CN114267533A - 具有高韧性的烧结钕铁硼磁体及其制作方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种具有高韧性的烧结钕铁硼磁体及其制作方法，其中该制作方法为分别配置由质量含量9至16wt％的Nd，3至6wt％的Pr，5至16wt％的Ce，0.95至1.1wt％的B，0.8至4.8wt％的由Gd、Co、Ga及Zr中至少两种构成的金属混合物及余下质量含量的Fe组成的主相合金，及由质量含量40至55wt％的Nd，13至20wt％的Pr，3至10wt％的Sn，5至10wt％的Cu，10至20wt％的Al及余下质量含量的由Dy、Ho及Ga中至少一种构成的金属混合物组成的副相合金，将主、副相合金分别熔炼，甩带铸片，并将制成的主、副相合金铸片按照质量百分比90至97％及3至10％的比例混合，再经氢碎，气流磨，磁场取向压制成型，真空等静压，真空烧结及热处理后制成具有高韧性且抗冲击力强的烧结钕铁硼磁体。
Description
技术领域
本发明涉及烧结钕铁硼磁体的技术领域，特别是涉及一种具有高韧性的烧结钕铁硼磁体及其制作方法。
背景技术
烧结钕铁硼磁体是一种稀土铁系永磁功能材料，其综合磁性能是迄今为止所发现的永磁材料中最为优异的。烧结钕铁硼磁体的市场涵盖了计算机、通讯、电声、新能源、航空航天、汽车、工业伺服电机、家用电器等诸多领域。由于烧结钕铁硼磁体中含有约30％的金属Nd(钕)，该种稀土金属是一种较为稀缺而且价格昂贵的材料。出于成本方面的考虑，行业中对于烧结钕铁硼磁体的一些中低性能牌号的产品，通常采用价格相对较低的金属Ce(铈)来部分取代金属钕。但是，材料中加入金属铈后会形成Ce2Fe14B化合物，该种Ce2Fe14B化合物相比不采用金属铈取代金属钕所产生的Nd2Fe14B化合物的脆性更强。由于烧结钕铁硼磁体产品的成品绝大多数是小型、异型规格，所以成品基本上均需将烧结钕铁硼磁体经过各种形式的机械加工而制成，通常的机械加工手段包括平磨、无心磨、切片、打孔、掏孔、切方滚圆、线切割、异型砂轮磨瓦、倒角、电镀、电泳、磷化等，而上述加工处理过程均对烧结钕铁硼磁体材料本身的冲击韧性有较高的要求。如果烧结钕铁硼磁体材料的冲击韧性较差，则在加工处理过程中将不可避免地会产生大量的磕边、掉角、断裂等残次品，不仅使产品的合格率降低，还造成一定程度的资源浪费，而且会极大地降低企业的生产利润，甚至还会严重制约烧结钕铁硼磁体材料的市场应用范围。因此，如何提高烧结钕铁硼磁体的冲击韧性，已成为本产业亟待解决的一个重要的技术课题。
发明内容
本技术方案要解决的技术问题是如何提升烧结钕铁硼磁体材料的冲击韧性，以避免烧结钕铁硼磁体材料在后续的成品加工处理中产生大量的残次品，从而确保加工成品具有较高的合格率，且在一定程度上减少资源的浪费，并能提升企业的生产利润。
为了解决上述技术问题，本技术方案提供了一种具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，该制作方法的步骤包括：
配置主、副相合金：配置主相合金，该主相合金包含：质量含量为9至16wt％的Nd，质量含量为3至6wt％的Pr，质量含量为5至16wt％的Ce，质量含量为0.95至1.1wt％的B，质量含量为0.8至4.8wt％的由Gd、Co、Ga及Zr中至少两种构成的金属混合物，余下质量含量的Fe；配置副相合金，副相合金包含：质量含量为40至55wt％的Nd，质量含量为13至20w t％的Pr，质量含量为3至10wt％的Sn，质量含量为5至10wt％的Cu，质量含量为10至20wt％的Al，余下质量含量的由Dy、Ho及Ga中至少一种构成的金属混合物；
制备主、副相合金铸片：将配置的主相合金和副相合金分别经熔炼与甩带工艺而制备成主相合金铸片和副相合金铸片；
混合主、副相合金铸片：将主相合金铸片按照质量百分比为90至97％以及副相合金铸片按照质量百分比为3至10％的比例混合；
粉碎主、副相合金铸片：将混合后的主、副相合金铸片应用氢碎与气流磨工艺进行粉碎，并将粉碎后生成的微粉均匀混合；
微粉压制成型：应用烧结钕铁硼磁体成型模具对微粉进行磁场取向与压制成型以制成压坯，并将压坯进行真空封装及等静压操作；
压坯真空烧结：将压坯除去真空封装并装入石墨盒内送入真空烧结炉进行真空烧结；
热处理：将经真空烧结后的压坯进行回火处理以得到烧结毛坯。
本技术方案的制作方法，通过在主相合金铸片中添加副相合金铸片以使在后续真空烧结过程中使材料主相边界处的Ce元素被副相中的Nd和Pr元素所取代而形成Nd-Fe-B或Pr-F e-B壳层，以此可有效提高烧结后的烧结钕铁硼磁体材料的冲击韧性；另外，利用副相合金中的Sn、Cu、Al元素的添加可有效降低副相熔点，增强副相的流动性，减少烧结钕铁硼磁体材料的微观缺陷，而且可有效增强主相和副相的浸润性，提高主相和副相的结合力，降低沿晶断裂产生的几率。
作为本技术方案的另一种实施，于制备主、副相合金铸片步骤中，熔炼炉内最高真空度为1至10Pa，熔炼过程中熔炼炉内充入氩气后压力为-0.04MPa，主相合金的熔炼温度为1350至1450℃，副相合金的熔炼温度为1100至1200℃。
作为本技术方案的另一种实施，于粉碎主、副相合金铸片步骤中，氢碎反应炉内充入0.1至0.3MPa氢气，使主、副相合金铸片与氢气发生吸氢反应，并于吸氢饱和后将氢碎反应炉内温度加热至500至600℃，之后抽真空2至5小时进行脱氢并冷却至室温，以使主、副相合金铸片粉碎成粗粉。
作为本技术方案的另一种实施，于粉碎主、副相合金铸片步骤中，将粗粉置入气流磨内进一步粉碎，且粉碎过程通入氮气保护，以生成平均粒度在2.5至3.5μm之间的微粉，产出的微粉经过充分均匀混合，以避免成分偏析。
作为本技术方案的另一种实施，于微粉压制成型步骤中，磁场取向的磁场强度≥1.5T。
作为本技术方案的另一种实施，于压坯真空烧结步骤中，真空烧结的烧结温度为1000至1100℃，保温时间为5小时，经烧结及保温后压坯冷却至100℃以下。
作为本技术方案的另一种实施，于热处理步骤中，是将压坯在真空或惰性保护气体环境下进行两级回火处理，第一级回火时效温度为850至950℃且保温时间为2小时，第二级回火时效温度为450至630℃且保温时间为5.5小时，压坯冷却至室温以得到烧结毛坯，即得到烧结钕铁硼磁体。
本技术方案还提供了一种由上述制作方法所制作的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体。通过上述制作方法所制作的烧结钕铁硼磁体的最终成分中稀土总质量含量为28.8至33.2wt％，其中Ce的质量含量≥5wt％，Sn的质量含量为0.1至0.5wt％，Cu的质量含量为0.15至0.7wt％，Al的质量含量为0.3至1.2wt％。上述Sn、Cu、Al元素通过副相合金在氢碎之前混合加入，以避免其进入主相晶粒而影响烧结钕铁硼磁体剩余磁感应强度。另外，上述Sn、Cu、Al元素存在于烧结钕铁硼磁体富稀土相中，以降低副相液相点而增加烧结时液相的流动性，使副相在烧结钕铁硼磁体主相周围分布得更均匀，减少主、副相交耦处的微观缺陷；而且还可减小主、副相之间的接触角，使得主相与副相结合力更强，提高沿晶断裂的难度。此外，在副相合金中不含有Ce元素，在烧结过程中，副相中的Nd、Pr元素取代Ce2Fe14B主相晶粒外层的Ce元素而在主相晶粒外层形成Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层，该主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的脆性更低，可显著提高材料沿晶断裂所需要的冲击功，而且该主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的饱和磁极化强度更高，可有效提高材料的剩余磁感应强度(Br)，并且主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的各向异性场更高，可大幅度提高材料的内禀矫顽力(Hcj)。
附图说明
图1为本发明具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法的流程图。
图2为本发明由主、副相合金制备的烧结钕铁硼磁体主相边界处能谱，同时示出其他成分在主相边界处的能谱。
图3为现有工艺中由单相合金制备的烧结钕铁硼磁体主相边界处能谱，同时示出其他成分在主相边界处的能谱。
图4为本发明由主、副相合金制备的烧结钕铁硼磁体横断面在扫描电镜(Scanningelectron microscope，简称SEM)下做出的背散射像图。
图5为现有工艺中由单相合金制备的烧结钕铁硼磁体横断面在扫描电镜下做出的背散射像图。
附图中的符号说明：
S1至S7步骤。
具体实施方式
有关本发明的详细说明及技术内容，配合图式说明如下，然而所附图式仅提供参考与说明用，并非用来对本发明加以限制。
如图1所示，为本发明具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法的流程图，该制作方法的步骤包括：
配置主、副相合金步骤S1：配置主相合金，该主相合金包含：质量含量为9至16wt％的Nd，质量含量为3至6wt％的Pr，质量含量为5至16wt％的Ce，质量含量为0.95至1.1wt％的B，质量含量为0.8至4.8wt％的由Gd、Co、Ga及Zr中至少两种构成的金属混合物，余下质量含量的Fe；配置副相合金，副相合金包含：质量含量为40至55wt％的Nd，质量含量为13至20wt％的Pr，质量含量为3至10wt％的Sn，质量含量为5至10wt％的Cu，质量含量为10至20wt％的Al，余下质量含量的由Dy、Ho及Ga中至少一种构成的金属混合物。
制备主、副相合金铸片步骤S2：将配置的主相合金和副相合金分别经熔炼与甩带工艺而制备成主相合金铸片和副相合金铸片。
混合主、副相合金铸片步骤S3：将主相合金铸片按照质量百分比为90至97％以及副相合金铸片按照质量百分比为3至10％的比例混合。
粉碎主、副相合金铸片步骤S4：将混合后的主、副相合金铸片应用氢碎与气流磨工艺进行粉碎，并将粉碎后生成的微粉均匀混合。
微粉压制成型步骤S5：应用烧结钕铁硼磁体成型模具对微粉进行磁场取向与压制成型以制成压坯，并将压坯进行真空封装及等静压操作。
压坯真空烧结步骤S6：将压坯除去真空封装并装入石墨盒内送入真空烧结炉进行真空烧结。
热处理步骤S7：将经真空烧结后的压坯进行回火处理以得到烧结毛坯。
更具体而言，本发明结合12组不同质量含量组分的主、副相合金，如下表1中的12组实施例，按照上述步骤进行烧结钕铁硼磁体的制作：
表1
具体制备工艺如下：
配置主、副相合金步骤S1，根据表1中各实施例的主、副相合金的各组分质量含量而配置主、副相合金。在此说明的是，实施例1、2、11、12的副相合金组分中也可以不含Dy、Ho及Ga中至少一种所构成的金属混合物，而仅由Nd、Pr、Al、Cu及Sn组成该副相合金。
制备主、副相合金铸片步骤S2，将配置好的主相合金和副相合金分别通过真空中频感应甩带炉进行熔炼、甩带，以分别制备成主相合金铸片和副相合金铸片，其中熔炼炉内最高真空度为1至10Pa，熔炼过程中熔炼炉内充入氩气后压力为-0.04MPa，主相合金的熔炼温度为1350至1450℃，副相合金的熔炼温度为1100至1200℃，主、副相合金的甩片厚度均为0.25至0.35mm。
混合主、副相合金铸片步骤S3，将主、副相合金铸片按照表1中的质量百分比进行混合。
粉碎主、副相合金铸片步骤S4，将混合后的主、副相合金铸片应用氢碎与气流磨工艺进行粉碎，其中氢碎反应炉内充入0.1至0.3MPa氢气，使主、副相合金铸片与氢气发生吸氢反应，并于吸氢饱和后将氢碎反应炉内温度加热至500至600℃，之后抽真空2至5小时进行脱氢并冷却至室温，以使主、副相合金铸片粉碎成粗粉；之后将粗粉置入气流磨内进一步粉碎，且粉碎过程通入氮气保护，以生成平均粒度在2.5至3.5μm之间的微粉，产出的微粉经过充分均匀混合，以避免成分偏析。
微粉压制成型步骤S5，应用烧结钕铁硼磁体成型模具对微粉进行磁场取向与压制成型以制成压坯(即钕铁硼生坯)，其中磁场取向的磁场强度≥1.5T，之后将压坯进行真空封装及等静压操作。
压坯真空烧结步骤S6，将压坯除去真空封装并装入石墨盒内送入真空烧结炉进行真空烧结，或是在惰性气体下进行烧结，其中烧结温度为1000至1100℃，保温时间为5小时，经烧结及保温后压坯冷却至100℃以下。
热处理步骤S7，将经真空烧结后的压坯在真空或惰性保护气体环境下进行两级回火处理，第一级回火时效温度为850至950℃且保温时间为2小时，第二级回火时效温度为450至630℃且保温时间为5.5小时，压坯冷却至室温以得到烧结毛坯，即得到烧结钕铁硼磁体。
本发明还提供了与上述12组实施例相比对的12组对比例，该12组对比例是按照现有制备工艺根据下表2的质量含量组分经真空中频感应甩带炉1350至1450℃的熔炼，而后甩带制备成甩片厚度为0.25至0.35mm的合金铸片，再经氢碎、气流磨、磁场取向压制成型、真空等静压、真空烧结的工艺环节制备成烧结钕铁硼磁体。
表2
本发明将12组实施例与12组对比例所制备的烧结钕铁硼磁体进行磁性能检测与对比，详见表3，在烧结钕铁硼磁体最终成分大致相同的情况下，采用主、副相合金方法制备的烧结钕铁硼磁体在剩余磁极化强度(Br)上有0.09至0.18kGs的小幅提升，在内禀矫顽力(H cj)上有0.5至0.76kOe的增加。
| Br(kGs) | Hcj(kOe) | Hk/Hcj(％) | |
| 实施例1 | 13.83 | 12.78 | 97.3 |
| 对比例1 | 13.70 | 12.15 | 97.1 |
| 实施例2 | 13.56 | 12.73 | 98.3 |
| 对比例2 | 13.44 | 12.10 | 97.9 |
| 实施例3 | 13.59 | 13.36 | 98.8 |
| 对比例3 | 13.44 | 12.77 | 98.8 |
| 实施例4 | 13.29 | 13.01 | 96.9 |
| 对比例4 | 13.11 | 12.31 | 97.1 |
| 实施例5 | 13.31 | 12.78 | 98.7 |
| 对比例5 | 13.17 | 12.21 | 98.3 |
| 实施例6 | 13.48 | 12.75 | 97.6 |
| 对比例6 | 13.37 | 12.25 | 97.3 |
| 实施例7 | 12.97 | 12.66 | 98.1 |
| 对比例7 | 12.85 | 12.03 | 97.6 |
| 实施例8 | 13.75 | 15.35 | 97.3 |
| 对比例8 | 13.62 | 15.03 | 98.1 |
| 实施例9 | 13.45 | 14.43 | 97.3 |
| 对比例9 | 13.36 | 13.88 | 97.1 |
| 实施例10 | 13.15 | 15.51 | 97.6 |
| 对比例10 | 13.01 | 14.76 | 97.1 |
| 实施例11 | 13.90 | 12.45 | 97.8 |
| 对比例11 | 13.81 | 11.92 | 97.4 |
| 实施例12 | 13.65 | 13.56 | 97.0 |
| 对比例12 | 13.53 | 12.80 | 95.0 |
表3
另外，本发明还对实施例1与对比例1所制备的烧结钕铁硼磁体的主相边界处分别进行能谱分析。图2所示为实施例1的烧结钕铁硼磁体主相边界处能谱，由此可知，实施例1中Ce元素在主相边界处的占比为1.75at％。图3所示为对比例1的烧结钕铁硼磁体晶界处能谱，由此可知，对比例1中Ce元素在晶界相中的占比为4.75at％。下表4为12组实施例与12组对比例所制备的烧结钕铁硼磁体主相边界处Ce元素含量，通过图2、图3及表4可以清晰看出，采用主、副相合金制备的烧结钕铁硼磁体晶界处Ce元素含量较低。
表4
此外，下表5为使用扫描电镜(Scanning electron microscope，简称SEM)能谱分析，所得到的12组实施例的烧结钕铁硼磁体主相内部与富稀土相中分别所含Sn、Al、Cu元素原子百分比之和，从表5可知，12组实施例中主相内部Sn、Al、Cu元素含量明显低于富稀土相内的Sn、Al、Cu元素含量。
表5
图4为本发明实施例1所制备的烧结钕铁硼磁体在扫描电镜下做出的背散射像图，图5为对比例1制备的烧结钕铁硼磁体在扫描电镜下做出的背散射像图。经对比可知，应用主、副相合金方法制备的烧结钕铁硼磁体，其副相在主相周围的分布更为均匀，主、副相之间的接触角更少，且结合更紧密，即主、副相交耦处的微观缺陷更少。
通过以上能谱、背散射图及磁性能分析，充分说明本发明通过于主相合金中添加副相合金的方法，所制备的烧结钕铁硼磁体主相晶粒边界处的Ce元素大多被副相中的Nd和Pr元素所取代，而副相中的Sn、Al、Cu元素则绝大部分留在了富稀土相中，这样就在主相晶粒边界形成了相对于Ce2Fe14B而言饱和磁极化强度与磁晶各向异性场更高的Nd2Fe14B或Pr2F e14B壳层，因此可在大幅提高磁体内禀矫顽力(Hcj)的同时提升烧结钕铁硼磁体的剩余磁极化强度(Br)。
本发明将12组实施例与12组对比例所制备的烧结钕铁硼磁体参照《GB/T229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法》分别加工成长度为55mm，横截面为10*10mm的方形截面，试样长度中间有V型缺口，V型缺口夹角为45°，深度为2mm的标准尺寸冲击试样，并采用JB-S300数显摆垂式冲击试验机，选用150J摆锤进行冲击韧性试验，测试结果如下表6所示。
表6
据此，根据表6所示结果并结合前述对比可知，本发明实施例中烧结钕铁硼磁体的主相边界处的Ce元素大多被副相中的Nd和Pr元素所取代而形成Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层；同时，Sn、Cu、Al元素可显著降低副相的液相点，而且还可以减小主、副相之间的接触角。因此，既提高了液相的表面张力，又增强了副相在主相周围的浸润性，使得烧结钕铁硼磁体主相与副相之间交耦处出现微观缺陷的概率显著降低，降低沿晶断裂产生的几率，从而可以大幅度地提高烧结钕铁硼磁体的冲击韧性。
本发明由上述制作方法所制备的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体，该烧结钕铁硼磁体的最终成分中稀土总质量含量为28.8至33.2wt％，其中Ce的质量含量≥5wt％，Sn的质量含量为0.1至0.5wt％，Cu的质量含量为0.15至0.7wt％，Al的质量含量为0.3至1.2wt％。上述Sn、Cu、Al元素通过副相合金在氢碎之前混合加入主相合金中，以避免其进入主相晶粒而影响烧结钕铁硼磁体剩余磁感应强度。另外，上述Sn、Cu、Al元素存在于烧结钕铁硼磁体富稀土相中，以降低副相液相点而增加烧结时液相的流动性，使副相在烧结钕铁硼磁体主相周围分布得更均匀，减少主、副相交耦处的微观缺陷；而且还可减小主、副相之间的接触角，使得主相与副相结合力更强，提高沿晶断裂的难度。此外，在副相合金中不含有Ce元素，在烧结过程中，副相中的Nd、Pr元素取代Ce2Fe14B主相晶粒外层的Ce元素而在主相晶粒外层形成Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层，该主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的脆性更低，可显著提高材料沿晶断裂所需要的冲击功，而且该主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的饱和磁极化强度更高，可有效提高材料的剩余磁感应强度(Br)，并且主相晶粒边界处形成的Nd2Fe14B或Pr2Fe14B壳层的各向异性场更高，可大幅度提高材料的内禀矫顽力(Hcj)。
以上仅为本发明的较佳实施例，并非用以限定本发明的专利范围，其他运用本发明的专利构思所做的等效变化，均应属于本发明的专利保护范围。
Claims (8)
1.一种具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，步骤包括：
配置主、副相合金：配置主相合金，所述主相合金包含：质量含量为9至16wt％的Nd，质量含量为3至6wt％的Pr，质量含量为5至16wt％的Ce，质量含量为0.95至1.1wt％的B，质量含量为0.8至4.8wt％的由Gd、Co、Ga及Zr中至少两种构成的金属混合物，余下质量含量的Fe；配置副相合金，所述副相合金包含：质量含量为40至55wt％的Nd，质量含量为13至20wt％的Pr，质量含量为3至10wt％的Sn，质量含量为5至10wt％的Cu，质量含量为10至20wt％的Al，余下质量含量的由Dy、Ho及Ga中至少一种构成的金属混合物；
制备主、副相合金铸片：将配置的所述主相合金和所述副相合金分别经熔炼与甩带工艺而制备成主相合金铸片和副相合金铸片；
混合主、副相合金铸片：将所述主相合金铸片按照质量百分比为90至97％以及所述副相合金铸片按照质量百分比为3至10％的比例混合；
粉碎主、副相合金铸片：将混合后的所述主、副相合金铸片应用氢碎与气流磨工艺进行粉碎，并将粉碎后生成的微粉均匀混合；
微粉压制成型：应用烧结钕铁硼磁体成型模具对所述微粉进行磁场取向与压制成型以制成压坯，并将所述压坯进行真空封装及等静压操作；
压坯真空烧结：将所述压坯除去真空封装并装入石墨盒内送入真空烧结炉进行真空烧结；
热处理：将经真空烧结后的所述压坯进行回火处理以得到烧结毛坯。
2.根据权利要求1所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述制备主、副相合金铸片步骤中，熔炼炉内最高真空度为1至10Pa，熔炼过程中熔炼炉内充入氩气后压力为-0.04MPa，所述主相合金的熔炼温度为1350至1450℃，所述副相合金的熔炼温度为1100至1200℃。
3.根据权利要求1所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述粉碎主、副相合金铸片步骤中，氢碎反应炉内充入0.1至0.3MPa氢气，使所述主、副相合金铸片与氢气发生吸氢反应，并于吸氢饱和后将氢碎反应炉内温度加热至500至600℃，之后抽真空2至5小时进行脱氢并冷却至室温，以使所述主、副相合金铸片粉碎成粗粉。
4.根据权利要求3所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述粉碎主、副相合金铸片步骤中，将所述粗粉置入气流磨内进一步粉碎，且粉碎过程通入氮气保护，以生成平均粒度在2.5至3.5μm之间的微粉。
5.根据权利要求1所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述微粉压制成型步骤中，磁场取向的磁场强度≥1.5T。
6.根据权利要求1所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述压坯真空烧结步骤中，真空烧结的烧结温度为1000至1100℃，保温时间为5小时，经烧结及保温后所述压坯冷却至100℃以下。
7.根据权利要求1所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法，其特征在于，所述热处理步骤中，是将所述压坯在真空或惰性保护气体环境下进行两级回火处理，第一级回火时效温度为850至950℃且保温时间为2小时，第二级回火时效温度为450至630℃且保温时间为5.5小时，所述压坯冷却至室温以得到烧结毛坯。
8.一种由权利要求1至7任一项所述的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体的制作方法所制作的具有高韧性的烧结钕铁硼磁体。
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