文章编号：1004-0609(2016)-07-1459-07

Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0时效过程中的微结构演变与磁性能

李丽娅，高  智，葛毅成，邓  辉，易健宏，彭元东

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083)

摘  要：采用透射电镜(TEM)、场发射扫描电镜(FESEM)、X射线衍射(XRD)等方法系统研究Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃时效处理10~30 h过程中的微结构演变及磁性能。结果表明：合金时效处理后形成由菱方Sm₂Co₁₇R主相和六方Sm(Co,Cu)₅胞壁相构成的胞状结构、叠加在胞状结构之上的六方富Zr片状结构和少量富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相。随830 ℃时效处理时间由10 h延长到30 h，Sm₂Co₁₇R主相的尺寸由80~110 nm长大到150 nm，富Zr片状相的密度增大，富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相的体积分数增多。富Cu的SmCo₅胞壁相和富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相通过钉扎畴壁为合金提供高的室温和高温矫顽力。磁性能测试结果表明：剩磁B_r随830 ℃时效时间的延长而单调增大，内禀矫顽力H_ci在830 ℃处理20 h时达最大值2417.9 kA/m，在测试温度为500 ℃时仍具有高的H_ci，为693.5 kA/m。

关键词：Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料；时效处理；析出物；胞状结构

中图分类号: TM273　　     文献标志码：A

Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料具有高的磁能积(160~272 kJ/m³)、高的居里温度(820~980 ℃)和低的温度系数，已被广泛用作航空航天领域的高温磁性零部件^[1-3]。该合金的优异磁性能来源于其纳米级的胞状 和片状结构^[4-6]：胞内是具有高饱和磁化强度的富Fe菱方Sm₂Co₁₇R相，尺寸约为100~150 nm；胞壁为六方结构富Cu的SmCo₅相，尺寸约为5~10 nm；富Zr的片状相叠加于胞状结构之上，尺寸为3~5 nm。Sm₂Co₁₇型永磁体的矫顽力机理为畴壁钉扎^[7]，与Sm₂Co₁₇R、SmCo₅两相的磁晶各向异性常数K与交换积分常数A的差△(AK)，或畴壁能的差△γ成正比。LECTARD等^[8]研究了Sm(Co_1-yCu_y)₅合金中Cu含量对合金磁晶各向异性常数K的影响，当y由0增加到0.56时，合金的K由18 J/cm³降低到1 J/cm³。由于Cu在时效处理时富集在胞壁相中，所以Sm₂Co₁₇R相的畴壁能不随Cu含量的改变而变化，而SmCo₅相的畴壁能随Cu的增加而减小，使Sm₂Co₁₇R相的畴壁能远高于SmCo₅相的。因此，在磁化过程中畴壁将钉扎在畴壁能较低的SmCo₅胞壁相，使合金获得较高的矫顽力^[9-10]。合金中Cu原子的扩散行为与片状相有关^[11-12]。片状相为长的薄层状，与普通金属中的孪晶类似，具有高的能量；同时该相与胞状组织的晶格常数相差较大，在相界处原子排列不规则，具有高的位错密度。上述两个原因导致片状相的扩散系数大，成为原子的高扩散通道。Fe和Cu通过该扩散通道在时效处理时分别富集在Sm₂Co₁₇R相和SmCo₅相中，使合金具有优异的磁性能。Cu和Zr含量的增加有利于促进片状相的形成和提高Cu在SmCo₅中的含量，从而提高畴壁钉扎强度^[13]。本文作者探索了高Cu、Zr含量的Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料在830 ℃时效处理不同时间后的磁性能及显微结构的变化，发现高Cu、Zr含量有利于促进片状结构的形成，使合金具有高的矫顽力和良好的高温磁性能。

1  实验

本研究中用中频感应炉，在氩气保护下熔炼Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0合金。合金锭经粗破碎、球磨制成平均粒度为5~8 μm的合金粉。粉末在2T的磁场中取向成形后再于300 MPa的等静压中压制。压坯在1180~1190 ℃的温度范围内进行真空预烧，然后通入高纯氩并升温至烧结温度1200~1220 ℃。烧结后的样品经固溶处理后水淬出炉。合金的时效处理在高纯Ar中进行，首先在830 ℃分别保温3、10、20和30 h，然后以0.5 ℃/min的速度降温到400 ℃并保温15 h 后出炉。样品的室温和高温磁性能由NIM-2000型自动磁滞回线仪测量。材料的相结构和显微组织采用X射线衍射仪、荷兰公司生产的Sirion200型场发射扫描电子显微镜(FESEM)和H800型透射电子显微镜(TEM)进行分析，采用X射线能谱仪(EDAX)分析材料的局部成分。

2  结果与分析

2.1  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0时效处理后的相结构、胞状组织和片状组织

图1所示为Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0固溶态和时效处理后的XRD谱。由图1(a)可见，烧结后合金主要由六方结构的TbCu₇型SmCo₇相构成，在830 ℃时效10 h后形成菱方Sm₂Co₁₇R主相和六方Sm(Co,Cu)₅相(见图1(b))，延长830 ℃时效处理时间合金的相结构没有显著变化，仍然主要由Sm₂Co₁₇R相、SmCo₅相构成。片状相由于含量较少，在XRD谱上并未显示出来。 同时，与普通Cu、Zr含量的Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料相比^{[1-2, 14-15]}，在XRD谱上还可以发现少量的第二相。

图2所示为合金在830 ℃分别时效10、20和30 h后的TEM像。由图2可见，合金由胞状结构和片状结构构成。时效10和20 h后试样的胞状结构大小相近，Sm₂Co₁₇R相的尺寸约为80~110 nm，SmCo₅相的尺寸约为5~10 nm。时效时间达30 h后，Sm₂Co₁₇R相长大到约150 nm，胞壁相很薄，与Sm₂Co₁₇R相的界面结构不清晰。同时片状相叠加于胞状结构之上，随着时效时间的延长而逐渐清晰，达30 h时其厚度增加到约5~6 nm。另一方面随着时效时间从10 h延长到30 h，在合金内可观察到细小第二相质点的析出量逐渐增多长大，当时间达到30 h时，纳米级析出物的尺寸约为5~10 nm，同时在局部区域可发现富Zr的Sm(Co,Cu,Fe,Zr)_x相的大颗粒存在。这些现象在普通Cu、Zr含量的Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料中并未出现^{[1-6, 9, 14]}。纳米级析出物的形成与磁体中较高的Cu、Zr含量有关。在Sm₂Co₁₇型合金中大概有3%(摩尔分数)的Zr固溶于合金相中，其余的Zr与Co形成富Zr的第二相，其尺寸可以从大约100 nm到几个微米^[16]。通过X射线能谱(EDAX)分析发现，合金中的析出物中含有大量的Zr和少量 Cu、Fe、Sm、Co，为一种富Zr的Sm(Co,Cu,Fe,Zr)_x第二相。该富Zr第二相的形成原因主要与合金中Zr的固溶度和830 ℃时效处理时间的延长有关。首先单质Zr的熔点达1852 ℃，在熔炼过程中Zr通过先与Cu形成CuZr合金后进入基体相中并在烧结和固溶处理过程中进一步固溶于SmCo₇相中，此时合金中Cu、Zr的含量处于过饱和固溶状态。在时效处理过程中，胞状结构首先从SmCo₇基体相中析出。此时Cu进入SmCo₅胞壁相，Zr则促使片状相的形成并进入片状相中。但是由于合金中Zr的含量为3.6%，高于饱和的3%饱和固溶度，所以过量的Zr将随时效时间的延长而逐渐析出。

图1  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0烧结态和时效处理后的XRD谱

Fig. 1  XRD patterns of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ℃ for different aging time:

2.2  时效处理后胞状组织及析出相的演变

TEM结构测试中，由于磁性材料在透射电镜的高能电子束下易于磁化，而磁化后的合金所产生的磁场又易于干扰磁透镜成像，所以采用透射电镜、特别是高分辨透射电镜对磁性材料进行研究时，清晰成像较为困难。当时效时间少于30 h时，片状相的厚度较小(＜5~6 nm)，通过TEM很难清楚观察到该相的形貌。所以采用场发射电子显微镜(FESEM)对合金的显微结构进行了进一步的分析。

图3所示为Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0时效处理后的SEM显微结构和EDAX能谱分析。由图3(a)可见，时效处理3 h后，磁体表面析出物较少，析出物的粒径较小。830 ℃时效处理10 h(见图1(b))后表面析出物增多、粒径增大。当时效处理时间延长至20h(见图3(c))时，在磁体的表面可以见到析出的大量细小第二相粒子，而且第二相粒子的尺寸较前两者大。进一步延长时效处理时间至30 h(见图3(d))，第二相粒子尺寸发生富集长大。EDAX分析表明，第二相主要含有Zr以及少量的Cu，与透射电镜分析结构相同。

图2  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃保温不同时间后的TEM像、电子衍射花样及EDAX分析

Fig. 2  TEM images and EDAX analysis of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ^oC for different periods of time:

图4所示为试样在830 ℃时效处理10、20和30 h后磁体的FESEM显微结构。由图4(a)、(c)和(e)可见，合金由基体相和第二相组成。第二相分布于晶界和晶内，但在晶界析出的第二相更密集。随着时效时间的延长，析出物增多、长大。这与TEM观察到的结果是一致的。图4(b)、(d)和(f)表明基体相由细小的纳米晶组织构成，对照图2的TEM结构分析可知该纳米晶为合金的胞状结构。胞状组织的尺寸随时效时间的延长而长大：当时效时间为20 h时，胞状组织细小均匀，约为50~100 nm；当时效时间延长到30 h时，胞状组织发生了不均匀长大，尺寸分布宽，约为80~200 nm。这一结果与TEM分析结果也是基本一致的。更重要的是，在830 ℃时效处理不同时间后合金基体上均观察到间距不等的平直的或弧形的条纹结构。本文作者认为该条纹结构的形成与相和相之间的结合力有关。在Sm₂Co₁₇型永磁材料中存在3种相结构：Sm₂Co₁₇R主相、SmCo₅胞壁相和富Zr的片状相。Sm₂Co₁₇R和SmCo₅相在830℃短时间时效处理后同时由SmCo₇相的共析分解形成。从结构上来说两相是共格的，它们之间的结合力强。但是富Zr的片状相是在胞状组织的基础上析出的，并随着830 ℃时效时间延长而增多。与前两者相比，片状相与Sm₂Co₁₇R相和SmCo₅相之间的结合力较弱。同时由于片状相的尺寸只有约3~5 nm，所以在试样的腐蚀过程中，与晶界表现出相同的特性，即首先从基体剥离形成条纹结构。该条纹结构的密度和厚度与文献报道中^{[4-6, 17]}和本研究中观察到的片状相一致。因此，通过条纹结构探讨合金时效处理后片状相的析出情况。由图4(b)可见，时效处理10 h后合金的基体相上有条纹结构的出现，但条纹间的间距较大，密度较小。由图4(d)可见，随着时效时间延长到20 h，晶粒上的条纹结构密度增大，条纹间距变小，约为10~150 nm。当时效时间延长至30 h时(见图4(f))，条纹间距并无明显变化，依然约为10~150 nm。由此可见，合金内片状相的数量随着时效时间的延长而增多，但在时间超过20 h时，变化   较少。

图3  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃时效处理后的SEM表面形貌及能谱分析

Fig. 3  SEM images and EDAX analysis of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ℃ for different time:

图4  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃时效处理后的FESEM像

Fig. 4  FESEM images of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ℃ for different time:

2.3  时效处理后合金的磁性能及磁性机理分析

Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃保温不同时间t后的磁性能如表1所列。由表1可见，B_r随830 ℃时效时间的延长而大幅增大，由最初的0.625T增加到0.846T，增加幅度约为26%。H_ci在830 ℃短时间内等温时效时较小，当时间达到10 h时有较大的提高。时效时间延长至20 h时，H_ci达到峰值2417.9 kA/m，此时(BH)_max为95.0 kJ/m³。但是随着时效时间进一步延长到30 h，H_ci大幅降低。表2所列为830 ℃保温20 h的试样在室温到500 ℃的磁性能。由表2可见，H_ci在400 ℃时为1045.4 kA/m，在温度达到500 ℃时为693.5 kA/m，内禀矫顽力温度系数β_{18~500 ℃}为-1.5×10^{-3 ℃-1}，具有优良的高温磁性能。

由图1~4可知，在Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0的时效处理过程中有胞状结构的形成及长大、片状结构的形成及密度增加、以及第二相的析出与长大等3种组织结构的变化。Cu和Zr在固溶处理后均固溶于SmCo₇相中，在830 ℃短时间热处理时均匀地分布于共晶析出的Sm₂Co₁₇R主相和SmCo₅胞壁相中，此时Sm₂Co₁₇R相由于含有较多的非磁性元素而具有较低的剩磁。随着时效时间的延长，Sm₂Co₁₇R相中的Cu逐渐进入SmCo₅相，而Zr则富集在片状相中，同时合金中还伴随形成了富含大量Zr和少量Cu的Sm(Co,Cu,Fe,Zr)_x第二相。此时Sm₂Co₁₇R相中的Cu、Zr等非磁性元素逐渐减少，使合金的剩磁随着时效时间的延长而显著增大，如表1所列。这与普通Cu、Zr含量的Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料时效行为不同，后者在时效处理过程中，剩磁几乎不随时效时间的变化而变化。

表1  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃保温不同时间后的磁性能

Table 1  Magnetic properties of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131- Zr_0.042)_7.0 annealing at 830 ℃ for different time

表2  Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0在830 ℃保温20 h的18~500 ℃磁性能

Table 2  Magnetic properties of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131- Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ℃ for 20 h measured at 18-500 ℃

另一方面，Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料的矫顽力机制为畴壁钉扎，其反磁化过程一般认为矫顽力与Sm₂Co₁₇R相和SmCo₅相之间的畴壁能差成正比^[18]，即：

                       (1)

式中：γ^2:17R和γ^1:5分别是Sm₂Co₁₇R晶胞相和SmCo₅胞壁相的畴壁能。Sm₂Co₁₇R晶胞相由于只富含磁性元素Fe，其畴壁能随Fe元素含量变化不大；而SmCo₅相的畴壁能与非磁性元素Cu含量有较大关系，Cu含量的增加大幅降低了该相的畴壁能，从而增大了Sm₂Co₁₇R与SmCo₅两相之间的畴壁能差，使矫顽力增大。Cu在Sm₂Co₁₇型稀土永磁材料时效处理过程中的原子迁移行为为上坡扩散，即从低Cu含量的Sm₂Co₁₇R相中扩散进入高Cu含量的SmCo₅相中。如果通过体扩散的形式直接从Sm₂Co₁₇R相进入SmCo₅相所需的能量较大，原子迁移较难进行。片状相是在Sm₂Co₁₇R相和SmCo₅相的基体上形成的，而且合金中Zr含量的提高有利于促进片状相的生成。新生成的片状相不但厚度只有3~5 nm，而且晶格常数与Sm₂Co₁₇R相和SmCo₅相的晶格常数相差较大，导致在相界处存在高位错密度；同时该相内部成分的偏析也导致大量缺陷的产生。因此，Sm₂Co₁₇H相具有高的扩散系数，成为Cu、Fe等原子的高扩散通道。所以片状相的浓度与胞壁相中Cu含量的高低直接相关。合金在830℃短时间时效处理时，形成的片状相较少，不利于Cu原子的迁移，两相之间的畴壁能差较小，矫顽力小。延长830 ℃时效时间时，片状相含量增多，Cu原子进入SmCo₅相的通道增多，使SmCo₅相的畴壁能降低，提高了合金的矫顽力。另一方面，Sm(Co,Cu,Fe,Zr)_x析出相由于含有大量的Zr和少量 Cu、Fe，具有较低的畴壁能，亦可通过钉扎畴壁而使磁体的矫顽力增大。

3  结论

1) 随着Sm(Co_balFe_0.1Cu_0.16Zr_0.04)_7.0在830 ℃时效时间由10 h延长到30 h，B_r由0.625T增加到0.846T，H_ci在830 ℃处理20 h时达最大值2417.9 kA/m，在测试温度为500 ℃时仍具有较高的H_ci，为693.5 kA/m，合金具有优良的高温磁性能。

2) Sm(Co_balFe_0.1Cu_0.16Zr_0.04)_7.0合金时效处理后形成了由菱方Sm₂Co₁₇R主相和六方Sm(Co,Cu)₅胞壁相构成的胞状结构、叠加在胞状结构之上的六方富Zr片状结构、和少量富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相。

3) 合金时效处理过程中伴随有胞状结构的形成及长大、片状结构的形成及密度增加、以及第二相的析出与长大等三种组织结构的变化。发现随830 ℃时效处理时间由10 h延长到30 h，Sm₂Co₁₇R主相的尺寸由80~110 nm长大到150 nm，富Zr片状相的密度增大，富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相的体积分数增多。富Cu的SmCo₅胞壁相和富Zr的Sm(CoCuFeZr)_x析出相通过钉扎畴壁为合金提供高的室温和高温矫顽力。

REFERENCES

[1] SCHOBINGER D, GUTFEISCH O, HINZ D, MULLER K H, SCHULTZ L, MARTINEK G. High temperature magnetic properties of 2:17 Sm-Co magnets [J]. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2002, 242-245: 1347-1349.

[2] HORIUCHI Y, HAGIWARA M, ENDO M, SANADA N, SAKURADA S. Influence of intermediate-heat treatment on the structure and magnetic properties of iron-rich Sm(CoFeCuZr)_z sintered magnets[J]. Journal of Applied Physics, 2015, 117(17): 17C704.

[3] 李  卫, 朱明刚. 高性能稀土永磁材料及其关键制备技术[J]. 中国有色金属学报, 2004, 14(1): 332-336.

LI Wei, ZHU Ming-gang. High property rare-earth permanent magnetic materials and its pivotal preparation technique[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(1): 332-336.

[4] GOPALAN R, MURALEEDHARAN K, SASTRYT S R K. Studies on structural transformation and magnetic properties in Sm₂Co₁₇ type alloys[J]. Journal of Material Science, 2001, 36(8): 4117-4123.

[5] LILEEV A S, ARINICHEVA O A, REISSNER M, KUBEL F, SEIN V A, Effect of cyclic heat treatment in the temperature range of 800-400 ℃ on the properties of sintered magnets based on Sm(Co, Fe, Cu, Zr)_z[J]. Metal Science and Heat Treatment, 2015, 56(11/12): 591-594.

[6] SUN W, ZHU M, GUO Z, FANG Y, LI W, The coercivity mechanism of sintered Sm(Co_balFe_0.245Cu_0.07Zr_0.02)_7.8 permanent magnets with different isothermal annealing time[J]. Physica B: Condensed Matter, 2015, 476: 154-157.

[7] KRONMULLER H, GOLL D. Micromagnetic analysis of pinning-hardened nanostructured, nanocrystalline Sm₂Co₁₇ based alloys[J]. Scripta Materialia, 2002, 47: 545-550.

[8] LECTARD E, ALLIBERT C H, BALLOA R, Saturation magnetization and anisotropy fields in the Sm(Co_1-xCu_x)₅ phases[J]. Journal of Applied Physics, 1994, 75(8): 6277-6280.

[9] ZHANG Y, CORTE-RWAL M, HADJIPANAYIS G C, LIU J, WALMER M S, KRISHNAN K M. Magnetic hardening studies in sintered Sm(Co,Cux,Fe,Zr)_z 2:17 high temperature magnets[J]. Journal of Applied Physics, 2000, 87(9): 6722-6724.

[10] 汤志伟, 郭海军, 王光建. Sm(Co_balFe_0.1Cu_xZr_0.033)_7.4 (x=0.06, 0.08, 0.10)永磁体的磁性能[J]. 河北大学学报(自然科学版), 2015, 35(4): 354-357.

TANG Zhi-wei, GUO Hai-jun, WANG Guang-jian, Magnetic properties of Sm(Co_balFe_0.1Cu_xZr_0.033)_7.4 (x=0.06, 0.08, 0.10) permanent magnets[J]. Journal of Hebei University (Natural Science Edition), 2015, 35(4): 354-357.

[11] ZHANG Y, GABAY A M, HADJIPANAYIS G C. Observation of the lamellar phase in a Zr-free Sm(Co_0.45Fe_0.15Cu_0.4)₅ alloy[J]. Applied Physics Letters, 2005, 87(14): 141910.

[12] CAMPOS M F, RIOS P R. Kinetical analysis of the heat treatment procedure in SmCo₅ and other rare-earth transition-metal sintered magnets[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2004, 377(1): 121-126.

[13] GONG W M, GAO R S, FENG H B, YU R H, ZHANG Y, HADJIPANAYIS G C. Effect of Zr on the microstructure, magnetic domain structure, microchemistry and magnetic properties in Sm(Co_balCu_0.08Fe_0.10Zr_x)_8.5 magnets[J]. Journal of Physics D: Applied Physics, 2007, 40(24): 7620-7624.

[14] GJOKA M, NINARCHOS D, GIANNAKOPOULOS K, SARAFIDIS C, KALOGIROU O, GRIGORAS M, LUPU N, CHIRIAC H. Structure and magnetic properties of Sm(Co_0.74Fe_0.1Cu_0.12Zr_0.04)₈ melt-spun nanostructured alloys[J]. Materials Science and Engineering B, 2008, 152: 81-85.

[15] 张哲旭, 宋晓艳, 李定朋, 刘雪梅. 纳米晶SmCo₇合金的相失稳及伴随的晶粒长大[J]. 中国有色金属学报, 2012, 22(9): 2559-2564.

ZHANG Zhe-xu, SONG Xiao-yan, LI Ding-peng, LIU Xue-mei. Phase destabilization and concomitant grain growth in nanocrystalline SmCo₇ alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(9): 2559-2564.

[16] MATTHIAS T, ZEHETNER G, FIDLER J, SCHOLZ W, SCHREFL T, SCHOBINGER D, MARTINEK G. TEM-analysis of Sm(Co,Fe,Cu,Zr)_z magnets for high-temperature applications[J]. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 2002, 242-2: 1353-1355.

[17] ZHANG Y, TANG W, HADJIPANAYIS G C, CHEN C, NELSON C, KRISHNAN K. Evolution of microstructure, microchemistry and coercivity in 2:17 type Sm-Co magnets with heat treatment[J]. IEEE Transactions on Magnetics, 2001, 37(4): 2525-2527.

[18] KRONMULLER H, GOLL D. Micromagnetic theory of the pinning of domain walls at phase boundaries[J]. Physica B, 2002, 319: 122-126.

Microstructure transformation and magnetic properties of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 during annealing treatment

LI Li-ya, GAO Zhi, GE Yi-cheng, DENG Hui, YI Jian-hong, PENG Yuan-dong

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: Microstructure and magnetic properties of Sm(Co_balFe_0.108Cu_0.131Zr_0.042)_7.0 annealed at 830 ℃ for 10-30 h have been systematically investigated by means of transmission electron microscopy (TEM), scanning electron microscopy (SEM), X-ray diffraction (XRD) and magnetic measurement. It is found that the heat-treated alloy consists of the rhombohedral Sm₂Co₁₇ phase as the cell and the hexagonal Sm(CoCu)₅ as the cell boundary phases. In addition, the structure contains Zr-rich plate-like phase on the basal planes, running across both the cells and cell boundaries, as well as Zr-rich Sm(CoCuFeZr)_x precipitates. It is obvious that the annealing time significantly affects the microstructure. With increasing the annealing time from 10 h up to 30 h, the Sm₂Co₁₇R cell size increases from 80-110 nm to 150 nm and becomes uniform, the density of platelet phase and the content of Sm(CoCuFeZr)_x precipitates also increase. The Cu-rich SmCo₅ sell boundary phase and Zr-rich Sm(CoCuFeZr)_x precipitates are responsible for the high coercivity at both room and high temperature. Magnetic analysis shows that the remanence B_r enhances from 0.625T to 0.845T with the annealing time increasing from 10 to 30 h. The intrinsic coercivity H_ci reaches the maximum value of about 2417.9 kA/m at room temperature and 693.5 kA/m at 500 ℃ after annealing for 20 h.

Key words: Sm₂Co₁₇-based high temperature permanent magnet; annealing treatment; precipitate; cellular structure

Foundation item: Project(51574293) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (2016cx04) supported by the Innovation Supporting Program of Key Laboratory of Advanced Materials of Yunnan Province, China

Received date: 2015-04-02; Accepted date: 2016-05-03

Corresponding author: LI Li-ya; Tel: +86-731-88877328; E-mail: liliya@csu.edu.cn

(编辑  王  超)

基金项目：国家自然科学基金资助项目(51574293)；云南省新材料制备与加工重点实验室创新课题资助项目(2016cx04)

收稿日期：2015-04-02；修订日期：2016-05-03

通信作者：李丽娅，教授，博士；电话：0731-88877328；E-mail：liliya@csu.edu.cn