WO2014101747A1 - 一种烧结钕铁硼磁体及其制造方法 - Google Patents

一种烧结钕铁硼磁体及其制造方法 Download PDF

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胡伯平
赵玉刚
张瑾
陈国安
饶晓雷
钮萼
陈治安
金国顺
贾敬东
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北京中科三环高技术股份有限公司
三环瓦克华（北京）磁性器件有限公司
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    • H01F1/0577—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B in the form of particles, e.g. rapid quenched powders or ribbon flakes pressed, sintered or bonded together sintered

Definitions

  • the present invention relates to a sintered neodymium iron boron magnet and a method of manufacturing the same, and more particularly to an ultra high performance sintered neodymium iron boron magnet and a method of manufacturing the same. Background technique
  • Sintered NdFeB magnets have been widely used in many fields such as electronic information, automotive industry, medical equipment, and energy transportation.
  • NdFeB permanent magnet materials have shown broad application prospects.
  • countries around the world are paying attention to environmental protection and low-carbon emissions as key scientific and technological fields. This has put forward new requirements for improving energy structure, developing renewable energy, improving efficiency, energy conservation and emission reduction, and advocating low-carbon life. It also provides a broad development for low-carbon economy industries such as wind power generation, new energy vehicles, and energy-saving home appliances. Market space.
  • Hitachi Metals has developed a high-energy magnetic product magnet that can be stably produced. It has begun mass production of magnets with a maximum magnetic energy product of 53MG0e.
  • the German vacuum melting company has also mass-produced magnets with a maximum magnetic energy product of 50MG0e.
  • TDK can also provide a maximum magnetic energy product of 48 ⁇ 50MG0e. Commodity magnet, but none A magnet having both a high magnetic energy product and a high intrinsic coercive force was seen.
  • the following table shows the performance table of some manufacturers of high-grade sintered NdFeB magnets.
  • the basic function of a permanent magnet is to provide a magnetic field to its application space.
  • the maximum magnetic energy product (BH) max (MGOe) of the magnet represents the magnitude of the magnetic field energy provided by the permanent magnet. The higher the (BH) max , the stronger the magnetic field that the same size permanent magnet can provide.
  • H. j (k0e) indicates the ability of the magnet to guarantee or maintain its permanent magnet performance. If the magnet is not high enough, when the magnet is affected by demagnetizing, temperature or vibration during actual use, different degrees will occur. Attenuation results in a local or even overall reduction in the magnetic field capability of the magnet, which means that the ability of the permanent magnet to ensure or maintain its magnetic properties is reduced.
  • the latter three indicators, which we call the external magnetic properties of permanent magnets, and the Curie temperature T.
  • the saturation magnetization M s and the magnetocrystalline anisotropy field are called the intrinsic magnetic properties of the permanent magnet main phase.
  • the level of the magnetic properties of the permanent magnet in vitro depends on the intrinsic magnetic properties of the main phase of the permanent magnet. Only when the material has excellent intrinsic magnetic properties, it is possible to develop into a high-performance permanent magnet. The higher the Curie temperature, the higher the operating temperature range of the permanent magnet and the better the temperature stability.
  • materials with high Curie temperatures, high saturation magnetization and high magnetocrystalline anisotropy fields are not necessarily capable of being fabricated into high-performance permanent magnets, but also depend on whether a suitable preparation process is available to achieve high coercivity. Force and high magnetic energy product.
  • composition of a certain permanent magnet is determined, its theoretical maximum saturation magnetization M s has been determined. If the magnets are all composed of a single main phase, the theoretical maximum value of the maximum magnetic energy product of the permanent magnet can be obtained.
  • NdFeB when the magnet is composed of a single main phase of 100% Nd 2 Fe 14 B crystal structure (tetragonal, space group P4 2 /mnm), and the easy magnetization axis of all grains (ie, tetragonal phase) The C axis) is arranged in parallel (consistent orientation), and the theoretical maximum magnetic energy product 64MG0e can be obtained.
  • the magnet since the magnet has no intrinsic coercive force, it cannot be called a permanent magnet and cannot be used as a permanent magnet material.
  • the crystal grains are closely connected to the crystal grains in the magnet, and the magnetization can be distributed along two easy magnetization directions of the C-axis, but the positive and negative directions are the same, cancel each other out, and the magnet does not display magnetism externally;
  • magnetization direction magnetization magnetization
  • the magnetization of each crystal grain in the magnet is along the direction of the magnetic field; but after the magnetic field is removed, the magnetization of the crystal grain in the magnet returns to the state before magnetization, that is, the size
  • the same direction is oppositely distributed in the two easy magnetization directions of the C-axis, that is, the magnet has no remanence and coercive force, and no permanent magnet performance.
  • the proportion of the main phase and the rare earth-rich phase in the magnet should be moderate. If the rare earth-rich phase is too small, although the proportion of the main phase in the magnet is high, that is, the saturation magnetization M s of the magnet is high, the remanence and maximum magnetic energy product of the magnet are increased. The upper limit, but the coercive force of the magnet may be too small; if the rare earth-rich phase is too much, although it is advantageous to obtain higher coercivity, it will lead to a decrease in the proportion of the main phase of the Nd 2 Fe 14 B crystal structure in the magnet. The saturation magnetization M s of the magnet is lowered, resulting in a decrease in the remanence and maximum magnetic energy product of the magnet.
  • the present invention works in two aspects, one is to optimize the magnet.
  • the composition of the composition makes the main phase have a crystal structure of NdzFewB, and the main phase maintains an appropriate ratio in the magnet to obtain excellent intrinsic magnetic properties; the second is to optimize the preparation process and the production process to exhibit excellent intrinsic magnetic properties on the external magnetic properties. come out.
  • the invention improves the intrinsic magnetic properties such as the Curie temperature T c and the saturation magnetization M s of the main phase having the crystal structure of Nd 2 Fe 14 B by adding the element Co moiety instead of Fe, and improves the remanence temperature coefficient and the internal helium. Coercivity temperature coefficient.
  • a sintered neodymium iron boron magnet whose main components include a rare earth element R, an additive element T, iron Fe and boron B, a rare earth-rich phase and a main phase having a crystal structure of Nd 2 Fe 14 B, It is characterized in that: the maximum magnetic energy product (BH) max of the magnet, the unit MG0e, and the intrinsic coercive force, the sum of the values of the unit kOe is not less than 70, that is, (BH) max (MG0e) + H. j (kOe) 70.
  • a sintered NdFeB magnet whose main components include a rare earth element R, an additive element T, iron Fe and boron B, a rare earth-rich phase and a main phase having a crystal structure of Nd 2 Fe 14 B, characterized by: In the cross section of the magnet in the orientation direction, the ratio of the area of the main phase of the magnet to the entire cross-sectional area is 91 to 97%.
  • a sintered neodymium iron boron magnet whose main component comprises a rare earth element R, an additive element T, iron Fe and boron B, a rare earth-rich phase and a main phase having a crystal structure of Nd 2 Fe 14 B, characterized in that: the magnet
  • the Curie temperature is 310 ⁇ 340 °C.
  • a method for producing a sintered NdFeB magnet characterized in that: the process of the method comprises a smelting alloy, a powdering, a powder mixing, a molding, a sintering and a heat treatment process.
  • the present invention improves the remanence by maintaining a proper proportion of the main phase in the magnet and a higher degree of orientation of the main phase grains of the magnet by controlling the composition of the composition and optimizing the process conditions; And microstructure, thereby increasing the intrinsic coercivity; so that the sintered NdFeB magnet has both a high maximum magnetic energy product and a high intrinsic coercive force, thereby obtaining (811) (006) + 70 ultra-high performance sintered NdFeB magnets.
  • the invention also improves the remanence temperature coefficient of the magnet and the temperature coefficient of the intrinsic coercivity by increasing the Curie temperature, the intrinsic coercive force and the optimized microstructure of the sintered NdFeB magnet, thereby making the magnet have a wider temperature.
  • Figure 1 is a metallographic photograph of a magnet sample in which the magnet is magnetized or the orientation direction is normal.
  • Fig. 2 is a metallographic picture of a black-and-white binarization process in which a magnet is magnetized or a normal direction of orientation in a magnet sample.
  • the theoretical maximum magnetic energy product of the Nd 2 Fe 14 B intermetallic compound is about 64 MG0e. At this time, 100% of the intermetallic compound is all NdzFewB main phase, and the maximum magnetic energy product of the sintered NdFeB magnet is actually smaller. The reason is that in order to obtain a certain intrinsic coercive force, there must be a rare earth-rich phase on the grain boundary of the main phase with Nd 2 Fe 14 B crystal structure, and the process will also cause the magnet to deviate from the ideal condition. Such factors as pores, impurities, grain orientation of the main phase, etc., cause the proportion of the main phase in the magnet to decrease, and thus the remanence of the magnet is lowered, resulting in a decrease in the maximum magnetic energy product.
  • the residual magnetization of sintered NdFeB magnets can be expressed as the following relationship:
  • M s is the saturation magnetization of the main phase
  • ⁇ / ⁇ For relative density (P is the magnet density, P. is the main phase density), ⁇ is the volume percentage of other heterophases, and f is the grain orientation factor.
  • P is the magnet density
  • P. is the main phase density
  • ⁇ is the volume percentage of other heterophases
  • f is the grain orientation factor.
  • the intrinsic coercive force of sintered NdFeB magnets can be expressed as follows:
  • H cj CH a -N ( 4 ⁇ 3 )
  • the magnetocrystalline anisotropy field of the main phase depends on the interaction between the main phase grains and its interfacial grains, ⁇ is an effective demagnetization factor, and C and ⁇ are sensitively dependent on the grain size of the sintered magnet and Distribution, and orientation and boundary features between adjacent grains.
  • the main phase of the NdzFewB crystal structure of the magnet must have a high magnetocrystalline anisotropy field, and then the C value is lowered by an optimization process and the effective demagnetization factor N is lowered.
  • (BH) max is determined by the main phase of the magnet, and the magnet is determined by the rare earth-rich phase. If there are too many rare earth-rich phases in the magnet, the ratio of the primary phase of the shell will decrease, and high enthalpy and (BH) max will not be obtained. If the rare earth-rich phase in the magnet is too small, it is impossible to obtain a sufficiently high enough to ensure The magnetic properties of the magnet in actual use.
  • the invention obtains a sintered NdFeB magnet with high comprehensive index by reasonable composition design and optimization of preparation process, taking into consideration (BH) max and .
  • the sum of the maximum magnetic energy product (BH) max (unit MGOe) of the magnet and the intrinsic coercive force (unit kOe) is not less than 70, that is, (BH) max (MG0e) + H ej (k0e) 70.
  • the magnetocrystalline anisotropy field of a sintered NdFeB magnet main phase in the present invention is 80 to 140 k0e.
  • the residual magnetic enthalpy of the sintered NdFeB magnet is 4 ⁇ 3 ⁇ 4 ⁇ not less than 10.3kGs, the maximum magnetic energy product (BH) max of the sintered NdFeB magnet is not less than 26MG0e, the intrinsic coercive force H ej is not less than 18k0e, and at the same time (BH Max (MGOe) + H cj (kOe)
  • BH Max (MGOe) + H cj (kOe) BH Max (MGOe) + H cj (kOe)
  • the Curie temperature T of the main phase having a crystal structure of Nd 2 Fe 14 B is improved, and the remanence temperature coefficient is improved.
  • the intrinsic coercivity temperature coefficient also increases the saturation magnetization M s of the main phase.
  • the Curie temperature of a sintered neodymium iron magnet in the present invention is 310 ⁇ 340 °C.
  • the sintered NdFeB magnets have different main examples.
  • the ratio of the area of the main phase to the entire cross-sectional area is 91 to 97%, and particularly the ratio of the entire cross-sectional area is 94 to 96%.
  • a method and a process for optimizing a preparation process of a sintered NdFeB magnet include a melting alloy, a powdering, a mixing powder, a molding, a sintering, and a heat treatment process.
  • the preparation process includes:
  • a smelting alloy using a quick-condensing sheet technique, the thickness of the alloy flakes is in the range of 0. 1 ⁇ 0. 5mm, and the gold flakes have an oxygen content ranging from 40 ppm to 160 ppm;
  • the quick-setting alloy flakes are subjected to hydrogen crushing treatment, and the hydrogen-treated powder has a hydrogen content ranging from 500 ppm to 1600 ppm, and then the average particle size is made in a jet mill using an inert gas or a nitrogen gas as a working gas. 2. 0 ⁇ 4. ⁇ ⁇ ⁇ fine powder, at this time almost all fine powder is single crystal particles;
  • Mixing powder In a gas-protected container, mixing fine powders prepared by jet milling at different times to obtain a uniform powder; during the mixing process, adding lubrication to the total weight of the mixed fine powder of 200 to 500 ppm
  • the agent in order to improve the slidability of the fine powder, is advantageous for improving the degree of orientation during the pressing;
  • Pressing type The uniform powder obtained after mixing is placed in a gas-protected closed press to be pressed into a blank, and the orientation magnetic field applied to the powder during pressing is 10k0e ⁇ 30k0e, and the pressed blank is stored in a gas.
  • Protected storage container
  • the pressed blank is sent into a vacuum sintering furnace and sintered in a vacuum or gas atmosphere, the sintering temperature is 1045 ° C to 1085 ° C ; the holding time is 4 to 8 hours; Argon gas, cooling the furnace to below 100 ° C;
  • the sintered green magnet is subjected to two tempering heat treatments under a vacuum or a gas atmosphere. Firstly, the temperature in the vacuum sintering furnace is raised to 850 ° C ⁇ 950 ° C, and kept for 3 to 5 hours, and then cooled by argon gas to lower the temperature in the sintering furnace to below 100 ° C. Secondly, the temperature inside the vacuum furnace is raised to The temperature is maintained at 450 ° C to 650 ° C for 3 to 5 hours, and then argon gas is charged into the sintering furnace to lower the temperature in the sintering furnace to 80 ° C or lower.
  • the sintered NdFeB magnet achieves one or more of the following performance indexes: a.
  • the average grain size of the sintered NdFeB magnet main phase is 5. 0 ⁇ 10. 0 ⁇ ⁇ , the rare earth-rich phase is compared It is evenly distributed at the grain boundaries, so that the sintered NdFeB magnets have high intrinsic coercivity. If the grain size is too small, the preparation difficulty will be increased; if the grain size is too large, it is difficult to obtain a high intrinsic coercive force;
  • the main phase grain of the sintered NdFeB magnet has a high degree of orientation, 3 ⁇ 4 ( ⁇ ) / IV 0.15.
  • B r ( ) is the remanence perpendicular to the orientation direction
  • B r is the remanence parallel to the orientation direction (that is, the remanence of the magnet mentioned earlier).
  • the sintered NdFeB magnet has an oxygen content of 500 to 2500 ppm.
  • the alloy powder will enter oxygen to form rare earth oxide (which can be detected by X-ray diffraction), which will be used for sintering ⁇
  • the intrinsic coercivity of the iron-boron magnets has a negative effect and also causes waste of rare earths; d.
  • the hydrogen content in the sintered NdFeB magnets is 10 ppm. If the hydrogen content is high, it will cause adverse effects such as cracks in the sintered NdFeB magnet;
  • the density of the sintered NdFeB magnet is 7. 60 ⁇ 7. 80g/cm 3 ;
  • the sintered NdFeB magnet has a good microstructure, which makes the magnet have good corrosion resistance of the magnet. After being placed at an ambient temperature of 130 ° C, 95% relative humidity, and 2. 6 atmospheres for 240 hours, the absolute value of the weight loss of the cylindrical magnet having a diameter of 10 ⁇ and 10 ⁇ is 5 mg/cm 2 ;
  • the absolute value of the irreversible loss of magnetic flux is not more than 5%
  • the height direction of the magnet is the orientation direction.
  • the thermal stability of the magnet is measured by the temperature corresponding to the absolute value of the irreversible loss of the magnetic flux of 5%. The higher the corresponding temperature, the thermal stability of the magnet The better the qualitative.
  • the invention optimizes a method for preparing a sintered NdFeB magnet, the process comprising the steps of smelting alloy, powdering, mixing, molding, sintering and heat treatment.
  • the smelting alloy adopts a quick-condensing sheet technology, and the thickness of the alloy flakes of the smelting alloy vacuum melting furnace ranges from 0.1 to 0.5 and the oxygen content in the alloy flake ranges from 40 ppm to 160 ppm.
  • the quick-setting alloy flakes from the condensing furnace are treated by hydrogen crushing technology to cause initial pulverization.
  • the hydrogen content of the powder after hydrogen pulverization treatment ranges from 500 ppm to 1600 ppm, and then mixed with nitrogen gas, inert gas or nitrogen gas and inert gas.
  • a fine powder having an average particle size of 2. 0 4. ⁇ ⁇ ⁇ was prepared in a jet mill of a working gas.
  • the fine powder obtained by the jet mill pulverization at different time periods is mixed, that is, the fine powder prepared by the jet mill pulverization at different times is thoroughly mixed, so that the particle size distribution and composition distribution of the powder are more uniform. , thereby obtaining a uniform powder.
  • a lubricant of 200 500 ppm based on the total weight of the mixed fine powder is added to improve the slidability of the fine powder, which is advantageous for improving the degree of orientation during molding.
  • Lubricants can be made from polyols or polyethylene glycols.
  • the mixed powder is carried out in a container protected with a mixed gas of nitrogen, argon or nitrogen and argon.
  • the capacity of the container is 50 2000 kg in a manner of allowing the container to move in three dimensions for 15 hours.
  • the uniform powder obtained after the mixing is placed in a closed press protected by a mixed gas of nitrogen, argon or nitrogen and argon, and the orientation magnetic field applied to the powder during the pressing is 10k0e 30k0e, which has a good lubricating fine powder.
  • the C-axis of the single crystal particles is uniformly aligned along the orientation magnetic field while being pressed into a blank.
  • the pressed blank is stored in a storage container protected by a mixed gas of nitrogen, argon or nitrogen and argon for use.
  • the pressed blank in the storage container is sent into a vacuum sintering furnace and sintered in a vacuum or gas atmosphere, the sintering temperature is 1045 ° C 1085 ° C ; the holding time is 48 hours; then filled with argon gas, The temperature in the sintering furnace was cooled to below 100 °C.
  • the sintered green magnet is subjected to two tempering heat treatments under a vacuum or a gas-protected atmosphere. Firstly, the temperature in the vacuum sintering furnace is raised to 850 °C 950 °C, and the temperature is kept for 35 hours. Then, it is cooled by argon gas to lower the temperature in the sintering furnace to below 100 °C. Secondly, the temperature inside the vacuum furnace is raised to 450 °. C 650 ° C The temperature was kept for 3 to 5 hours, and then argon gas was charged into the sintering furnace to lower the temperature in the sintering furnace to 80 ° C or lower. Sintering and heat treatment under a gas atmosphere means that sintering and heat treatment are carried out in a mixture of nitrogen, argon or nitrogen and argon.
  • a sintered neodymium iron boron magnet of the present invention mainly comprises a rare earth element R, an additive element T, iron Fe and boron lanthanum, a rare earth-rich phase and a main phase having a crystal structure of NdzFewB. 1? is one or more of ⁇ , Sc, and 15 lanthanoid elements, and T is Ti, V, Cr, Mn, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Ge, Al, Zr, Nb, Mo, One or more of Sn.
  • the rare earth element R in the magnet component is one or more of Nd, Pr, Dy, Tb, and Ho; and the added element T is Al, Cu, Co, Ga, Ti, V, Zr, Nb, Mo Or one or more of Sn.
  • the composition of the sintered NdFeB magnet may be: the rare earth element R includes: Nd+Pr: 18 ⁇ 26wt%; Dy+Tb: 2.0 ⁇ 13.5wt%; and the added element T includes: Al: 0 ⁇ 0.6wt%; Cu: 0 to 0.2 wt%; Co: 0 to 3 wt%; Ga: 0 to 0.2 wt%; B: 0.93 to 1.0 wt%; Fe and impurities: the balance.
  • a sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm was formed from a sintered NdFeB magnet by a wire cutter, and the height direction was an orientation direction.
  • the magnet is saturated and magnetized in the orientation direction, and a demagnetization curve is measured along the orientation direction of the sample by using a hysteresis loop measuring instrument to obtain a permanent magnet parameter.
  • a sintered neodymium iron boron magnet of the present invention has a remanence B r of 10.3 kGs and an intrinsic coercive force H at a temperature of 20 ° C.
  • maximum magnetic energy product (BH) max 26MG0e in particular, the sum of its maximum magnetic energy product (BH) max (MGOe) and the intrinsic coercive force (kOe) value 70.
  • its maximum magnetic energy product (BH) max (MG0e) and intrinsic coercive force H The sum of the values of j(k0e) is 70 ; ⁇ 71; ⁇ 72; ⁇ 73; ⁇ 74; ⁇ 75; ⁇ 76; ⁇ 77; ⁇ 78; ⁇ 79; or 80.
  • its maximum magnetic energy product (BH) max (MG0e) and the intrinsic coercive force H The sum of the values of j(k0e) is 70 to 93; 70 to 90; 70 to 85; 75 to 93; 75 to 90; or 75 to 85.
  • the maximum magnetic energy product (BH) max (MG0e) of the sintered NdFeB magnet may be 26 ; ⁇ 28; ⁇ 30; ⁇ 32; ⁇ 34; ⁇ 36; ⁇ 38; ⁇ 40; ⁇ 42; .
  • the intrinsic coercive force H ej (k0e) of the sintered NdFeB magnet can be 18 ; ⁇ 20; ⁇ 22; ⁇ 24; ⁇ 26; ⁇ 28; ⁇ 30; ⁇ 32; ⁇ 34; ⁇ 36; ⁇ 38 ; ⁇ 40; ⁇ 42; ⁇ 44; ⁇ 46; ⁇ 48; or 50.
  • the residual magnetic B r (kGs) value of the sintered NdFeB magnet may be 10.3; 10.7; 11.1; 11.5; 11.8; 12.2; ⁇ 12.5; ⁇ 12.8; ⁇ 13.2; or 13.5.
  • the present invention relates to a sintered neodymium iron boron magnet whose main components include a rare earth element R, an additive element T, iron Fe and boron lanthanum, a rare earth-rich phase and a main phase having a crystal structure of NdzFewB, which are characterized.
  • the ratio of the area of the main phase of the magnet to the entire cross-sectional area is 91 to 97%.
  • the ratio of the area of the main phase of the magnet to the entire cross-sectional area is 92 to 96%, 92 to 95%, or 93 to 96%.
  • a sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm was formed from a sintered NdFeB magnet by a wire cutter, and the height direction was perpendicular to the orientation direction.
  • the magnet was satisfactorily magnetized in a direction perpendicular to the alignment direction, and a demagnetization curve perpendicular to the orientation direction of the magnet was measured using a hysteresis loop measuring instrument to obtain a residual magnetic enthalpy ( ⁇ ).
  • the ⁇ ) was compared with the residual magnetic enthalpy measured parallel to the orientation direction above to examine the degree of orientation of the main phase grains of the magnet.
  • a sintered neodymium iron boron magnet of the present invention is at a temperature of 20.
  • C, B r ( ⁇ ) / B r is ⁇ 0. 12; ⁇ 0. 10; ⁇ 0. 08.
  • X-ray powder diffraction can be employed to determine that the main phase of the sintered NdFeB magnet has a crystal structure of Nd 2 Fe 14 B.
  • the density of the sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm can be measured by the drainage method. ⁇ 80g/cm 3 ⁇
  • the observation section of the sample is a section in which the magnetization (orientation) direction of the sintered magnet is normal, that is, the observation section is perpendicular to the magnetization (orientation) direction of the magnet.
  • the average grain size of the main phase was measured by the GB/T 6394-2002 metallographic method.
  • the single peak distribution of the length of the cut line was measured to determine the average grain size of the main phase grains of the sample. 0 ⁇ Using this method, the average grain size of the main phase of the sintered NdFeB magnet of the present invention is 5. 0 ⁇ 10. 0 ⁇ mo
  • the oxygen and hydrogen contents can be determined by an oxygen-nitrogen hydrogen analyzer.
  • a sintered NdFeB magnet of the present invention has an oxygen content of 500 to 2,500 ppm and a hydrogen content of 10 ppm.
  • the oxygen content refers to all oxygen in the sintered NdFeB magnet, including oxygen in the compound and oxygen in the element.
  • the hydrogen content refers to all hydrogen in the sintered NdFeB magnet, including hydrogen in the compound and hydrogen in the element.
  • the metallographic pattern of the cross section of the sample can be observed by a metallographic microscope, and the ratio of the main phase of the magnet can be measured by the cross section method in the quantitative metallographic method.
  • the observation section of the sample is a section perpendicular to the magnetization (orientation) direction of the sintered magnet. A certain magnification is selected, and the field of view is selected in the section.
  • the results can be analyzed using MediaCybernetics' professional image analysis software image-pro-plus.
  • a sintered NdFeB magnet of the present invention is obtained in a cross section of a magnet perpendicular to the orientation direction (normal to the orientation direction).
  • the ratio of the area of the bulk main phase to the entire cross-sectional area is 91 to 97%, and in particular, the ratio of the entire cross-sectional area is 94 to 96%.
  • a vibrating sample magnetometer can be used to measure the magnetization with temperature (MT curve) under an applied magnetic field of less than 400 Oe (0e) to determine the Curie temperature T C of the main phase of the magnet. .
  • the Curie temperature of the main phase of a sintered NdFeB magnet of the present invention is 310 to 340 °C.
  • the temperature coefficient ⁇ of the residual magnetism B r of a sintered NdFeB magnet of the present invention 3 ⁇ 4 of -0 125% / ° C ⁇ - 0. 090 % / ° C, the temperature coefficient of intrinsic coercivity of e Hq -0 50% / ° C ⁇ - 0. 20 % / ° C..;
  • the magnetic flux F 2 at room temperature was measured with a Helmholtz coil and a fluxmeter at a temperature of 20 ° C.
  • the magnetized sample was held at 200 ° C for 120 minutes at a temperature of The control accuracy is ⁇ 1 ° C.
  • the sample is cooled to room temperature, using the above Helmholtz coil
  • the magnetic flux ⁇ 2 at this time is measured again by the fluxmeter. .
  • the irreversible loss of the lower magnet 200 ° C ( ⁇ 2 ..- ⁇ 2.) / ⁇ 2. .
  • the absolute value of the irreversible loss of the magnetic flux of a sintered NdFeB magnet of the present invention is 5%.
  • Weight loss (mg/cm 2 ) (W " W 0 ) / So.
  • W. is the weight before the sample is tested, the weight of the sample after cooling to room temperature after testing, S. Before the sample test
  • the specific test conditions are as follows: A sample with a diameter of 10 ⁇ and a height of 10 ⁇ is placed at a temperature of 130 ° C, 2.6 atm, 95% relative humidity for 240 hours, and the sample height is the orientation direction of the magnet. Under the above conditions, The absolute value of the weight loss of a sintered NdFeB magnet of the invention is 5 mg/cm 2 .
  • the crucible After smelting, the crucible is cast by the quick-condensing sheet technique, and the obtained quick-setting alloy flakes are obtained.
  • the thickness of the alloy sheet is 0.1 to 0.5 mm, and the above-mentioned alloy flakes are placed in a hydrogen treatment furnace for hydrogenation treatment.
  • the hydrogen content of the powder after hydrogen treatment is 600 ppm, and then the powder after crushing the hydrogen is broken in a jet mill. At the end, a fine powder was prepared, and the obtained fine powder had an average particle size of 2.8 ⁇ , and the jet mill used nitrogen as a working gas.
  • the fine powder obtained by pulverizing the jet mill at different time periods is thoroughly mixed and mixed, so that the particle size distribution and composition distribution of the powder are more uniform, and the polyol lubricant which accounts for 350 ppm of the total weight of the mixed fine powder is added during the mixing.
  • the mixed powder was carried out in a nitrogen-protected container having a capacity of 50 kg in a three-dimensional motion of the container for one hour to finally obtain a uniform powder.
  • the obtained uniform powder was then press-formed in a nitrogen-sealed press, and the orientation magnetic field applied to the uniform powder at the time of molding was 18 k0e.
  • the resulting blank is stored in a storage container filled with nitrogen.
  • the press-formed blank is taken out from the storage container and placed in a vacuum sintering furnace for sintering, and sintered at a temperature of 1045 ° C for 5 hours, and then cooled by argon gas to lower the temperature in the furnace to below 80 ° C to obtain a good sintering.
  • the blank magnet is taken out from the storage container and placed in a vacuum sintering furnace for sintering, and sintered at a temperature of 1045 ° C for 5 hours, and then cooled by argon gas to lower the temperature in the furnace to below 80 ° C to obtain a good sintering.
  • the blank magnet is taken out from the storage container and placed in a vacuum sintering furnace for sintering, and sintered at a temperature of 1045 ° C for 5 hours, and then cooled by argon gas to lower the temperature in the furnace to below 80 ° C to obtain a good sintering.
  • the vacuum sintering furnace containing the sintered blank magnet is heated to 900 ° C and kept for 3 hours, then charged Argon cooling, the furnace temperature is reduced to below 80 ° C; continue to raise the temperature to 620 ° C and keep warm for 3 hours, then argon gas is cooled, the furnace temperature is reduced to below 80 ° C and then discharged, to obtain sintered ferroniobium Boron magnet.
  • the composition of the sintered NdFeB magnet and its weight percentage are: Nd (18.00 wt%), Pr (7.00 wt%), Dy (1.40 wt%), Tb (4.00 wt%), Co (1.40 wt%), Al ( 0.10 wt%), Cu (0.13 wt%), Ga (0.20 wt%), B (0.95 wt%), Fe (including trace impurities) (66.82 wt%)
  • the density of the sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm was measured by the drainage method, and the density of the sintered NdFeB magnet was 7.66 g/cm.
  • the sintered NdFeB magnet has a hydrogen content of 5 ppm and an oxygen content of 1000 ppm by an oxygen-nitrogen hydrogen analyzer.
  • a sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm was used, and the height direction was perpendicular to the orientation direction.
  • the magnet was magnetized in a direction perpendicular to the direction of the straight orientation, and the demagnetization curve was measured in a direction perpendicular to the orientation of the magnet by a hysteresis loop measuring instrument.
  • OkGs, B r ( ⁇ ) / B r 0.06 of the sintered NdFeB magnet at a temperature of 20 °C.
  • Fig. 1 is a metallographic photograph of the observation section of the magnet sample before the black and white binarization process
  • Fig. 2 is a metallographic picture of the black and white binarization process of the magnet observation section in the magnet sample.
  • the observations of the three observed fields of view, the area percentage of the main phase were 94.6%, 94.9% and 94.6%, respectively. 7% ⁇ The average of the area of the main phase of the present invention was 94.7%.
  • the orientation direction of the sintered NdFeB magnet sample was observed as a normal cross section by a metallographic microscope, that is, the observation section was perpendicular to the orientation direction of the magnet (the orientation direction was the normal).
  • the average grain size of the main phase was measured by the GB/T 6394-2002 metallographic method, and the single crystal peak distribution of the length of the cut line was measured to determine the average crystal grain size of the sample. Using this method, the average grain size of the main phase of the magnet was found to be 5. 0 ⁇ ⁇ .
  • a sample having a diameter of 10 mm and a height of 10 mm was used, in which the height direction was the orientation direction.
  • the magnet is magnetized to saturation, and then the demagnetization curve of the orientation direction of the magnet is measured.
  • the Helmhol is used at a temperature of 20 ° C.
  • the coil and fluxmeter measure the magnetic flux ⁇ 2 at room temperature.
  • the magnetized sample was held at 200 ° C for 120 minutes, and the temperature control accuracy was ⁇ 1 ° C.
  • the sample was then cooled to room temperature, and the magnetic flux F 2 at this time was again measured by the above-described Helmholtz coil and fluxmeter. .
  • the magnet 200 (1) ((1 ) 2 ..- (1) 2.) / ⁇ 2. .
  • the irreversible loss of the magnet of the present embodiment at 200 ° C is -2.1%.
  • a sample having a diameter of 10 ⁇ and a height of 10 ⁇ was placed at a temperature of 130 ° C, 2. 6 atmospheres, and 95% relative humidity for 240 hours, and the height of the sample was the orientation direction of the magnet.
  • the weight loss of the sintered NdFeB magnet is -3.3 mg/cm 2 .
  • Embodiments 2-17 employ the same magnet preparation method and process route as in Embodiment 1, and differ only in magnet composition and process parameters, and thus are not described herein.
  • the measurement of various performance indexes of magnets is also adopted.
  • the same method and apparatus as in Example 1 were employed.
  • the specific work of each embodiment is given in Table 1 below.

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Abstract

一种烧结钕铁硼磁体，其主要成分包括稀土元素R，添加元素T，铁Fe和硼B，拥有富稀土相和具有Nd2Fe14B晶体结构的主相，该磁体的最大磁能积(BH)max，单位MGOe，与内禀矫顽力Hcj，单位kOe的数值之和不小于70。该烧结钕铁硼磁体的制造方法包括熔炼合金、制粉、混粉、压型、烧结和热处理工序。通过控制成分配方和优化工艺条件，使得烧结钕铁硼磁体同时具有高的最大磁能积和高的内禀矫顽力。

Description

一种烧结钕铁硼磁体及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种烧结钕铁硼磁体及其制造方法， 特别是一种超高性能烧结 钕铁硼磁体及其制造方法。 背景技术
烧结钕铁硼磁体已经广泛应用于电子信息、 汽车工业、 医疗设备、 能源交 通等众多领域。 同时， 随着技术的持续进歩和成本的不断下降， 在很多新兴领 域， 钕铁硼永磁材料展现出广阔的应用前景。 特别是在低碳经济席卷全球的大 势之下， 世界各国都在把环境保护、 低碳排放作为关键科技领域给予关注。 这 对改善能源结构、 发展再生能源、 提高效率、 节能减排、 倡导低碳生活等方面 提出了新的要求， 也为风力发电、 新能源汽车、 节能家电等低碳经济产业的发 展提供了广阔的市场空间。 随着应用日益广泛和科技不断发展， 对所使用的烧 结钕铁硼提出了更高的要求。例如普及最为迅速的笔记本电脑，现大多采用 2. 5 英寸硬盘， 其中的音圈电机 （VCM) 要求采用 N50H档烧结钕铁硼磁体， 最大磁 能积（BH) max〉48MG0e， 内禀矫顽力 H。j〉16k0e; 而汽车发动机点火线圈使用的形 状为薄片的高性能烧结钕铁硼磁体， 要求工作温度在 200°C以上， 这就要求采用 N35EHS烧结钕铁硼磁体， 最大磁能积（BH) max〉33MG0e， 内禀矫顽力 〉35k0e。 在许多烧结钕铁硼磁体的新兴应用领域， 如近期的具有机械头脑的行走机器人、 集成技术的专用电机、汽车自动系统等领域，均同时对高磁能积（BH) max和高内禀 矫顽力 提出了要求。 稀土是重要的战略资源， 提高烧结钕铁硼磁体综合磁性 能， 有利于稀土的高效利用。 因此如何同时提高烧结钕铁硼磁体的最大磁能积 (BH) max和内禀矫顽力 成了烧结钕铁硼磁体的发展趋势。
目前全球各主要厂家纷纷争相推出高性能牌号烧结钕铁硼磁体， 以满足各 类专门用途的特殊要求。 日立金属开发了能稳定生产的高磁能积磁体， 已开始 批量生产最大磁能积 53MG0e的磁体， 德国真空熔炼公司也已大批量生产最大磁 能积 50MG0e的磁体， TDK也能提供最大磁能积 48〜50MG0e的商品磁体， 但都未 见到同时具有高磁能积和高内禀矫顽力的磁体。 下表为部分厂家的高牌号烧结 钕铁硼磁体的性能表， 为剩余磁感应强度， 简称剩磁 （Β^4πΜ„ Mr为剩余磁化 强度）， 为禀矫顽力， （BH) max为最大磁能积。 表 1 国外企业生产的高磁能积或高矫顽力磁体性能
Figure imgf000004_0001
从上表所列高牌号产品可以看出， 当烧结钕铁硼磁体具有较高的最大磁能 积时， 其内禀矫顽力相对较低， 但内禀矫顽力相对较高时， 其最大磁能积偏低， 而且所有牌号产品的最大磁能积 (BH) max (MGOe) 与内禀矫顽力 (kOe) 的数值之 和在 60〜70之间。
永磁体的基本作用就是向其应用空间提供磁场。 磁体的最大磁能积 (BH) max (MGOe)代表了永磁体向外提供磁场能量的高低， （BH) max越高， 同样尺寸的 永磁体能提供的磁场越强。而内禀矫顽力 H。j (k0e)则表示了磁体保证或维持其永 磁性能的能力， 如果磁体的 没有足够的高， 当磁体在实际使用过程中受到退 磁场、 温度或振动等的影响时， 会出现不同程度的衰减， 导致磁体局部甚至 整体提供磁场能力的下降， 也就是说永磁体保证或维持其磁性能的能力下降。
在钕铁硼磁体中， 与 (BH) max或 与 之间存在扁担效应， 即要获取较高 的 ， 则磁体的（BH)max及 会下降； 如果磁体的（BH) max及 较高， 则其 就会 降低。 但如果一味提高 H。j， 使得磁体的 (BH)max受到较大影响， 指标偏低， 磁体 的综合磁性能降低， 同样会影响到磁体的使用。 故在烧结钕铁硼磁体行业， 把 最大磁能积与内禀矫顽力之和作为综合衡量磁体是否真正体现高性能的一个指 标。 发明内容
一种好的永磁体应该具有高的居里温度 T。， 高的剩磁 Br或^ (ΒΓ=4πΜΓ) , 高 的内禀矫顽力 和高的最大磁能积 (BH) max。 后三种指标， 我们称之为永磁体的 外禀磁性指标， 而居里温度 T。， 饱和磁化强度 Ms和磁晶各向异性场 等我们称 为之永磁体主相的内禀磁性指标。 永磁体外禀磁性指标的高低取决于永磁体主 相的内禀磁性指标， 一种材料只有具备了优异的内禀磁性， 才有可能开发成为 高性能的永磁体。 居里温度越高， 永磁体的工作温度范围就越高， 并且温度稳 定性也就越好。
饱和磁化强度 Ms决定了永磁体最大磁能积的理论上限，最大磁能积 (BH) max ( 4πΜΓ) 74^ ( 4πΜ3) 2/4， 因此， 只有饱和磁化强度 Ms高的材料才能开发成为 高磁能积的永磁体。 内禀矫顽力 H。j=CHa-N ( 4 Ms )， 因此只有高的磁晶各向异性 场 的材料才能制备出高矫顽力的永磁体。 然而， 具备了高居里温度， 高饱和 磁化强度和高磁晶各向异性场的材料并非就一定能够制造开发成高性能永磁 体， 它还要取决于是否有合适的制备工艺来实现高矫顽力和高磁能积。 当某种 永磁体的成分确定以后， 其理论最大饱和磁化强度 Ms就已经确定， 如果磁体全 部由单一主相构成时， 则可获得该种永磁体最大磁能积的理论最大值。 以钕铁 硼为例， 当该磁体仅由 100% Nd2Fe14B晶体结构（四方对称， 空间群 P42/mnm)单一 主相构成时， 且所有晶粒的易磁化轴（即四方相的 C轴）平行排列（一致取向）， 则可获得其理论上的最大磁能积 64MG0e左右。 但此时， 由于该磁体没有内禀矫 顽力 ·， 还不能称为永磁体， 无法当永磁材料使用。 原因是该磁体中晶粒与晶 粒紧密连接， 磁化强度可沿 C轴的两个易磁化方向分布， 但正方向和反方向的 大小相同， 互相抵消， 磁体对外不显示磁性； 当磁体在易磁化方向磁化 （充磁） 时， 该磁体中每个晶粒的磁化强度都沿着磁场方向； 但磁场去掉后， 该磁体中 晶粒的磁化强度又回到充磁前的状态， 即又大小相同方向相反地分布在 C轴的 两个易磁化方向， 也就是说该磁体没有剩磁和矫顽力， 没有永磁性能表现。 因 此必须通过稀土永磁体制备的粉末冶金工艺， 使磁体中主相晶粒的边界上存有 一定的富稀土相， 即主相晶粒被富稀土相隔离， 使得磁体具有了一定的内禀矫 顽力 H。j ; 当取向方向被饱和磁化 （充磁） 时， 该磁体中每个主相晶粒的磁化强 度同样都沿着磁场方向； 此时当外加磁场被去掉以后， 由于内禀矫顽力的存在 使得磁体中每个晶粒的磁化强度不再能够翻转到磁化的反方向， 只能继续沿着 充磁方向， 此时磁体的剩磁和矫顽力等外禀磁性都得到体现。 但磁体中主相和 富稀土相的比例要适度， 如果富稀土相太少， 虽然主相在磁体中比例高， 即磁 体的饱和磁化强度 Ms高， 提高了磁体的剩磁和最大磁能积的上限， 但磁体的矫 顽力可能太小； 如果富稀土相太多， 虽然有利于获得较高的矫顽力， 但会导致 Nd2Fe14B 晶体结构主相在磁体中比例的降低， 使得磁体的饱和磁化强度 Ms的降 低， 从而导致磁体的剩磁和最大磁能积下降。
为了获得剩磁和内禀矫顽力相对均衡的钕铁硼永磁体， 使其最大磁能积与 内禀矫顽力之和尽可能的大， 本发明从两个方面展开工作， 一是优化磁体的成 份配方使其主相具有 NdzFewB晶体结构，且主相在磁体中保持适当的比例， 以获 得优异的内禀磁性； 二是优化制备工艺和生产过程将优异的内禀磁性在外禀磁 性上表现出来。
同时本发明通过添加元素 Co部分替代 Fe，提高了具有 Nd2Fe14B晶体结构的 主相的居里温度 Tc和饱和磁化强度 Ms等内禀磁性， 改善了剩磁温度系数与内禀 矫顽力温度系数。
本发明是这样实现的： 一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T， 铁 Fe和硼 B， 拥有富稀土相和具有 Nd2Fe14B晶体结构的主相， 其特 征在于： 所述磁体的最大磁能积 (BH) max， 单位 MG0e， 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe 的数值之和不小于 70， 即（BH) max (MG0e) +H。j (kOe) 70。
一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T， 铁 Fe和 硼 B， 拥有富稀土相和具有 Nd2Fe14B晶体结构的主相， 其特征在于： 在垂直于取 向方向的磁体截面中， 所述磁体主相的面积占整个截面面积的比例为 91〜97%。
一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T，铁 Fe和硼 B， 拥有富稀土相和具有 Nd2Fe14B晶体结构的主相， 其特征在于： 所述磁体的居 里温度为 310〜340°C。
一种烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述方法的工艺过程包括 熔炼合金、 制粉、 混粉、 压型、 烧结和热处理工序。 综上所述， 本发明通过控制成分配方和优化工艺条件， 使主相在磁体中保 持适当的比例且较高的磁体主相晶粒的取向度， 从而提高了剩磁； 优化边界富 稀土相和微结构， 从而提高了内禀矫顽力； 使得烧结钕铁硼磁体同时具有高的 最大磁能积和高的内禀矫顽力， 从而获得(811) ( 006) +
Figure imgf000007_0001
70 的超高性 能的烧结钕铁硼磁体。 本发明还通过提高烧结钕铁硼磁体的居里温度、 内禀矫 顽力和优化微结构可改善磁体的剩磁温度系数与内禀矫顽力温度系数， 从而使 得该磁体有更宽广的温度应用范围。 附图说明
图 1 是磁体样品中磁体充磁或取向方向为法向的截面的黑白二值化处理前 的金相照片。
图 2是磁体样品中磁体充磁或取向方向为法向的截面的黑白二值化处理后 的金相图片。 具体实施方式
Nd2Fe14B金属间化合物理论上的最大磁能积为 64MG0e左右， 此时该金属间 化合物 100%全部为 NdzFewB主相， 而实际情况下烧结钕铁硼磁体的最大磁能积 要小一些。 原因是， 为了获得一定的内禀矫顽力 ， 在具有 Nd2Fe14B晶体结构 的主相晶粒边界上必须有富稀土相的存在， 并且工艺过程还会导致磁体与理想 状况偏离的各种因素， 如孔隙、 杂质、 主相晶粒取向度等，这使得主相在磁体中 的比例降低， 因而磁体的剩磁降低， 从而导致最大磁能积降低。
烧结钕铁硼磁体的剩磁 ¾■， 可以表述为下面关系式：
ΒΓ=4πΜΓ=4πΜ3 ( Ρ / Ρ 0) ( 1- α ) f
其中 Ms为主相的饱和磁化强度， Ρ / Ρ。为相对密度 （ P为磁体密度、 P。 为主相密度）， α为其它杂相的体积百分比， f 为晶粒取向度因子。 若要获得到 高磁能积的永磁体，必须提高烧结磁体的主相的比例， 使合金成份尽可能接近 Nd2Fe14B的成份（保持高的 Ms); 同时存在一定的富稀土相 （较小的 α )， 以实现 通过液相烧结获得高密度磁体 （使 Ρ / Ρ。接近 100 % )， 并且让富稀土相均匀地 分布在主相晶粒的边界， 使烧结后的磁体具有高矫顽力。 烧结钕铁硼磁体的内禀矫顽力 ,可表示如下：
Hcj=CHa-N ( 4πΜ3 )
其中 为主相的磁晶各向异性场， C取决于主相晶粒与其界面晶粒之间的 相互作用， Ν是有效退磁因子， C和 Ν敏感地依赖于烧结磁体的晶粒尺寸及其分 布， 以及相邻晶粒间的取向特征和边界特征。 为了得到具有足够高的内禀矫顽 力的磁体， 首先磁体的 NdzFewB 晶体结构的主相必须具有较高的磁晶各向异性 场 ， 然后通过优化工艺提高 C值和降低有效退磁因子 N。
(BH) max由磁体的主相起决定作用， 磁体的 由富稀土相起决定作用。 如果 磁体中的富稀土相太多， 贝 lj主相比例就会降低， 就不能获得高的 ϋ和 (BH) max； 若 磁体中的富稀土相太少， 则不可能得到足够高的 来保证磁体在实际使用中的 磁性能。
本发明通过合理的成分设计和制备工艺的优化， 兼顾 (BH) max和 ， 得到综 合指标高的烧结钕铁硼磁体。 例如， 该磁体中， 主相为具有 NdzFewB晶体结构的 金属间化合物， 且其晶格常数 a=0. 8760〜0. 8800nm， c=l. 2000〜1. 2230 nm。 再 例如， 磁体的最大磁能积 (BH) max (单位 MGOe) 与内禀矫顽力 (单位 kOe) 的 数值之和不小于 70， 即（BH)max (MG0e) +Hej (k0e) 70。
根据 R2Fe14B金属间化合物的磁性特征， （Pr，Nd) 2Fe14B拥有较高的饱和磁化 强度， 但磁晶各向异性场偏低 （Pr2Fe14B的 ½Ms=15. 6kGs，Ha=87k0e ; Nd2Fe14B的 4πΜ3=16. OkGs, Ha=76k0e) ，而 (Tb, Dy) 2Fe14B则拥有较高的磁晶各项异性场， 但饱和磁化强度偏低 （Tb2Fe14B 的 ½MS=7. 0kGs，Ha=220k0e ; Dy2Fe14B 的 4πΜ3=7. lkGs, Ha=150k0e)。 所以， 通过调节 Pr， Nd， Tb， Dy的不同组合， 可以得 到较高的 ½MS (4πΜΓ ) (因而较高的（BH) max)，同时得到较高的 Ha (因而较高的 HCj)。 例如，本发明中的一种烧结钕铁硼磁体主相的磁晶各向异性场 为 80〜140k0e。 烧结钕铁硼磁体的剩磁 ϋ=4π¾^不小于 10. 3kGs， 烧结钕铁硼磁体的最大磁能积 (BH) max不小于 26MG0e，内禀矫顽力 Hej不小于 18k0e，且同时（BH) max (MGOe) +Hcj (kOe) 再例如， 本发明中， 通过添加 Co部分替代 Fe，提高了具有 Nd2Fe14B晶体结 构的主相的居里温度 T 改善了剩磁温度系数与内禀矫顽力温度系数， 同时还 提高了主相的饱和磁化强度 Ms。本发明中一种烧结钕铁磁体的居里温度为 310〜 340 °C。
再例如， 本发明中， 通过稀土元素 R总含量的调节 （28〜32wt%)， 使得烧 结钕铁硼磁体具有不同的主相比例。 在垂直于取向方向 （以取向方向为法线） 的磁体截面中， 主相的面积占整个截面面积的比例为 91〜97%， 特别是占整个截 面面积的比例为 94〜96%。
本发明中， 优化烧结钕铁硼磁体的制备过程的方法和工艺， 包括熔炼合金、 制粉、 混粉、 压型、 烧结和热处理工序。 例如， 制备过程包括：
a.熔炼合金： 采用速凝薄片技术，合金薄片的厚度范围为 0. 1〜0. 5mm,且合 金薄片氧含量范围为 40ppm至 160ppm ;
b.制粉： 首先将速凝合金薄片采用氢破碎处理， 且氢处理后的粉末中氢含 量范围为 500ppm至 1600ppm， 然后在以惰性气体或氮气为工作气体的气流磨中 制成平均粒度为 2. 0〜4. Ο μ ιη的细粉， 此时几乎所有细粉均为单晶颗粒；
c.混粉： 在有气体保护的容器中， 将在不同时段经气流磨制成的细粉进行 混合获得均匀粉； 在混粉过程中， 加入占所混细粉总重量 200〜500ppm的润滑 剂， 以提高细粉的滑动性， 有利于在压型时提高取向度；
d.压型： 将混粉后获得的均匀粉置于有气体保护的封闭压机中压制成毛 坯， 压型时对粉末施加的取向磁场为 10k0e〜30k0e， 所压制成的毛坯存放于有 气体保护的储存容器中；
e.烧结： 将压制成的毛坯送入真空烧结炉内， 并在真空或气体保护气氛中 进行烧结， 所述烧结温度为 1045 °C〜1085 °C ; 保温时间 4〜8小时； 然后充入氩 气， 使烧结炉内冷却到 100°C以下；
f .热处理： 将烧结后的毛坯磁体放在真空或气体保护气氛下进行两次回火 热处理。 首先将真空烧结炉内温度升至 850 °C〜950°C，保温 3〜5小时， 随后充 入氩气冷却， 使烧结炉内温度下降到 100 °C以下； 其次将真空烧内温度升至 450°C〜650°C， 保温 3〜5小时， 然后向烧结炉内充入氩气， 使烧结炉内温度下 降到 80°C以下。
通过以上工艺过程， 使得烧结钕铁硼磁体达到如下一个或多个性能指标： a. 烧结钕铁硼磁体主相的平均晶粒尺寸为 5. 0〜10. 0 μ ιη，富稀土相比较均 匀地分布在晶粒边界， 使得烧结钕铁硼磁体获得高的内禀矫顽力。 晶粒 尺寸太小， 将增加制备难度； 晶粒尺寸太大， 则很难获得高的内禀矫顽 力；
b. 烧结钕铁硼磁体主相晶粒有很高的取向度， ¾ (丄) /IV 0. 15。其中， Br ( ) 是垂直于取向方向的剩磁， Br为平行于取向方向的剩磁（也就是本文前面 提到的磁体的剩磁）。 ¾ (丄） 越小， 则磁体主相晶粒的取向度就越好； c 烧结钕铁硼磁体的氧含量为 500〜2500ppm。 在制备过程中， 虽然采取了 氮气、 惰性气体或惰性气体与氮气的混合气体的保护措施， 但合金粉末 中难免进入氧气， 形成稀土氧化物（可以通过 X射线衍射检测）， 它将对 烧结钕铁硼磁体的内禀矫顽力造成负面影响， 同时也造成稀土浪费； d. 烧结钕铁硼磁体中的氢含量 10ppm。如果氢含量高，将会造成烧结钕铁 硼磁体中有裂纹等不良后果；
e. 烧结钕铁硼磁体具有很好的致密性， 其密度为 7. 60〜7. 80g/cm3 ;
f. 烧结钕铁硼磁体具有很好的微结构， 使得该磁体具有很好的磁体抗腐蚀 能力。在 130°C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 直径 10匪高 10匪的所述圆柱形磁体的失重的绝对值 5mg/cm2 ;
g. 烧结钕铁硼磁体在 20° (〜 180°C温度之间， ， 其剩磁 Br=4 Mr的温度系数 α ¾ 为 -0. 125%/°C〜- 0. 090%/°C。剩磁温度系数的绝对值越小，剩磁随 温度的升高而减小得越慢；
h. 烧结钕铁硼磁体在 20° (〜 180°C温度之间，，其内禀矫顽力 Hej的温度系数 e Hcj为 -0. 50%/°C〜- 0. 20%/°C。 内禀矫顽力温度系数绝对值越小， 内禀 矫顽力随温度的升高而减小得越慢；
i. 直径 10mm、 高度 8. 8mm的圆柱形烧结钕铁硼磁体样品 （高度方向为取向 方向）， 其磁导系数 P。=-B/H=2 (其中 Β=Η+4πΜ， Β为磁感应强度， Η为外 加磁场， Μ为磁化强度）， 在 20° (〜 200QC温度区间的任一温度下保持 120 分钟后， 其磁通量不可逆损失的绝对值不大于 5 %， 所述磁体的高度方 向为取向方向。通常我们用磁通量不可逆损失的绝对值 5 %时所对应的 温度的高低来衡量该磁体的热稳定性， 对应的温度越高， 则磁体的热稳 定性越好。
下面结合具体实施例对本发明做进一歩的说明。
本发明优化了制备烧结钕铁硼磁体的方法， 其工艺过程包括熔炼合金、 制 粉、 混粉、 压型、 烧结和热处理工序。 例如，
其中熔炼合金采用的是速凝薄片技术， 熔炼合金的真空速凝炉甩出的合金 薄片厚度范围为 0. 1 0. 5 且合金薄片中氧含量范围在 40ppm至 160ppm 制粉是首先将真空速凝炉甩出的速凝合金薄片用氢破碎技术进行处理使其 初歩粉碎， 氢破碎处理后的粉末中氢含量范围为 500ppm至 1600ppm， 然后在以 氮气、 惰性气体或氮气和惰性气体混合气体为工作气体的气流磨中制成平均粒 度为 2. 0 4. Ο μ ιη的细粉。
随后， 将在不同时段经气流磨粉碎后得到的细粉进行混粉， 也就是将在不 同时段经气流磨粉碎制成的细粉进行充分混合， 以使得粉末的粒度分布和成分 分布更为均匀， 从而获得均匀粉。 在混粉过程中， 加入占所混细粉总重量 200 500ppm的润滑剂， 以提高细粉的滑动性， 有利于在压型时提高取向度。 润滑剂 可采用多元醇或聚乙二醇类有机物。 混粉是在有氮气、 氩气或氮氩混合气体保 护的容器中进行的，该容器的容量为 50 2000kg，混合方式为让容器作三维运动 1 5小时。
随后， 将混粉后获得的均匀粉置于有氮气、 氩气或氮氩混合气体保护的封 闭压机中压制， 压型时对粉末施加的取向磁场为 10k0e 30k0e， 具有很好润滑 性细粉的单晶颗粒的 C轴沿取向磁场一致排列， 同时被压制成毛坯。 压型完成 后， 将所压制成的毛坯存放于有氮气、 氩气或氮氩混合气体保护的储存容器中 备用。
烧结时将储存容器中压制好的毛坯送入真空烧结炉内， 并在真空或气体保 护气氛中进行烧结， 烧结温度为 1045 °C 1085 °C ; 保温时间 4 8小时； 然后充 入氩气， 使烧结炉内温度冷却到 100°C以下。
将烧结后的毛坯磁体在真空或气体保护气氛下进行两次回火热处理。 首先 将真空烧结炉内温度升至 850 °C 950 °C，保温 3 5小时， 随后充入氩气冷却， 使烧结炉内温度下降到 100 °C以下； 其次将真空烧内温度升至 450°C 650°C 保温 3〜5小时， 然后向烧结炉内充入氩气， 使烧结炉内温度下降到 80°C以下。 烧结和热处理在气体保护气氛下进行是指烧结和热处理在氮气、 氩气或氮 氩混合气中进行。
本发明的一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T， 铁 Fe和硼 Β， 拥有富稀土相和具有 NdzFewB晶体结构的主相。 1?为¥、 Sc和 15种镧系 元素的一种或一种以上， T为 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Co、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Ge、 Al、 Zr、 Nb、 Mo、 Sn的一种或一种以上。 再例如， 所述磁体成分中稀土元素 R为 Nd、 Pr、 Dy、 Tb、 Ho的一种或一种以上; 添加元素 T为 Al、 Cu、 Co、 Ga、 Ti， V、 Zr、 Nb、 Mo或 Sn的一种或一种以上。
例如，烧结钕铁硼磁体的成分范围可为：稀土元素 R包括： Nd+Pr: 18〜26wt%; Dy+Tb: 2.0〜13.5wt%; 添加元素 T包括： Al: 0〜0.6wt%; Cu: 0〜0.2wt%; Co: 0〜3wt%; Ga: 0〜0.2wt%; B: 0.93〜1.0wt%; Fe和杂质: 为余量。
从烧结钕铁硼磁体中用线切割机制成直径 10mm、 高度 10mm的样品， 高度方 向为取向方向。 将磁体沿取向方向饱和磁化， 采用磁滞回线测量仪，沿着样品的 取向方向测量退磁曲线， 得到永磁参数。 本说明的一种烧结钕铁硼磁体， 在温 度 20°C 下， 剩磁 Br 10.3kGs，内禀矫顽力 H。j 18k0e， 最大磁能积 （BH)max 26MG0e，特别是其最大磁能积（BH) max (MGOe)与内禀矫顽力 (kOe)数值之和 70。 例如，其最大磁能积（BH)max(MG0e)与内禀矫顽力 H。j(k0e)数值之和为 70; ^71； ^72； ^73； ^74； ^75； ^76； ^77； ^78； ^79； 或 80。 再例如， 其最 大磁能积（BH)max(MG0e)与内禀矫顽力 H。j(k0e)数值之和为 70〜93； 70〜90； 70〜 85； 75〜93； 75〜90； 或 75〜85。
本发明中， 烧结钕铁硼磁体之最大磁能积 (BH)max(MG0e)可为 26; ^28； ^ 30; ^32； ^34； ^36； ^38； ^40； ^42； 或 44。 烧结钕铁硼磁体之内禀 矫顽力 Hej(k0e)数值可为 18; ^20； ^22； ^24； ^26； ^28； ^30； ^32； ^34； ^36； ^38； ^40； ^42； ^44； ^46； ^48； 或 50。 烧结钕铁硼磁 体之剩磁 Br (kGs)数值可为 10.3; 10.7; 11.1; 11.5; 11.8; 12.2; ^12.5； ^12.8； ^13.2； 或 13.5。
例如， 本发明中有关一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添 加元素 T， 铁 Fe和硼 Β， 拥有富稀土相和具有 NdzFewB晶体结构的主相， 其特征 在于： 在垂直于取向方向 （以取向方向为法线） 的磁体截面中， 所述磁体主相 的面积占整个截面面积的比例为 91〜97%。在例如， 所述磁体主相的面积占整个 截面面积的比例为 92〜96%， 92〜95%， 或 93〜96%。
从烧结钕铁硼磁体中用线切割机制成直径 10mm、 高度 10mm的样品， 高度方 向垂至于取向方向。 将磁体沿垂于直取向方向饱和磁化， 采用磁滞回线测量仪， 测量垂直于磁体取向方向的退磁曲线， 获得剩磁 ϋ (丄）。将 丄)与上面平行于 取向方向测量的剩磁 ϋ进行比较， 以考察磁体主相晶粒的取向度。 本发明的一 种烧结钕铁硼磁体， 在温度 20。C下， Br (丄） / Br<0. 15。 例如， 在温度 20。C下， Br (丄） / Br为 < 0. 12； < 0. 10； < 0. 08。
可采用 X射线粉末衍射，来确定烧结钕铁硼磁体的主相具有 Nd2Fe14B晶体结 构。 在温度 20°C 下， 本说明中一种烧结钕铁硼磁体的晶格常数为 a=0. 8760〜 0. 8800nm, c=l. 2000〜1. 2230nm。
可采用排水法测量直径 10mm、高度 10mm的样品的密度。本发明的一种烧结 钕铁硼磁体， 在温度 20°C下， 密度为 7. 60〜7. 80g/cm3。
可通过金相显微镜观察， 采用金相法进行测量。 样品观察截面为烧结磁体 充磁 （取向） 方向为法向的截面， 即观察截面垂直于磁体的充磁 （取向） 方向。 主相平均晶粒尺寸采用 GB/T 6394-2002金相法进行测量，测量采用截线长度的 单峰分布来测定试样主相晶粒的平均粒度。 采用此方法， 得到本发明的一种烧 结钕铁硼磁体主相的平均晶粒尺寸为 5. 0〜10. 0 μ mo
可通过氧氮氢分析仪， 测定氧和氢的含量。 本发明的一种烧结钕铁硼磁体 中的氧含量为 500〜2500ppm，氢含量 10ppm。氧含量是指烧结钕铁硼磁体中的 所有的氧， 包括化合物里的氧和单质的氧。 氢含量是指烧结钕铁硼磁体中所有 的的氢， 包括化合物里的氢和单质的氢。
可通过金相显微镜观察样品截面的金相图， 采用定量金相法中截面法测量 磁体主相的比例。 样品观察截面为烧结磁体充磁 （取向） 方向为法向的截面， 选定一定的放大倍数， 在截面中选定视场， 其总面积为 AT, 测量出待测主相面 积 A， 则可获得待测主相的面积百分比 Aa=A/AT。 可以采用 MediaCybernetics 的专业图像分析软件 image-pro-plus分析观察结果。 采用此方法， 在垂直于取 向方向 （以取向方向为法线） 的磁体截面中， 得到本发明的一种烧结钕铁硼磁 体主相的面积占整个截面面积的比例为 91〜97%，特别是占整个截面面积的比例 为 94〜96%。
可采用振动样品磁强计， 取 50mg左右磁体， 在小于 400奥斯特 （0e ) 的外加 磁场下测量磁化强度随温度的变化曲线 （M-T曲线）， 以确定磁体主相的居里温 度 TC。 测量结果， 本发明的一种烧结钕铁硼磁体主相的居里温度为 310〜340 °C。
在最高可达 130k0e的外加磁场下， 取大小 1. 5x1. 5x1. 5匪的样品， 可采用 超导振动样品磁强计（进行退磁因子修正）沿磁体取向方向和垂直于磁体取向方 向分别测量磁化曲线， 两条曲线的线交点或两条曲线的线性外推线的相交点所 对应的磁场强度为磁晶各向异性场 Ha。 结果表明， 在温度 20°C下， 本发明的一 种烧结钕铁硼主相的磁晶各向异性场 为 80〜140k0e。
剩磁及矫顽力的温度系数的测量方法： 采用直径 10mm、 高 10mm的样品， 其 中高度方向为取向方向， 在所选温度下， 对磁体饱和磁化， 然后测量磁体取向 方向的退磁曲线。 首先在 T。=20 °C下测量磁体的退磁曲线， 得到 ϋ (T。)及 (T。) 的值， 然后再测出 T=180 °C下磁体的 ϋ (Τ)及 (Τ)，使用如下公式进行计算， 得 到剩磁及矫顽力的温度系数；
β ( T:Q) -- 3 ( T ) ·
H^ { "Ϊ ¾} --、、 H ( Γ) 依据上述公式， 在 20 °C至 180 °C温度之间， 本发明的一种烧结钕铁硼磁体 的剩磁 Br的温度系数 α ¾ 为 -0. 125%/ °C〜- 0. 090%/ °C， 内禀矫顽力 的温度 系数 e Hq为 -0. 50%/ °C〜- 0. 20%/ °C ;
不可逆损失的测定方法： 制备出具体尺寸为直径 10mm、 高 8. 8mm的试样， 其中高度方向为取向方向，其磁导系数 Pc=_B/H =2 (其中 Β=Η+4πΜ， Β为磁感应强 度， Η为外加磁场， Μ为磁化强度）。孤立磁体的磁导系数可由公式 Pc = ^" ^ 计算， 其中 LM为磁体取向方向的高度， AM为磁体充磁方向为法向的截面面积， S 为磁体的表面积的 1/2。 将该试样充磁后， 在温度 20°C下用亥姆霍兹线圈和磁 通计测量得到室温的磁通量 F2。。 接着， 将该磁化的样品在 200°C下保持 120分 钟， 温度的控制精度为士 1 °C。 然后将该试样冷却到室温， 用上述亥姆霍兹线圈 和磁通计再次测量得到此时的磁通量 Φ2。。， 则磁体 200°C下不可逆损失 = (Φ2。。-Φ2。)/ φ2。。 在以上条件下， 本发明的一种烧结钕铁硼磁体磁通量的不可 逆损失的绝对值 5%。
失重的测定： 失重 (mg/cm2) =(W「 W0)/So 。 其中： W。为样品测试前的重量， 为样品经测试后冷却至室温后的重量， S。为样品测试前的表面积。 具体测试条 件为： 将直径 10匪高 10匪的样品在温度 130°C， 2.6个大气压， 95%相对湿度 条件下放置 240小时， 样品高度为磁体取向方向。 在以上条件下， 本发明的一 种烧结钕铁硼磁体的失重的绝对值 5mg/cm2。 实施例 1
取适量原材料 PrNd、 DyFe、 BFe合金， 金属 Nd或 Pr、 Tb、 Al、 Cu和 Fe按 照目标磁体的成分进行配料： Nd(18.00wt%)， Pr (7. OOwt % ) , Dy(1.40wt % ) , Tb (4. OOwt % ) , Co (1.40wt % ) , Al (0. lOwt % ) , Cu (0.13wt % ) , Ga(0.20wt %),B(0.95wt%), Fe (包括微量杂质） （66.82wt%) (会考虑一定的稀土挥发 量）， 然后将配好的材料放入真空速凝炉中进行熔炼， 熔炼后采用速凝薄片技术 进行浇注甩带，所得速凝合金薄片的厚度范围为 0.1〜0.5mm,将上述进合金薄片 放入氢处理炉中进行氢破碎处理， 氢处理后的粉末中氢含量为 600ppm， 随后在 气流磨中进一歩将氢碎后的粉破碎末制备成细粉， 所得细粉的平均粒度为 2.8 ηι, 气流磨使用氮气为工作气体。 随后将气流磨在不同时段粉碎后得到的细粉 进行充分的混合混粉， 以使得粉末的粒度分布和成分分布更为均匀， 混粉时加 入占所混细粉总重量 350ppm的多元醇润滑剂， 以提高细粉的滑动性， 有利于在 压型时提高取向度。混粉是在有氮气保护的容器中进行的，该容器的容量为 50kg， 混合方式是让容器作 1小时的三维运动，最终获得均匀粉。
然后在封闭充氮气的压机中对获得的均匀粉进行压制成型， 压型时对均匀 粉施加的取向磁场为 18k0e。 所制成的毛坯存放于充入氮气的储存容器中。
将压制成型的毛坯从储存容器中取出放入真空烧结炉中进行烧结， 在温度 1045°C下烧结 5小时， 然后充入氩气冷却， 使炉内温度降至 80°C以下， 获得烧 结好的毛坯磁体。
将装有烧结好的毛坯磁体的真空烧结炉升温到 900°C并保温 3小时，然后充 氩气冷却， 使炉内温度降至 80°C以下； 再次继续升温到 620°C并保温 3小时， 然后充氩气冷却， 使炉内温度降至 80°C以下后出炉， 获得烧结钕铁硼磁体。
烧结钕铁硼磁体的成分及其重量百分比为： Nd(18.00wt%)， Pr(7.00wt%)， Dy(1.40wt%), Tb(4.00wt%) , Co (1.40 wt%), Al (0.10wt%), Cu(0.13 wt%) , Ga(0.20 wt%), B(0.95 wt%), Fe (包括微量杂质) (66.82wt%)
X光衍射分析结果表明， 本烧结钕铁硼磁体主相具有 NdzFewB晶体结构， 在温 度 20°C下， 其晶格常数 a=0.8791nm， c=l.2178nm0
采用排水法测量直径 10mm、 高度 10mm的样品的密度， 本烧结钕铁硼磁体的 密度为 7.66g/cm
采用振动样品磁强计， 取 50mg左右磁体， 在 300奥斯特 （0e) 的外加磁场下 测量磁化强度随温度的变化曲线 （M-T曲线）， 得到本烧结钕铁硼磁体的居里温 度 TC=3320C。
取大小 1.5x1.5x1.5mm的样品， 采用超导振动样品磁强计（进行退磁因子修 正）， 在 0_70k0e外加磁场下， 沿磁体取向方向和垂直于磁体取向方向分别测量 磁化曲线， 并将两条曲线线性外推， 以确定相交点所对应的磁场强度为磁晶各 向异性场 Ha。 结果表明， 在温度 20°C下， 本烧结钕铁硼磁体主相的磁晶各向异性 场 Ha=110k0e。
通过氧氮氢分析仪测量， 本烧结钕铁硼磁体中氢含量为 5ppm， 氧含量为 lOOOppmo
采用直径 10mm、 高度 10mm的样品， 高度方向为取向方向。 沿着取向方向饱 和磁化， 采用磁滞回线测量仪沿着取向方向测量样品的退磁曲线。 在温度 20°C 下， 获得以下磁性能结果： Br=13.0kGs， Hcj=31.6K0e, (BH) ma=40.9MG0e, (BH)max (MG0e)+Hcj(k0e)=72
采用直径 10mm、 高度 10mm的样品， 高度方向与取向方向垂直。 将磁体沿垂 于直取向方向饱和磁化， 采用磁滞回线测量仪在垂直于磁体的取向方向上测量 退磁曲线， 在温度 20°C下， 获得该方向剩磁 (丄） =0.80kGs。 将 丄）与上面沿 着取向方向的剩磁 =13. OkGs进行比较， 在温度 20°C下本烧结钕铁硼磁体的 Br (丄） /Br=0.06。
通过金相显微镜观察样品截面的金相图， 并采用 MediaCybernetics 的 Image-Pro Plus 专业图像分析软件 image-pro-plus 软件分析， 观察截面为烧 结磁体样品垂直于取向方向 （以取向方向为法线） 的截面， 在 500倍观测截面 中的 3个观测视场， 每个观测视场的面积为 0. 6mm*0. 5mm， 然后取平均值作为最 后观察结果。 图 1 是磁体样品观察截面的黑白二值化处理前的金相照片， 图 2 是磁体样品中磁体观察截面的黑白二值化处理后的金相图片。 3个观测视场的观 察结果， 主相的面积百分比分别为 94. 6%， 94. 9% and 94. 6%。 取三次观察结果 的平均值， 得到本实施例磁体中主相的面积百分比为 94. 7%。
通过金相显微镜观察烧结钕铁硼磁体样品取向方向为法向的截面， 即观察 截面垂直于磁体的取向方向（以取向方向为法线）。主相平均晶粒尺寸采用 GB/T 6394-2002金相法进行测量，测量采用截线长度的单峰分布来测定试样的平均晶 粒度。 采用此方法， 得到磁体主相的平均晶粒尺寸为 5. 0 μ ιη。
采用直径 10mm、高 10mm的样品，其中高度方向为取向方向。在所选温度下， 对磁体饱和磁化， 然后测量磁体取向方向的退磁曲线。 在温度 T。=20°C时， 测得 Br (To) =13. OkGs 及 Hcj (To) =31. 6k0e ; 在 T0=180 °C下， 测得 Br (T) =10. 4kGs 及 Hcj (T) =9. 55k0e o 在 20°C至 180°C温度之间， 本烧结钕铁硼磁体的剩磁及内禀矫 顽力的温度系数为： a Br=-0. 125%/°C ， ^„ej =-0. 436%/°C
采用直径 10mm、 高 8. 8mm 的试样， 其中高度方向为取向方向，其磁导系数 Pc=-B/H=2 o将该试样充磁后，在温度 20°C下用亥姆霍兹线圈和磁通计测量得到 室温的磁通量 Φ2。。 接着， 将该磁化的样品在 200°C下保持 120分钟， 温度的控 制精度为士 1 °C。 然后将该试样冷却到室温， 用上述亥姆霍兹线圈和磁通计再次 测量得到此时的磁通量 F2。。， 则磁体 200 时(1)= ((1)2。。-(1)2。）/ Φ2。。 本实施例磁体 200°C时的不可逆损失为 -2. 1 % 。
将直径 10匪高 10匪的样品在温度 130°C ， 2. 6个大气压， 95%相对湿度条 件下放置 240 小时， 样品高度为磁体取向方向。 本实施例烧结钕铁硼磁体的失 重为 -3. 3mg/cm2。
实施例 2-17
实施例 2-17采用与实施例 1相同的磁体制备方法和工艺路线， 仅在磁体成 分和工艺参数上有差别，因此不在此一一描述。 磁体的各种性能指标的测量也采 用与实施例 1相同的方法和设备。 在下面的表 1 中给出了每个实施例的具体工
元素 (重量百分比)及工艺 实施例 1 实施例 2 实施例 3 实施例 4 实施例 5 实施例 6
Nd 18.00 20.00 24.00 15.50 19.00 18.80
Pr 7.00 5.00 0.00 4.00 3.00 5.00
Dy 1.40 0.00 0.50 6.50 5.00 0.00
Tb 4.00 5.50 5.50 3.50 4.50 6.00
Al 0.10 0.20 0.18 0.20 0.40 0.60
Cu 0.13 0.12 0.1 o6 0.12 0.14 0.20
Co 1.40 0.50 2.00 0.50 1.00 3.00
Ga 0.20 0.20 0.14 0.12 0.14 0.20
B 0.95 0.97 0.96 0.98 1.00 1.00
Fe 66.82 67.51 66.56 68.58 65.82 65.20 条带厚度范围 (mm) 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 条片的氧含量 (ppm) 40 72 125 160 106 93 氢处理后粉末氢含量 (ppm) 500 856 1024 1290 1600 1462 微粉的平均粒度（μπ 2.5 3.0 3.4 4.0 3.2 3.8 润滑剂添加重量 (ppm) 400 350 380 300 280 390 烧结温度 (°c) 1045 1055 1075 1085 1067 1070 烧结时间 （小时） 8.0 4.0 4.0 5.0 4.5 4.0 热处理温度 （一级） （°c) 850 915 930 940 920 950 热处理时间 （一级） （小时） 3.0 4.0 3.0 5.0 4.5 3.5 热处理温度 （二级） （°c) 620 450 490 650 480 485 热处理时间 （二级） （小时） 5.0 4.0 3.0 4.0 4.5 5.0 磁体的氧含量 (ppm) 1000 1250 2500 1500 2013 1300 磁体的氢含量 (ppm) 5.0 3.2 4.1 1.4 2.6 0.3 Br(kGs) 13.0 12.6 12.8 11.9 11.6 12.9
He j (kOe) 40.9 37.9 35.5 42.6 45.4 39.5
(BH)max (MGOe) 31.6 38.8 39.5 34.2 32.5 40.2
(BH)max (MGOe) +Hc j (kOe) 72.5 76.7 75.0 76.8 77.9 79.7 主相百分比 Aa(%) 94.7 93.9 94.9 97.0 92.8 95.0
Br(kGs) (丄） 0.80 1.6 1.5 1.4 1.7 1.7
Br (丄） /Br 0.06 0.13 0.12 0.12 0.15 0.13 主相平均晶粒尺寸（μπ 5.0 6.6 8.2 10.0 7.2 9.1 主相晶格常数 a (nm) 0.8791 0.8783 0.8785 0.8788 0.8786 0.8778 主相晶格常数 c(nm) 1.2178 1.2130 1.2149 1.2161 1.2154 1.2120 密度（g/cm3) 7.66 7.67 7.71 7.75 7.74 7.67 主相居里温度（°C) 335 322 333 322 326 336 磁晶各向异性场 Ha (kOe) 110.0 113.9 104.1 101.1 105.5 115.4 aBr(%/°C) -0.125 -0.108 -0.094 -0.108 -0.103 -0.090 β-(%/°0 -0.436 -0.390 -0.390 -0.360 -0.340 -0.380 不可逆损失（180°0 (%) -2.10 -1.99 -2.18 -1.20 -0.74 -1.72 失重 (mg/cm2) -3.3 -3.2 -3.4 -2.9 -2.7 -3.1
Figure imgf000019_0001
Fe 67.06 64.82 69.07 67.51 65.32 68.08 条带厚度范围 (mm) 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 0.1-0.5 条片的氧含量 (ppm) 125 93 60 72 106 150 氢处理后粉末氢含量 (ppm) 1024 1462 600 856 1500 1290 微粉的平均粒度（μπ 3.4 2.0 2.8 3.0 3.2 4.0 润滑剂添加重量 (ppm) 390 320 250 250 200 360 烧结温度 (°c) 1075 1070 1045 1055 1067 1085 烧结时间 （小时） 4.0 4.0 8.0 4.0 4.5 5.0 热处理温度 （一级） （°c) 930 950 900 915 920 940 热处理时间 （一级） （小时） 3.0 3.5 3.0 4.0 4.5 5.0 热处理温度 （二级） （°c) 490 485 620 470 480 450 热处理时间 （二级） （小时） 3.0 5.0 5.0 4.0 4.5 4.0 磁体的氧含量 (ppm) 2500 1300 800 1250 2013 1500 磁体的氢含量 (ppm) 4.1 0.3 10.0 3.2 2.6 1.4
Br(kGs) 12.9 12.1 11.1 11.1 10.3 12.6
He j (kOe) 33.5 39.3 40.6 41.6 44.3 32.2
(BH)max (MGOe) 40.1 35.3 30.1 29.8 26 38.4
(BH)max (MGOe) +Hc j (kOe) 73.6 74.6 70.7 71.4 70.3 70.6 主相百分比 Aa(%) 94.8 94.0 95.4 94.6 95.7 94.6
Br (丄） (kGs) 1.6 1.3 1.2 1.1 1.1 1.5
Br (丄） /Br 0.12 0.11 0.11 0.10 0.11 0.12 主相平均晶粒尺寸（μπ 8.0 9.3 6.0 6.7 7.3 10.0 主相晶格常数 a (nm) 0.8785 0.8779 0.8790 0.8789 0.8791 0.8785 主相晶格常数 c(nm) 1.2151 1.2129 1.2174 1.2170 1.2187 1.2144 密度 (g/cm3) 7.70 7.69 7.76 7.76 7.80 7.68 主相居里温度（°c) 333 339 324 322 326 322 磁晶各向异性场 Ha (kOe) 98.7 109.7 91.4 94.2 81.1 102.3 aBr(%/°C) -0.094 -0.090 -0.106 -0.108 -0.103 -0.108 -0.430 -0.380 -0.380 -0.370 -0.350 -0.440 不可逆损失（180°C) (%) -2.73 -1.76 -1.54 -1.37 -0.92 -2.95 失重（mg/cm2) -3.6 -3.1 -3.0 -2.9 -2.8 -3.8
Figure imgf000021_0001
Br(kGs) 14.6 12.4 12.0 11.9 10.7 m
Hcj (kOe) 18.0 43.0 50.3 58.0 65.0
52 37.5 35.1 34.5 28
(BH)max (MGOe) +Hc j (kOe) 70 80.5 85.4 92.5 93
主相百分比 Aa(%) 95.2 93.4 93.5 94.6 91
Br (丄） (kGs) 2.0 1.5 1.5 1.5 1.3
Br (丄） /Br 0.14 0.12 0.12 0.13 0.12
主相平均晶粒尺寸（Pm) 8.7 6.8 7.2 9.5 8.3
主相晶格常数 a (nm) 0.8782 0.878 0.8782 0.8781 0.8782
主相晶格常数 c(nm) 1.2130 1.2000 1.2131 1.2121 1.2127
密度 （g/cm3) 7.60 7.67 7.69 7.72 7.75
主相居里温度（°C) 310 327 324 332 332
磁晶各向异性场 Ha (kOe) 100.4 124.1 113.6 133.1 139.8
aBr(%/°C) -0.120 -0.102 -0.106 -0.095 -0.095
β-(%/°0 -0.500 -0.357 -0.311 -0.263 -0.219
不可逆损失（180°C) (%) -4.98 -1.13 0.00 0.00 0.00
失重 (mg/cm2) -5.0 -2.8 -2.0 -0.5 -0.1 需要说明的是， 上述发明内容及具体实施方式意在证明本发明所提供技术 方案的实际应用， 不应解释为对本发明保护范围的限定。 本领域技术人员在本 发明的精神和原理内， 当可作各种修改、 等同替换、 或改进。 本发明的保护范 围以所附权利要求书为准。

Claims

权 利 要 求书
1、 一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T， 铁 Fe和 硼 B， 拥有富稀土相和具 NdzFewB晶体结构的主相， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MG0e， 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和不小于 70， 即 (BH)隨 (MGOe) +Hcj (kOe) 70。
2、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积 (BH) max， 单位 MG0e， 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和不小于 72， 即（BH) max (MG0e) +Hcj (k0e) 72。
3、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积 (BH) max， 单位 MG0e， 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和不小于 73， 即（BH) max (MGOe) +Hcj (kOe) 73。
4、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和不小于 75， 即（BH) max (MGOe) +Hcj (kOe) 75。
5、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 70〜93。
6、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 70〜90。
7、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 70〜85。
8、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 75〜93。
9、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 75〜90。
10、 一种如权利要求 1所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的最 大磁能积（BH) max， 单位 MGOe , 与内禀矫顽力 ， 单位 kOe的数值之和为 75〜85。
11、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征 在于： 所述磁体的最大磁能积 （BH) max不小于 26MG0e， 且同时内禀矫顽力 不小 于 18k0e， 剩磁 Br不小于 10. 3kGs。
12、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征 在于： 所述磁体在垂直于取向方向的剩磁 丄）与在取向方向的剩磁 的比值 Br (丄） /Br小于 0. 15。
13、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征 在于： 在 20° (〜 180°C温度之间， 其剩磁 Br的温度系数 a Br 为 -0. 125%/ °C〜 -0. 090%/ °C。
14、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征 在于： 在 20° (〜 180°C温度之间， 其内禀矫顽力 的温度系数 为 -0. 50%/°C〜 - 0. 20%〃C。
15、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 在 130°C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 高 度方向为取向方向的直径 10mm高 10mm的所述圆柱形磁体的失重的绝对值不大 于 5mg/ cm
16、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 在 130°C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 高 度方向为取向方向的直径 10mm高 10mm的所述圆柱形磁体的失重的绝对值不大 于 3mg/ cm
17、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 在 130°C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 高 度方向为取向方向的直径 10mm高 10mm的所述圆柱形磁体的失重的绝对值不大 于 lmg/ cm
18、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 所述磁体的氧含量为 500〜2500ppm。
19、 一种如权利要求 18所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的 氧含量为 1000〜1500ppm。
20、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 所述磁体中氢含量不大于 10ppm。
21、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 所述磁体中氢含量不大于 5ppm。
22、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特 征在于： 所述磁体的密度为 7. 60〜7. 80g/cm3。
23、 一种如权利要求 1至 10中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征 在于： 所述磁体的成分包括： 28〜32wt%的稀土元素 R， 0〜4wt%的添加元素 T，
0. 93〜1. 0^%的硼8， 余量为铁 Fe及微量杂质； 1?为¥、 Sc和 15种镧系元素的一种 或一禾中以上， T为 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Co、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Ge、 Al、 Zr、 Nb、 Mo、 Sn的一种或一种以上。
24、 一种如权利要求 23所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体成 分中稀土元素 R为 Nd、 Pr、 Dy、 Tb、 Ho的一种或一种以上； 添加元素 T为 Al、 Cu、 Co、 Ga、 Ti， V、 Zr、 Nb、 Mo或 Sn的一种或一种以上。
25、 一种如权利要求 24所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的 成分包括： 稀土元素 R包括： Nd+Pr: 18〜26wt%; Dy+Tb： 2. 0〜13. 5wt% ; 添加 元素 T包括： A1 : 0. 1〜0. 6wt%; Cu: 0〜0. 2wt%; Co: 0〜3wt%; Ga: 0〜0. 2wt%; B: 0. 93〜1. 0wt%; Fe和微量杂质: 为余量。
26、 一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T， 铁 Fe 和硼 B， 拥有富稀土相和具有 Nd2Fe14B晶体结构的主相， 其特征在于： 在垂直于取 向方向的磁体截面中， 所述磁体主相的面积占整个截面面积的比例为 91〜97%。
27、 一种如权利要求 26所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 在垂直于取 向方向的磁体截面中， 所述磁体主相的面积占整个截面面积的比例为 94〜96%。
28、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁 体具有的 Nd2Fe14B晶体结构主相的晶格常数 a=0. 8760〜0. 8800nm, c=l. 2000〜
1. 2230 。
29、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体主相的磁晶各向异性场 ¾为 80〜140k0e。
30、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体主相的平均晶粒尺寸为 5. 0〜10. 0 μ m。
31、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体在垂直于取向方向的剩磁 Br (丄）与在取向方向的剩磁 Br的比值 (丄） /Br小 于 0. 15。
32、一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 在 20°C〜 180°C温度之间， 其剩磁 Br的温度系数 a Br 为 -0. 125%/°C〜- 0. 090%〃C。
33、一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 在 20°C〜 180°C温度之间， 其内禀矫顽力 Hej的温度系数 e Hej为 -0. 50%/ °C〜- 0. 20%/°C。
34、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 在 130 °C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 高度方向为取向方 向的直径 10mm高 10mm的所述圆柱形磁体的失重的绝对值不大于 5mg/cm2。
35、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体的氧含量为 500〜2500ppm。
36、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁 体中氢含量不大于 10ppm。
37、 一种如权利要求 26或 27所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体的成分包括： 28〜32wt%的稀土元素 R， 0〜4wt%的添加元素 T， 0. 93〜1. 0wt% 的硼 B， 余量为铁 Fe及微量杂质； R为 Y、 Sc和 15种镧系元素的一种或一种以 上， T为 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Co、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Ge、 Al、 Zr、 Nb、 Mo、 Sn的一 种或一种以上。
38、 一种如权利要求 37所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体成 分中稀土元素 R为 Nd、 Pr、 Dy、 Tb、 Ho的一种或一种以上； 添加元素 T为 Al、 Cu、 Co、 Ga、 Ti， V、 Zr、 Nb、 Mo或 Sn的一种或一种以上。
39、 一种如权利要求 38所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的 成分包括： 稀土元素 R包括： Nd+Pr: 18〜26wt%; Dy+Tb： 2. 0〜13. 5wt% ; 添加 元素 T包括： A1 : 0. 1〜0. 6wt%; Cu: 0〜0. 2wt%; Co: 0〜3wt%; Ga: 0〜0. 2wt%; B: 0. 93〜1. 0wt%; Fe和微量杂质: 为余量。
40、 一种烧结钕铁硼磁体， 其主要成分包括稀土元素 R， 添加元素 T，铁 Fe和 硼 B， 拥有富稀土相和具有 NdzFewB晶体结构的主相， 其特征在于： 所述磁体的居 里温度为 310〜340°C。
41、一种如权利要求 40所述的烧结钕铁硼磁体，其特征在于:在 20° (〜 180°C 温度之间， 其剩磁 Br的温度系数 α ¾ 为 -0. 125%/ °C〜- 0. 090%/ °C; 其内禀矫顽 力 的温度系数 e Hej为 0. 50%/ °C〜- 0. 20%/°C
42、 一种如权利要求 40所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体在 垂直于取向方向的剩磁 Br (丄）与在取向方向的剩磁 Br的比值 Br (丄） /Br小于
0. 15。
43、 一种如权利要求 40所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁导系 数 Pc=-B/H=2的直径 10mm、 高度 8. 8mm的圆柱形磁体， 在不高于 200°C的任一 温度下保持 120分钟后， 其磁通量的不可逆损失的绝对值不大于 5 %， 所述磁体 的高度方向为取向方向。
44、 一种如权利要求 40至 43中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其 特征在于： 在 130°C环境温度， 95%相对湿度， 2. 6大气压下放置 240小时后， 高度方向为取向方向的直径 10mm高 10mm的所述圆柱形磁体的失重的绝对值不 大于 5mg/ cm2。
45、 一种如权利要求 40至 43中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其 特征在于： 所述磁体的氧含量为 500〜2500ppm。
46、 一种如权利要求 40至 43中任一权利要求所述的烧结钕铁硼磁体， 其 特征在于： 所述磁体中氢含量不大于 10ppm。
47、 一种如权利要求 40至 43所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述 磁体的成分包括： 28〜32wt%的稀土元素 R， 0〜4wt%的添加元素 T， 0. 93〜1. 0wt% 的硼 B， 余量为铁 Fe及微量杂质； R为 Y、 Sc和 15种镧系元素的一种或一种以 上， T为 Ti、 V、 Cr、 Mn、 Co、 Ni、 Cu、 Zn、 Ga、 Ge、 Al、 Zr、 Nb、 Mo、 Sn的一 种或一种以上。
48、 一种如权利要求 47所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体成 分中稀土元素 R为 Nd、 Pr、 Dy、 Tb、 Ho的一种或一种以上； 添加元素 T为 Al、 Cu、 Co、 Ga、 Ti， V、 Zr、 Nb、 Mo或 Sn的一种或一种以上。
49、 一种如权利要求 48所述的烧结钕铁硼磁体， 其特征在于： 所述磁体的 成分包括： 稀土元素 R包括： Nd+Pr: 18〜26wt%; Dy+Tb： 2. 0〜13. 5wt% ; 添加 元素 T包括： A1 : 0. 1〜0. 6wt%; Cu: 0〜0. 2wt%; Co: 0〜3wt%; Ga: 0〜0. 2wt%; B: 0. 93〜1. 0wt%; Fe和微量杂质: 为余量。
50、 一种制造如权利要求 1、 26或 40所述的烧结钕铁硼磁体的方法， 其特 征在于： 所述方法的工艺过程包括熔炼合金、 制粉、 混粉、 压型、 烧结和热处 理工序。
51、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述熔炼合金采用速凝薄片技术，合金薄片厚度范围为 0. 1〜0. 5mm,且合金薄片 氧含量范围为 40ppm至 160ppm。
52、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述制粉为首先将速凝合金薄片采用氢破碎处理， 且氢处理后的粉末中氢含量 范围为 500ppm至 1600ppm， 然后在以惰性气体或氮气为工作气体的气流磨中制 成平均粒度为 2. 0〜4. 0 μ m的细粉， 且所有细粉均为单晶颗粒。
53、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述混粉为在有气体保护的容器中， 将在不同时段经气流磨制成的细粉进行混 合获得均匀粉， 混粉时加入占所混细粉总重量 200〜500ppm的润滑剂。
54、 一种如权利要求 53所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述容器容量为 50〜2000kg，所述混合方式为使容器作三维运动 1〜5小时。
55、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述压型为将混粉后获得的均匀粉置于有气体保护的封闭压机中压制成毛坯， 压型时对粉末施加的取向磁场为 10k0e〜30k0e， 所压制成的毛坯存放于有气体 保护的储存容器中。
56、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述烧结为将压制成的毛坯送入真空烧结炉内， 并在真空或气体保护气氛中进 行烧结，所述烧结温度为 1045 °C〜1085 °C ;保温时间 4〜8小时；然后充入氩气， 使烧结炉内冷却到 100°C以下。
57、 一种如权利要求 50所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述热处理为在所述烧结后在真空或气体保护气氛下进行两次回火处理； 第一 次回火为将真空烧内温度升至 850°C〜950°C，保温 3〜5小时， 随后充入氩气使 烧结炉内温度下降到 100 °C以下； 第二次回火为将真空烧内温度升至 450°C〜 650°C，保温 3〜5小时，然后向烧结炉内充入氩气，使烧结炉内温度下降到 80°C 以下。
58、 一种如权利要求 53、 55、 56或 57所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于： 所述保护气体或气体保护气氛为氮气、 惰性气体或惰性气体与氮 气的混合气体。
59、 一种如权利要求 58所述的烧结钕铁硼磁体的制造方法， 其特征在于: 所述惰性气体为氩气。
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