Fe₂O₃)、碳酸锶(SrCO₃)、碳酸钙(CaCO₃)、氧化镧(La₂O₃)、氧化钴(CoO)和氧化锌(ZnO)用作起始材料。将这些起始材料共混以产生Ca_(1-x-y)Sr_xLa_y·Fe_(2n-m1-m2)CO_m1Zn_m2O₁₉的铁氧体磁体，其满足如下表1所示的组成。为了促进铁氧体反应，基于共混原料的总重量，向共混原料中添加0.1重量％H₃BO₃。将共混原料与水混合至40重量％的浓度，随后湿循环混合2小时。将由此获得的原料在130℃干燥24小时。

[表1]

制备例1-2：煅烧过程

将制备例1-1中干燥的粉末在大气中在1200℃下煅烧30分钟以获得煅烧产物。

制备例1-3：粗粉碎和细粉碎过程

使用干式振动磨机将制备例1-2的煅烧产物粉碎成平均颗粒直径为4μm的粗粉末。为了将经粗粉碎的粉末细粉碎，将经粗粉碎的粉末和水装到循环式磨碎机中，使得经粗粉碎的粉末的浓度为40重量％。此外，向其中添加10重量％Fe₂O₃、1.7重量％CaCO₃、0.45重量％SiO₂、1.5重量％La₂O₃和0.6重量％葡萄糖酸钙(基于经粗粉碎的粉末的总量)以获得如上表1所示的用于烧结产物的组成。细粉碎之后的粉末的平均颗粒直径被调节至0.65μm。

制备例1-4：压制过程

对作为如制备例1-3中获得的经细粉碎的粉末和水的混合物的浆料进行脱水，使得经细粉碎的粉末的浓度为63重量％。然后使用湿式磁场压制(其中，在平行于压制方向的方向上施加磁场)将其制备成盘(直径40mm×厚度11mm)形式的压制产物样品。在这样的情况下，磁场强度设置为10kOe(或796kA/m)并且压制压力设置为0.4吨/cm²。

制备例1-5：烧结过程

将制备例1-4中获得的生坯在1210℃烧结1小时，由此获得的烧结产物使用双面厚度处理机处理成7mm的厚度，从而获得烧结铁氧体磁体。

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁特性和密度。结果如下表2所示。烧结铁氧体磁体的相对于Zn/Co含量比变化的饱和磁化强度(4πIs)和各向异性磁场(H_A)的变化如图1所示。图2中示出了最大磁能积((BH)_max)的变化。由制备例1的样品4制备的烧结铁氧体磁体的平行于轴向的平面的扫描电子显微(SEM)图像如图3所示。

[表2]

如表2所示，样品1至3和7至9是本发明的比较例，以及样品4至6是本发明的实施例。当Zn/Co含量比(即m2/m1)在0.335至0.800范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大，这显著高于其Zn/Co含量比(m2/m1)落入以上范围之外的比较例。

此外，存在其中在4πIs增加的同时各向异性磁场没有骤减的一定的Zn/Co含量比(m2/m1)范围。当Zn/Co含量比(m2/m1)超过以上范围时，各向异性磁场骤减，这使最大磁能积降低。当Zn/Co含量比(m2/m1)小于以上范围时，4πIs降低，从而没有获得高的最大磁能积。

制备例2

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于Ca、Sr和La的组成比改变成如下表3所示。

[表3]

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁特性和密度。结果如下表4所示。

[表4]

如表4所示，样品10、11、15和16是本发明的比较例，以及样品12至14是本发明的实施例。当Ca和La含量的总和(即，1–x)在0.92至0.97范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。当Ca和La含量的总和(1–x)超过0.97时，由于相不稳定性增大并且饱和磁化强度降低因此最大磁能积降低。当其小于0.92时，Co和Zn的置换固溶体含量不足，这使4πIs降低，从而没有获得如本发明所需要的最大磁能积。

制备例3

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于Co和Zn含量的总和(即，m1+m2)改变成如下表5所示。

[表5]

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁特性和密度。结果如下表6所示。

[表6]

如表6所示，样品17、18、24和25是本发明的比较例，以及样品19至23是本发明的实施例。当Co和Zn含量的总和(m1+m2)在0.25至0.35范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。当Co和Zn含量的总和(m1+m2)小于0.25时，由于置换固溶体含量降低因此饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低，从而没有获得高的最大磁能积。当Co和Zn含量的总和(m1+m2)超过0.35时，由于由过多的置换固溶体含量引起的非磁化相形成(转而取代Fe离子失败)而使饱和磁化强度和各向异性磁场同时降低，因此最大磁能积降低。

制备例4

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于Ca、La和Zn含量的总和(即，1–x+m2)改变成如下表7所示。

[表7]

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁性和密度。结果如下表8所示。

[表8]

如表8所示，样品26和31是本发明的比较例，以及样品27至30是本发明的实施例。当Ca、La和Zn含量的总和(1–x+m2)在1.0至1.1范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。当Ca、La和Zn含量的总和(1–x+m2)小于1.0时，由于各元素的置换固溶体含量不足而使饱和磁化强度和各向异性磁场降低，这使得最大磁能积降低。此外，当Ca、La和Zn含量的总和(1–x+m2)超过1.1时，由于各元素过多的固溶体含量而使各向异性磁场降低，从而使最大磁能积降低。

制备例5

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于2n改变成如下表9所示。

[表9]

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁特性和密度。结果如下表10所示。

[表10]

如表10所示，当2n在9.0至10.0范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。当2n小于9.0时，除Fe之外的所有元素相对增加，并且置换固溶体的含量过量，使得饱和磁化强度和各向异性磁场降低，这使最大磁能积降低。此外，当2n超过10.0时，由于未反应的α-Fe₂O₃的影响因此饱和磁化强度和各向异性磁场降低，这使最大磁能积降低。

制备例6

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于Ca/La含量比(即，(1–x–y)/y)改变成如下表11所示。

[表11]

对由此获得的烧结铁氧体磁体各自测量磁特性和密度。结果如下表12所示。

[表12]

如表11所示，样品38和43是本发明的比较例，以及样品39至42是本发明的实施例。

如表12所示，当Ca/La含量比((1–x–y)/y)在1.0至1.15范围内时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。当Ca/La含量比((1–x–y)/y)小于1.0时，饱和磁化强度和各向异性磁场不足，这使最大磁能积降低。当Ca/La含量比((1–x–y)/y)超过1.15时，由于大量Ca而形成非磁化相，从而使饱和磁化强度和各向异性磁场降低，这使最大磁能积降低。

制备例7

以与制备例1中相同的方式制备烧结铁氧体磁体，不同之处在于进行细粉碎使得对于制备例1的样品4的组成，颗粒直径为0.55μm、0.60μm、0.8μm、0.85μm或0.95μm。对由此获得的烧结铁氧体磁体测量最大磁能积，烧结铁氧体磁体的相对于颗粒直径变化的最大磁能积的变化如图4所示。

如图4所示，当细粉末的颗粒直径为0.55μm时，形成超细粉末，这使脱水能力和取向劣化，从而使最大磁能积骤减。当细粉末的颗粒直径为0.85μm或更大时，没有获得充足的烧结密度，这引起缺陷如许多孔，从而使最大磁能积降低。

Claims (10)

1.一种铁氧体磁性材料，其包含具有六方结构的磁铅石相的主相，其中构成所述主相的元素包含由下式1表示的组成：

[式1]

Ca_(1-x-y)Sr_xLa_y·Fe_(2n-m1-m2)Co_m1Zn_m2O₁₉

其中0.335≤m2/m1≤0.8，

0.25≤m1+m2≤0.35，

0.92≤1-x≤0.97，

1.0≤(1-x-y)/y≤1.15，

1.0≤1-x+m2≤1.1，以及

9.0≤2n≤10.0。

2.根据权利要求1所述的铁氧体磁性材料，其平均颗粒直径为0.6μm至0.8μm。

3.根据权利要求1所述的铁氧体磁性材料，其中m1和m2的值满足0.3≤m1+m2≤0.34和0.6≤m2/m1≤0.7的条件。

4.根据权利要求1所述的铁氧体磁性材料，其中x和y的值满足0.95≤1-x≤0.965和1.05≤(1-x-y)/y≤1.10的条件。

5.根据权利要求1所述的铁氧体磁性材料，其中x和m2的值满足1.03≤1-x+m2≤1.06的条件。

6.根据权利要求1所述的铁氧体磁性材料，其中2n的值满足9.3≤2n≤9.4的条件。

7.一种烧结铁氧体磁体，其通过烧结根据权利要求1至6中任一项所述的铁氧体磁性材料来制备，以及当在4πI-H曲线的第一象限中饱和磁化强度(4πIs)为4.85kG或更大并且各向异性磁场(H_A)为24.5kOe或更大时，最大磁能积((BH)_max)为5.6MGOe或更大。

8.根据权利要求7所述的烧结铁氧体磁体，其平均密度为5.1g/cm³至5.2g/cm³。

9.一种分段型永磁体，源自根据权利要求1至6中任一项所述的铁氧体磁性材料。

10.一种制品，包含根据权利要求9所述的分段型永磁体。