CN109754970A - 一种稀土磁体及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种稀土磁体及其制备方法。所述稀土磁体的磁体成分为：R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e；其中R为包含Nd在内的一种或多种稀土元素；M1为Cu、Ga、Al、Zn、Ge、Ag、Cd、In或Sn中的一种或多种，M2为Zr、Nb、Ti、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W中的一种或多种；其中13.0<a<15.7，0.20<b<2.50，5.0<c<6.1，0≤d1<2.2，0<d2<1.5，0<e<0.45，且：设m＝(a‑2(c‑2e))/(0.5d1+d2)，n＝b/(d1+d2)，则3.5<m<9，0.2<n<2.5。所述制备方法经过两次加入原料制作成合金铸片，再经合金铸片的破碎、细粉混合、取向压型、低温预热、烧结回火制得上述磁体。本发明的稀土磁体同时具有高的方形度和内禀矫顽力，并且实现批量生产的稳定性。

Description

一种稀土磁体及其制备方法

技术领域

本发明涉及磁体的制造技术领域，特别涉及一种稀土磁体及其制备方法。

背景技术

烧结钕铁硼磁体有着优异的磁性能，被广泛的应用于电子信息、汽车工业、医疗设备、能源交通等许多领域。近年来，在风力发电、节能家电及新能源汽车等节能环保领域有了新的应用。其中很多应用要求磁体具有较好的耐热性，即不仅要求磁体具有较高的最大磁能积，即(BH)max，同时还要求有高的内禀矫顽力(Hcj)，以减少在使用过程中尤其是在相对使用温度较高的环境下的不可逆减磁，确保磁体在上述环境中长期使用时仍保持高的磁性能。

业界有通过用镝(Dy)或铽(Tb)等重稀土金属元素来部分替代原有磁体中钕(Nd)，从而提高矫顽力的方法，可以得到明显提高的矫顽力，但由于在主相化合物R2Fe14B(其中，R为一种或多种稀土元素，其中Nd为必要元素)中重稀土原子磁矩和Fe磁矩反平行排列，因此随着Dy或Tb的替代量的增加在提高矫顽力的同时，磁体的剩磁(剩余磁通密度)和磁能积都降低。另一方面，Dy或Tb等重稀土金属价格相对Nd更高，因此用Dy或Tb部分替代Nd也会提高磁体的成本。

为克服上述不足，近年来通过对烧结磁体晶界热扩散重稀土Dy或Tb的方法被证明有助于内禀矫顽力的提高，并且对磁体剩磁或磁能积影响很小。然而由于在一定扩散条件下，扩散物由磁体表面向磁体中心扩散距离有限，一般单方向不大于5mm，因此该方法对磁体的尺寸有限制，不适合生产大块的磁体。

在本领域，也采用细化晶粒的方法提升内禀矫顽力。在实验室无重稀土条件下采用He气流磨将粉末磨细至约1μm，并采用PLP(pressless process)的工艺成功将内禀矫顽力提升至20kOe，但该晶粒细化工艺必须采用特殊设备才能实现(CN102422367)，工艺难度大，成本高。

“低B磁体”技术是在减少或不用重稀土的前提下提高内禀矫顽力的另一方法。该方法能够实现大块磁体均匀提高，并且不需要花费大的成本细化晶粒。但该技术发展到现在仍旧存在问题：一方面所得磁体退磁曲线方形度(Hk)差，磁体在动态工作条件下的磁性稳定性差；另一方面，工艺窗口窄，磁体性能对工艺参数的微小变化非常敏感，批量生产稳定性得不到保证。造成上述问题的原因主要为局部软磁相的存在和富稀土晶界相不足造成的晶粒长大。

发明内容

本发明的目的之一在于提出一种稀土磁体，在减少或不用重稀土的前提下提高内禀矫顽力，实现大块磁体均匀提高，无需花费大的成本细化晶粒，且可以减少软磁相和适当增加富稀土相，从而减少甚至避免晶粒长大，最终提高磁体的方形度，并且实现批量生产的稳定性。

本发明稀土磁体的磁体成分(原子百分比)：R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e。其中R为包含Nd在内的一种或多种稀土元素，换言之，R为一种或多种稀土元素，其中Nd为必要元素。M1为Cu、Ga、Al、Zn、Ge、Ag、Cd、In和Sn中的一种或多种，M2为包含Zr、Nb、Ti、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W中的一种或多种；其中13.0<a<15.7，0.20<b<2.50，5.0<c<6.1，0≤d1<2.2，0<d2<1.5，0<e<0.45，且：设m＝(a-2(c-2e))/(0.5d1+d2)，n＝b/(d1+d2)，则3.5<m<9，0.2<n<2.5。

本发明用m近似表示晶界相中稀土与低熔点金属的原子比，用n表示Co与低熔点金属的原子比，通过m、n的设定，来限定磁体所含成分之间的各种原子之间的数量关系，以此来克服磁体中由于局部软磁相的存在和富稀土晶界相不足造成的晶粒长大，提高磁体的方形度并且实现批量生产的稳定性。

本发明引入M2与B形成硼化物，一方面有助于调控主相的比例，另一方面M2的添加有助于抑制晶粒的异常长大；此外，通过对m值的限定确保稀土在形成主相后有一定量多余，从而与过渡族金属T与Al或/和M1结合，在晶界形成分布均匀的含稀土的有益相，同时也从一定程度上起到抑制晶粒长大的作用。由于Al会进入主相，因此Al进入晶界相的比例有别于其他M1，故本发明特意提出“Al_d1”以示区别。另一方面，本发明控制Al和M1的含量且调整Co含量与Al、M1的比例关系，进而优化晶界相的成分和分布，减少软磁性相的生成。综合上述方法，能在提高磁体矫顽力的同时避免方形度的下降。

若m≥9，当由低熔点金属过少导致m≥9，则有益的晶界相过少，还易形成软磁相，从而导致矫顽力和方形度降低；当由高熔点金属过多或硼过少导致m≥9，则会导致主相过少，从而降低剩磁。若m≤3.5，当由低熔点金属过多导致m≤3.5，会一定程度影响剩磁；当由硼太多导致m≤3.5，硼太多导致晶界相中的稀土减少，则降低矫顽力和方形度。

若n≥2.5，当由主相中的Co过多导致n≥2.5，Co过多影响剩磁和矫顽力；当由晶界低熔点金属过少导致n≥2.5，从而减少了有益晶界相的形成，从而降低矫顽力和方形度。若n≤0.2，当由主相中Co过少导致n≤0.2时，Co过少影响主相居里温度和耐温特性；当由晶界低熔点金属过多导致n≤0.2时，晶界低熔点金属过多造成降低主相的比例从而降低剩磁。

上述稀土磁体的氧含量为400-1500ppm，碳含量为520-1000ppm，氮含量为25-650ppm；方形度在91％以上。磁体性能对工艺参数的微小变化不再敏感，能够实现批量生产，磁体的稳定性得到保证。

本发明的另一目的在于提出一种稀土磁体的制备方法，制造的稀土磁体退磁曲线方形度高，且实现批量生产的稳定性。

本发明通过如下步骤实现上述目的：

一种磁体的制备方法，包括如下步骤：

制作合金铸片：将合金R-Fe-B-M1的原材料和完全熔化时，再将M2-Co合金粉加入，熔体温度稳定后浇注冷却成合金铸片；

合金铸片的破碎：将上述得到的合金铸片先采用氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉；

细粉混合：将所述磁粉添加润滑剂后再充分混合得到混合粉末；

取向压型：将所述混合粉末取向压型得到压坯；

烧结：在真空度达10^-4Pa-10^-1Pa，或是充满惰性气体的环境下对所述压坯进行高温烧结，烧结温度为1020℃-1090℃，烧结保温时间为30分钟-12小时，而后快速冷却至室温；

回火：在真空环境下对烧结样进行回火处理，回火温度为420℃-680℃，回火保温时间为20分钟-8小时。

更为优选地，在所述烧结步骤前，对压坯进行低温预热处理：在真空环境或充满惰性气体的环境下对压坯的环境进行的预热处理，所述真空环境为10^-4Pa-10^-1Pa，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa；所述预热处理温度为300-1000℃，热处理时间为10分钟-12小时；保温结束快速冷却至低于200℃。

为了控制M1的含量且调整Co含量与M1的比例关系，进而优化晶界相的成分和分布，减少软磁性相的生成，所述M2-Co合金粉中的Co的质量分数为p％，p>50，M2-Co的添加量占总合金的质量分数为q％，q＜3.2。

优选地，冷却所述合金铸片使用的冷却辊速控制在1.2m/s-2.2m/s。

作为优选方案，所述合金铸片厚度为0.10-0.35mm，当铸片<0.10mm时，易产生超细晶粒；当铸片过厚>0.35mm，易发生晶粒过大产生α-Fe。所述合金铸片具有富稀土相片层结构，所述富稀土相片层结构的平均宽度为dμm，0.8<d<5.5。富稀土相片层结构的平均宽度从一定程度上对应了平均晶粒大小，因此富稀土相片层结构太窄或太宽导致晶粒过细或过粗。本发明的合金铸片厚度和富稀土相片层结构平均宽度的取值，均有利于保证晶粒在合适范围。

进一步地，所述磁粉的D50为Dμm，与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d满足：D不小于0.6d。所述磁粉的D90/D10与D50的比为0.7-1.6，在此范围内粉末粒度分布更加集中，有利于抑制磁体晶粒粒径分布太宽而造成的方形度下降。

在所述烧结步骤之前的所述低温预热处理：所述真空环境为10^-4Pa-10^-1Pa，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa；预热处理温度为300-1000℃；热处理时间为10分钟-12小时；保温结束快速冷却至低于200℃。结合烧结时采用低温预烧结的方法，可进一步抑制晶粒长大，从而提升方形度。

兼顾R-Fe-B-M1合金的加热时间以及温度，为了更好地溶化M2-Co合金，所述制作合金铸片步骤加入的M2-Co合金粉为纳米粉或亚微米粉，其粉末平均粒径为50-800nm。

本发明稀土磁体的制备步骤可以为：

合金铸片的准备：将合金R-Fe-B-M1的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待温度在1300℃以上某个温度，合金原材料完全熔化时，将一定量的M2-Co合金的纳米粉或亚微米粉通过二次加料方式倾倒入坩埚内，M2-Co合金粉中的Co的质量分数为p％，p>50，M2-Co的添加量占总合金的质量分数为q％，q＜3.2，其粉末平均粒径为50-800nm。待熔体温度稳定1-5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.2m/s-2.2m/s。合金片厚度为0.10-0.35mm，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为dμm，0.8<d<5.5。

本发明采用将合金R-Fe-B-M1的原材料完全熔化时，再将M2-Co合金粉加入的二次加料方式加入M2-Co合金粉，目的是控制M2元素尽量不进入主相，以保证不降低主相饱和磁化强度，从而不降低磁体的剩磁和磁能积；另一方面可调节Co进入主相比例，这使得从一定程度提高主相居里温度，但又不致磁晶各向异性和饱和磁化强度降低太多，使Co的加入对矫顽力和剩磁的影响控制在一定范围内。调整合金配方与合金制备体系的冷却能力从而控制富稀土相片层结构厚度，与后续破碎工艺相结合，使晶粒尺寸与合金片状晶厚度呈一定关系，使粉末携带富稀土相的比例得到保证。

合金的破碎：将上述得到的合金铸片先采用氢破碎，而后进行气流磨，调节气流磨磨室压力和分级轮转速，获得磁粉的D50为Dμm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d满足D不小于0.6d，控制该参数有利于抑制稀土进入超细粉的量，从而高效利用稀土，并实现对最终磁体中的稀土含量和生成相的稳定控制，抑制出现方形度下降的概率；并且D90/D10与D50的比0.7-1.6，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。

细粉混合：将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合10分钟至10小时。当混粉的时间少于10分钟，则出现混粉不均匀现象；而当混粉时间大于10小时，会导致细粉末的氧含量会增加，导致性能下降。

取向压型：对混合后的粉末进行常规的取向压型。

低温预热处理：在真空烧结炉中对压坯进行排气处理后，在真空环境或充满惰性气体的环境下对压坯进行低温预热处理。所述真空环境为10^-4Pa-10^-1Pa。所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa。预热处理温度为300-1000℃，加热时间为10分钟-12小时，更优选预热处理温度为450-900℃。保温结束快速冷却至低于200℃。预热处理的作用在于改变粉末烧结特性，使磁粉在烧结过程中不易发生晶粒异常长大。

烧结：在升温加热阶段对真空烧结炉腔体进行抽真空，真空度达10^-4Pa-10^-1Pa，在烧结保温段在充满惰性气体的环境下对预热处理生坯进行低温烧结，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa，烧结温度为1020℃-1090℃，烧结保温时间为30分钟-12小时，而后快速冷却至室温。

回火：在真空环境下对烧结样进行回火处理，回火温度为420℃-680℃，回火保温时间为20分钟-8小时。

本发明也可以在经上述方法制备的磁体基体上进行进一步的晶界扩散重稀土的处理。

烧结、回火过程在真空或者惰性气体的环境下进行，确保磁体的氧含量为400-1500ppm，碳含量为520-1000ppm，氮含量为25-650ppm；方形度在91％以上。在整个工艺过程中控制氧碳氮含量，能抑制氧、碳和氮对稀土的消耗，并有助于增加液相的流动性，最终得到具有较高矫顽力和方形度，且批量生产稳定性佳的稀土磁体。

本发明稀土磁体的制备方法采用二次加料方式添加Co和难熔金属合金粉末，一方面让Co不过分多的进入主相以免降低其内禀特性，另一方面使难熔金属的均匀添加抑制晶粒过分长大；采用氢化前的活化使粉末破碎更彻底；在气流磨过程中控制D50和甩带富稀土相间隔的关系避免稀土过多进入超细粉从而稳定控制最终磁体中的稀土含量和生成相，同时控制D90/D10与D50的比值，这也能使磁粉粒度分布更加集中，有利于提升方形度；结合烧结时采用预热处理的方法，抑制晶粒长大，进一步提升方形度。综合这些方法，本发明不仅能提升磁体内禀矫顽力，并将磁体方形度控制在91％以上，而且还拓宽了工艺稳定的参数范围，从而提升了批量生产的稳定性。

按照本发明方法制造的R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e(a、b、c、d1、d2和e为原子百分数)，磁体基体可以对磁体形状、尺寸没有限制，并节约了重稀土，在减少或不用重稀土的前提下提高内禀矫顽力，获得矫顽力和磁能积双高的磁体。尤其是能获得退磁曲线的方形度改善的磁体，并且相对节约稀土总量。在此基础上可以进一步进行晶界扩散能获得更高矫顽力且剩磁不降低的磁体。

具体实施方式

本发明提供一种稀土磁体，磁体成分(原子百分比)：R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e。其中R为包含Nd在内的一种或多种稀土元素，换言之，R为一种或多种稀土元素，其中Nd为必要元素。M1为Cu、Ga、Al、Zn、Ge、Ag、Cd、In和Sn中的一种或多种，M2为包含Zr、Nb、Ti、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W中的一种或多种；其中13.0<a<15.7，0.20<b<2.50，5.0<c<6.1，0≤d1<2.2，0<d2<1.5，0<e<0.45，且：设m＝(a-2(c-2e))/(0.5d1+d2)，n＝b/(d1+d2)，则3.5<m<9，0.2<n<2.5。

本发明稀土磁体的氧含量为400-1500ppm，碳含量为520-1000ppm，氮含量为25-650ppm；方形度在91％以上。

本发明公开的上述稀土磁体的制备方法为：

合金铸片的准备：将合金R-Fe-B-M1的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待温度在1300℃以上某个温度，合金原材料完全熔化时，将一定量的M2-Co合金的纳米粉或亚微米粉通过二次加料方式倾倒入坩埚内，M2-Co合金粉中的Co的质量分数为p％，p>50，M2-Co的添加量占总合金的质量分数为q％，q＜3.2，其粉末平均粒径为50-800nm。待熔体温度稳定1-5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.2m/s-2.2m/s。合金片厚度为0.10-0.35mm，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为dμm，0.8<d<5.5。冷却辊速影响了合金片晶粒生长的组织结构，因此冷却辊速度过快，则容易形成过细的等轴晶，过慢则容易发生晶粒粗大或形成α-Fe。

之所以采用二次加料方式加入M2-Co合金粉是控制M2尽量不进入主相，不降低主相饱和磁化强度，从而不降低磁体的剩磁和磁能积；另一方面可调节Co进入主相比例，这使得从一定程度提高主相居里温度，但又不致磁晶各向异性和饱和磁化强度降低太多，使Co的加入对矫顽力和剩磁的影响控制在一定范围内。调整合金配方与合金制备体系的冷却能力从而控制富稀土相片层结构厚度，与后续破碎工艺相结合，使晶粒尺寸与合金片状晶厚度呈一定关系，使粉末携带富稀土相的比例得到保证。

合金的破碎：将上述得到的合金铸片先采用氢破碎，而后进行气流磨，调节气流磨磨室压力和分级轮转速，获得磁粉的D50为Dμm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d满足D不小于0.6d，控制该参数有利于抑制稀土进入超细粉的量，从而高效利用稀土，并实现对最终磁体中的稀土含量和生成相的稳定控制，抑制出现方形度下降的概率；并且D90/D10与D50的比为0.7-1.6，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。

细粉混合：将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合10分钟至10小时。混粉的时间少于10分钟则混粉不均匀，混粉时间大于10小时粉末氧含量会增加，导致性能下降。

取向压型：对混合后的粉末进行常规的取向压型。

低温预热处理：在真空烧结炉中对压坯进行排气处理后，在真空环境或充满惰性气体的环境下对压坯进行低温预热处理，所述真空环境为10^-4Pa-10^-1Pa，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa，预热处理温度为300-1000℃，热处理时间为10分钟-12小时，更优选预热处理温度为450-900℃。保温结束快速冷却至低于200℃。预热处理的作用在于改变粉末烧结特性，使磁粉在烧结过程中不易发生晶粒异常长大。

烧结：在升温加热阶段对真空烧结炉腔体进行抽真空，真空度达10^-4Pa-10^-1Pa，在烧结保温段在充满惰性气体的环境下对预热处理的压坯进行低温烧结，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa，烧结温度为1020℃-1090℃，烧结保温时间为30分钟-12小时，而后快速冷却至室温。当烧结保温时间少于30分钟，烧结时间过短炉内温度并未达到均匀，磁体被加热的温度不均，磁体内致密化不均匀；相反，当烧结保温时间大于12小时，会由于时间过长磁体容易发生晶粒长大。

回火：在真空环境下对烧结样进行回火处理，回火温度为420℃-680℃，回火保温时间为20分钟-8小时。在此过程中，当回火时间短于20分钟，炉内温度不能达到彻底均匀；而当回火时间高于8小时对有益相的形成没有更多帮助，且会浪费能源。

本发明也可以在经上述方法制备的磁体基体上进行进一步的晶界扩散重稀土的处理。

按照本发明方法制造的R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e(a、b、c、d1、d2和e为原子百分数)，磁体基体可以对磁体形状、尺寸没有限制，并节约了重稀土，在减少或不用重稀土的前提下提高内禀矫顽力，获得矫顽力和磁能积双高的磁体。尤其是能获得退磁曲线的方形度改善的磁体，并且相对节约稀土总量。在此基础上可以进一步进行晶界扩散能获得更高矫顽力且剩磁不降低的磁体。

下面，通过具体实施例来说明本发明。需要说明的是，在上述说明中已经清楚描述了本发明磁体的制备方法，其中涉及参数所披露的数值范围，均具有能够实现既定功效之作用，换言之，本领域普通技术人员，从上述各参数限定的数值范围任意取值，构成的任一实施例，均能够实现本发明的功效。本发明下面所例举的实施例，是本发明制备方法的特别举例，以说明本发明能够实现上述功效，非穷举，不应以实施例的取值限定本发明的保护范围，特此说明。

实施例1：

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为83％，Zr-Co的添加量为合金总质量的1.2％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.5m/s，得到平均厚度为0.23mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为3.6μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为2.9μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为0.8；并且D90/D10为3.2，其与D50的比值为1.1，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合2小时。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型。随后在真空烧结炉中进行压坯的排气，而后在2.0×10^-2Pa对压坯进行低温预热处理，预热处理温度为650℃，热处理时间为1.5小时，之后快速冷却至200℃。而后再对预热处理的生坯进行烧结和回火：烧结是在2×10²Pa氩气条件下1020℃保温时间为3.5小时，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为520℃保温时间为4小时，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Pr)_15.10Co_1.13Fe_balB_5.68(Cu,Ga)_0.70Zr_0.15。

比较例1：

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-Al-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为80％，Zr-Co的添加量为合金总质量的2.2％。后续其他制备工艺与实施例1都相同，最终得到的磁体R1经ICP测试成分(原子百分数)为(Nd,Pr)_13.0Co_1.99Fe_balB_5.69(Cu,Ga)_1.5Al_1.0Zr_0.32。

比较例2：

上述制备磁体的方法与实施例1相比其他都相同，利用相同粒度的Co粉代替Zr-Co合金粉，采用与其他原材料一起置于坩埚内，得到的磁体R2经ICP测试为(Nd,Pr)_15.08Co_1.13Fe_balB_5.67(Cu,Ga)_0.70。

比较例3：将合金(Nd,Pr)-Fe-B-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为83％，Zr-Co的添加量为合金总质量的1.2％。待熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.5m/s，得到合金片平均厚度为0.34mm，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为4.2μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为2.2μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为0.5，小于0.6；D90/D10为3.7，其与D50的比值为1.7。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合2小时。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型，以及常规的烧结回火：烧结是在2×10²Pa氩气条件下1020℃保温时间为3.5小时，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为520℃保温时间为4.0小时，得到磁体R3，经ICP测试成分为(Nd,Pr)_15.08Co_1.12Fe_balB_5.68(Cu,Ga)_0.70Zr_0.13。

比较例4：

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-Al-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为55％，Zr-Co的添加量为合金总质量的3.5％。后续其他制备工艺与实施例1都相同，最终得到的磁体R4经ICP测试成分(原子百分数)为(Nd,Pr)_15.60Co_2.22Fe_balB_5.70(Cu,Ga)_0.40Al_0.10Zr_1.15。

比较例5：

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-Al-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为36％，Zr-Co的添加量为合金总质量的0.74％。后续其他制备工艺与实施例1都相同，最终得到的磁体R5经ICP测试成分(原子百分数)为(Nd,Pr)_15.10Co_0.20Fe_balB_5.70(Cu,Ga)_1.00Al_0.50Zr_0.35。

比较例6:

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-Al-(Cu,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将200nm的Zr-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Co合金粉中的Co的质量百分含量为88％，Zr-Co的添加量为合金总质量的1.11％。后续其他制备工艺与实施例1都相同，最终得到的磁体R6经ICP测试成分(原子百分数)为(Nd,Pr)_15.80Co_1.11Fe_balB_5.68Al_0.20(Cu,Ga)_0.40Zr_0.10。

对实施例1(S1)的扩散样品和比较例1-6(R1、R2、R3、R4、R5和R6)回火态磁体进行磁性检测，及氧、碳、氮含量的检测。测试结果见表一，由表一结果可以看到相对于比较例1、2和3，实施例1所得的试样同时具有更高的方形度和内禀矫顽力。

表一 试样m、n值及回火态S1-A、R1-A、R2-A、R3-A、R4-A、R5-A和R6-A磁性能及氧碳氮含量表

实施例2：

将合金(Nd,Pr,Gd)-Fe-B-Al-(Zn,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将50nm的Zr-Hf-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Hf-Co合金粉中的Co的质量百分含量为76％，Zr-Hf-Co的添加量为合金总质量的2.76％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.2m/s，得到平均厚度为0.28mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为2.5μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为3.3μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为1.3；并且D90/D10为3.1，其与D50的比值为0.9，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合30分钟。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型。随后在真空烧结炉中进行压坯的排气，而后通入氩气，在1.3×10³Pa对压坯进行低温预热处理，预热处理温度为300℃，热处理时间为12小时，之后快速冷却至200℃。而后再对预热处理的生坯进行烧结和回火：烧结是在7.8×10^-4Pa氩气条件下1090℃保温时间为30分钟，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为420℃保温时间为8小时，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Pr,Gd)_15.60Co_2.40Fe_balB_6.05Al_0.10(Zn,Ga)_1.40(Zr,Hf)_0.40。测试该磁体性能见表二。

实施例3：

将合金(Nd,Ho,Y)-Fe-B-Al-(Sn,Cu)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将50nm的Nb-Mo-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Nb-Mo-Co合金粉中的Co的质量百分含量为65％，Nb-Mo-Co的添加量为合金总质量的0.42％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在2.2m/s，得到平均厚度为0.13mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为1.2μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为2.5μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为2.1；并且D90/D10为3.5，其与D50的比值为1.4，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合5小时。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型。随后在真空烧结炉中进行压坯的排气，在真空度为8.6×10^-4Pa下对压坯进行低温预热处理，预热处理温度为1000℃，热处理时间为10分钟，之后快速冷却至200℃。而后再对预热处理的生坯进行烧结和回火：烧结是在2.3×10^-3Pa真空条件下1090℃保温时间为30分钟，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为680℃保温时间为20分钟，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Ho,Y)_13.00Co_0.30Fe_balB_5.10Al_1.00(Sn,Cu)_0.10(Nb,Mo)_0.10。测试该磁体性能见表二。

实施例4：

将合金(Nd,Pr,Dy)-Fe-B-Al-(Ga,In)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将440nm的Zr-V-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-V-Co合金粉中的Co的质量百分含量为78％，Zr-V-Co的添加量为合金总质量的1.12％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.7m/s，得到平均厚度为0.17mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为1.7μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为3.1μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为1.8；并且D90/D10为3.7，其与D50的比值为1.2，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合2.5小时。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型。随后在真空烧结炉中进行压坯的排气，在真空度为2.3×10^-3Pa下对压坯进行低温预热处理，预热处理温度为720℃，热处理时间为3小时，之后快速冷却至200℃。而后再对预热处理的生坯进行烧结和回火：烧结是在2.1×10^-3Pa真空条件下1075℃保温时间为2小时，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为500℃保温时间为3小时，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Pr,Dy)_15.50Co_1.00Fe_balB_5.20Al_0.32(Ga,In)_0.50(Zr,V)_0.20。测试该磁体性能见表二。

实施例5：

将合金(Nd,Pr,Er)-Fe-B-Al-(Cu,Ge)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将520nm的Ti-Zr-W-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Ti-Zr-W-Co合金粉中的Co的质量百分含量为77％，Ti-Zr-W-Co的添加量为合金总质量的1.78％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.9m/s，得到平均厚度为0.24mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为2.2μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为3.4μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为2.2；并且D90/D10为3.9，其与D50的比值为1.2，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。将细粉碎的粉末添加润滑剂后再充分混合2.5小时。之后对混合后的粉末进行常规的取向压型。随后在真空烧结炉中进行压坯的排气，在真空度为2.3×10^-3Pa下对压坯进行低温预热处理，预热处理温度为720℃，热处理时间为3小时，之后快速冷却至200℃。而后再对预热处理的生坯进行烧结和回火：烧结是在2.1×10^-3Pa真空条件下1055℃保温时间为2小时，而后快速冷却至室温；回火是在真空环境下，温度为475℃保温时间为3小时，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Pr,Er)_14.22Co_1.53Fe_balB_5.45Al_0.40(Cu,Ge)_0.75(Ti,Zr,W)_0.30。测试该磁体性能见表二。

实施例6：

将合金Nd-Fe-B-Al-Ga的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将370nm的Nb-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Nb-Co合金粉中的Co的质量百分含量为51％，Nb-Co的添加量为合金总质量的1.24％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.9m/s，得到平均厚度为0.21mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度为2.1μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为3.3μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为1.6；并且D90/D10为3.6，其与D50的比值为1.1，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。之后工艺同

实施例5，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为Nd_15.65Co_0.72Fe_balB_5.04Al_2.1Ga_0.1Nb_0.44。测试该磁体性能见表二。

实施例7：

将合金(Nd,Pr)-Fe-B-Al-(Zn,Ga)的原材料置于坩埚内，抽真空，氩气洗炉，感应加热坩埚，待合金原材料完全熔化时，将480nm的Zr-Ta-Co合金粉通过二次加料装置倾倒入坩埚内，Zr-Ta-Co合金粉中的Co的质量百分含量为66％，Zr-Ta-Co的添加量为合金总质量的3.15％。待坩埚内的熔体温度稳定5min后开始浇注，调节并控制冷却辊速在1.9m/s，得到平均厚度为0.28mm的合金薄片，经显微观察具有富稀土相片层结构，其平均宽度d为2.5μm。将上述得到的合金铸片进行氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉的D50为3.7μm，其与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d之比为1.5；并且D90/D10为4.2，其与D50的比值为1.1，控制粉末粒度分布更加集中，有利于提高磁体最终的方形度。之后工艺同实施例5，得到磁体，经ICP测试成分(原子百分数，以下非特别提出均为原子百分数)为(Nd,Pr)_15.60Co_2.40Fe_balB_5.3Al_0.45(Zn,Ga)_0.52(Zr,Ta)_0.42。测试该磁体性能见表二。

表二 实施例2～7试样m、n值、回火态磁性能及氧碳氮含量表

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种稀土磁体，其特征在于，所述稀土磁体的磁体成分为：R_aFe_balCo_bB_cAl_d1M1_d2M2_e；其中R为包含Nd在内的一种或多种稀土元素；M1为Cu、Ga、Al、Zn、Ge、Ag、Cd、In或Sn中的一种或多种，M2为Zr、Nb、Ti、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W中的一种或多种；其中13.0<a<15.7，0.20<b<2.50，5.0<c<6.1，0≤d1<2.2，0<d2<1.5，0<e<0.45，且：设m＝(a-2(c-2e))/(0.5d1+d2)，n＝b/(d1+d2)，则3.5<m<9，0.2<n<2.5。

2.如权利要求1所述的稀土磁体，其特征在于，其氧含量为400-1500ppm，碳含量为520-1000ppm，氮含量为25-650ppm；所述稀土磁体的方形度在91％以上。

3.一种如权利要求1或2所述的磁体的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

制作合金铸片：将合金R-Fe-B-M1的原材料和完全熔化时，再将M2-Co合金粉加入，熔体温度稳定后浇注冷却成合金铸片；

合金铸片的破碎：将上述得到的合金铸片先采用氢破碎，而后进行气流磨，获得磁粉；

细粉混合：将所述磁粉添加润滑剂后再充分混合得到混合粉末；

取向压型：将所述混合粉末取向压型得到压坯；

烧结：在真空度达10^-4Pa-10^-1Pa，或是充满惰性气体的环境下对所述压坯进行高温烧结，烧结温度为1020℃-1090℃，烧结保温时间为30分钟-12小时，而后快速冷却至室温；

回火：在真空环境下对烧结样进行回火处理，回火温度为420℃-680℃，回火保温时间为20分钟-8小时。

4.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，在所述烧结步骤前，对压坯进行低温预热处理：

在真空环境或充满惰性气体的环境下对压坯的环境进行的预热处理，所述真空环境为10^-4Pa-10^-1Pa，所述惰性气体为氩气，氩分压为10^-1Pa-10³Pa；所述预热处理温度为300-1000℃，热处理时间为10分钟-12小时；保温结束快速冷却至低于200℃。

5.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，所述M2-Co合金粉中的Co的质量分数为p％，p>50，M2-Co的添加量占总合金的质量分数为q％，q＜3.2。

6.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，冷却所述合金铸片使用的冷却辊速为1.2m/s-2.2m/s。

7.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，所述合金铸片厚度为0.10-0.35mm，所述合金铸片具有富稀土相片层结构，所述富稀土相片层结构的平均宽度为dμm，0.8<d<5.5。

8.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，所述磁粉的D50为Dμm，与合金铸片富稀土相片层结构的平均宽度d满足：D不小于0.6d。

9.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，所述磁粉的D90/D10与D50的比为0.7-1.6。

10.如权利要求3所述的磁体的制备方法，其特征在于，所述制作合金铸片步骤加入的M2-Co合金为纳米粉或亚微米粉，粉末平均粒径为50-800nm。