CN107408436B - 稀土类永久磁体及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

在将通过超骤冷法生成的非平衡的ThMn12型金属间化合物磁体化时，由于不生成低熔点液相，因而在致密化的方面存在问题。本发明通过在主成分为Sm‑Y‑Fe‑Co的4元体系中添加微量的Cu，能够生成熔点在820℃附近的液相，在制造块状磁体时促进致密化。

Description

稀土类永久磁体及其制造方法
技术领域
本发明涉及强磁性合金及其制造方法。
背景技术
近年来，寻求降低了稀土类元素的含量的磁体的开发。本说明书中的稀土类元素是指选自钪(Sc)、钇(Y)和镧系元素中的至少1种元素。其中，镧系元素是从镧至镥的15种元素的总称。
作为所含的稀土类元素的组成比例相对较小的强磁性合金，已知具有体心四方晶的ThMn12型晶体结构的RFe12(R是稀土类元素中的至少1种)。然而，RFe12存在在2元体系中晶体结构对热不稳定的问题。专利文献1给出了通过选择Y作为R、并且利用超骤冷法，以Y-Fe的2元体系生成ThMn12型的启示。在专利文献2中给出了通过添加选自Cu、Ag、Bi、Mg、Sn、Pb和In中的至少1种的元素T、能够使熔点低于ThMn12型的主相且为非磁性的相析出，至少与主相形成2相组织的启示。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-47366号公报
专利文献2：日本特开2001-189206号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在专利文献1的强磁性合金中，未用结构稳定化元素M(M＝Si、Al、Ti、V、Cr、Mn、Mo、W、Re、Be、Nb等)取代部分Fe元素，因此具有高的磁化，但实际使用时，其磁化和磁各向异性的大小仍然小，另外在2元体系中从相图来看，不会生成致密化、高矫顽力化、高机械强度化所必要的低熔点晶界相。另外，在专利文献2中，通过在ThMn12型中添加T元素，虽然生成比主相熔点低的液相，作为晶界相发挥作用，从而产生高的矫顽力，但这仅适用于Sm-T系。
如此，在利用现有的方法将通过超骤冷法生成的非平衡的ThMn12型金属间化合物磁体化时，在致密化的方面存在问题。
用于解决课题的方法
为了解决上述课题，本发明的一个方面是一种稀土类永久磁体，R′-LRE(LightRare-earth：轻稀土元素)-Fe-Co系强磁性合金(R′是选自Y、Gd中的至少1种，LRE是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种)的组成以式R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα(式中0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、0.01≤α＜0.5)表示，主相是具有TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物。
在更优选的具体例中，规定0.1≤α≤0.4的范围。另外，优选密度大于α为0的情况。
为了解决上述课题的本发明的另一方面是一种稀土类永久磁体，R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金(R′是选自Y、Gd中的至少1种，LRE是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种)的组成以式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、并且νβ＜0.8)表示，主相是具有TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物。
在更优选的具体例中，规定0.1≤νβ≤0.5的范围。另外，优选密度大于ν为0的情况。在具体的实施方式中，TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构是指，稀土类元素与哑铃型的Fe原子对完全地不规则地置换而得到的TbCu7型晶体结构、和稀土类元素与哑铃型的Fe原子对规则地置换而得到的ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构。这样的结构的特征能够通过XRD测定的超晶格衍射峰的强度来确定。在具体的示例中，其特征能够通过XRD测定的超晶格衍射峰的强度为TbCu7型晶体结构与ThMn12型晶体结构的超晶格衍射峰的强度的中间强度来确定。
在一个实施方式的具体例中，稀土类永久磁体能够以空间群Immm表示，在空间群Immm中特别是(310)和(002)的衍射峰强度具有有限的值。
在一个实施方式的具体例中，上述记载的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金包含具有富含稀土类元素和Cu的组成的相，构成相的稀土类元素的比以原子比计LRE＞R′。
本发明的另一方面是稀土类永久磁体的制造方法，其包括：准备含有R′、LRE、Fe和Co的合金的熔融液的工序A；通过将合金的熔融液冷却使其凝固，形成包含合金的稀土类元素的占位的至少一部分被Fe原子对无规地置换而得到的强磁性化合物R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的工序B；制备液相组成的化合物的工序C；将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金和液相组成的化合物粉碎的工序D；将经粉碎的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金与液相组成的化合物混合的工序E；和在生成有液相的状态下将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的磁粉致密化的工序F。于是，作为这些工序的结果，能够制造式R′1-xLREx(Fe1- yCoy)zCuα(式中0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、并且0.01≤α＜0.5)，或者式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、并且νβ＜0.8)所示的合金。
另外，本发明的另一方面是一种稀土类永久磁体的制造方法，其包括：准备含有R′、LRE、Fe、Co和Cu的合金的熔融液的工序G；通过将合金的熔融液冷却使其凝固，形成包含合金的稀土类元素的占位的至少一部分被Fe原子对无规地置换而得到的强磁性化合物R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的工序H；将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金粉碎的工序I；和在生成有液相的状态下将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的磁粉致密化的工序J。于是，作为这些工序的结果，能够制造式R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα(式中0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、并且0.01≤α＜0.5)，或者式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、并且νβ＜0.8)所示的合金。
举出更优选的具体例，还包括将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金在850℃以下加热的热处理工序K。
另外，举出其他的更优选的具体例，工序F或J以900℃以下的温度进行压制成型。
发明效果
根据本发明，提供一种能够解决在将通过超骤冷法生成的ThMn12型的金属间化合物磁体化时产生的问题的、新型的强磁性合金及其制造方法。
附图说明
图1是示意性地表示本发明的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构的典型例的结构图。
图2是表示本发明的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构、ThMn12型晶体结构和TbCu7型晶体结构的位点的对应关系的对应图。
图3A是表示ThMn12型晶体结构的结构图。
图3B是表示TbCu7型晶体结构的结构图。
图3C是表示本发明的实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构的例子的结构图。
图4是表示本发明的实施例的稀土类永久磁体的制造方法的制造工序的流程图。
图5是表示本发明的实施例的稀土类永久磁体的制造方法的制造工序的流程图。
图6是表示本发明的实施例的一例Sm0.45Y0.55(Fe0.83Co0.17)11Cux组成的成型体的密度的表图。
图7是表示本发明的实施例的一例Sm0.5+xY0.5(Fe0.83Co0.17)11Cu2x组成的成型体的密度的表图。
图8是表示本发明的实施例的一例Sm0.5+xY0.5(Fe0.83Co0.17)11Cu5x组成的成型体的密度的表图。
具体实施方式
以下，利用附图对实施方式进行详细的说明。但是，本发明不因以下所示实施方式的记载内容而被限定地解释。只要在不脱离本发明的思想或主旨的范围内，本领域技术人员容易地理解可以对具体的构成进行变更。
在以下说明的发明的构成中，对相同部分或具有同样功能的部分，有时在不同附图之间共通地使用同一符号，并省略重复的说明。
为了容易理解发明，附图等中所示的各构成的位置、大小、形状、范围等有时不表示实际的位置、大小、形状、范围等。因此，本发明并不一定限定于附图等所公开的位置、大小、形状、范围等。
[1.R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的组成和结构]
本发明所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金是包含空间群Immm的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金。在本说明书中，“R′”是至少包含Y(钇)或Gd(钆)的稀土类元素。另外，“LRE”是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种的稀土类元素。从磁属性值的观点出发，特别优选LRE为Sm。该R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物是体心四方晶ThMn12型晶体结构中的稀土类元素的占位(可以占有的位点)的至少一部分被一对Fe原子(Fe哑铃)无规地置换而得到的强磁性化合物。换言之，该R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物由TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构构成。
图1示意性地表示本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的一例的晶体结构。在图1中，稀土类元素R′、LRE和Fe哑铃能够占据的位点以大的球和Fe哑铃相重叠的形式记载。进一步详细而言，作为稀土类元素R′和LRE的占位，示出2a位点(灰球)和2d位点(白球)。另一方面，作为Fe哑铃的占位，示出4g1位点(粗斜线的球)和4g2位点(细斜线的球)。
在本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物中，Fe哑铃可以在一定程度上无规地占据稀土类元素R′和LRE的占位。也就是说，本实施例中的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构中，Fe哑铃并非完全地、无规地与稀土类元素R′置换。
Fe哑铃对完全地、无规地与稀土类元素R′置换而得到的晶体结构是TbCu7型晶体结构。因此，在本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的X射线衍射图案中，可以观察到显示从TbCu7型晶体结构向ThMn12型晶体结构的规则性的演变的超晶格衍射。然而，这些超晶格衍射峰的强度比由不存在稀土类元素与Fe哑铃置换而得到的ThMn12型晶体结构产生的超晶格衍射峰的强度弱。特别是从粉末X射线衍射中的强度以及不与其他峰重叠方面考虑，(310)和(002)的衍射峰适合作为指标。这些衍射峰在TbCu7型晶体结构中观察不到。而在本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物中，观察到衍射峰的强度比在ThMn12型晶体结构中观察到的衍射峰强度弱。
在图2中，通过位点的对应关系，表示本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co强磁性化合物的晶体结构是ThMn12型晶体结构和TbCu7型晶体结构的中间状态的结构。本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物中，通过热处理条件连续地形成TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的结构，因而为了表述该中间状态的结构，使用空间群Immm。通过排除TbCu7型的c轴周围的6次旋转对称性和ThMn12型的c轴周围的4次旋转对称性，留下体心的对称性，能够将该中间状态的晶体结构以稀土类元素与Fe哑铃的连续置换来表述。
图3与图2相对应，示意性地表示本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构、ThMn12型晶体结构和TbCu7型晶体结构，以明确彼此之间的关系。
图3A表示ThMn12型晶体结构。ThMn12型的晶体结构为空间群I4/mmm，晶体的晶格常数由atetra、ctetra定义。在ThMn12型晶体结构中，Fe哑铃位于稀土类元素R的占位之中的Fe哑铃线301上，不位于稀土类元素线302上。由于该规则性，在ThMn12型晶体结构中可以观察到峰。
图3B表示TbCu7型晶体结构。TbCu7型的晶体结构为空间群P6/mmm，晶体的晶格常数由图中的ahex、chex定义。在TbCu7型晶体结构中，Fe哑铃可以存在于稀土类元素R的占位的任意位置。即，在TbCu7型晶体结构中，Fe哑铃的占有概率在Fe哑铃线301与稀土类元素线302之间没有差异。因此，如上所述，在TbCu7型晶体结构中观察不到衍射峰。
图3C表示本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构。图3C是图3A和图3B的中间状态的结构，为了能够由稀土类元素与Fe哑铃对的置换量的差异以连续性变化来表现TbCu7型和ThMn12型的晶体结构，引入空间群Immm的对称性进行表述。该空间群Immm的晶格常数由aortho、bortho、cortho定义。即，通过改变空间群Immm的参数(稀土类元素与Fe哑铃对的置换量、晶格常数、位点占有率或内部坐标)，表示一方端部的结构有TbCu7型晶体结构、另一方端部的结构有ThMn12型晶体结构。因此，晶格的位点对应关系如图2所示。
在本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构中，Fe哑铃的占有概率在Fe哑铃线310和稀土类元素线302之间并不相等。在本说明书中，将Fe哑铃的位置具有这样的不规则性、且晶格常数满足aortho＝bortho的晶体结构称为“不规则ThMn12型”。不规则ThMn12型晶体结构在c轴周围产生4次对称性，空间群是I4/mmm。在斜方晶中虽然有aortho≠bortho的限制，但通过去除该限制，表现连续的晶体结构的变化。在图3C的结构中，能够观测到比ThMn12型弱、但比实质上观测不到峰的TbCu7型强的衍射峰。即，该R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物可以说是ThMn12型与TbCu7型的中间状态的结构。
在本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物以R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα表示组成的情况下，优选处于0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、并且10＜z＜19的组成范围。从提高磁各向异性能的观点出发，优选LRE是Sm，对应于其置换量，磁各向异性能增大。因此虽然希望将LRE尽可能多地置换，但在LRE的置换量过多的情况下，不会生成足够量的供实际使用的主相。另外，从伴随居里温度提高的在室温下的磁化的提高和磁各向异性的提高的观点出发，优选Co的部分置换。但是，在置换量过多的情况下，会导致磁化降低和磁各向异性降低，因而不优选。最后，关于稀土类元素与过渡金属之比，希望生成足够量的供实际使用的主相。从磁特性的观点出发，更优选0≤x≤0.5、0.1≤y≤0.3、且10.5＜z＜14.0的组成范围。
本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物例如在组成为Y0.6Sm0.4(Fe0.83Co0.17)11.5的情况下，室温时的体积磁化具有1.6T附近的值、磁各向异性磁场具有7T附近的值、居里温度具有520℃附近的值，因此存在作为硬磁性相的可能性。然而，由于是非平衡相，由于900℃以上的热处理会发生显著的分解，在1000℃以上时，虽然根据组成会有所不同，但几乎全部的主相会分解。因此，实际上供于块状磁体(bulk magnet)使用时，需要在900℃以下进行致密化的方法。优选需要使晶体方位均朝向一个方向的操作。
本发明的发明人为了探索在主相中不易固溶且在高温生成液相的添加元素，从2元相图中选择了与Fe元素的亲和性低、与稀土类元素的亲和性高的元素。结果发现，通过添加铜(Cu)，能够生成具有900℃以下的熔点的液相。确认了通过调节添加量，不仅致密化，有时矫顽力也提高。根据由2元相图的推测，可以期待利用银(Ag)、铋(Bi)也显示这样的效果。
以下，对于通过添加Cu而生成的液相组成进行说明。
[2.液相的组成]
将生成了液相的样品骤冷凝固，利用扫描型电子显微镜(Scanning ElectronMicroscope，SEM)的能量分散型X射线分析(Energy Dispersive X-ray spectrometry，EDX)器和粉末X射线衍射(X-ray diffraction，XRD)对其组织进行分析，确认了生成富含稀土类元素和Cu的拉夫斯相(Laves phases)和CaCu5型近似结构。其中，此处所说的“CaCu5型近似结构”是为了明确地表示虽然具有CaCu5型的衍射图案，但峰彼此之间的相对强度比不同，所以严格来说是不同的而使用的概念。也就是说，通过添加Cu而生成的液相的组成为RCuγ(2≤γ≤5)X。另外，拉夫斯相和CaCu5型近似结构均具有构成稀土类元素R的R′与LRE的原子比必须为LRE＞R′的特征。可以说与重稀土类或具有该特征的R′元素相比，轻稀土类元素LRE更容易与Cu元素制成化合物。根据升温的DSC测定，在820℃和850℃附近存在与液相的熔点相对应的可逆性的吸热峰。这些吸热峰的热量与Cu添加量相应地变化，但温度不变化，因此，可以说生成的液相的组成在探讨的范围内不会对应于Cu添加量而发生变化。
将铸造组成记作R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19)的情况下，在α＜0.01时，由于Cu添加量过少，无法确保致密化所需的足够的液相，而在α＞0.5时，则由于Cu添加量过多，主相的分解显著。更优选0.01≤α≤0.5的组成范围。
另外，考虑到液相的生成，优选以铸造组成中的稀土类元素量稍多于R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的所期望的组成的方式进行称量。特别优选稍多地称量LRE。此时，将铸造组成表示为R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19)的情况下，希望2＜ν＜5。在ν≤2时，LRE的导入量多，相比于R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物，更容易生成Th2Ni17型晶体结构或Th2Zn17型晶体结构的相，而在ν≤5时，由于LRE的导入量少，无法充分地期待液相生成部分的成比例的增加效果，结果不能得到所期望的组成的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物。更优选3≤ν≤4的范围。在液相量进一步增加时，主相比例降低，所以优选与ν的大小相应地调节β以满足νβ＜0.8。
以下，对本发明的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的制造方法的实施方式的一例按照每个工序进行说明。首先，对于分别准备R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金和液相合金、以混合状态进行致密化的制造方法进行说明。
[3.R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的制造方法]
(A)制造R′-LRE-Fe-Co母合金的工序
将R′、LRE、Fe和Co、或由这些中的2种以上构成的合金混合，在真空或者非活性气体中熔融制造母合金(熔融铸造法)。通过熔融，合金组成均匀化。通过使用预先制造的已知组成的R′-LRE-Fe-Co合金，具有在骤冷凝固法中在金属熔融时容易调节组成的优点。制造的R′-LRE-Fe-Co母合金的铸锭中的组成偏差能够通过后述工序(B)进行修正。另外，作为别的方法，也可以是分别制造组成不同的多种合金，在后述工序(B)中进行混合的方法。
R′-LRE-Fe-Co母合金铸锭的组成分析能够通过例如电感耦合等离子体发光光谱(Inductively coupled plasma optical emission spectrometry，ICP-OES)法进行。组成偏差的抑制可以通过缩短用于熔融的升温时间、或后放稀土类元素的金属块的方法等来实现。特别是在选择Sm作为LRE的情况下，由于Sm的蒸气压高、容易蒸发，后放是有效的。
作为上述方法的替代，也可以采用将构成元素的氧化物或金属与粒状金属钙混合，在非活性气体气氛中通过加热使其反应的还原扩散法等。由于不经过包晶反应，所以具有能够抑制软磁性的Fe-Co相的生成的优点。
(B)使母合金骤冷凝固的工序
在本实施方式中，使上述制造的R′-LRE-Fe-Co母合金骤冷凝固，制造骤冷凝固合金。作为骤冷凝固法，可以列举例如气体雾化法、单辊骤冷法、双辊骤冷法、薄带连铸法、熔态旋淬法(meltspining)等的辊骤冷法。由于稀土类铁合金容易氧化，使用在高温时优选在真空中或非活性气氛中进行骤冷。
作为不规则Th2Ni17型化合物相的(R′,LRE)2(Fe,Co)17的热稳定性比本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物高，即使进行后述的热处理工序(K)，也不会变化为本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物，而是保持不规则(R′,LRE)2(Fe,Co)17。因此，在确保本实施例的R′-Fe-Co系强磁性化合物的生成量方面，优选抑制在骤冷凝固时生成不规则(R′,LRE)2(Fe,Co)17。这可以通过提高冷却速度来实现。
在采用利用空冷式的Cu制单辊的熔态旋淬法的情况下，在一个实施方式中，优选将辊圆周速度设定为15m/s以上。在辊圆周速度达到20m/s以上时，R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物能够以50wt％以上的比例生成。通过进一步提高辊圆周速度，能够抑制不规则Th2Ni17型化合物相的生成，本实施例中的R′-Fe-Co系强磁性化合物的生成量增加。因此，辊圆周速度更优选设定为30m/s以上。
另一方面，对应于后述的热处理工序(K)的热处理温度，本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的结构发生变化，并且发生热分解。因此，即使根据工序(K)的热处理温度进一步提高辊圆周速度，本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的生成量也不会变化。从生产效率的观点出发，辊圆周速度优选设定为50m/s以下。作为本发明的其他的实施方式，还能够使用骤冷凝固法以外的生成亚稳相的非平衡工艺。例如有纳米颗粒工艺或薄膜工艺。可以列举：分子束外延法、溅射法、EB蒸镀法、反应性蒸镀法、激光烧蚀法、电阻加热蒸镀法等气相法，或微波加热法等液相法，机械合金化法。
(C)制造液相组成的样品的工序
制造工序基本上依照工序(A)。也就是说，将R′、LRE和Cu、或由这些中的2种以上构成的合金混合，在真空或者非活性气体中熔融，制造母合金(熔融铸造法)。通过熔融，合金组成均匀化。此时调整组成使得LRE＞R′是至关重要的。如上所述，组成偏差的抑制可以通过缩短用于熔融的升温时间、或后放稀土类元素的金属块等来实现。特别是在选择Sm作为LRE的情况下，由于Sm的蒸气压高、容易蒸发，后放是有效的。作为本发明的其他的实施方式，具有也可以熔态旋淬、容易制造均匀的液相组成的样品的优点。
(D)粉碎、分级工序
在进行致密化时，需要R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金与适当量的液相接触。为此，必须在后述的致密化工序(F)之前，将工序(B)和工序(C)中制造的样品粉碎到一定的粒度以下。通过将工序(B)中制造的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金粉碎至150μm以下，能够得到令人满意的效果，优选工序(C)中制造的液相组成的合金粉碎至比R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金小的粒径。通过这样能够使液相充分地遍布R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的周围。另一方面，若将粒径过于细化，则会发生氧化或出现在后述的致密化工序(K)中模具卡滞的问题，因而不优选。优选分级成1μm至150μm的粒径。另外，为了抑制氧化，优选在手套箱中的非活性气氛中进行操作。
(E)混合工序
将工序(B)和工序(C)中制造的样品彼此充分混合，对于在液相中没有不均匀地进行致密化是至关重要的。另外，通过本混合工序(E)能够调整液相量。优选液相添加量相对于R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的重量为10wt％以下。10wt％以上的液相不仅导致主相密度降低在磁特性方面不优选，还存在难以从模具中将样品取出的问题。而1wt％以下的添加量无法确保充分的液相量来进行致密化。
(F)高温致密化工序
致密化工序优选在存在液相的温度范围内施加压力进行。用于进行致密化的操作温度优选为800℃至900℃的温度范围。在900℃以上时，模具的机械强度降低，在多次研究中模具发生变形，因而不优选。在达到850℃以上时，R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物开始向磁特性上不优选的不规则Th2Ni17型晶体结构和Fe-Co相分解，该分解伴随温度上升而变得显著。另一方面，液相具有820℃附近的熔点。因此更优选在820℃至850℃的温度范围进行致密化。
作为上述的致密化工序，适合使用添加有Co的超硬模具。另外，作为热源可以是电阻加热，但考虑到因稀土类元素的蒸发引起的组成偏差和在模具内部的附着时，优选升温速度快的高频加热。另外，从能够在短时间内进行致密化的理由，也可以是放电等离子体烧结法。
施加的压力只要是能够使磁粉充分致密化的压力即可。例如，在3.7MPa进行研究时，能够充分地致密化。
下面，对于制造添加有Cu的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金、在高温下产生液相并进行致密化的制造方法进行说明。该方法的优点是能够容易地得到均匀的液相分布，并且有时通过进行模镦锻(die-upsetting)能够使晶体方位均朝向一个方向。
(G)制造R′-LRE-Fe-Co-Cu母合金的工序
将R′、LRE、Fe、Co和Cu、或者由这些中的2种以上构成的合金混合，在真空或者非活性气体中熔融，制造母合金。通过熔融，合金组成均匀化。通过使用预先制造的已知组成的R′-LRE-Fe-Co-Cu合金，具有在骤冷凝固法中的金属熔融时容易调整组成的优点。制造的R′-LRE-Fe-Co-Cu母合金的铸锭的组成偏差能够在后述工序(H)中修正。另外，作为其他的方法，也有分别制造组成不同的多种合金，在后述工序(H)中混合的方法。
R′-LRE-Fe-Co-Cu母合金铸锭的组成分析能够通过例如电感耦合等离子体发光光谱法进行。组成偏差的抑制能够通过缩短用于熔融的升温时间、或后放稀土类元素的金属块等实现。特别是在选择Sm作为LRE的情况下，由于Sm的蒸气压高、容易蒸发，后放是有效的。
作为上述方法的替代，还可以采用将构成元素的氧化物或金属与粒状金属钙混合，在非活性气体气氛中加热使其反应的还原扩散法等。由于不经由包晶反应，所以具有能够抑制软磁性的Fe-Co相的生成的优点。
(H)使母合金骤冷凝固的工序
在本实施方式中，使上述制造的R′-LRE-Fe-Co-Cu母合金骤冷凝固，制造骤冷凝固合金。作为骤冷凝固法，可以列举例如气体雾化法、单辊骤冷法、双辊骤冷法、薄带连铸法、熔态旋淬法等辊骤冷法。由于稀土类铁合金容易氧化，使用优选高温时在真空中或非活性气氛中进行骤冷。
作为不规则Th2Ni17型化合物相的(R′,LRE)2(Fe,Co)17的热稳定性比本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物高，即使进行后述的热处理工序(K)也不会变为本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物，而是保持不规则(R′,LRE)2(Fe,Co)17。因此，在确保本实施例的R′-Fe-Co系强磁性化合物的生成量的方面，优选抑制骤冷凝固时生成不规则(R′,LRE)2(Fe,Co)17。这可以通过提高冷却速度来实现。
在采用利用空冷式的Cu制单辊的熔态旋淬法的情况下，在一个实施方式中，优选将辊圆周速度设定为15m/s以上。辊圆周速度达到20m/s以上时，R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物以50wt％以上的比例生成。通过进一步提高辊圆周速度，能够抑制不规则Th2Ni17型化合物相的生成，本实施例的R′-Fe-Co系强磁性化合物的生成量增加。因此，辊圆周速度更优选设定为30m/s以上。
另一方面，对应于后述的热处理工序(K)的热处理温度，本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的结构发生变化，并且发生热分解。因此，即使根据工序(K)的热处理温度进一步提高辊圆周速度，本实施例的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的生成量也不会变化。从生产效率的观点出发，辊圆周速度优选设定为50m/s以下。作为本发明的其他的实施方式，还能够使用骤冷凝固法以外的生成亚稳相的非平衡工艺。例如有纳米颗粒工艺或薄膜工艺。可以列举：分子束外延法、溅射法、EB蒸镀法、反应性蒸镀法、激光烧蚀法、电阻加热蒸镀法等气相法，或微波加热法等液相法，机械合金化法。
(I)粉碎、分级工序
致密化时的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的粒径没有上述工序(D)那样的制约。只要R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金能够放入模具中、磁粉之间能够充分接触的程度就足够了。例如为500μm以下。另一方面，在进行模镦锻的情况下，虽然有时也依存于生成的液相量，但粉碎、分级成大致150μm的程度即可。
(J)高温致密化过程
如上述的工序(F)那样，致密化工序优选在液相为液体状态的温度范围施加压力进行。用于进行致密化的操作温度优选为800℃至900℃的温度范围。在900℃以上时，模具的机械强度降低，在多次研究中模具发生变形，因而不优选。在达到850℃以上时，R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物开始向磁特性上不优选的不规则Th2Ni17型晶体结构和Fe-Co相分解，该分解伴随温度上升而变得显著。另一方面，液相具有820℃附近的熔点。因此更优选在820℃至850℃的温度范围进行致密化。
作为上述的致密化工序，适合使用添加有Co的超硬模具。另外，作为热源可以是电阻加热，但考虑到因稀土类元素的蒸发引起的组成偏差和在模具内部的附着时，优选升温速度快的高频加热。另外，从能够在短时间内进行致密化的理由，也可以是放电等离子体烧结法。
施加的压力只要是能够使磁粉充分致密化的压力即可。例如，在2.9MPa进行研究时，能够充分地致密化。
另外，有时通过使用大直径的模具对经致密化的成型体施加压力使其变形率达到50％以上，能够使晶体方位均朝向一个方向。操作温度优选能够生成液相、且主相的分解不显著的温度范围，优选820℃至850℃的温度范围。
(K)热处理工序
通过热处理，本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构连续性从稀土类元素和哑铃型的Fe原子对完全地不规则地置换而得到的TbCu7型晶体结构向稀土类元素和哑铃型的Fe原子对规则地置换而得到的ThMn12型晶体结构变化。因此，在控制R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的晶体结构的意义上，热处理温度和热处理时间是至关重要的。由于向ThMn12型晶体结构的规则化的发展，能够得到大的磁各向异性能。因此，为了使通过上述的方法形成的本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金或本实施例所涉及的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的结构最优化，在优选实施方式中进行热处理。将样品在高温环境下长时间保持会导致稀土类元素的蒸发或样品的氧化，并且使生产效率降低。因此，优选在能够以相对较短的时间进行均匀的热处理的程度的温度下，实施热处理工序。热处理的温度可以设定为例如600℃至1000℃之间。热处理的时间可以设定为例如0.01小时以上且小于10小时的范围内。虽然考虑到R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的从TbCu7型晶体结构向ThMn12型晶体结构的规则化优选高温，但不能忽略R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的分解，因而优选850℃以下的热处理温度。
本热处理工序(K)还能够在高温致密化工序(F)或(J)时实施。这样工序数削减，具有生产上的优点。具体而言，能够通过在高温致密化工序(F)或(J)中的施加压力操作的前后的任意时间以希望的温度保持来实施。这时的保持时间虽然依照温度而有所不同，但基本上小于1小时。
实施例
下面，对本发明的实施例进行具体的说明，但本发明不受这些实施例的限定。
实施例1
图4表示本实施例的稀土类永久磁体的制造方法的制造工序。
(工序A)
首先，为了得到组成由4.2Y―3.5Sm―76.6Fe―15.7Co(at％)(化学式为Sm0.45Y0.55(Fe0.83Co0.17)12)表示的总重量1kg的原料合金，分别称量Y(纯度99.9％)、Sm(纯度99.9％)、电解铁(纯度99.9％)和电解钴(纯度99.9％)。考虑到高温下Y和Sm的蒸发，称量了63.5g的Y、89.6g的Sm、704.3g的Fe和148.7g的Co，使得相比于目标组成7.7Y―76.6Fe―15.7Co，Y多出3质量％、Sm多出5质量％。将称量的各金属混合后投入氧化铝坩埚中，通过高频熔融进行熔融。之后，将熔融金属在水冷的铜炉(hearth)上展开，使其凝固得到合金的铸锭。利用ICP分析装置(岛津制作所制，ICPV-1017)对制造的合金铸锭进行分析，结果组成为3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co(at％)。
对于这样得到的组成为3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co的铸锭，在整体的组成例如为化学式Sm0.45Y0.55(Fe0.83Co0.17)12的情况下，称量并添加Y的金属块0.063g、Sm的金属块0.030g和Co的金属块0.016g，将这些投入底部开孔的石英熔融液排出管中。将投入有3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co铸锭、Y金属块、Sm金属块和Co金属块的石英熔融液排出管导入高频感应加热型的非晶金属制造炉(日新技研株式会社制)中，在75kPa的Ar气氛中，通过施加高频电场将铸锭和金属块加热使其熔融。
对与上述同样地制造接近所期望的组成的铸锭、并按照与上述同样的步骤适量添加Y、Sm、Fe、Co中的不足的金属块而调整了整体组成的样品进行加热，使其熔融。组成在以化学式表示Y1-xSmx(Fe1-yCoy)z(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19)的范围内进行调整。以下，在本实施例中合金组成以化学式表示。
(工序B)
确认在工序A中Y-Sm-Fe-Co系合金充分熔融后，利用熔融液排出管压100kPa的Ar将熔融金属注射到高速旋转的铜辊(辊直径250mm)上，使其骤冷凝固，制成带状的合金(以下称作超骤冷薄带)。在本实施例中，作为基本条件将辊圆周速度设定为40m/s。通过提高辊圆周速度，能够抑制as-spun样品(骤冷凝固后未进行热处理的样品)中的不规则Th2Ni17型晶体结构和Fe-Co的生成。其中，在本说明书中，合金熔融液的冷却速度以“辊圆周速度”来表示，但冷却速度还会因冷却所使用的辊的导热率、比热容、气氛的压力、熔融液排出管压等而发生变化。在使用与本说明书的实施例中使用的辊不同材料或尺寸的辊的情况下，辊圆周速度的优选范围当然会发生变化。
(工序C)
为了制造液相组成的样品，与上述工序B同样使用熔态旋淬法。为了以Sm0.7Y0.3Cuβ(2≤β≤5)的组成范围制造样品，将投入有Y金属块、Sm金属块和Cu金属块的石英熔融液排出管导入高频感应加热型的非晶金属制造炉(日新技研株式会社制)，在75kPa的Ar气氛中，通过施加高频电场将铸锭和金属块加热熔融，利用熔融液排出管压100kPa的Ar将熔融金属注射到以辊圆周速度20m/s高速旋转的铜辊上，使其骤冷凝固，制成带状的合金。例如，在制造Sm0.7Y0.3Cu4组成的液相样品的情况下，分别称量了Sm金属块2.726g、Y金属块0.691g、Cu金属块6.583g。
(工序D)
将工序B和工序C中制造的超骤冷薄带在Ar气氛的手套箱中使用粉碎机(大阪化学株式会社制)粉碎。工序B中得到的Y-Sm-Fe-Co系超骤冷薄带被分级成150μm-75μm粒径的磁粉。另外，将工序C中得到的Sm0.7Y0.3Cuβ(2≤β≤5)组成的超骤冷薄带粉碎至20μm以下。
(工序E)
将工序D中得到的2个Y-Sm-Fe-Co系超骤冷薄带和Sm0.7Y0.3Cuβ(2≤β≤5)组成的超骤冷薄带投入V型的容器旋转式混合机中混合均匀(以下称作混合磁粉)。此时，相对于Y-Sm-Fe-Co系超骤冷薄带的重量，投入5wt％的Sm0.7Y0.3Cuβ(2≤β≤5)组成的超骤冷薄带。
(工序F)
夹着脱模用的碳片，向焊接有热电偶的添加有Co的超硬模具中投入工序E中制造的混合磁粉3g，将其导入高频感应加热型的热加工装置(日新技研株式会社制)中，在75kPa的Ar气氛中通过施加高频电场进行加热。用1分钟升温至825℃，保持15分钟后，施加2.9MPa的压力3分钟，释放压力后冷却。
在这样制造的成型体中，根据SEM-EDX分析确认形成了以原子比计Sm的浓度高于Y的富Cu相。另外，将得到的成型体粉碎，进行XRD测定(XRD：X-ray Diffraction(X射线衍射法))，结果观测到了归属于主相的(301)和(002)的衍射峰。确认所得到的成型体的密度与未生成液相的样品相比，其磁粉填充密度更高。
(工序K)
也可以是在工序B、工序D或工序F之后，将制造的超骤冷薄带、粉体或成型体包在Nb箔中，装填入形成Ar流动气氛的石英管中，然后将石英管投入预先设定为规定温度的管状炉中进行保持的工序。之后，将石英管投入水中使其充分冷却。在Ar气流中的热处理与在真空中的热处理相比，能够抑制稀土类元素的蒸发。
实施例2
图5表示本实施例的稀土类永久磁体的制造方法的制造工序。
(工序G)
使用了实施例1的工序A中制造的Y-Sm-Fe-Co系合金。对于3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co组成的铸锭，在整体的组成例如为化学式Sm0.45Y0.55(Fe0.83Co0.17)11Cu0.2的情况下，称量并添加Y的金属块0.115g、Sm的金属块0.104g、Co的金属块0.015g和Cu的金属块0.167g，将这些投入底部开孔的石英熔融液排出管。将投入有3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co铸锭、Y金属块、Sm金属块、Co金属块和Cu金属块的石英熔融液排出管导入高频感应加热型的非晶金属制造炉中，在75kPa的Ar气氛中通过施加高频电场将铸锭和金属块加热熔融。
对与上述同样地制造接近所期望的组成的铸锭、并按照与上述同样的步骤适量添加Y、Sm、Fe、Co之中的不足的金属块而调整了整体组成的样品进行加热，使其熔融。组成在以化学式表示Y1-xSmx(Fe1-yCoy)zCuα(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、0≤α≤0.6)的范围进行调整。以下，在本实施例中合金组成以化学式表示。
(工序H)
确认在工序G中Y-Sm-Fe-Co-Cu系合金充分熔融后，利用熔融液排出管压100kPa的Ar将熔融金属注射到高速旋转的铜辊(辊直径250mm)上，使其骤冷凝固，制成带状的合金(以下称作超骤冷薄带)。在本实施例中，作为基本条件辊圆周速度设定为40m/s。通过提高辊圆周速度，能够抑制在as-spun样品(骤冷凝固后未进行热处理的样品)中的不规则Th2Ni17型晶体结构和Fe-Co的生成。
(工序I)
将工序H中制造的超骤冷薄带在Ar气氛的手套箱中使用粉碎机(大阪化学株式会社制)粉碎。将工序H中得到的Y-Sm-Fe-Co-Cu系超骤冷薄带分级成150μm-75μm粒径的磁粉。
(工序J)
夹着脱模用的碳片，在焊接有热电偶的添加有Co的超硬模具中投入Y-Sm-Fe-Co-Cu系超骤冷薄带3g，导入高频感应加热型的热加工装置中，通过在75kPa的Ar气氛中施加高频电场进行加热。用2分钟升温至830℃，保持4分钟后，施加2.9MPa的压力3分钟，释放压力后冷却。将制造的样品的密度和特性示于表2。
将这样制造的成型体配置在同样焊接有热电偶的添加有Co的超硬模具中，导入高频感应加热型的热加工装置中，用1分钟升温至830℃，施加2.9MPa的压力3分钟，释放压力后冷却。
在这样制造的成型体中，根据SEM-EDX分析可以确认形成了以原子比计Sm的浓度高于Y的富Cu相。另外，将得到的成型体粉碎进行XRD测定，结果观测到了归属于主相的(301)和(002)的衍射峰。确认所得到的成型体的密度与未生成液相的样品相比，其磁粉填充密度更高。
(工序K)
也可以是在工序H或工序J之后，将制造的超骤冷薄带或成型体包在Nb箔中，装填入形成Ar流动气氛的石英管中，之后将石英管投入预先设定为规定温度的管状炉中进行保持的工序。之后，将石英管投入水中使其充分冷却。在Ar气流中的热处理与在真空中的热处理相比，能够抑制稀土类元素的蒸发。
图6是表示通过上述工艺制造的Sm0.45Y0.55(Fe0.83Co0.17)11Cux组成的成型体的密度的表图。存在伴随Cu导入量的增加，密度提高的倾向。在x～0.3显示最大密度，在x～0.3附近密度稍有下降。根据该结果，通过将Cu的导入量控制在0.1～0.5、优选0.1～0.4、进一步优选0.2～0.4的范围，能够得到提高密度的效果。
实施例3
本实施例的工序与图5所示的实施例2的工序基本相同，仅对不同点进行特别说明。
(工序G)
使用实施例1的工序A中制造的Y-Sm-Fe-Co系合金。对于3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co组成的铸锭，在整体的组成例如为化学式Sm0.55Y0.55(Fe0.83Co0.17)11Cu0.4的情况下，称量并添加Y的金属块0.111g、Sm的金属块0.294g、Co的金属块0.015g和Cu的金属块0.327g，将这些投入底部开孔的石英熔融液排出管中。将投入有3.8Y―3.4Sm―77.5Fe―15.3Co铸锭、Y金属块、Sm金属块、Co金属块和Cu金属块的石英熔融液排出管导入高频感应加热型的非晶金属制造炉中，在75kPa的Ar气氛中通过施加高频电场将铸锭和金属块加热使其熔融。
对与上述同样地制造接近所期望的组成的铸锭、并按照与上述同样的步骤适量添加Y、Sm、Fe、Co之中不足的金属块而调整了整体组成的样品进行加热，使其熔融。组成以化学式表示Y1-xSmx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ(0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、νβ≤0.8)的范围进行调整。以下，在本实施例中合金组成以化学式表示。
(工序H)
确认在工序G中Y-Sm-Fe-Co-Cu系合金充分熔融后，利用熔融液排出管压100kPa的Ar将熔融金属注射到高速旋转的铜辊(辊直径250mm)上，使其骤冷凝固，制成带状的合金(以下称作超骤冷薄带)。在本实施例中，作为基本条件将辊圆周速度设定为40m/s。通过提高辊圆周速度，能够抑制在as-spun样品(骤冷凝固后未进行热处理的样品)中的不规则Th2Ni17型晶体结构和Fe-Co的生成。
(工序I)
将工序H中制造的超骤冷薄带在Ar气氛的手套箱中使用粉碎机(大阪化学株式会社制)粉碎。将工序H中得到的Y-Sm-Fe-Co-Cu系超骤冷薄带分级成150μm-75μm粒径的磁粉。
(工序J)
夹着脱模用的碳片，在焊接有热电偶的添加有Co的超硬模具中投入Y-Sm-Fe-Co-Cu系超骤冷薄带3g，导入高频感应加热型的热加工装置中，在75kPa的Ar气氛中通过施加高频电场进行加热。用2分钟升温至800℃，保持4分钟后，施加2.9MPa的压力3分钟，释放压力后冷却。将制造的样品的密度和特性示于表2。
将这样制造的成型体配置在同样焊接有热电偶的添加有Co的超硬模具中，导入高频感应加热型的热加工装置中，用2分钟升温至830℃，施加2.9MPa的压力3分钟，释放压力后冷却。
在这样制造的成型体中，根据SEM-EDX分析，确认形成了以原子比计Sm的浓度高于Y的富Cu相。另外，将得到的成型体粉碎，进行XRD测定，结果观测到了归属于主相的(301)和(002)的衍射峰(可以是X射线衍射，可以是电子射线衍射，还可以是中子衍射)。确认了所得到的成型体的密度与未生成液相的样品相比，其磁粉填充密度更高。
(工序K)
也可以是在工序H或工序J之后，将制造的超骤冷薄带或成型体包在Nb箔中，装填入形成Ar流动气氛的石英管中，之后将石英管投入预先设定为规定温度的管状炉中进行保持的工序。之后，将石英管投入水中使其充分冷却。在Ar气流中的热处理与在真空中的热处理相比，能够抑制稀土类元素的蒸发。
图7是表示由上述工艺制造的Sm0.5+xY0.5(Fe0.83Co0.17)11Cu2x组成的成型体的密度的表图。存在伴随Cu导入量的增加，密度提高的倾向。在x～0.2显示最大密度。
图8也同样表示Sm0.5+xY0.5(Fe0.83Co0.17)11Cu5x组成的成型体的密度。同样存在伴随Cu导入量的增加，密度提高的倾向。在x～0.06显示最大密度。
由以上结果可知，与不导入Cu的情况相比，通过导入Cu并调节其导入量，能够增加成型体的密度。
根据本实施例，通过对于主成分为Sm-Y-Fe-Co的4元体系微量添加Cu，能够生成熔点在820℃附近的液相，能够制造块状磁体并促进致密化。另外，在未导入Cu的样品中，由于不生成液相，利用SEM观察时磁粉彼此之间的空隙较多。而在导入了Cu的样品中，由于液相生成的影响，形成几乎没有空隙的材料组织。根据该结果，可以认为在本实施例中，实现了块状磁体的致密化，并且还可以期待机械强度的提高。
本发明不限定于上述的实施方式，还包括各式各样的变形例。例如，能够将某实施例的构成的一部分置换为其他的实施例的构成，还能够在某实施例的构成中追加其他实施例的构成。并且还能够对于各实施例的构成的一部分追加、删除、置换其他的实施例的构成。
产业上的可利用性
本发明的R′-LRE-Fe-Co-Cu系强磁性合金适合用于例如块状的磁体。
符号说明
301：Fe哑铃线；302：稀土类元素线。

Claims (15)

1.一种稀土类永久磁体，其特征在于：
R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的组成由式R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα表示，其中，R′是选自Y、Gd中的至少1种，LRE是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种，在上述式中，0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、并且0.01≤α＜0.5，
主相是具有TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物。
2.如权利要求1所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
所述TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构是，稀土类元素与哑铃型的Fe原子对完全地不规则地置换而得到的TbCu7型晶体结构、和稀土类元素与哑铃型的Fe原子对规则地置换而得到的ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构，XRD测定的超晶格衍射峰的强度为所述TbCu7型晶体结构与所述ThMn12型晶体结构的所述超晶格衍射峰的强度的中间强度。
3.如权利要求2所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
以空间群Immm表示，在所述空间群Immm中(310)和(002)的所述衍射峰强度具有有限的值。
4.如权利要求1所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
所述R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金包含具有富含稀土类元素和Cu的组成的相，构成所述相的稀土类元素的比以原子比计LRE＞R′。
5.如权利要求1所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
0.1≤α≤0.4。
6.如权利要求1所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
成型体密度大于所述α为0的情况。
7.一种稀土类永久磁体，其特征在于：
R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的组成由式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ表示，其中，R′是选自Y、Gd中的至少1种，LRE是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种，在上述式中，0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、并且0＜νβ＜0.8，
主相是具有TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构的R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物。
8.如权利要求7所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
所述TbCu7型晶体结构和ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构是，稀土类元素与哑铃型的Fe原子对完全地不规则地置换而得到的TbCu7型晶体结构、和稀土类元素与哑铃型的Fe原子对规则地置换而得到的ThMn12型晶体结构的中间状态的晶体结构，XRD测定的超晶格衍射峰的强度为所述TbCu7型晶体结构与所述ThMn12型晶体结构的所述超晶格衍射峰的强度的中间强度。
9.如权利要求8所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
以空间群Immm表示，在所述空间群Immm中(310)和(002)的所述衍射峰强度具有有限的值。
10.如权利要求7所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
所述R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金包含具有富含稀土类元素和Cu的组成的相，构成所述相的稀土类元素的比以原子比计LRE＞R′。
11.如权利要求7所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
0.1≤νβ≤0.5。
12.如权利要求7所述的稀土类永久磁体，其特征在于：
成型体密度大于所述ν为0的情况。
13.一种稀土类永久磁体的制造方法，其特征在于：
其是制造式R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα所示的合金、或者式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ所示的合金的方法，其中，R′是选自Y、Gd中的至少1种，LRE是选自La、Ce、Nd、Pr、Sm中的至少1种，
在式R′1-xLREx(Fe1-yCoy)zCuα中，0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、并且0.01≤α＜0.5，
在式R′1-xLREx+β(Fe1-yCoy)zCuνβ中，0＜x＜0.5、0＜y＜0.5、10＜z＜19、2≤ν≤5、并且0＜νβ＜0.8，
所述制造方法包括以下工序A～工序F：
工序A，准备含有R′、LRE、Fe和Co的合金的熔融液；
工序B，通过将所述合金的熔融液冷却并使其凝固，形成包含所述合金的稀土类元素的占位的至少一部分被Fe原子对无规地置换而得到的强磁性化合物R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金；
工序C，制备含有R′、LRE和Cu的液相组成的化合物；
工序D，将所述R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金和所述液相组成的化合物粉碎，
工序E，将所述粉碎后的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金和液相组成的化合物混合；
工序F，在生成有液相的状态下将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的磁粉致密化，
或者所述制造方法包括以下工序G～工序J：
工序G，准备含有R′、LRE、Fe、Co和Cu的合金的熔融液；
工序H，通过将所述合金的熔融液冷却并使其凝固，形成包含所述合金的稀土类元素的占位的至少一部分被Fe原子对无规地置换而得到的强磁性化合物R′-LRE-Fe-Co系强磁性化合物的R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金；
工序I，将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金粉碎；
工序J，在生成有液相的状态下将R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金的磁粉致密化。
14.如权利要求13所述的稀土类永久磁体的制造方法，其特征在于：
包括将所述R′-LRE-Fe-Co系强磁性合金在850℃以下加热的热处理工序K。
15.如权利要求13所述的稀土类永久磁体的制造方法，其特征在于：
所述工序F或J以900℃以下的温度进行压制成型。
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