Sm2Co17基永磁材料的研究進展

朱明剛，孫　威，方以坤，李　衛

(鋼鐵研究總院功能材料研究所，北京 100081)

Sm2Co17基永磁材料的研究進展

朱明剛，孫威，方以坤，李衛

(鋼鐵研究總院功能材料研究所，北京 100081)

摘要：Sm2Co17基永磁材料具有高的居里溫度、優越的綜合磁性能和良好的環境穩定性,在電動汽車、高鐵等高技術和國防領域具有重要應用，西方各發達國家將Sm2Co17基永磁材料列為材料領域重點研究對象之一。我國早在20世紀70年代就開展釤鈷永磁材料的研制，至今已有近40年的歷史。Sm2Co17基永磁材料經過多年的發展，陸續形成高磁能積、低剩磁溫度系數和高使用溫度三大系列，國內外在這些方面已做了大量的研究工作。從高性能、低剩磁溫度系數和高使用溫度釤鈷永磁材料方面梳理了釤鈷永磁材料的研究進展，總結了釤鈷永磁材料微結構和矯頑力相關的研究現狀，并對Sm2Co17基永磁材料的發展方向提出展望。

關鍵詞：釤鈷永磁；最大磁能積；溫度系數；矯頑力機制

1前言

Sm2Co17基燒結永磁體,介于第一代SmCo5基燒結永磁體和第三代Nd-Fe-B系永磁體之間，是第二代稀土永磁材料。基于其獨特的高溫磁性能和優良的磁穩定性(優異的抗氧化性和抗腐蝕性)，Sm2Co17基燒結永磁體仍是不可替代的一種永磁材料，被廣泛應用于國防軍工、航空航天、微波器件、傳感器、磁力泵、高端電機等行業。

根據Sm2Co17基燒結永磁體磁特性的不同，可分為高磁能積釤鈷、低剩磁溫度系數釤鈷、高使用溫度釤鈷3種。高磁能積釤鈷永磁的最大磁能積可達到35 MGOe；低剩磁溫度系數釤鈷的剩磁可逆溫度系數在0～0.03%/℃；高使用溫度釤鈷的最高使用溫度可達500 ℃及以上。

本文介紹這3種Sm2Co17基燒結永磁體的國內外研究進展，并對Sm2Co17基燒結永磁體的后續研究提出展望。

2釤鈷永磁材料的研究進展

2.1高磁能積釤鈷永磁材料研究進展

高磁能積永磁體能促使電機、信息等領域的小型化和高效化，現代工業的發展對高磁能積永磁體的依賴日趨增強。目前，Nd-Dy-Fe-B磁體在150 ℃工作溫度下得到廣泛使用。另一方面，晶界重構及其Dy含量的優化研究有助于較少重稀土Dy的使用量。然而，當工作溫度升至200 ℃時，磁體中Dy元素的使用量卻大幅提升，不利于控制成本等。因此，高磁能積釤鈷磁體優異的溫度穩定性能和零重稀土使用獲得廣泛關注[1]。此外，高磁能積高矯頑力釤鈷永磁材料的綜合性能已接近超高矯頑力NdFeB永磁。由于超高矯頑力NdFeB永磁中添加較多的昂貴重稀土，所以高磁能積高矯頑力釤鈷永磁與超高矯頑力NdFeB永磁的成本相近。因此，高磁能積釤鈷永磁在需要高矯頑力磁體的使用領域(比如高速電機)，具有高的性價比，具備一定的競爭優勢。

Sm2Co17基燒結永磁體一般被寫作為Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z，其顯微組織為一種胞狀組織結構，由2∶17R胞(Th2Zn17型晶體結構)和1∶5H胞壁(CaCu5型晶體結構)和貫穿其中的平行的富Zr相薄層組成。2∶17R胞為長軸沿易磁化軸c軸的長菱形，內為三方晶系富Fe的Th2Znl7型菱方Sm2(Co,Fe)17主相，大小一般在50～200 nm之間；1∶5H相的薄層是六方晶系富Cu的六角CaCu5型Sm(Co,Cu)5胞壁相，厚度為5～20 nm。

為提高釤鈷磁體的綜合磁性能，科研工作者開展了大量的研究。我們知道，永磁材料的最大磁能積理論值與其飽和磁化強度的平方成正比。提高永磁體磁能積的首要條件是提高磁體的飽和磁化強度，只有高的飽和磁化強度，才可能得到高的剩磁，從而得到高的磁能積。而磁能積又是結構敏感量，因此，在提高飽和磁化強度同時，需要對磁體的胞狀組織結構進行優化。

通過成分優化，配合相應的熱處理工藝調整磁體的微觀結構，進而有效地提高釤鈷磁體的飽和磁化強度和磁能積[2]。磁體中菱方的2∶17型結構的主相中的Fe為最重要的因素。Sm2Co17相的飽和磁極化強度Js約為12 kGs，隨著Fe元素的添加，Sm2(Co0.8Fe0.2)17合金的Js為13.5 kGs，進一步增加Fe含量，Sm2(Co0.7Fe0.3)17合金的Js達到了16.3 kGs[3]。然而，當Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體中Fe含量超過25%時(質量分數)，胞狀組織會出現異常增大，尺寸將超過150 nm，同時z值的大小也直接影響胞狀組織尺寸， Liu J F的研究認為Sm(CobalFe0.244Cu0.08Zr0.033)z磁體中z值為9.1時，胞狀組織平均尺寸也超過150 nm，而尺寸過大的胞狀組織不利于胞狀結構的均勻性并導致磁體矯頑力和退磁曲線方形度的急劇惡化[1,4]。

近年來，研究者對于高Fe含量Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體的微結構及其所導致的不良影響的研究顯示，通過熱處理工藝的優化和額外增加熱處理環節可以優化磁體的磁性能。Yosuke Horiuchi[4]等人對Sm(CobalFe0.35Cu0.06Zr0.018)7.8磁體的固溶工藝進行了研究，認為適當的固溶溫度能優化淬火態合金的相組成，從而提高磁體的Br和內稟矯頑力Hcj，最佳固溶溫度1 423 K時所制備磁體的磁性能為：Br=12.22 kGs，Hcj=12.7 kOe，(BH)max=32.2 MGOe 。隨后，通過微調Zr含量使磁體Hcj提升至18.6 kOe，另一方面，引入預時效工藝促使淬火態合金中的Cu元素的均勻分布，細化胞狀組織尺寸從而提高了磁體的方形度，磁體(BH)max從31.5 MGOe提高到33.4 MGOe[5]。近期，Yosuke Horiuchi等人發現多級固溶工藝會導致磁體晶粒的長大，從44.1 μm增至59.1 μm，可提高磁體的方形度，使磁體(BH)max達到了35.4 MGOe[6]。Liu J F等人證實了通過固溶和額外時效工藝的調整可優化磁體的磁性能，并且當Fe含量為20%時(質量分數)，制備的Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體(BH)max達33 MGOe[1]。

鋼鐵研究總院開展了高Fe含量(合金鑄錠的名義成分是：Sm(CobalFe0.245Cu0.07Zr0.02)7.8, 原子百分數)釤鈷永磁的磁特性研究[7,2]。采用球磨制粉，通過優化熱處理工藝，得到較佳的磁性能是：Br=11.57 kGs，Hcj=9.46 kOe，(BH)max=27.8 MGOe。Yosuke Horiuchi的報道中采用的制粉工藝為濕法球磨工藝，濕法球磨工藝為一種開放式的制粉方式，不利于控制磁粉中的氧含量。而高速氣流粉碎技術(氣流磨)，其氣流是在管道內循環使用，其氧含量可控，已被廣泛用于高性能NdFeB磁體的研制和量產。鋼鐵研究總院早在2007年即開展了釤鈷磁體的高速氣流粉碎技術研究，在氣流磨制備釤鈷磁粉具備了一定的研究經驗和取得了系列成果。另一方面，Yosuke Horiuchi等人報道的工藝流程過于復雜且技術參數控制難度過大，不利于產業化的推廣。基于上述原因，針對相同名義成分，對比研究了用氣流磨工藝和球磨工藝制備的磁體的磁性能[8]。圖1顯示用氣流磨粉所制得磁體的磁性能是：Br=11.33 kGs，Hcj=32.83 kOe，(BH)max=30.4 MGOe。Sm2Co17基燒結永磁體綜合磁性能((BH)max+Hcj)達到63.23，優于Yosuke Horiuchi等人報道的。

圖1　磁體的J-H退磁曲線Fig.1　J-H demagnetization curve of magnet

針對用氣流磨粉所制得磁體的Hcj是球磨的3倍以上的這一實驗結果，作者課題組分析了原因。圖2分別是用球磨粉(圖2a)和氣流磨粉(圖2b)制得的磁體的SEM背散射電子照片，圖中的白色相是Sm2O3。由圖2可見，用球磨粉制得的磁體的氧含量大于氣流磨的，這個結果與測氧儀所給出的測試結果相一致。分析認為：之所以用氣流磨粉所制得磁體的Hcj是球磨的3倍以上，主要是因為磁體的氧含量的不同導致磁體的實際成分不同，即球磨的磁體內沒有足量的SmCo5形成疇壁釘扎相[4]。

圖2　球磨粉(a)和氣流磨粉(b)制備的磁體的SEM背散射電子照片Fig.2　BSEI of magnets made of ball-milled powder (a) and jet-milled powder (b) tested by SEM

隨著多年的技術積累和長期的研究，鋼鐵研究總院已具備批量生產性能一致性好的高性能Sm2Co17基燒結永磁體((BH)max=30 MGOe)的能力。目前，鋼鐵研究總院永磁組已經掌握了更高磁能積牌號((BH)max>31 MGOe)Sm2Co17基燒結永磁體的小批量生產技術，躋身國內制備高性能Sm2Co17基燒結永磁體第一流研究和生產梯隊。

2.2低剩磁溫度系數釤鈷永磁材料研究進展

2.2.1低剩磁溫度系數釤鈷永磁材料的制備

溫度穩定性是永磁體抵抗因溫度升高產生的磁通不可逆損失的能力，而可逆磁通部分，在應用中不同溫度下提供持續的磁通的關鍵部分，永磁體隨溫度改變產生的可逆磁通損耗可用剩磁溫度系數α來表示。

目前，軍事和航空航天領域亟需一種可在-50 ℃～250 ℃間具有很低的剩磁溫度系數的永磁體。表1列出了代表性永磁材料的剩磁溫度系數α。

表1　代表性永磁材料的剩磁溫度系數α

對于稀土-過渡族金屬(RE-TM)合金，當RE為輕稀土元素(例如：Sm，Nd，Pr，Ce等)，磁化強度隨著溫度升高而下降。當RE為重稀土元素(例如：Gd，Tb，Er，Ho，Dy等)，合金的磁化強度與溫度呈現非線性的趨勢：在一定溫度范圍內，磁化強度隨溫度上升而增大直至合金獲得最大磁化強度溫度點。這是因為輕稀土元素的亞晶格耦合平行于過渡族元素的亞晶格，對于重稀土元素，耦合方向為反平行。利用這一現象，研究者通過重稀土元素的添加可以制備剩磁溫度系數接近于零的稀土永磁材料。

Liu S等人[9]研究了一些重稀土和輕稀土鈷基磁體的高溫行為。其研究背景是：在Sm2Co17磁體中加入適量的Gd，可使α(室溫～150 ℃)近乎于0，但是Gd的溫度補償效應的最高溫度是～285 ℃，所以若想進一步提高溫度補償的溫度，需要研究其他的重稀土元素的加入效果。RE1(Co0.74Fe0.14Cu0.09Zr0.03)7.4(RE1=Er, Tb, Dy)和RE2(Co0.68Fe0.22Cu0.07Zr0.03)7.4(RE=Sm, Ho, Gd)的飽和磁化強度4πMs的溫度依賴性如圖3所示。設極大的4πMs對應的溫度是Tpeak，Er-Co磁體對應的是480 ℃，Ho-Co是370 ℃，都大于Gd-Co的285 ℃，這為該領域的研究提供了思路。

圖3　10 kOe時不同磁體材料的4πMs與溫度的關系Fig.3　Dependence of magnetization 4πMson temperature at 10 kOe

Liu J F通過Er/Gd共摻取代Sm并優化熱處理工藝，制得了最大磁能積為19 MGOe并具有極低剩磁溫度系數的磁體，磁體退磁曲線如圖4所示。磁體在-50 ℃～150 ℃溫度內表現出極低的剩磁溫度系數，僅為0.0001 %/℃[1]。

圖4　最大磁能積19 MGOe的Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體不同溫度下退磁曲線[1]Fig.4　Demagnetization curves at different temperature of (Sm,Gd,Er)(Co,Fe,Cu,Zr)zmagnets with (BH)max=19 MGOe

2.2.2釤鈷磁體剩磁溫度系數檢測方法

現有測試永磁材料剩磁溫度系數的技術主要有閉合磁路和開路磁通兩種測試方法。閉合磁路測試方法得到的剩磁溫度系數α(Br)可表示為式(1):

(1)

式中：α(Br)為剩磁溫度系數，單位為/℃；Br(T1)為溫度T1下的剩磁值，單位為特斯拉；Br(T2)為溫度T2(高溫)下的剩磁值，單位為特斯拉。

開路磁通測試方法得到的剩磁溫度系數α(Br)可表示為

(2)

式中：α(Br)為剩磁溫度系數，單位為/℃；Φ(T1)為溫度T1下的開路磁通值，單位為韋伯；Φ(T2)為溫度T2(高溫)下的開路磁通值，單位為韋伯。

對于閉合磁路測試方法，受積分器精度的制約，剩磁的測量誤差在百分之一的量級，所以僅適用于剩磁溫度系數較大的永磁材料的量測(JB/T 8986-1999)。對于低剩磁溫度系數永磁材料(如釤鈷磁體，α(Br)優于-3×10-4/℃)，選取一定的形狀保證試樣具有較小的退磁場，且在測量溫度范圍內磁性隨溫度變化不大，可近似認為在測量溫度范圍內試樣退磁曲線的斜率恒定，因此可以通過開路測量試樣的開路磁通溫度系數，來表征永磁材料的剩磁溫度系數。

現有開路磁通測試方法中，通常有兩種方式：(1)采用“試樣不動、線圈動”的模式，即試樣固定，檢測線圈與圓柱試樣同軸，且相對于試樣作切割磁力線單向單次運動。針對此方法，鋼鐵研究總院作為標準起草單位已申報國家標準，并得到了北京中科三環高技術股份有限公司和包頭稀土研究院等相關單位的驗證，目前申報的國家標準處于報審狀態。(2)采取“線圈不動、試樣動”的模式，即固定檢測線圈，圓柱狀試樣與檢測線圈同軸且同心，試樣在線圈內翻轉。將線圈中的檢測信號通過前置放大器或鎖相放大器放大，再由高精度低漂移積分器獲得磁通，測試不同溫度下的磁通，通過公式(2)得到試樣的開路剩磁溫度系數。此方法，鋼鐵研究總院已獲得國家發明專利授權(專利號：ZL 2011 1 0452026.6)[10]。

2.3高使用溫度釤鈷永磁材料研究進展

傳統Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁性材料的矯頑力溫度系數β較大，矯頑力隨溫度升高衰減很快，導致最高工作溫度僅為300 ℃。高使用溫度SmCo永磁材料是在傳統Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體上通過成分和工藝參數的調整發展起來的，是一種具有較低矯頑力溫度系數的永磁體。進一步研究表明其低矯頑力溫度系數與微觀結構的優化、微觀成分分布和磁疇結構有關。

改善β系數對使用溫度的提高是最有效的。可以說高使用溫度Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體就是低β。基于此認識，Kim等[11]制備出室溫18.68 kOe、β(21～150 ℃)=-0.14 %/℃的1∶7型釤鈷永磁體，500 ℃時的Hcj～ 5.1 kOe。Liu J F等[12]報道了500 ℃時Hcj=10.8 kOe的高溫磁體。

新型高使用溫度2∶17型SmCo永磁體與傳統Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體主要區別在于Sm，Cu和Fe元素的含量。1999年，Liu J F等研究了Fe含量對Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z磁體磁性能的影響，指出一定范圍內Fe含量的增加可以提高磁體矯頑力，最后下降較快，還指出較小的z值有利于獲得低矯頑力溫度系數的磁體[4]。另一方面，隨著Fe含量增加，磁體的矯頑力溫度系數增大，認為要獲得較低的矯頑力溫度系數必須降低Fe含量，由此制得的磁體在500 ℃時矯頑力為～10 kOe。同年，該團隊重點研究了Sm(CobalFe0.1CuxZr0.033)z的z值和Cu含量對磁體磁性能和微結構的影響，發現增加Cu含量對磁體矯頑力提升很明顯，當x=0.108時的磁體矯頑力超過了40 kOe，微結構研究表明，Cu含量提升有助于形成更多的胞壁相并使胞狀組織尺寸細化，這一點被認為是磁體矯頑力提升的關鍵。圖5為不同Cu含量Sm(CobalFe0.1CuxZr0.033)z磁體的退磁曲線。

圖5　不同Cu含量Sm(CobalFe0.1CuxZr0.033)7磁體的磁滯回線[19]Fig.5　Typical hysteresis loops of Sm(CobalFe0.1CuxZr0.033)zmagnets with x=0.048, 0.068 and 0.108, respectively[19]

鋼鐵研究總院的郭朝暉等[13]通過調整Sm的含量、Fe的含量和優化磁體的制備工藝成功制得500 ℃時Hcj=8 kOe，(BH)max=10.55 MGOe的釤鈷燒結磁體。

2.4釤鈷永磁材料的微結構和矯頑力機制研究進展

燒結Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z主要由3種組織構成：富Fe的菱方Sm2(Co,Fe)17相作為主相被富Cu的胞壁Sm(Co,Cu)5相隔開，還有富Zr的片狀相。對于經800 ℃～ 860 ℃等溫時效10～20 h、隨后緩慢冷卻至400 ℃的磁體，人們普遍認為Sm2(Co,Fe)17主相提供了高的剩余磁化強度，胞壁相對疇壁的釘扎作用產生矯頑力，而富Zr的片狀相為時效過程中Cu元素向胞壁相中的擴散提供通道。

2.4.1釤鈷永磁材料的冶金學行為

Sm2Co17基燒結永磁體存在多種穩定的組分范圍，因此，添加元素沒有改變合金的穩定相區域。Ray A E在Sm-Co相圖中富Co部分的穩定相區域基礎上,對Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z(z=6.8～8.5)合金的冶金行為進行了模擬，提出了Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z合金中不同組成元素之間的作用如下[15]：

(1)當SmCo5合金中存在Fe元素時，容易發生Co-Fe相的偏析，導致磁體磁性能惡化。Cu元素可以有效地抑制這種偏析，另一方面可以降低等溫時效過程中Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z合金中的1∶5相的析出溫度[14]；

(2)Fe元素抑制了時效過程中含Cu的2∶17R相分解為1∶5相和Co-Cu固溶相[15]；

(3)Zr元素抑制了Fe含量大于10%的Sm(Co,Fe,Cu)z相分解為1∶5相和Co-Fe固溶相，穩定了含Fe的2∶17R相[16]；

(4)Cu和Fe還可以拓寬2∶17R相在富Sm區域的固溶溫度。

另一方面， Ray A E認為高溫固溶后急速冷卻至室溫可形成2∶17R相單相合金，胞狀組織形成于等溫時效階段，多級時效和緩慢冷卻階段形成了富Cu的胞壁組織。此外，時效處理過程中Cu元素從2∶17R相向胞壁1∶5相擴散的驅動力為Cu元素在2∶17R相中的固溶度低。

2.4.2釤鈷永磁材料的矯頑力來源

釤鈷永磁材料的室溫條件下矯頑力機理是疇壁釘扎型，即來源于胞壁1∶5H相對疇壁的釘扎。但是就分級回火或緩冷工藝對于矯頑力的影響一題而言，存在兩種不同的觀點。

日本的學者Gopalan R等[17-19]認為在分級回火或者緩冷處理過程當中，Hcj的增加是因為Cu元素在胞壁1∶5H相中的聚集和再分布現象，具體地講，Hcj的增加與Cu元素在主相2∶17R和胞壁1∶5H相邊界區域的含量的增加有關，此增加引起了胞壁1∶5H相和主相2∶17R之間的疇壁能密度之差發生變化，從而引起矯頑力的增大。近年來， Xiong X Y等[20]采用3DAP對胞壁附近的Cu含量進行定量分析，計算了胞壁1∶5相和附近2∶17相的磁晶各向異性常數K1并提出：沒有Cu富集的1∶5胞壁相磁晶各向異性常數K1很大(約為8.1 MJ/m3)，而2∶17R相的K1僅為2.9 MJ/m3。因此，沒有經過緩慢冷卻的合金中胞壁1∶5相成為疇壁的排斥型釘扎中心。緩慢冷卻過程中，胞壁相中的Cu含量上升導致其K1下降。由于Sm2Co17的疇壁比SmCo5更寬，因此 Cu元素在胞壁附近的Sm2Co17相中的富集所引起的K1的下降速率遠快于胞壁1∶5H相的下降速率，所以胞壁附近的2∶17相的K1遠低于1∶5相和中心2∶17主相的K1，所以會形成K1值的凹陷區域。這一部分胞壁邊緣和K1急劇下降后的2∶17相成為新的疇壁的吸引型釘扎中心。

德國的學者Kronmüller H和Goll D等[21-22]則認為未經緩慢冷卻的Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z合金中并沒有形成高各向異性的1∶5型胞壁相，而是形成了類似2∶7和5∶19的Smn+1Co5n-1型低各向異性相，分級回火或者緩冷過程中的磁體的Hcj的增加是一個復雜的過程，在此過程中，兼備Cu元素的擴散和溫度逐漸降低兩個條件，熱力學相平衡被轉移到1∶5H相，該過程類似于反調幅分解過程，即：2∶7R + 5∶19H+2∶17R→1∶5H，400 ℃方才形成1∶5H相。

圖6　Tc1∶5

近年來，釤鈷永磁材料在微磁結構方面也取得一些進展。Gutfleisch O等[25]系統研究了高溫磁體Sm(Co0.784Fe0.100Cu0.088Zr0.028)7.19的磁疇結構的演變和矯頑力。等溫退火熱處理態磁體的疇結構較寬(疇寬～10 μm)，矯頑力小(～1 kOe)，緩冷后的磁體的疇結構的尺寸盡管仍然大于胞狀結構的100 nm，但是較之之前的變得細小(小于1 μm)。鋼鐵研究總院的方以坤等[26-27]研究了Sm(CobalFe0.25Cu0.07Zr0.02)7.5的未經固溶處理的終態磁體和經固溶處理的終態磁體的磁疇結構。結果表明，未經固溶處理的磁體的疇結構不均勻，大小不一；經固溶處理的均勻，且為細小的疇結構。

3結語

參考文獻References

[1]Liu J F, Marinescu M.RecentDevelopmentsinSm(Co,Cu,Fe,Zr)zMagnets[C]. New York: Rare Earth Permanent Magnets & Their Applications, 2014: 39-44.

[2]Liu J P,Fullerton E,Gutfleisch O,etal.NanoscaleMagneticMaterialsandApplications[M]. Springer Science Business Media, LLC, 2009: 337-372.

[3]Ray A E, Strant K J.ResearchandDevelopmentofRareEarth-TransitionMetalAlloysasPermanentMagnetMaterials[M]. Technical Report AFML-TR-72-202,1971: 8-26.

[4]Horiuchi Y, Hagiwara M, Okamoto K,etal. Effects of Solution Treated Temperature on the Structural and Magnetic Properties of Iron-Rich Sm(CoFeCuZr)z Sintered Magnet[J].IEEETransMagn, 2013, 49(7): 3 221-3 224.

[5]Horiuchi Y, Hagiwara M, Okamoto K,etal. Effect of Pre-aging Treatment on the Microstructure and Magnetic Properties of Sm(Co,Fe,Cu,Zr)7.8Sintered Magnets[J].MaterialsTransactions, 2014, 55(3): 482-488.

[6]Horiuchi Y, Hagiwara M, Endo M,etal. Influence of Intermediate-Heat Treatment on the Structure and Magnetic Properties of Iron-Rich Sm(CoFeCuZr)zSintered Magnets[J].JApplPhys, 2015, 117: 17C704.

[7]Sun Wei(孫 威), Zhu Minggang(朱明剛), Fang Yikun(方以坤),etal. 高剩磁釤鈷合金等溫退火過程的組織演化和磁性能的關聯[J].ChineseJournalofRareMetals(稀有金屬), 2014, 38(6): 1 017-1 021.

[8]Sun W, Zhu M G, Fang Y K,etal. Magnetic Properties and Microstructures of High-Performance Sm2Co17Based Alloy[J].JMagnMagnMater, 2015, 378: 214-216.

[9]Liu S, Ray A E. Sm2(Co,Fe,Cu,Zr)17Magnets with High Fe Content[J].IEEETransMagn, 1989, 25: 3 785-3 787.

[10]Fang Yikun(方以坤), Guo Zhaohui(郭朝暉), Zhu Minggang(朱明剛),etal.EquipmentandMethodforDetectingTemperatureCoefficientofRemanence(剩磁溫度系數檢測設備和方法): China, 0452026.6[P]. 2011-12-19.

[11]Kim A S. High Temperature Stability of SmTM Magnets [J].ApplPhys, 1998, 83(11): 6 715-6 717.

[12]Liu J F, Ding Y, Zhang Y,etal. New Rare-Earth Permanent Magnets with an Intrinsic Coercivity of 10 kOe at 500 ℃[J].JApplPhys, 1999, 85(8): 5 660-5 662.

[13]Guo Z H, Pan W, Li W. Sm(Co, Fe, Cu, Zr)zSintered Magnets with a Maximum Operating Temperature of 500 ℃[J].JMagnMagnMater, 2006, 303: e396-e401.

[14]Perry A J, Menth A. Permanent Magnets Based on Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z[J].IEEETransMagn, 1975, 11(5): 1 423-1 425.

[15]Perry A J. The Eutectoid Transformation of Sm(Co,Cu)5[J].IEEETransMagn, 1976, 12(6): 962-964.

[16]Nagel H, Menth A. Influence of Cu-Content on the Hard Magnetic Properties of Sm(Co,Cu) 2:17 Compounds[J].IEEETransMagn, 1978, 14(5): 671-673.

[17]Gopalan R, Xiong X Y, Ohkubo T,etal. Nanoscale Microstructure and Magnetic Properties of Melt-Spun Sm(Co0.725Fe0.1Cu0.12Zr0.04B0.015)7.4Ribbons[J].JMagnMagnMater, 2005, 295(1): 7-20.

[18]Gopalan R, Ohkubo T, Hono K. Identification of the Cell Boundary Phase in the Isothermally Aged Commercial Sm(Co0.725Fe0.1Cu0.12Zr0.04)7.4Sintered Magnet[J].ScriptaMaterialia, 2006, 54: 1 345-1 349.

[19]Gopalan R, Hono K, Yan A,etal. Direct Evidence for Cu Concentration Variation and Its Correlation to Coercivity in Sm(Co0.74Fe0.1Cu0.12Zr0.04)7.4Ribbons[J].ScriptaMaterialia, 2009, 60: 764-767.

[20]Xiong X Y, Ohkubo T, Koyama T,etal. The Microstructure of Sintered Sm(Co0.72Fe0.20Cu0.055Zr0.025)7.5Permanent Magnet Studied by Atom Probe[J].ActaMaterialia, 2004, 52: 737-748.

[21]Kronmüller H, Goll D. Micromagnetic Analysis of Pinning-Hardened Nanostructured, Nanocrystalline Sm2Co17Based Alloys[J].ScriptaMaterialia, 2002, 47: 545-550.

[22]Kronmüller H, Goll D. Analysis of the Temperature Dependence of the Coercive Field of Sm2Co17Based Magnets[J].ScriptaMaterialia, 2003, 48: 833-838.

[23]Lectard E, Allibert C H, Ballou R. Saturation Magnetization and Anisotropy Fields in the Sm(Co1-xCux)5Phases[J].JApplPhys, 1994, 75: 6277-6279.

[24]Panagiotopoulos I, Gjoka M, Niarchos D. Angular Dependence of Coercivity in Sm(Co,Fe,Cu,Zr)zMagnets[J].JMagnMagnMater, 2004, 279(2-3): 389-395.

[25]Gutfleisch O, Kronmüller H, Khlopkov K,etal. Evolution of Magnetic Domain Structures and Coercivity in High-Performance SmCo2:17-Type Permanent Magnets[J].ActaMaterialia, 2006, 54: 997-1008.

[26]Fang Y K, Chang H W, Guo Z H,etal. Magnetic Microstructures of Phase-Separated Sm-Co2∶17-Type Sintered Magnets[J].JAlloysandComp, 2008, 462(1-2): 376-380.

[27]Li X M, Fang Y K, Guo Z H,etal. Magnetic Domain Structures of Precipitation-Hardened SmCo2∶17-Type Sintered Magnets: Heat Treatment Effect[J].ChinesePhysicsB, 2008, 17: 2 281-2 287.

(編輯惠瓊)

The Research Progress and Status of Sm-CoPermanent Magnet Materials

ZHU Minggang, SUN Wei, FANG Yikun, LI Wei

(Division of Functional Materials, Central Iron & Steel Research Institute Group, Beijing 100081, China)

Abstract：Due to the high Curie temperature, superior magnetic properties and good environmental stability, Sm2Co17-based permanent magnet materials have been widely used in high-technology fields, such as electric vehicles, high-speed rail, etc., as well as national defense scientific field. Western developed countries list Sm2Co17-based permanent magnet materials as one of the most important materials which should be researched. The development of samarium cobalt permanent magnetic materials has been nearly 40 years, and Sm2Co17-based permanent magnets have been developed as three series： high maximum-energy-product, low remanence-temperature-coefficient and high-temperature materials. In this paper, based on the high performance, low temperature coefficient and high temperature application, the researches and developments of samarium cobalt permanent magnetic materials were summarized, and coercivity mechanism of Sm2Co17-based permanent magnetic materials was discussed. Finally, the development prospects of this type of permanent magnets were presented.

Key words：samarium cobalt permanent magnets; maximum energy product; temperature coefficient; coercivity mechanism

中圖分類號：TM273

文獻標識碼：A

文章編號：1674-3962(2015)11-0789-07

特約專欄

收稿日期：2015-07-20

第一作者：朱明剛，男，1961年生，教授，博士生導師

通訊作者：李衛，男，1957年生，教授，博士生導師,Email:

weili@cisri.com.cn

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2015.11.01