CN106548842A - 磁性化合物及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及磁性化合物及其制造方法。磁性化合物，其为由式(R1 (1‑x)R2 x)a(Fe(1‑y)Coy)bTcMd(上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100‑a‑c‑d，0＜c＜7.7，0≤d≤3)表示的磁性化合物，具有ThMn12型的晶体结构，α‑(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％。

Description

磁性化合物及其制造方法
技术领域
本发明涉及各向异性磁场高且饱和磁化高的具有ThMn12型的晶体结构的磁性化合物及其制造方法。
背景技术
永磁体的应用遍及电子学、信息通信、医疗、机床领域、产业用和汽车用电机等广泛的领域，在对二氧化碳排放量的抑制的要求高涨的期间，由于混合动力汽车的普及、产业领域中的节能、发电效率的提高等，近年来对于更高特性的永磁体开发的期待在高涨。
当前，作为高性能磁体席卷市场的Nd-Fe-B系磁体也一直被用于HV/EHV用的驱动电机用磁体。而且，近来，为满足电机的进一步小型化、高输出化(磁体的剩余磁化的增加)，人们正在进行新的永磁体材料的开发。
作为对具有超过Nd-Fe-B系磁体的性能的材料的开发之一，正在进行具有ThMn12型晶体结构的稀土-铁系磁性化合物的研究。例如，在J.Appl.Phys.70(10)，6001(1991)中，提出了包含Nd作为稀土元素的具有ThMn12型的晶体结构的氮化磁性组合物。另外，在J.Appl.Phys.63(8)，3702(1988)中，提出了包含Sm作为稀土元素的具有ThMn12型的晶体结构的磁性组合物。
发明内容
在迄今为止已知的具有NdFe11TiNx(其具有ThMnl2型的晶体结构)的组成的化合物中，由于N而呈现单轴磁各向异性，因此各向异性磁场高。但是，由于在600℃以上的高温下N脱离使得各向异性磁场降低，因此难以通过烧结等的完全致密化来实现高性能化。另一方面，上述那样的包含Sm的SmFe11Ti化合物由于基本上不包含N，因此从完全致密化的观点出发是有利的。但是，该SmFe11Ti化合物迄今为止未能得到足够高的磁特性。
本发明的目的在于，提供可解决上述的现有技术的问题的、兼备高的各向异性磁场和高的磁化的磁性化合物。
根据用于解决上述课题的本发明，提供以下内容。
(1)磁性化合物，其为由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd(上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3)表示的磁性化合物，具有ThMn12型的晶体结构，α-(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％。
(2)(1)的磁性化合物，其中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R1为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环时，上述ThMn12型的晶体结构具备该六边形A、B和C，六边形A的a轴方向长度为0.612nm以下。
(3)(1)的磁性化合物的制造方法，其包括：
准备由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd(上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3)表示的组成的合金的熔液的工序；和
以1×102～1×107K/秒的速度将上述熔液急冷的工序。
(3)的方法，其在上述急冷工序后，还包括在800～1300℃下进行2～120小时热处理的工序。
附图说明
图1是示出各种稀土元素及其斯蒂文斯(Stevens)因子的值的坐标图。
图2是示意性地示出ThMn12型的晶体结构的透视图。
图3是示意性地示出ThMn12型的晶体结构中的六边形A、B和C的透视图。
图4是示意性地示出六边形的大小的变化的图。
图5是在带坯连铸法中使用的装置的示意图。
图6是示出实施例1～3和比较例1～10中的饱和磁化(室温)和各向异性磁场的测定结果的坐标图。
图7是示出实施例1～3和比较例1～10中的饱和磁化(180℃)和各向异性磁场的测定结果的坐标图。
图8是示出实施例4和5以及比较例11和12中的饱和磁化(室温)和各向异性磁场的测定结果的坐标图。
图9是示出实施例4和5以及比较例11和12中的饱和磁化(180℃)和各向异性磁场的测定结果的坐标图。
图10是示出实施例和比较例中的R2量与磁特性(各向异性磁场)的关系的坐标图。
图11是示出实施例和比较例中的R2量与磁特性(各向异性磁场)的关系的坐标图。
具体实施方式
以下，对本发明的磁性化合物进行详细说明。本发明的磁性化合物为由下式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd表示的磁性化合物，以下对各构成成分进行说明。
(R1)
R1为具有正的斯蒂文斯因子的稀土元素，是为了体现永磁体特性而在本发明的磁性化合物中必需的成分。图1中示出各种稀土元素及其斯蒂文斯因子的值。R1具体地为选自图1中所示的具有正的斯蒂文斯因子的Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，特别优选使用斯蒂文斯因子的值高的Sm。
在此，所谓斯蒂文斯因子，是取决于4f电子的空间分布的几何学形状的参数，采用由稀土离子R3+的种类决定的值。4f电子根据其电子数显示特征的空间分布，在具有7个4f电子的Gd3+离子的情况下，由于7个4f轨道被7个具有向上自旋的4f电子填满，因此轨道磁矩相抵消而成为零，因此4f电子的存在概率呈球形的分布。与此相对，例如在Nd3+、Dy3+的情况下，由于斯蒂文斯因子为负，因此4f电子的空间分布相对于作为对称轴的z轴变形，4f电子的存在概率成为扁平状。与其相反，例如Sm3+的情况下，由于斯蒂文斯因子为正，因此4f电子的空间分布相对于作为对称轴的z轴伸展，4f电子的存在概率成为纵长(verticallylong)。
在此，在使用斯蒂文斯因子为负的稀土元素的情况下，由于4f电子的存在概率为扁平状，因此自旋不确定，为了成为单轴各向异性，需要进行氮化，但进行完全致密的磁体化时不能使用烧结工序(这是由于在高温度下进行烧结时，具有烧结时的高温下脱氮、ThMn12结构在高温度下变得不稳定、分解为稀土氮化物和α-Fe的性质)，而止于作为粘结磁体的使用。另一方面，在使用斯蒂文斯因子为正的稀土磁体的情况下，已知成为单轴各向异性，不需要进行氮化。
(R2)
R2为选自Zr以及斯蒂文斯因子为负或零的La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，将稀土元素R1的一部分置换，有助于ThMn12型的结晶相的稳定化。即，R2特别是Zr元素与ThMn12型结晶内的R1元素置换，产生晶格的收缩。由此，在将合金升高到高温度，或使氮原子等侵入晶格内的情况下，具有稳定地维持ThMnl2型结晶相的作用。另外，选自斯蒂文斯因子为负或零的La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素与Sm相比，资源风险小，因此，通过用该La等将稀土位点的一部分置换，能够制作资源风险更小的磁体。另一方面，在磁特性方面，由于通过R2置换削弱来自R1元素的强的磁各向异性，因此需要从结晶的稳定性和磁特性方面来决定R2量。不过，本发明中R2的添加不是必需的。R2量x为0≤x≤0.7，R2量为0的情况下，通过合金的成分组成的调节和热处理等，能够实现ThMn12型结晶相的稳定化，各向异性磁场提高。另一方面，如果R2的置换量超过0.7，则各向异性磁场显著降低。R2量x优选为0≤x≤0.4。
R1和R2的合计的配合量a设为4原子％以上、20原子％以下。这是因为，如果小于4原子％，则Fe相的析出变得显著，热处理后不能降低Fe相的体积分数，如果超过20原子％，则由于粒界相过多，因此磁化不会提高。优选地，R1和R2的合计的配合量a为4≤a≤15。
(T)
T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素。已知的是，通过在R-Fe的2元系合金(R：稀土元素)中添加Ti、V、Mo、Si、W作为第3元素，ThMn12型的晶体结构得以稳定化，显示出优异的磁特性。
以往，为了获得该T成分的稳定化效果，通过以超过必要量的方式大量地添加到合金中，使ThMn12型的晶体结构形成，因此构成合金中的化合物的Fe成分的含量降低，并且对磁化最有影响的Fe原子的占有位点被置换为例如Ti原子，使整体的磁化降低。为了提高磁化，只要降低Ti的配合量即可，但在这种情况下，会损害ThMn12型的晶体结构的稳定化。作为以往的RFe12-xTix化合物报道了RFe11Ti，但尚未报道x小于1即Ti小于7.7原子％的化合物。
如果减少使ThMn12型的晶体结构稳定化的Ti，则损害ThMn12型的晶体结构的稳定化，并有对各向异性磁场或矫顽力造成不良影响的α-(Fe,Co)析出。本发明通过控制合金熔液的冷却速度，从而抑制α-(Fe,Co)的析出量，使化合物中的α-(Fe,Co)相的体积分数处于一定程度以下，由此即使使T成分的配合量减少，也可以稳定地生成具有高的磁特性的ThMnl2相。
T成分的配合量为在RFe12-xTix化合物中使x小于1的量，即小于7.7原子％。如果设为7.7原子％以上，则构成化合物的Fe成分的含量降低，使整体的磁化降低。优选地，T成分的配合量c为3.8≤c≤7.7。
(M)
M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素。该不可避免的杂质元素是指进入到原料中的元素、在制造工序中混入的元素，具体可列举出B、C、N、O、H、P和Mn。M有助于ThMn12型的结晶的粒生长的抑制、ThMn12型的结晶以外的相(例如粒界相)的粘性、熔点，但在本发明中不是必需的。M的配合量d设为3原子％以下，优选设为2原子％以下。如果超过3原子％，则构成合金中的化合物的Fe成分的含量降低，使整体的磁化降低。
(Fe和Co)
本发明的化合物将上述元素以外设为Fe，但可用Co置换Fe的一部分。Co通过与Fe置换，根据Slater-Pauling定律(スレーターポーリング則)，能够产生自发磁化的增大，使各向异性磁场、饱和磁化两特性提高。但是，如果Co的置换量超过0.7，则不能发挥效果。另外，由于通过将Fe用Co置换，化合物的居里点上升，因此具有抑制高温度下的磁化的下降的效果。优选地，Co的置换量y为0≤y≤0.4。
本发明的磁性化合物的特征在于，由上述式表示并具有ThMn12型的晶体结构。该ThMn12型的晶体结构为正方晶，在XRD测定结果中，示出2θ的值分别为29.801、36.554、42.082、42.368、43.219°(±0.5°)的峰。进而，本发明的磁性化合物的特征在于，α-(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％，优选为10％以下，进一步优选为8.4％以下。予以说明，通过将样品进行树脂包埋、研磨，用OM或SEM-EDX进行观察，通过图像解析由剖面中的α-(Fe,Co)相的面积率来计算出该体积分数。在此，如果假定组织无规则且未取向，则在平均面积率A与体积率V之间成立以下的关系式。
A≒V
在此，本发明中，将这样测定的α-(Fe,Co)相的面积率作为体积分数。
如以上所述，本发明的磁性化合物通过使用具有正的斯蒂文斯因子的元素作为稀土元素来提高各向异性磁场，与以往的RFe11Ti型化合物相比，使T成分减少，由此能够提高磁化，另外，通过使α-(Fe,Co)相的体积分数减少为小于12.3％，能够使各向异性磁场提高。
(晶体结构)
本发明的磁性化合物是具有图2所示那样的ThMn12型的正方晶系的晶体结构的含有稀土元素的磁性化合物。而且，如图3所示，在此，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R1为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环(图3(a))、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环(图3(a))、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环(图3(b))时，是六边形A的a轴方向长度：Hex(A)为0.612nm以下的磁性化合物。
如图4所示，相对于以往的磁性化合物，本发明的磁性化合物的作为稳定化元素的T(例如Ti)少，从原子半径大的Ti置换为Fe，由此六边形A的形状、尺寸平衡变差，但通过用原子半径小于Sm的Zr等对其进行弥补来调整。
(制造方法)
本发明的磁性化合物基本上可采用模具铸造法、电弧熔化法等以往的制造方法来制造，但在以往的方法中，会析出较多的ThMn12相以外的稳定相(α-(Fe,Co)相)，使各向异性磁场降低。在此，着眼于“ThMn12型结晶析出的温度为＜α-(Fe,Co)析出的温度”，在本发明中，以1×102～1×107K/秒的速度将合金的熔液急冷，由此使得不长时间地停留在α-(Fe,Co)析出的温度附近，使α-(Fe,Co)的析出减少，让ThMn12型结晶大量生成。
作为冷却法，能够使用例如图5中所示的装置10，采用带坯连铸法或超急冷法以规定的速度进行冷却。该装置10中，在熔化炉11中将合金原料熔化，准备由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd表示的组成的合金的熔液12。予以说明，在上述式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3。将该熔液12以一定的供给量供给到中间罐(tundish)13。将供给到中间罐13的熔液12从中间罐13的端部或底部的熔液出孔连续地供给到冷却辊14。
在此，中间罐13由氧化铝、氧化锆或氧化钙等的陶瓷构成，能够将从熔化炉11以规定的流量连续地供给的熔液12暂时地贮存，对熔液12向冷却辊14的流动进行整流。另外，中间罐13也具有对马上到达冷却辊14之前的熔液12的温度进行调节的功能。
冷却辊14由铜、铬合金等导热性高的材料形成，为了防止高温的熔液等的侵蚀，对辊表面实施镀铬等。该辊通过未图示的驱动装置以规定的旋转速度沿箭头方向旋转。通过控制该旋转速度，能够将熔液的冷却速度控制为1×102～1×107K/秒的速度。
在冷却辊14的外周上被冷却、凝固的合金熔液12成为薄片状的凝固合金15，从冷却辊14剥离，被粉碎，在回收装置中被回收。
进而，在本发明中，可以包括在800～1300℃下对上述工序中得到的粒子进行2～120小时热处理的工序。通过该热处理，使ThMn12相被均质化，各向异性磁场、饱和磁化两特性进一步提高。
实施例
实施例1～3和比较例1～9
准备用于制作以下的表1中示出的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法以104K/秒的速度急冷，制作急冷薄片，在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接下来，在Ar气氛中使用切碎机(cutter mill)将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。由得到的粒子的SEM图像(反射电子像)测定α-(Fe,Co)相的大小和面积率，另外，以面积率＝体积率计算出体积率。另外，对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表1以及图6和图7中。
【表1】
由表1以及图6和图7中所示的结果可以看到，通过使Ti量为小于7.7at％，在室温和180℃下显示了高的饱和磁化的值。特别是180℃下的饱和磁化的值显著高于180℃下的NdFeB的饱和磁化(1.3T)。另一方面，比较例试样1～6使用了不是Sm而是Nd、Ce等具有负的斯蒂文斯因子的稀土，因此无法获得大的各向异性磁场。比较例试样7～8由于Ti含量大至7.7，因此饱和磁化低。
在此，在晶体结构中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R1为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环时，六边形A的a轴方向的长度Hex(A)在以往的磁性化合物(比较例8)中，由表1估算为0.618nm，但通过用Fe置换Ti，用Zr置换Sm，可知该值也减少。这可认为是由于在使Ti量降低时，将六边形A的8i位点由Ti原子替换为原子半径小的Fe原子，六边形A的尺寸平衡降低，因此1-12相没有稳定地形成，但通过用原子半径更小的Zr置换Sm原子对尺寸平衡进行弥补，因此尽管Ti量降低也能够使1-12相生成。
实施例4和5
准备用于制作以下的表2中所示的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法以104K/秒的速度急冷，制作急冷薄片。实施例5中，在其后在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接着，在Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。对于得到的粒子，与实施例1同样地操作，测定α-(Fe,Co)相的大小和面积率，计算出体积率。另外，对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表2以及图8和图9中。
比较例10和11
对用于制作以下的表2中所示的组成的化合物的合金进行电弧熔化，以50K/秒的速度冷却，制作薄片。比较例11中，在其后在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接下来在Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，将粒径30μm以下的粒子回收。在纯度99.99％的氮气中于450℃下对得到的粒子进行4小时氮化。对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)，与实施例1同样地操作测得的α-(Fe,Co)相的大小和体积分数的测定结果一起，将结果示于表2以及图8和图9中。
【表2】
由上述结果可知，以比较例10(电弧熔化)→比较例11(电弧熔化+均质化热处理)→实施例4(急冷)→实施例5(急冷+均质化热处理)的顺序，α-(Fe,Co)相的大小及其体积率下降。可认为通过急冷，α-(Fe,Co)相微细化，析出量也减少，进而组织全体也微细化，均质地分散，由此特性提高。另外，可认为通过在冷却后进一步进行热处理，微细组织的均质化有所深化，α-(Fe,Co)相也减少，由此各向异性磁场进一步提高。这样，即使使Ti量减少，通过急冷处理和均质化热处理抑制α-(Fe,Co)相的析出，使如以往的SmFe11Ti、NdFeB那样的各向异性磁场(6MA/m左右)显现，由此可以制作较高地兼具各向异性磁场和饱和磁化的特性的具有ThMn12型的晶体结构的磁性化合物。
实施例6～9和比较例12～19
准备用于制作以下的表3中所示的组成的化合物的合金的熔液，采用带坯连铸法以104K/秒的速度急冷，制作急冷薄片。其后，在Ar气氛中实施1200℃、4小时热处理。接着，在Ar气氛中使用切碎机将薄片粉碎，回收粒径30μm以下的粒子。对得到的粒子实施磁特性评价(VSM)和晶体结构解析(XRD)。将结果示于表3以及图10和图11。
【表3】
在所有的试样中都几乎没有检测到α-(Fe,Co)相，其大小为1μm以下，体积率为3.5％以下。另外，如果添加斯蒂文斯因子为负的稀土元素，各向异性磁场倾向于降低。在对磁体的应用中，在100℃以上的高温环境下使用的情况下，优选具有可期待高矫顽力的5MA/m以上的Ha值。另外，在室温附近使用的情况下，由于不需要大的矫顽力，因此Ha值可以设为3MA/m左右，可以将剩余或低价格的Ce、Zr添加到原料中，也能够以低成本制成资源风险减轻的磁体组合物。因此，R2的分数为0.7以下，更优选为0.4以下。
根据本发明，在具有ThMn12型的晶体结构的由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd表示的化合物中，通过使用斯蒂文斯因子为正的元素作为稀土元素R1，能够赋予在稀土系磁体中必需的单轴结晶磁各向异性。另外，通过在制造过程中调节熔液的冷却速度，能够在冷却时减少析出的α-(Fe,Co)相，使ThMn12型的结晶较多地析出，由此使各向异性磁场提高。进而，通过形成上述(2)中规定的尺寸，各六边形的尺寸平衡提高，能够稳定地形成ThMn12型的晶体结构。进而，通过减少T量，从而Fe、Co的磁性元素的比率上升，磁化提高。

Claims (19)

1.磁性化合物，其为由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd表示的磁性化合物，具有ThMn12型的晶体结构，α-(Fe,Co)相的体积分数小于12.3％，
上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3。
2.权利要求1所述的磁性化合物，其中，在将六边形A、B、C定义为A：以稀土原子R1为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、B：以Fe(8i)-Fe(8i)哑铃为中心的由Fe(8i)和Fe(8j)位点构成的6元环、C：以Fe(8i)-稀土原子的线上为中心的由Fe(8j)和Fe(8f)位点构成的6元环时，所述ThMn12型的晶体结构具备该六边形A、B和C，六边形A的a轴方向长度为0.612nm以下。
3.权利要求1或2所述的磁性化合物，其中，R1为Sm。
4.权利要求1～3任一项所述的磁性化合物，其中，R2为Zr。
5.权利要求1～4任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤x≤0.4。
6.权利要求1～5任一项所述的磁性化合物，其中，为4≤a≤15。
7.权利要求1～6任一项所述的磁性化合物，其中，为3.8≤c＜7.7。
8.权利要求1～7任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤d≤2。
9.权利要求1～8任一项所述的磁性化合物，其中，为0≤y≤0.4。
10.权利要求1～9任一项所述的磁性化合物，其中，α-(Fe,Co)相的体积分数为10％以下。
11.权利要求1所述的磁性化合物的制造方法，其包括：
准备由式(R1 (1-x)R2 x)a(Fe(1-y)Coy)bTcMd表示的组成的合金的熔液的工序，上式中，R1为选自Sm、Pm、Er、Tm和Yb中的1种以上的元素，R2为选自Zr、La、Ce、Pr、Nd、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho和Lu中的1种以上的元素，T为选自Ti、V、Mo、Si和W中的1种以上的元素，M为选自不可避免的杂质元素以及Al、Cr、Cu、Ga、Ag和Au中的1种以上的元素，0≤x≤0.7，0≤y≤0.7，4≤a≤20，b＝100-a-c-d，0＜c＜7.7，0≤d≤3；和
以1×102～1×107K/秒的速度将所述熔液急冷的工序。
12.权利要求11所述的方法，其中，在所述急冷工序后还包括在800～1300℃下进行2～120小时热处理的工序。
13.权利要求11或12所述的方法，其中，R1为Sm。
14.权利要求11～13任一项所述的方法，其中，R2为Zr。
15.权利要求11～14任一项所述的方法，其中，为0≤x≤0.4。
16.权利要求11～15任一项所述的方法，其中，为4≤a≤15。
17.权利要求11～16任一项所述的方法，其中，为3.8≤c＜7.7。
18.权利要求11～17任一项所述的方法，其中，为0≤d≤2。
19.权利要求11～18任一项所述的方法，其中，为0≤y≤0.4。
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