CN116013675A - 一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，包括如下步骤：制备主合金和辅合金薄片，所述辅合金薄片中具有弥散分布的高Fe成分的球状组织；然后将钕铁硼主合金R1FeBM薄片与含有高Fe成分球状组织的R2NT辅合金薄片进行混合；再经过氢碎、气流磨、成型和烧结时效处理工艺得到高性能无重稀土钕铁硼磁体。本发明中含有特殊结构的辅合金均匀分布在主合金周围，烧结且时效后形成包裹主相颗粒的光滑、连续且清晰富稀土层，从而实现了晶界结构的优化，最终显著提升磁体矫顽力。并且主辅合金中均不含有昂贵的重稀土元素，大幅降低了生产成本，可以被应用于大规模的制备与生产。

Description

一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法

技术领域

本发明涉及稀土永磁材料技术领域，特别是一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法。

背景技术

第三代稀土永磁体钕铁硼具有优异的磁性能，被广泛应用于新能源汽车、风力发电、消费电子等产业。通常，为进一步提升磁体矫顽力需要向钕铁硼磁体中加入重稀土元素Dy、Tb等。然而该类重稀土元素储量稀少，价格昂贵且受供需影响波动巨大。此外，由于重稀土化合物中，3d电子自旋磁矩

与稀土金属原子磁矩

反向平行排列，因此主相中含有重稀土元素将导致磁体饱和磁化强度M_s的降低。因此研发无重稀土钕铁硼磁体对于降低磁材制造成本、促进行业可持续性发展、及进一步获得更高磁性能的磁体均具有实际意义。通常评估磁性能的指标有：剩磁B_r，内禀矫顽力H_cJ，磁能积(BH)_max。从业者旨在制造三指标均高的产品，其中磁体的剩磁已经趋于理论极限(接近理论值的90％)，但内禀矫顽力距离理论值仍有较大差距(通常低于理论值的30％)。

一般而言，提升材料矫顽力的方案有：1、加入重稀土元素，该方法属于制备高矫顽力钕铁硼磁体的常规方案，通过向钕铁硼磁体中添加Dy、Tb等元素，形成磁晶学各向异性常数H_A远高于Nd₂Fe₁₄B的四方结构，从而实现磁体矫顽力的显著提升；2、细化晶粒，细晶属于提升磁体H_cJ的重要途径，在晶粒尺寸降到临界尺寸前，磁体H_cJ随晶粒细化逐步提升；3、晶界优化，大量研究证实，烧结钕铁硼磁性能与其微观结构，尤其是晶界处的微观结构及化学组分密切相关，如果能调节晶间组织的形态与分布，可以在磁体成分较小改变的基础上实现矫顽力的显著增长。其中方案1与开发无重稀土磁体的研发目的违背，且会导致磁体剩磁的降低。方案2制备的粉末颗粒过细容易氧化且诱发火灾，不利于工厂大规模生产管理。因此本专利通过双合金法来实现优化晶界结构，以较少的剩磁为代价实现磁体矫顽力的显著增长。

双合金法是指将主合金与辅合金分别熔炼后按照一定的比例混合后制备磁体的方法。其中主合金成分接近Nd₂Fe₁₄B正分相。辅合金为含富稀土的晶界相，辅合金中可以掺杂Al、Co、Cu、Ga、Ti、Zr、Nb、Hf、V等元素。通过控制主合金及辅合金混合比例，可以间接控制磁体中主相比例从而影响磁体剩磁。在辅合金中添加的金属元素可以通过影响晶界相的成分与分布得到较为理想的晶界结构，对矫顽力的提升具有重要的作用。最终借助主辅合金的共同作用制备出具备较高剩磁与矫顽力的磁体。

本发明采用双合金法，分别设计主合金和辅合金。通过在辅合金中添加低熔点元素Al、Cu、Ga提升辅合金流动性。此外，向辅合金添加高熔点元素Ti、Zr、V提高烧结温度并防止晶粒异常长大。然后，添加Hf、Co等元素改善磁体的温度系数，扩展磁体使用温度范围。本发明中通过优化辅合金成分与制备工艺得到含有高Fe成分球体组织的辅合金，随后将主辅合金按照一定的比例混合并进行氢碎、气流磨制粉并搅拌均匀，将具有特定组织的辅合金均匀分布在主合金周围，烧结时效后在主相颗粒附近形成了连续光滑且清晰的富稀土层，该层有效隔断了主相之间的交换耦合作用，从而实现矫顽力的显著提升。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法。它具有在不消耗重稀土资源的基础上保证磁体矫顽力、能够获得高综合性能的钕铁硼磁体的优点。

本发明的技术方案：一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，包括如下步骤：制备主合金和辅合金薄片，所述辅合金薄片中具有弥散分布的高Fe成分的球状组织；然后将钕铁硼主合金R1FeBM薄片与含有高Fe成分球状组织的R2NT辅合金薄片进行混合；再经过氢碎、气流磨、成型和烧结时效处理工艺得到高性能无重稀土钕铁硼磁体。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述钕铁硼主合金质量比为R1_xFe_100-x-y-zB_yM_z，其中R1为Nd、La、Ce、Pr中的一种或多种，M为Al、Ti、Co、Cu、Ga、Zr、Nb、Hf、V中的一种或多种，按照重量占比26wt.％≤x≤31wt.％，0.86wt.％≤y≤1.00wt.％，0.1wt.％≤z≤5wt.％。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述钕铁硼主合金薄片采用速凝工艺，厚度为0.1mm-0.5mm，晶界相占比为2％-5％，晶界相宽度小于主相柱状晶宽度的2％，其中钕铁硼主合金薄片的厚度优选为0.15mm-0.35mm。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述R2NT辅合金薄片质量比为R2_aN_100-b-aT_b，其中N包含Fe且包含Al、Co、Cu、Ga中的一种或多种，T包含B且包含Ti、Zr、Nb、Hf、V中的一种或多种，R2包含Nd、Pr中的至少一种，按照重量占比26wt.％≤a≤50wt.％，0.1wt.％≤b≤8wt.％。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述R2NT辅合金薄片制备采用但不限于速凝工艺或快淬工艺，辅合金薄片厚度为0.01mm-1mm。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述工艺为快淬工艺时，R2NT辅合金熔液以1m/s-25m/s的速度制备成薄带。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述R2NT辅合金快淬工艺薄片制备优选在500℃-900℃条件下真空退火2h-24h。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述R2NT辅合金薄片占混合后总质量的比例为2％-10％。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述高Fe成分球状组织中，55wt.％≤Fe含量≤95wt.％。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述高Fe成分球状组织占辅合金薄片的体积比为10％-50％，且呈弥散分布。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述高Fe成分球状组织直径为0.1μm到200μm。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述高Fe成分球状组织优选直径为1μm到50μm。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述高Fe成分球状组织直径大于3.5μm的球状组织的体积占球状组织总体积的90％以上。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，通过所述气流磨磨料制得表面积平均粒度(SMD)为2μm-4μm的粉末。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述压制成型时将所述粉末置于1.2T-2.6T外磁场下。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述烧结和时效处理工艺，烧结温度为1000-1120℃，烧结时间为3h-10h，一级时效温度区间为850℃-950℃，时效时间为2h-20h，二级时效温度区间为400℃-580℃，时效时间为2h-10h。

前述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法中，所述一级时效升温段具有温度为600℃-850℃的保温平台，保温时间为0.5h-10h。

与现有技术相比，本发明的有益效果体现在：根据双合金原理设计主辅相合金成分，在辅合金中添加高熔点元素防止晶粒异常长大，同时添加流动性较高的低熔点元素保证高熔点元素形成的高Fe球组织可以均匀分散在主相周围。在烧结时效过程中高Fe球状组织与周围的富稀土相发生物质交换形成非磁性组织，实现钉扎晶界以及提升矫顽力的作用。此外，在时效过程中辅合金与主合金晶界处原本的富稀土相形成了包裹主相颗粒的核壳结构，有效隔断了主相之间的交换耦合作用，从而进一步提升磁体矫顽力。使用本发明方案，在辅合金添加量较低的情况下可以实现矫顽力显著提升。此外，由于该磁体不包含重稀土元素，所制得磁体具备更高的剩磁。

附图说明

图1是本发明主合金M1的厚度分布图；

图2是本发明辅合金P1的厚度分布图；

图3是本发明主合金M1铸片断面扫描电子显微镜图；

图4是本发明辅合金P1铸片断面扫描电子显微镜图；

图5是本发明实施例8辅合金P7铸片；

图6是本发明对比例3辅合金P8铸片；

图7是本发明实施例9辅合金P9铸片；

图8是本发明辅合金P7铸片的组织结构；

图9是本发明辅合金P8铸片的组织结构；

图10是本发明辅合金P9铸片的组织结构；

图11是本发明辅合金P7铸片成分点扫描图；

图12是本发明辅合金P8铸片成分点扫描图；

图13是本发明辅合金P9铸片成分点扫描图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明作进一步的说明，但并不作为对本发明限制的依据。

实施例1-10及对比例1-3所使用主合金及辅合金片成分及平均厚度见表1。

表1实施例1-10及对比例1-3所使用主合金及辅合金片成分及平均厚度

实施例1，一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，包括以下步骤：

(1)采用双合金方案分别配制主相合金与辅相合金原材料；

(2)其中，主合金采用真空熔炼方案，成分参照主合金M1；

(3)辅合金也采用真空熔炼方案，成分参照辅合金P1；

(4)在所述的真空熔炼工艺中，将所述的主合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(29.7kPa)下将温度升到1550℃，待材料完全融化后静置7min后开始浇注，浇注完成后冷却180min出炉得到主合金M1铸片；

(5)辅合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(30kPa)下将温度升到1490℃，待材料完全融化后静置7min后开始浇注，浇注完成后冷却120min出炉得到辅合金P1铸片；

(6)将所得的主合金铸片与辅合金铸片按照96:4质量比混合并在室温下饱和吸氢，然后脱氢获得氢碎粉；

(7)向上述氢碎粉中加入抗氧化剂(1.0g/kg)后放置在三维混粉机上搅拌120min；

(8)将搅拌均匀的氢碎粉通过气流磨破碎，控制氧含量，该破碎过程不补氧，制备出SMD在2.85μm的细粉；

(9)将所得细粉放置在三维混粉机上搅拌180min，得到均匀细粉；

(10)将上述得到的均匀细粉在2T取向场下成型，成型全过程氧含量需控制在50ppm以下；

(11)将成型压坯放入真空烧结炉中烧结，烧结工艺为1080℃×4h+1090℃×4h。再在900℃时效5h，最终在400℃-500℃时效(具体工艺参见表3)后得到磁体。

由图1和图2可知，主合金M1厚度尺寸主要分布在0.26μm-0.36μm附近；辅合金P1厚度尺寸主要分布在0.22μm-0.38μm附近。

由图3可知，用速凝工艺制备的NdFeB主合金M1薄片平均厚度为0.316mm。通过软件统计图3中不同衬度面积，发现晶界相(衬度较高)比例为4.32％(＜5％)。此外，测量图中晶界相与主相柱状晶厚度，结果表明晶界相宽度小于主相柱状晶宽度的2％。

由图4可知，用速凝工艺制备的辅合金P1薄片厚度为0.381mm，此外从图中可以观察到弥散分布的球状结构，并且该类球状结构的直径大部分小于50μm。

对比例1：为按照实施例1方案制备的NdFeB磁体，其与实施例1的主要区别在于对比例1仅含有主合金M1，烧结时效工艺见表2。

对比例2：为按照实施例1方案制备的NdFeB磁体，其与实施例1的主要区别在于对比例2使用辅合金P2，烧结时效工艺见表2。

实施例2：为按照实施例1方案制备的NdFeB磁体，其与实施例1的主要区别在于实施例2使用真空快淬工艺制备的辅合金P3，烧结时效工艺见表2。

实施例3/4：为按照实施例1方案制备的NdFeB磁体，其与实施例1的主要区别在于实施例3/4使用主合金M2、辅合金P4，实施例3/4之间的主要区别在于主辅合金混合比例，此外烧结时效工艺见表2。

实施例5/6：其与实施例1的主要区别在于实施例5/6使用主合金M2、辅合金P5，实施例5/6之间的主要区别在于主辅合金混合比例及SMD，此外烧结时效工艺见表2。

实施例7：其与实施例1的主要区别在于实施例7使用主合金M3、辅合金P6，此外烧结时效工艺见表2。

表2对比例1-2及实施例1-7主辅相合金比例、SMD、烧结工艺及一级时效工艺

测试以上实例及对比例在不同二级时效工艺下的磁性能，所用测试样品均为

圆柱，结果如表3。

表3对比例1-2及实施例1-7二级时效工艺及磁性能列表

从对比例1中可以看出，不添加辅合金情况下，纯主合金磁体时效后矫顽力从11.2kOe(不时效)至少提升到13.5kOe(二级时效)以上，同时剩磁没有显著降低。在添加了4wt.％辅合金P1片并烧结时效后，实施例1的矫顽力(440℃时效)相较于对比例1矫顽力(450℃时效)提升3.2kOe，剩磁降低约为0.28kGs。实施例1与对比例2的主要区别在于对比例2中加入了重稀土元素。在方形度良好(H_k/H_cJ≥95％)的前提下，对比例2时效后的最佳磁体矫顽力(440℃时效)与实施例1(440℃时效)基本一致，但是剩磁降低了0.06kGs，表明本实验方案所制备磁体性能可以接近添加重稀土的磁体。实施例2使用快淬方案制备辅合金，时效后磁体最佳矫顽力(19.28kOe)高于实施例1最佳矫顽力(17.06kOe)，表明不同制备方式的辅合金对于磁体性能的显著影响，使用快淬方式制备辅合金在提升矫顽力方面优于速凝方案。实施例3及实施例4探究了辅合金比例的改变对于磁体性能的影响，随着辅合金比例的进一步提升，在相同的时效温度下矫顽力从17.7kOe提升到19.17kOe，但是磁体的剩磁出现显著劣化，从13.98kGs降低到13.5kGs。因此不建议向磁体内加入过多比例的辅合金。在更换了主、辅合金的实施例5、实施例6、实施例7中也验证了该规律。

实施例8，一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，包括以下步骤：

(1)采用双合金方案分别配制主相合金与辅相合金原材料；

(2)其中，主合金采用真空熔炼方案，成分参照主合金片M4；

(3)辅合金也采用真空熔炼方案，成分参照辅合金片P7；

(4)在所述的真空熔炼工艺中，将所述的主合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(29.7kPa)下将温度升到1550℃，待材料完全融化后静置8min后开始浇注，浇注完成后冷却180min出炉得到主合金M4铸片；

(5)辅合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(30kPa)下将温度升到1480℃，待材料完全融化后静置5-10min后开始浇注，浇注完成后冷却120min出炉得到辅合金P7铸片；

(6)将所得的主合金铸片与辅合金铸片按照95.5:4.5质量比混合并在室温下饱和吸氢，然后脱氢获得氢碎粉；

(7)向上述氢碎粉中加入抗氧化剂(0.7g/kg)后放置在三维混粉机上搅拌120min；

(8)将搅拌均匀的氢碎粉通过气流磨破碎，控制氧含量，该破碎过程不补氧，制备出颗粒SMD为2.86μm的细粉；

(9)将所得细粉放置在三维混粉机上搅拌180min得到均匀细粉；

(10)将上述得到的均匀细粉在2T取向场下成型，成型全过程氧含量需控制在50ppm以下；

(11)将成型压坯放入真空烧结炉中烧结，烧结温度为1100℃，烧结时间为4.5h。再在900℃时效2.5h，最终在450℃时效5h得到烧结磁体。

对比例3：为按照实施例8方案制备的磁体，但其与实施例8的区别在于辅合金成分(参见P8)，此外制备过程中，降低铜辊转速得到平均片厚为0.96mm的辅相P8铸片。其余步骤按照实施例8进行。

实施例9：为按照实施例8方案制备的磁体，但其与实施例8的区别在于辅合金成分(参见P9)，此外制备过程中，降低铜辊转速得到平均片厚为0.36mm的辅相P9铸片。其余步骤按照实施例8进行。

由图8、9、10可得，实施例8的辅合金铸片中存在弥散分布的球状组织。统计发现图8中共531个球状组织，约每80μm²存在一个球状组织。选取其中一百个测量其直径。发现绝大多数球状组织(87个)尺寸分布在3.5μm-5.5μm中，平均尺寸约为4.26μm。结合上述数据可以得到以下结论：1、直径大于3.5μm球状组织的体积占所有球状组织总体积的90％以上；2、球状组织占辅合金体积比约为50.44％。由于对比例3中的辅合金片存在起伏，图9为图6的凸点部分，对比例3中仅存在少量的球状组织且直径分布极为分散。实施例9的辅合金铸片中存在弥散分布的球状组织，但是较实施例8球状结构分布不均匀且大小差异较大，按照类似于图8的统计方法发现球体组织占辅合金铸片体积约为23％。

表4实施例8、对比例3、实施例9中球状组织成分测试结果

由表4可知，实施例8的球状组织与对比例3的灰色区域的Re及Fe成分接近，两者的区别主要在于组织形态。

使用磁测仪器测量实施例8、对比例3及实施例9磁性能，测试结果见下表。

表5实施例8、对比例3及实施例9的磁性能

由表5可知，实施例8的矫顽力约为18kOe，远高于对比例3的14.5kOe，表明辅相中弥散分布的球状结构在提升矫顽力方面优于非弥散分布的球状结构。也高于实施例9的17.61kOe，表明分布均匀的高Fe球状组织提升矫顽力的幅度更高。

实施例10，一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，具体包括以下步骤：

(1)采用双合金方案分别配制主相合金与辅相合金原材料；

(2)其中，主合金采用真空熔炼方案，主合金配比参照M2；

(3)辅合金也采用真空快淬方案，辅合金配比参照P3；

(4)在所述的真空熔炼工艺中，将所述的主合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(30kPa)下将温度升到1510℃，待材料完全融化后静置10min后开始浇注，浇注完成后冷却180min出炉得到主合金铸片；

(5)在所述的真空快淬工序中，将所述的辅合金原材料首先进行真空熔炼，将合金反复熔炼3次以上以获得成分均匀的母合金锭，随后将子合金铸锭转移到快淬炉并将其融化，熔液流入高速旋转金属轮并在金属轮作用下凝固形成合金条带，金属轮转速为20m/s；将得到的辅合金条带在800℃条件下真空退火12h。

(6)将所得的主合金铸片与辅合金铸片按照95:5质量比混合并在室温下饱和吸氢，然后脱氢获得氢碎粉；

(7)向上述氢碎粉中加入抗氧化剂(0.5g/kg)后放置在三维混粉机上搅拌搅拌时间90min；

(8)将搅拌均匀的氢碎粉通过气流磨破碎，控制氧含量，该破碎过程不补氧，制备出颗粒SMD为2.68μm的细粉；

(9)将所得细粉放置在三维混粉机上搅拌240min得到均匀细粉；

(10)将上述得到的均匀细粉在2T取向场下成型，成型全过程氧含量需控制在50ppm以下；

(11)将成型压坯放入真空烧结炉中烧结，烧结温度为1100℃，烧结时间为4.5h。再在900℃时效2.5h，最终在450℃时效5h得到烧结磁体。

实施例11：为按照实施例10方案制备的NdFeB磁体，其与实施例10的唯一区别在于制备辅合金条带后未进行退火晶化处理。

实施例12：为按照实施例10方案制备的NdFeB磁体，其与实施例10的唯一区别在于制备辅合金条带真空退火时间降低为4h。

以下为实施例10、实施例11、实施例12的磁性能表。

表6实施例10、实施例11、实施例12的磁性能列表

由表6可知，通过对比实施例10、实施例11发现经过晶化的磁体具备更高的矫顽力；对比实施例10与实施例12发现当降低晶化时间时，辅合金提升矫顽力的效果出现下降。

实施例13，一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，具体包括以下步骤：

(1)采用双合金方案分别配制主相合金与辅相合金原材料。

(2)其中，主合金采用真空熔炼方案，成分参照M1；

(3)辅合金也采用真空熔炼方案，成分参照P4；

(4)在所述的真空熔炼工艺中，将所述的主合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(30kPa)下将温度升到1510℃，待材料完全融化后静置17min后开始浇注，浇注完成后冷却240min出炉得到主合金铸片；

(5)辅合金原材料放置进真空感应炉，在氩气保护(30kPa)下将温度升到1520℃，待材料完全融化后静置3min后开始浇注，浇注完成后冷却180min出炉得到辅合金铸片；

(6)将所得的主合金铸片与辅合金铸片按照96:4质量比混合并在室温下饱和吸氢，然后脱氢获得氢碎粉；

(7)向上述氢碎粉中加入抗氧化剂(0.6g/kg)后放置在三维混粉机上搅拌180min；

(8)将搅拌均匀的氢碎粉通过气流磨破碎，控制氧含量，该破碎过程不补氧，制备出颗粒SMD为2.93μm的细粉；

(9)将所得细粉放置在三维混粉机上搅拌280min得到均匀细粉；

(10)将上述得到的均匀细粉在2T取向场下成型，成型全过程氧含量需控制在50ppm以下；

(11)将成型压坯放入真空烧结炉中烧结，烧结温度为1110℃，烧结时间为4.5h。再在900℃时效2.5h，最终在450℃时效5h得到烧结磁体。

实施例14，为按照实施例13方案制备的磁体，但其与实施例13的区别在于：

(1)将一级时效升温段760℃的保温平台延长到6h；

(2)一级时效工艺变更为900℃×16h。其余步骤按照实施例13进行。

以下为实施例13及实施例14的磁性能表。

表7实施例13及实施例14的磁性能列表

由表7可得，通过对比实施例13与实施例14发现延长保温平台与一级时效时间可以有效改善磁体的H_k/H_cJ，同时实现矫顽力的提升，因为加入保温平台与更长的一级时效时间有助于辅合金更均匀的分布在主合金周围，促进磁体均匀化，优化晶界结构，实现矫顽力的进一步提升。

以上仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅仅局限于上述实施例，凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。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前提下的若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (17)

1.一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：制备主合金和辅合金薄片，所述辅合金薄片中具有弥散分布的高Fe成分的球状组织；然后将钕铁硼主合金R1FeBM薄片与含有高Fe成分球状组织的R2NT辅合金薄片进行混合；再经过氢碎、气流磨、成型和烧结时效处理工艺得到高性能无重稀土钕铁硼磁体。

2.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述钕铁硼主合金质量比为R1_xFe_100-x-y-zB_yM_z，其中R1为Nd、La、Ce、Pr中的一种或多种，M为Al、Ti、Co、Cu、Ga、Zr、Nb、Hf、V中的一种或多种，按照重量占比26wt.％≤x≤31wt.％，0.86wt.％≤y≤1.00wt.％，0.1wt.％≤z≤5wt.％。

3.根据权利要求2所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述钕铁硼主合金薄片采用速凝工艺，厚度为0.1mm-0.5mm，晶界相占比为2％-5％，晶界相宽度小于主相柱状晶宽度的2％。

4.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述R2NT辅合金薄片质量比为R2_aN_100-b-aT_b，其中N包含Fe且包含Al、Co、Cu、Ga中的一种或多种，T包含B且包含Ti、Zr、Nb、Hf、V中的一种或多种，R2包含Nd、Pr中的至少一种，按照重量占比26wt.％≤a≤50wt.％，0.1wt.％≤b≤8wt.％。

5.根据权利要求4所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述R2NT辅合金薄片制备采用但不限于速凝工艺或快淬工艺，辅合金薄片厚度为0.01mm-1mm。

6.根据权利要求5所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述工艺为快淬工艺时，所述R2NT辅合金熔液以1m/s-25m/s的速度制备成薄带。

7.根据权利要求5所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，R2NT辅合金快淬工艺薄片制备优选在500℃-900℃条件下真空退火2h-24h。

8.根据权利要求4所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述R2NT辅合金薄片占混合后总质量的比例为2％-10％。

9.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述高Fe成分球状组织中，55wt.％≤Fe含量≤95wt.％。

10.根据权利要求9所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述高Fe成分球状组织占辅合金薄片的体积比为10％-74％，且呈弥散分布。

11.根据权利要求9所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述高Fe成分球状组织直径为0.1μm到200μm。

12.根据权利要求11所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述高Fe成分球状组织优选直径为1μm到50μm。

13.根据权利要求11所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述高Fe成分球状组织直径大于3.5μm的球状组织的体积占球状组织总体积的90％以上。

14.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，通过所述气流磨磨料制得表面积平均粒度(SMD)为2μm-4μm的粉末。

15.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述压制成型是将所述粉末置于1.2T-2.6T外磁场下。

16.根据权利要求1所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述烧结和时效处理工艺，烧结温度为1000-1120℃，烧结时间为3h-10h，一级时效温度区间为850℃-950℃，时效时间为2h-20h，二级时效温度区间为400℃-580℃，时效时间为2h-10h。

17.根据权利要求16所述的一种高性能无重稀土钕铁硼磁体的制备方法，其特征在于，所述一级时效升温段具有温度为600℃-850℃的保温平台，保温时间为0.5h-10h。

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