Zr和Nb掺杂对Nd2Fe14B/α-Fe纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响.pdf_大学文库

D0I:10.13374/j.issnl00I53.2006.04.013 第28卷第4期北京科技大学学报 Vol.28 No.4 2006年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2006 Zr和Nb掺杂对Nd2Fe14B/Fe纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响邹汉昌张茂才包小倩高学绪周寿增北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要比较了Zr,Nb掺杂对Nd8.60Fe80.8oCu0.3Zr2-NbB8.30(x=0,1,2)交换耦合纳米复合永磁薄带相组成、显微结构和磁性能的影响.结果表明：Zr和Nb均能有效地抑制晶粒的长大，Zr与 B结合生成ZB2,消耗了合金中部分B元素，导致合金中硬磁性相N2Fe14B含量的减少.与Zr相比，Nb能更有效地抑制晶粒长大，提高样品磁滞回线的方形度·仅掺杂Nb的晶化样品Ndg.6o Fes0.8Cu0.3Nb2B8.30具有最佳的磁性能：B.=0.89T,Ha=479.1kAm-1,(BH)mm=107.4k· 关键词纳米复合永磁；掺杂；显微组织：磁性能分类号TG132.2 双相纳米晶复合永磁材料基于软磁相与硬磁为使母合金成分均匀，铸锭在高纯Ar气中反复相在纳米尺度的交换耦合作用，呈现出单一铁磁熔炼4次，然后用单辊快淬法制备薄带.快淬的性相的磁化和反磁化特征.目前多采用单辊快实验参数为：石英管喷嘴0.3mm×15mm,喷射淬法制备，通过控制辊的表面速度直接获得，或者压力为0.02MPa,铜辊表面线速度（以下简称为先获得完全非晶态（或部分非晶态），随后晶化处辊速)为22ms-1.薄带的晶化处理工艺为：在3 理获得纳米晶复合永磁材料，由于双相纳米晶复 ×10-3Pa真空中700℃晶化处理不同时间，利合永磁体内的软、硬磁相之间的交换耦合作用属用X射线衍射(XRD)分析材料相组成、估算晶粒于短程作用，因而提高磁性能最大的困难就是控尺寸大小，室温磁性能和磁滞回线测量采用制两相的晶粒尺寸，近年来，主要是通过改进传 LDJ9600振动样品磁强计，最大外加磁场为1600 统工艺2]，使用新工艺和添加掺杂元素5-6]等 kA'm-1 方式来控制两相的纳米尺度达到提高磁性能的目的，实验研究表明叮，添加某些难熔金属能够在 2实验结果晶化过程中完全抑制RFe23B亚稳相的形成，大图1给出了不同成分淬态样品的室温磁滞回量的R2Fe23B亚稳相存在会导致晶粒粗化，从而线.可见，只添加Zr(x=0)的样品，剩磁、矫顽力降低磁性能，有研究表明，添加少量的Zr或者和磁能积都非常低，为软磁性特征，这是由于淬态 N凸能够有效地细化晶粒，明显地提高纳米晶复合样品主要由软磁相a下e和呈软磁特征的非晶态磁体的矫顽力[8-0).本文主要对比讨论了Zr和组成：同时含有Zr和Nb(x=1)的快淬样品，矫 Nb掺杂对NdFe4B/aFe双相纳米复合永磁材顽力虽然也非常低，但是出现两相特征：而对于只料磁性能影响的差别添加Nb(x=2)的样品，则表现出较高的矫顽力， 1 实验方法其磁滞回线外场H=0kAm一处出现了拐弯，带有明显的两相特征山.从磁滞回线还可以看出随用真空非自耗电弧炉熔炼名义成分为Nd8.60 x增大，样品J降低 Fe80.80Cu0.3Zr2-xNbB8.30(x=0,1,2)的母合金，图2给出了不同成分淬态样品的X射线衍收稿日期.2005-01-11修回日期：2005-10-21 射谱。由图中可以看出，三个样品均由大量非晶基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。,10074005) 态和少量Fe,Nd2Fe1B相组成，随x增大，合作者简介：邹汉昌(1979一)，男，硕士：张茂才(1949一)，男，研究员金晶化现象非常明显，NdFe14B相的衍射峰更加

Zr 和 Nb 掺杂对 Nd2Fe14B／α－Fe 纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响邹汉昌张茂才包小倩高学绪周寿增北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 摘要比较了 ZrNb 掺杂对 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNb xB8∙30（ x＝012）交换耦合纳米复合永磁薄带相组成、显微结构和磁性能的影响．结果表明：Zr 和 Nb 均能有效地抑制晶粒的长大．Zr 与 B 结合生成 ZrB2消耗了合金中部分 B 元素导致合金中硬磁性相 N2Fe14B 含量的减少．与 Zr 相比Nb 能更有效地抑制晶粒长大提高样品磁滞回线的方形度．仅掺杂 Nb 的晶化样品 Nd8∙60 Fe80∙80Cu0∙3Nb2B8∙30具有最佳的磁性能：Br＝0∙89THci＝479∙1kA·m －1（ BH）max ＝107∙4kJ· m －3．关键词纳米复合永磁；掺杂；显微组织；磁性能分类号 TG132∙2 收稿日期：20050111 修回日期：20051021 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．10074005）作者简介：邹汉昌（1979－）男硕士；张茂才（1949－）男研究员双相纳米晶复合永磁材料基于软磁相与硬磁相在纳米尺度的交换耦合作用呈现出单一铁磁性相的磁化和反磁化特征［1］．目前多采用单辊快淬法制备通过控制辊的表面速度直接获得或者先获得完全非晶态（或部分非晶态）随后晶化处理获得纳米晶复合永磁材料．由于双相纳米晶复合永磁体内的软、硬磁相之间的交换耦合作用属于短程作用因而提高磁性能最大的困难就是控制两相的晶粒尺寸．近年来主要是通过改进传统工艺［23］、使用新工艺［4］和添加掺杂元素［56］等方式来控制两相的纳米尺度达到提高磁性能的目的．实验研究表明［7］添加某些难熔金属能够在晶化过程中完全抑制 R2Fe23B 亚稳相的形成．大量的 R2Fe23B 亚稳相存在会导致晶粒粗化从而降低磁性能．有研究表明添加少量的 Zr 或者 Nb 能够有效地细化晶粒明显地提高纳米晶复合磁体的矫顽力［810］．本文主要对比讨论了 Zr 和 Nb 掺杂对 Nd2Fe14B／α－Fe 双相纳米复合永磁材料磁性能影响的差别． 1 实验方法用真空非自耗电弧炉熔炼名义成分为 Nd8∙60 Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNb xB8∙30（ x＝012）的母合金．为使母合金成分均匀铸锭在高纯 Ar 气中反复熔炼4次．然后用单辊快淬法制备薄带．快淬的实验参数为：石英管喷嘴●0∙3mm×15mm喷射压力为0∙02MPa铜辊表面线速度（以下简称为辊速）为22m·s －1．薄带的晶化处理工艺为：在3 ×10－3Pa 真空中700℃晶化处理不同时间．利用 X 射线衍射（XRD）分析材料相组成、估算晶粒尺寸大小．室温磁性能和磁滞回线测量采用 LDJ9600振动样品磁强计最大外加磁场为1600 kA·m －1． 2 实验结果图1给出了不同成分淬态样品的室温磁滞回线．可见只添加 Zr（ x＝0）的样品剩磁、矫顽力和磁能积都非常低为软磁性特征这是由于淬态样品主要由软磁相 α－Fe 和呈软磁特征的非晶态组成；同时含有 Zr 和 Nb（ x ＝1）的快淬样品矫顽力虽然也非常低但是出现两相特征；而对于只添加 Nb（ x＝2）的样品则表现出较高的矫顽力其磁滞回线外场 H＝0kA·m －1处出现了拐弯带有明显的两相特征［1］．从磁滞回线还可以看出随 x 增大样品 Js 降低．图2给出了不同成分淬态样品的 X 射线衍射谱．由图中可以看出三个样品均由大量非晶态和少量 α－FeNd2Fe14B 相组成．随 x 增大合金晶化现象非常明显Nd2Fe14B 相的衍射峰更加第28卷第4期 2006年 4月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．28No．4 Apr．2006 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2006．04．013

,366 北京科技大学学报 2006年第4期 1.5 减小；(3)H。先增大，随后稍微有所下降；(4) -0一=0 1.0 (BH)ma增大；(5)磁滞回线方形度明显提高. 一△-x=l -0-x=2 表1Nds.6mFe0.0Cw.3Zn-,b,Bs.(x=0,1,2)样品具有的最 0.5 佳磁性能 Table 1 Optimum magnetic properties of Nds.Feso.sCu.Zr- Nb,Bs.30(x=0,1,2)ribbons 0.5 / / Ha/ (BH)mx/ -1.0 x / T T (kAm一1) (m-3) -1.5 -1500-1000-5000 50010001500 0 0.66 1.42 0.94 376.5 87.1 H/(kA.m-) 1 0.69 1.27 0.88 483.7 92.3 图1Ndls.6oFew.0Cm.3Zn-bB8.30(x=0,1,2)快淬带的室 20.72 1.24 0.88 479.1 107.4 温磁滞回线 Fig-1 Hysteresis loops of Nds.coFeso.soCuo.3Zr2-,Nb,B8.30(x Nd8.6ofe80.80Cu0.3Zr2-xNb,B8.30(x=0,1,2) =0,1.2)melt-spun ribbons 快淬带在700℃晶化10和60min后，样品主要由 Nd2Fe14B和aFe相组成.在有Zr掺杂的样品 .a-Fe *2:14:1 中，均出现明显的ZB2峰，说明Zr与部分B结合 -0 生成了ZB2,这相当于配入B的量减少，导致样品中Nd2Fe14B相的含量减少，因此样品中Zr元素越多，Nd2Fe4B相的含量越少，双相纳米复合 35 40 4 50 60 永磁的H。对组织结构敏感，也对相组成敏感.相 2e) 含量的变化导致H的变化，当x由0增加到1 图2Nds.60Fe0.sC0.3Zr2-Nb,Bs.30(x=0,1,2)淬态蒲带样时，H。上升了约28%，达到107.2kAm1.x进品的X射线衍射谱一步增加到2时H。趋于稳定（数值的稍微下降 Fig-2 XRD patterns of Nds.ooFeso.soCuo.3Zr2-Nb,Bs.30(x 可能是由实验误差引起) 0.1,2)melt-spun ribbons 图4给出了添加2%（原子分数）的Zr或Nb 清晰，其强度相应增加，而aFe变得更不明显，的最佳磁性能样品的TEM像，由图可见，两个样图3给出了Nd8.60Fe80.80Cu0.3Zr2-x 品中都有个别晶粒发生了异常长大（通过非晶晶 Nb.B8.30(x=0,1,2)快淬带经最佳晶化处理后的化的方法制备纳米晶复合永磁，个别晶粒的异常磁滞回线，相应的磁性能值列于表1.随x增大长大是不可避免的)，但总体上说，两个样品中晶 (即Zr含量减少，Nb含量增多)，呈现以下磁性能粒尺寸都较为细小，约为30~40m.说明在晶化特征：(1)，/J,值明显增大；(2)J,减小，相应过程中添加Zr和Nb都能有效地抑制晶粒长大， 15 0-x=0 但是值得注意的是，仅添加Nb的样品中晶粒多 1.0 ，一画数为球状，而仅添加Zr的样品中晶粒形状较不规 -4-=2 05 则.G等人山指出球形的退磁因子较小，同时球状晶粒有利于交换耦合作用的增强，从而导致磁性能的提高， 0.5 表2给出的是采用Scherrer公式估算的不同样品中软磁性相和硬磁性相的晶粒尺寸.可以看出，当晶化时间相同时，随x增大，样品中cFe -1500-1000-5000 50010001500 的晶粒尺寸变小，而NdFe14B的晶粒尺寸稍微增 /(kA.m-) 大，aFe与NdFe14B晶粒尺寸的差别也变小. 图3具有最佳磁性能的Ndg.Fes0.mCuo.3Zr2-:Nb,Bg.3(x 说明掺杂元素Nb比Zr更能有效地抑制晶粒长 =0,1,2)薄带样品的室温磁滞回线大，获得更加均匀的组织结构.晶化过程中aFe Fig-3 Hysteresis loops of the Nds.oFeso.sCu.3Zr2-Nb.Bs.30 通常比Nd2Fe14B容易形核，因此容易发生异常长 (x=0,1,2)optimum ribbons 大，随着Nb含量增大，淬态样品中aFe含量减

图1 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝012）快淬带的室温磁滞回线 Fig．1 Hysteresis loops of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x ＝012） melt-spun ribbons 图2 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝012）淬态薄带样品的 X 射线衍射谱 Fig．2 XRD patterns of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝ 012） melt-spun ribbons 清晰其强度相应增加而 α－Fe 变得更不明显．图3 具有最佳磁性能的 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x ＝012）薄带样品的室温磁滞回线 Fig．3 Hysteresis loops of the Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30 （ x＝012） optimum ribbons 图 3 给出了 Nd8∙60 Fe80∙80 Cu0∙3 Zr2－ x Nb xB8∙30（ x＝012）快淬带经最佳晶化处理后的磁滞回线．相应的磁性能值列于表1．随 x 增大（即 Zr 含量减少Nb 含量增多）呈现以下磁性能特征：（1） Jr／Js 值明显增大；（2） Js 减小Jr 相应减小；（3） Hci 先增大随后稍微有所下降；（4）（BH）max增大；（5）磁滞回线方形度明显提高．表1 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝012）样品具有的最佳磁性能 Table1 Optimum magnetic properties of Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ x NbxB8∙30（ x＝012） ribbons x Jr／Js Js／ T Jr／ T Hc／i （kA·m－1）（ BH）max／（kJ·m －3） 0 0∙66 1∙42 0∙94 376∙5 87∙1 1 0∙69 1∙27 0∙88 483∙7 92∙3 2 0∙72 1∙24 0∙88 479∙1 107∙4 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNb xB8∙30（ x＝012）快淬带在700℃晶化10和60min 后样品主要由 Nd2Fe14B 和 α－Fe 相组成．在有 Zr 掺杂的样品中均出现明显的 ZrB2 峰说明 Zr 与部分 B 结合生成了 ZrB2这相当于配入 B 的量减少导致样品中 Nd2Fe14B 相的含量减少因此样品中 Zr 元素越多Nd2Fe14B 相的含量越少．双相纳米复合永磁的 Hci对组织结构敏感也对相组成敏感．相含量的变化导致 Hci的变化．当 x 由0增加到1 时Hci上升了约28％达到107∙2kA·m －1．x 进一步增加到2时 Hci趋于稳定（数值的稍微下降可能是由实验误差引起）．图4给出了添加2％（原子分数）的 Zr 或 Nb 的最佳磁性能样品的 TEM 像．由图可见两个样品中都有个别晶粒发生了异常长大（通过非晶晶化的方法制备纳米晶复合永磁个别晶粒的异常长大是不可避免的）．但总体上说两个样品中晶粒尺寸都较为细小约为30～40nm．说明在晶化过程中添加 Zr 和 Nb 都能有效地抑制晶粒长大．但是值得注意的是仅添加 Nb 的样品中晶粒多数为球状而仅添加 Zr 的样品中晶粒形状较不规则．Goll 等人［11］指出球形的退磁因子较小同时球状晶粒有利于交换耦合作用的增强从而导致磁性能的提高．表2给出的是采用 Scherrer 公式估算的不同样品中软磁性相和硬磁性相的晶粒尺寸．可以看出当晶化时间相同时随 x 增大样品中 α－Fe 的晶粒尺寸变小而 Nd2Fe14B 的晶粒尺寸稍微增大α－Fe 与 Nd2Fe14B 晶粒尺寸的差别也变小．说明掺杂元素 Nb 比 Zr 更能有效地抑制晶粒长大获得更加均匀的组织结构．晶化过程中 α－Fe 通常比 Nd2Fe14B 容易形核因此容易发生异常长大．随着 Nb 含量增大淬态样品中 α－Fe 含量减 ·366· 北京科技大学学报 2006年第4期

Vol.28No.4邹汉昌等：Zr和Nb掺杂对NdFe14B/aFe纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响 .367. 少，Nd2Fe14B含量增多，淬态样品中存在较多的的软磁相的晶粒尺寸，提高交换耦合作用的强度， Nd2Fe14B相当于抑制了aFe的形核，同时这些从而提高磁性能， Nd2Fel4B也将抑制aFe的长大，获得更加细小 (a) 00 nm 100nm 图4Nds.6fem.s0Cuo.3Zr2-xNb,Bs.30(x=0,2)最佳晶化带的TEM像.(a)Zr:(b)Nb Fig.4 TEM micrographs of the optimum Nds.coFeso.soCuo.3Zr2-,Nb,Bs.(=0,2)ribbons:(a)Zr:(b)Nb 表2700℃晶化处理后Nds.oFes0.0Cum.3Zr-Nb,Bs.30(x=0, Zr和Nb对合金磁性能、相组成以及显微组织的 1,2)样品中软、硬磁性相的晶粒尺寸影响后表明，Zr和Nb均能有效地抑制晶粒长大， Table 2 Grain sizes of soft and hard magnetic phases in Nds. Feso.soCuo.3Zr2-,Nb,Bs.30(x=0,1,2)ribbons annealed at 700 C 但Zr消耗了合金中部分B元素，导致合金中硬磁相NzFe14B含量减少.与Zr相比，Nb能更有效处理时间/min Fe相/nm 2:14:1相/nm 地抑制晶粒长大，得到球形晶粒，提高样品磁滯回 10 47 41 0 线的方形度，仅掺杂Nb的Nd8.60Fe80.8oCuo.3 60 56 43 Nb2B8.30样品具有最佳的磁性能：B.=0.89T,Ha 10 46 43 1 60 54 46 =479.1kAm-1,(BH)mm=107.4kJm-3. 10 40 43 2 参考文献 60 50 45 [1]Kneller E F.Hawig R.The exchange spring magnet:a new materials principle permanent magnets.IEEE Trans Magn. 3 分析 1991,27:3588 [2]Wang ZC,Zhou SZ,Qiao Y.et al.Effects of quenching rate 是与显微结构无关、仅与材料成分有关的 on the phase transformation and magnetic properties of melt- 内禀参量，J的降低说明了样品中的软、硬磁性 spun PraFess Bs ribbons during annealing-J Magn Magn ater,2000,218.72 相的体积分数发生变化，由于aFe相的J,大于 [3]李青华，包小倩，高学绪，等.NdF©B磁体热等静压烧结 Nd2Fe14B相的J,所以可以推断在晶化处理完成的实验研究.北京科技大学学报，2004,26(3)：282 后的样品中，随x的增大，即随着样品中Zx元素 [4]Wang Z C.Zhou S Z.Zhang M C.et al.High performance a 添加量的减少，Nb添加量的增多，样品中软磁性 Fe/Pr2FeB-type nanocomposite magnets produced by hot 相含量减少，硬磁性相含量增多 compaction under high pressure.J Appl Phys.2000.88:591 [5]Yamasaki M.Hamano M,Mizuquchi H,et al.Mircorstruc- 可见磁滞回线方形度的变化趋势是：仅掺杂 ture of hard magnetic boeFe/NdFeB nanocomposite alloys. Nb样品最好，同时掺有Nb和Zr的样品其次，仅 Scripta Mater.2001,44:1375 掺杂Zr的样品最差，这说明Nb比Zr更能有效 [6]Chen Z M.Okumura H.Hadjipanayis G C.et al.Microstrue- 地提高样品磁滞回线的方形度 ture refinement and magnetic property enhancement of nanocomposite Pr2FeB/a Fe magnets by small substitution 4 结论 of M for Fe (M=Cr,Nb.Ti and Zr).J Alloys Compd. 2001,327.201 采用单辊快淬法制备了名义成分为Nd8.6o [7]Chang W C.Chiou D Y.Ma B M,et al.High performance a Fe80.8oCu0.3Zr2-Nb:B8.30(x=0,1,2)的交换耦 -Fe/Nd2FeB-type nanocomposites with nominal composites 合纳米复合永磁薄带，系统研究并比较掺杂元素 of (Nd.La)9.sFe78-,Co,Cr2B10.5(x=0-10).JMagn Magn

少Nd2Fe14B 含量增多淬态样品中存在较多的 Nd2Fe14B 相当于抑制了 α－Fe 的形核同时这些 Nd2Fe14B 也将抑制 α－Fe 的长大获得更加细小的软磁相的晶粒尺寸提高交换耦合作用的强度从而提高磁性能．图4 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝02）最佳晶化带的 TEM 像．（a）Zr；（b）Nb Fig．4 TEM micrographs of the optimum Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝02） ribbons：（a） Zr；（b） Nb 表2 700℃晶化处理后 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝0 12）样品中软、硬磁性相的晶粒尺寸 Table2 Grain sizes of soft and hard magnetic phases in Nd8∙60 Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ xNbxB8∙30（ x＝012） ribbons annealed at700℃ x 处理时间／min α－Fe 相／nm 2∶14∶1相／nm 0 10 47 41 60 56 43 1 10 46 43 60 54 46 2 10 40 43 60 50 45 3 分析 Js 是与显微结构无关、仅与材料成分有关的内禀参量．Js 的降低说明了样品中的软、硬磁性相的体积分数发生变化．由于 α－Fe 相的 Js 大于 Nd2Fe14B 相的 Js所以可以推断在晶化处理完成后的样品中随 x 的增大即随着样品中 Zr 元素添加量的减少Nb 添加量的增多样品中软磁性相含量减少硬磁性相含量增多．可见磁滞回线方形度的变化趋势是：仅掺杂 Nb 样品最好同时掺有 Nb 和 Zr 的样品其次仅掺杂 Zr 的样品最差．这说明 Nb 比 Zr 更能有效地提高样品磁滞回线的方形度． 4 结论采用单辊快淬法制备了名义成分为 Nd8∙60 Fe80∙80Cu0∙3Zr2－ x Nb xB8∙30（ x ＝012）的交换耦合纳米复合永磁薄带．系统研究并比较掺杂元素 Zr 和 Nb 对合金磁性能、相组成以及显微组织的影响后表明Zr 和 Nb 均能有效地抑制晶粒长大但 Zr 消耗了合金中部分 B 元素导致合金中硬磁相 N2Fe14B 含量减少．与 Zr 相比Nb 能更有效地抑制晶粒长大得到球形晶粒提高样品磁滞回线的方形度．仅掺杂 Nb 的 Nd8∙60Fe80∙80Cu0∙3 Nb2B8∙30样品具有最佳的磁性能：Br＝0∙89THci ＝479∙1kA·m －1（BH）max＝107∙4kJ·m －3．参考文献［1］ Kneller E FHawig R．The exchange-spring magnet：a new materials principle permanent magnets．IEEE Trans Magn 199127：3588 ［2］ Wang Z CZhou S ZQiao Yet al．Effects of quenching rate on the phase transformation and magnetic properties of meltspun Pr8Fe86 B6 ribbons during annealing． J Magn Magn Mater2000218：72 ［3］李青华包小倩高学绪等．Nd－Fe－B 磁体热等静压烧结的实验研究．北京科技大学学报200426（3）：282 ［4］ Wang Z CZhou S ZZhang M Cet al．High-performance α －Fe／Pr2Fe14B-type nanocomposite magnets produced by hot compaction under high pressure．J Appl Phys200088：591 ［5］ Yamasaki MHamano MMizuguchi Het al．Mircorstructure of hard magnetic bccFe／NdFeB nanocomposite alloys． Scripta Mater200144：1375 ［6］ Chen Z MOkumura HHadjipanayis G Cet al．Microstructure refinement and magnetic property enhancement of nanocomposite Pr2Fe14B／α－Fe magnets by small substitution of M for Fe （M ＝CrNbTi and Zr）．J Alloys Compd 2001327：201 ［7］ Chang W CChiou D YMa B Met al．High performance α －Fe／Nd2Fe14B-type nanocomposites with nominal composites of （NdLa）9∙5Fe78－ xCo xCr2B10∙5（ x＝0－10）．J Magn Magn Vol．28No．4 邹汉昌等： Zr 和 Nb 掺杂对 Nd2Fe14B／α－Fe 纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响 ·367·