CN109979699A - 稀土磁体及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及稀土磁体及其制造方法。提供高温下矫顽力的降低得到抑制的稀土磁体及其制造方法。稀土磁体及其制造方法，所述稀土磁体具备主相和在主相的周围存在的晶界相，整体组成由式(Ndx(Ce、La)(1‑x‑y)R1 y)pFe(100‑p‑q‑r‑s)CoqBrM1 s·(R2 zR3 wM2 1‑z‑w)t(R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上，M1和M2为规定的元素，并且为5.0≤p≤20.0、0≤q≤8.0、4.0≤r≤6.5、0≤s≤2.0、0≤t≤10.0、0.4≤x≤0.8、0≤y≤0.1、0.5≤z≤0.8和0≤w≤0.1。)表示，并且相对于Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的La。

Description

稀土磁体及其制造方法
技术领域
本公开涉及R-Fe-B系稀土磁体(R为稀土元素)及其制造方法。本公开特别涉及高温下的矫顽力的降低得到抑制的R-Fe-B系稀土磁体及其制造方法。
背景技术
R-Fe-B系稀土磁体具备主相和在主相的周围存在的晶界相。主相具有由R2Fe14B表示的组成，为磁性相。通过该主相显现出强磁性。另一方面，晶界相存在于主相的周围，将主相彼此磁分割。而且，通过该磁分割，R-Fe-B系稀土磁体的矫顽力提高。
为了提高该磁分割效果，进行了各种尝试。例如在专利文献1中公开了一种稀土磁体，其中，以具备主相和晶界相的稀土磁体为前体，使改性材料渗透到该前体的内部。
在专利文献1中所公开的稀土磁体中，通过在主相与晶界相之间具有中间相，提高了稀土磁体整体的矫顽力。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/196605A1号
发明内容
发明要解决的课题
R-Fe-B系稀土磁体为高性能，因此其使用已扩大到多种领域。因此，将R-Fe-B系稀土磁体在高温环境下使用也在增加。另外，将R-Fe-B系稀土磁体用于高输出马达中、长时间维持高输出时，有时R-Fe-B系稀土磁体也因马达的自发热而成为高温。
已知R-Fe-B系稀土磁体成为高温时，有时矫顽力降低。
本发明人由此发现了需要即使在高温下矫顽力的降低也得到抑制的R-Fe-B系稀土磁体这样的课题。应予说明，本说明书中，所谓高温，是指130～170℃、特别是140～160℃的范围。另外，所谓室温，是指20～25℃的范围。而且，所谓R-Fe-B系稀土磁体，是指具备主相和在主相的周围存在的晶界相、主相包含具有由R2Fe14B表示的组成的相的磁体。
本公开为了解决上述课题而完成。本公开的目的在于提供即使在高温下矫顽力的降低也得到抑制的、R-Fe-B系稀土磁体及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为了实现上述目的，反复认真研究，完成了本公开的稀土磁体及其制造方法。本公开的稀土磁体及其制造方法包含以下的实施方式。
〈1〉稀土磁体，其具备主相和在上述主相的周围存在的晶界相，整体组成由式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s·(R2 zR3 wM2 1-z-w)t(其中，R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上，M1为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的1种以上以及不可避免的杂质元素，M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素，并且p、q、r、s和t用原子％表示，为5.0≤p≤20.0、0≤q≤8.0、4.0≤r≤6.5、0≤s≤2.0、和0≤t≤10.0，x、y、z和w用摩尔比表示，为0.4≤x≤0.8、0≤y≤0.1、0.5≤z≤0.8、和0≤w≤0.1。)表示，并且相对于上述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的上述La。
〈2〉〈1〉项所述的稀土磁体，其中，相对于上述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～2倍的上述La。
〈3〉〈1〉或〈2〉项所述的稀土磁体，其中，在上述主相与上述晶界相之间还具备中间相，上述t为0.1≤t≤10.0，并且上述R2的浓度在上述中间相中比在上述主相中高。
〈4〉〈1〉～〈3〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，上述R2为Nd。
〈5〉〈3〉或〈4〉项所述的稀土磁体，其中，R2的浓度在上述中间相中是在上述主相中的1.5～8.0倍。
〈6〉〈3〉～〈5〉项中任一项所述的稀土磁体，其中，上述中间相的厚度为2～100nm。
〈7〉稀土磁体的制造方法，其包括：
准备金属溶液，该金属溶液由式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s(其中，R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，M1为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的1种以上以及不可避免的杂质元素，并且p、q、r和s用原子％表示，为5.0≤p≤20.0、0≤q≤8.0、4.0≤r≤6.5和0≤s≤2.0，x和y用摩尔比表示，为0.4≤x≤0.8和0≤y≤0.1。)表示，并且相对于上述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的上述La；
将上述金属溶液急冷以得到薄带；
将多个上述薄带热压缩以得到成型体；和
将上述成型体热压缩以得到压缩体。
〈8〉〈7〉项所述的方法，其中，相对于上述Ce，用摩尔比表示，上述金属溶液含有1/9～2倍的上述La。
〈9〉〈7〉或〈8〉项所述的方法，其包括：
准备含有由式R2 zR3 wM2 1-z-w(其中，R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上，M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素，z和w用摩尔比表示，为0.5≤z≤0.8和0≤w≤0.1。)表示的合金的改性材料；
使上述压缩体与上述改性材料相互接触以得到接触体；以及
对上述接触体进行热处理以使上述改性材料的熔液渗透到上述压缩体的内部。
〈10〉〈9〉项所述的方法，其中，上述R2为Nd。
〈11〉〈7〉～〈10〉项中任一项所述的方法，其中，以0.001/s以上且不到0.1/s的应变速率、50～70％的压下率以及700～800℃的温度将上述成型体压缩以得到压缩体。
发明效果
根据本公开，通过使Nd、Ce和La共存，使Ce与La的含量比率在规定的范围，能够提供在高温下矫顽力的降低得到抑制的稀土磁体及其制造方法。
附图说明
图1为表示Nd、Ce和La的含量比例的图。
图2为示意地表示本公开涉及的稀土磁体的组织的一个形态的图。
图3为表示本公开涉及的稀土磁体的组织的另一形态的图。
图4为对于实施例17和比较例1的试样表示温度与矫顽力的关系的坐标图。
图5为对于实施例17和比较例1的试样表示温度与剩余磁化的关系的图。
图6为对于实施例6的试样表示组织观察和成分分析位置的图。
图7为表示针对实施例6的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图8为表示针对实施例6的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图9为对于实施例12的试样表示组织观察和成分分析位置的图。
图10为表示针对实施例12的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图11为表示针对实施例12的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图12为对于实施例17的试样表示组织观察和成分分析位置的图。
图13为表示针对实施例17的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图14为表示针对于实施例17的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图15为对于实施例39的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。
图16为对于实施例40的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。
图17为对于实施例6的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。
图18为对于实施例12的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。
图19为对于实施例39的试样示出组织观察结果和成分分析位置的图。
图20为表示图19的白线所示的位置处的成分分析结果的图。
图21为对于实施例40的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。
图22为表示图21的白线所示的位置处的成分分析结果的图。
图23为对于实施例6的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。
图24为表示图23的白线所示的位置处的成分分析结果的图。
图25为对于实施例12的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。
图26为表示图25的白线所示的位置处的成分分析结果的图。
附图标记说明
10 主相
20 晶界相
30 中间相
100 稀土磁体(前体)
具体实施方式
以下对本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的实施方式详细地说明。应予说明，以下所示的实施方式并不限定本公开涉及的稀土磁体及其制造方法。
在R-Fe-B系稀土磁体中，如果1)使主相的粒径变小，2)提高主相的各向异性磁场，3)将主相彼此磁分割，则矫顽力提高。
为了使主相的粒径变小，对于R-Fe-B系稀土磁体，使用液体急冷等使主相纳米结晶化。由此，在R-Fe-B系稀土磁体中，作为主相，存在大量的R2Fe14B相，在该主相的周围存在晶界相。在晶界相中，存在含有过剩的R的富R相和含Fe的少量的磁性相(例如RFe2相等)。
Nd2Fe14B相的室温下的各向异性磁场(異方性磁界)高，但居里点为320℃，不太高。因此，即使未达到居里点，在高温时Nd2Fe14B相的各向异性磁场也降低。另一方面，含Fe的磁性相(例如RFe2相等)在比常温高的温度下为顺磁性，但有可能传播Nd2Fe14B相之间(晶粒之间)的磁自旋相互作用。作为主相，如果存在大量的Nd2Fe14B相，则在室温下晶界相中的含Fe的磁性相的影响小，因此矫顽力高。但是，在高温时，晶界相中的含Fe的磁性相具有传播Nd2Fe14B相(主相)之间的磁自旋相互作用的效果。由此，主相的粒径在表观上变大，主相的纳米结晶化的效果有可能降低。其结果，矫顽力急剧地降低。
如果R-Fe-B系稀土磁体的R包含Nd、Ce和La，则在室温和高温下(Nd、Ce、La)2Fe14B的各向异性磁场都比Nd2Fe14B的各向异性磁场低。以下有时将包含Nd、Ce和La的R-Fe-B系稀土磁体称为“(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体”。
不受理论约束，在(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体中，如果Ce和La的含量比率为规定的范围，则与Nd-Fe-B系稀土磁体相比，晶界相中的含Fe的磁性相(RFe2相等)的稳定性降低。由此，在(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体中，晶界相中的Fe变得容易有助于含Fe的磁性相以外的相的生成。作为含Fe的磁性相以外的相，可列举出CeFe2相等。
通过生成(Nd、Ce、La)2Fe14B相，主相的总数增加。其结果，弥补由于用Ce和La将Nd置换而导致的各向异性磁场降低，抑制(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体整体的矫顽力降低。该矫顽力提高在高温时是显著的。应予说明，在本说明书中，不受理论约束，就(Nd、Ce、La)2Fe14B相而言，在Nd2Fe14B相的Nd的位置存在着Ce或La。
另外，如果以(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体为前体，使含有R2的改性材料渗透到该前体的内部，则根据改性材料中的合金的渗透量，在主相与晶界相之间生成中间相。
不受理论约束，认为用R2将在前体的主相中存在的Ce和/或La的一部分置换，生成中间相。因此，在中间相中，与在前体的主相中相比，R2的浓度高，因此中间相的各向异性磁场比前体的主相的各向异性磁场要高。如果成为高温，则中间相的各向异性磁场降低。但是，在高温时，中间相的各向异性磁场也比前体的主相的各向异性磁场高出与前体的主相相比R2的浓度增高的部分。其结果有助于矫顽力降低的抑制。
通过至此的说明，关于R-Fe-B系稀土磁体，本发明人认识到在高温时能够抑制矫顽力的降低。
基于这些发现，接下来对本公开涉及的稀土磁体及其制造方法的构成要素进行说明。
《稀土磁体》
首先，对本公开的稀土磁体的构成要素进行说明。
〈整体组成〉
本公开的稀土磁体的整体组成用式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s·(R2 zR3 wM2 1-z-w)t表示。
在上式中，(R2 zR3 wM2 1-z-w)t表示来自后述的改性材料的组成。在不渗透改性材料的情况下，为t＝0，本公开的稀土磁体的整体组成用(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s表示。
另一方面，在渗透改性材料的情况下，t为不是0的正值，(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s表示稀土磁体前体的组成。
上式中，Nd为钕，Ce为铈，La为镧，R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，Fe为铁，Co为钴，而且，B为硼。M1为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的1种以上以及不可避免的杂质元素。Ga为镓，Al为铝，Cu为铜，Au为金，Ag为银，Zn为锌，In为铟，而且，Mn为锰。R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上。Pr为镨，Nd为钕，Pm为钷，Sm为钐，Eu为铕，而且，Gd为钆。M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素。
在本说明书中，稀土元素为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu这17种元素。其中，Sc、Y、La和Ce为轻稀土元素。Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd为中稀土元素。Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu为重稀土元素。应予说明，一般地，重稀土元素的稀少性高，轻稀土元素的稀少性低。中稀土元素的稀少性为重稀土元素与轻稀土元素之间。
接下来，对p、q、r、s和t以及x、y、z和w进行说明。以下的说明是针对渗透改性材料的情形进行说明。针对不渗透改性材料的情形，将“稀土磁体前体”改写为“稀土磁体”，有关来自改性材料的事项的记述按不存在处理。
在稀土磁体前体中，p为Nd、Ce、La和R1的合计含量，q为Co的含量，r为B(硼)的含量，s为M1的含量。关于来自改性材料的事项，t为相对于稀土磁体前体的、改性材料中的合金的渗透量，是R2、R3和M2的合计含量。p、q、r、s和t的值分别为原子％。
在稀土磁体前体中，x和y的值分别为以下的含量比例(摩尔比)。x表示相对于Nd、Ce、La和R1的合计含量的、Nd的含量比例。y表示相对于Nd、Ce、La和R1的合计含量的、R1的含量比例。关于来自改性材料的事项，z和w的值分别为以下的含量比例(摩尔比)。z表示相对于R2、R3和M2的合计含量的、R2的含量比例。w表示相对于R2、R3和M2的合计含量的、R3的含量比例。
以下对于由上述式表示的稀土磁体前体的构成元素进行说明。
〈Nd〉
Nd是本公开的稀土磁体前体中必需的成分。通过含有Nd，在室温和高温下能够显现出高的磁化。另外，在室温下，Nd2Fe14B相具有高的各向异性磁场。
〈Ce〉
Ce是本公开的稀土磁体前体中必需的成分。如果将主相(Nd2Fe14B相)中的Nd用Ce置换，则容易生成晶界相中的含Fe的磁性相、即CeFe2相。CeFe2相为顺磁性，预期有传播主相之间的磁自旋相互作用的效果，使矫顽力降低。为了抑制矫顽力的降低，需要使晶界相中的含Fe的磁性相的稳定性降低。
另外，Ce可取3价或4价。不受理论所约束，通过La的作用，大量的Ce成为3价。在3价的Ce中，由于局部存在4f电子，因此磁化提高而有利。
〈La〉
La是本公开的稀土磁体前体中必需的成分。通过将主相(Nd2Fe14B相)中的Nd用La置换，晶界相中的含Fe的磁性相的稳定性降低。这是因为，热力学上La和Fe等过渡金属的化合物整体上不稳定，因此不会混合。即，通过添加La，可预期抑制RFe2相的生成的效果。因此，La对矫顽力降低的抑制的贡献大。并且，La与Nd相比价格低也是有利的。另外，如果添加Ce，则容易生成CeFe2相，矫顽力降低。但是，通过将La与Ce同时地添加，CeFe2相的生成被抑制，抑制主相的粒之间的磁自旋相互作用的传播。
〈Nd、Ce和La的含量比例〉
如上所述，x为Nd的含量比例。与在Ce2Fe14B相和La2Fe14B相中相比，在Nd2Fe14B相中，饱和磁化和各向异性磁场高。由此，如果x为0.40以上，则在本公开的稀土磁体中，容易获得所期望的磁化和矫顽力。从该观点出发，x可以为0.45以上、0.50以上或0.55以上。另一方面，如果x为0.80以下，则Ce和La的含量比例不会过小，不会难以得到Ce和La的作用效果。从该观点出发，x可以为0.75以下、0.70以下或0.65以下。
在稀土磁体前体中，相对于Ce的含量，用摩尔比表示，La的含量为1/9～3倍。图1为表示Nd、Ce和La的含量比例的图。在图1中，用(1)表示的直线表示相对于Ce的含量、用摩尔比表示、La的含量为1/9倍的组成。用(2)表示的直线表示相对于Ce的含量、用摩尔比表示、La的含量为1/3倍的组成。用(3)表示的直线表示相对于Ce的含量、用摩尔比表示、La的含量为2/3倍的组成。用(4)表示的直线表示相对于Ce的含量、用摩尔比表示、La的含量为3倍的组成。
将上述换言之，如下所述。(1)的直线表示Ce：La＝1：1/9的组成。(2)的直线表示Ce：La＝1：1/3的组成。(3)的直线表示Ce：La＝1：2/3的组成。(4)的直线表示Ce：La＝1：3的组成。
如上所述，Nd的含量比例x为0.4～0.8，因此本公开的稀土磁体前体的组成在图1中用由“Nd80”和“Nd40”夹持的区域和由直线(1)和直线(4)夹持的区域的重叠部分表示。
相对于Ce的含量，用摩尔比表示，如果La的含量为1/9倍以上，则在室温和高温下能够获得所期望的磁化。从该观点出发，优选1/8倍以上，更优选1/7倍以上。另一方面，相对于Ce的含量，用摩尔比表示，如果La的含量为3倍以下，则通过将晶界相的Nd置换为Ce和/或La，含Fe的磁性相(RFe2相等)的稳定性降低，含Fe的磁性相的含量(体积率)降低。其结果，晶界相抑制传播主相之间的磁自旋相互作用的效果，抑制高温时的矫顽力的降低。从该观点出发，优选5/2倍以下，更优选2倍以下。
〈R1〉
R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上。本公开的稀土磁体以Nd、Ce和La为必要的成分。在这些必要成分的原材料中，难以使Nd、Ce和La以外的稀土元素R1全无。但是，只要R1的含量比例y的值为0～0.1，就可认为本公开的稀土磁体的特性与y的值为0时基本上是同等的。
使必要成分的原材料的纯度过度地上升招致制造成本的上升，因此y的值可为0.01以上、0.02以上、0.03以上、0.04以上、或0.05以上。另一方面，y的值只要不招致制造成本的上升，则越低越好，可为0.09以下、0.08以下、0.07以下、或0.06以下。
只要Nd、Ce、La和R1的合计含量p为5.0原子％以上，则由(Nd、Ce、La)2Fe14B表示的主相就不会变得难以生成。从由(Nd、Ce、La)2Fe14B表示的主相容易生成的观点出发，p可以为7.0原子％以上、9.0原子％以上、11.0原子％以上、或13.0原子％以上。另一方面，只要p为20.0原子％以下，则晶界相的存在比例(体积率)就不会变得过剩。从晶界相的存在比例不过剩的观点出发，可以为19.0原子％以下、18.0原子％以下、或17.0原子％以下。
〈B〉
B对主相的含量和晶界相中的含Fe的磁性相的含量产生影响。如果B的含量过少，则由(Nd、Ce、La)2Fe14B表示的主相变得难以生成。只要B的含量r为4.0原子％以上，则由(Nd、Ce、La)2Fe14B表示的主相就不会变得难以生成。从该观点出发，r可以为4.5原子％以上、5.0原子％以上、或5.5原子％以上。另一方面，如果B的含量r过剩，则容易在晶界相中生成RFe4B4相等含Fe的磁性相。只要r为6.5原子％以下，就难以大量地生成α-Fe相。从该观点出发，r可以为6.3原子％以下或6.0原子％以下。
〈Co〉
Co是在主相、晶界相和中间相中可与Fe置换的元素。在本说明书中，记载为Fe的情况下，Fe的一部分可用Co置换。例如，将(Nd、Ce、La)2Fe14B相的Fe的一部分用Co置换，成为(Nd、Ce、La)2(Fe、Co)14B相。另外，晶界相中的含Fe的磁性相(R2Fe17相等)成为其Fe的一部分用Co置换了的磁性相(R2(Fe、Co)17相等)。
这样通过将Fe的一部分用Co置换，从而各相的居里点提高。在不希望居里点的提高的情况下，可不含Co，Co的含有并非必要。只要Co的含量q为0.5原子％以上，就实质上确认到居里点的提高。从居里点的提高的观点出发，可以为1.0原子％以上、2.0原子％以上、3.0原子％以上、或4.0原子％以上。另一方面，由于Co为高价，从经济的观点出发，Co的含量q可以为8.0原子％以下、7.0原子％以下、或者6.0原子％以下。
〈M1〉
M1能够在不损害本公开的稀土磁体的特性的范围内含有。M1中可包含不可避免的杂质元素。所谓不可避免的杂质元素，是指在稀土磁体的原材料中所含的杂质元素或者在制造工序中混入的杂质元素等其含有不可避免或者为了避免而招致制造成本的显著上升的杂质元素。在制造工序中混入的杂质元素等中包含出于制造上的方便在不对磁特性产生影响的范围内所含有的元素。
作为能够在不损害本公开的稀土磁体的特性的范围内含有的元素，可列举出Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn。
Ga、Al、Zn、In、Au、Ag和Cu使在采用液体急冷法等得到的薄带等的内部存在的晶界相的熔点降低。由此，在由多个薄带得到成型体时和/或在由成型体得到压缩体时，为了提高模具寿命等，可含有这些元素，但并非必需。而且，只要为M1的含量的上限以下，则这些元素基本上不会对磁特性产生影响。从磁特性的观点出发，这些元素可视为不可避免的杂质元素。
Mn与(Nd、Ce、La)2Fe14B相中的Fe的一部分置换，有助于(Nd、Ce、La)2Fe14B相的稳定化。
M1的含量s只要为2.0原子％以下，就不会损害本公开的磁特性。从该观点出发，M1的含量s可以为1.5原子％以下、1.0原子％以下、或0.5原子％。
作为M1，即使在不含Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn的情况下，也不能使不可避免的杂质元素全无，因此M1的含量s的下限即使为0.05原子％、0.1原子％、或0.2原子％，在实用上也没有问题。
目前为止说明的、p、q、r和s的值分别与通常的R-Fe-B系稀土磁体的情形同等。
〈Fe〉
Fe是目前为止说明的Nd、Ce、La、R1、Co、B和M1的剩余部分，Fe的含量(原子％)用(100-p-q-r-s)表示。如果使p、q、r和s在目前为止说明的范围，则得到主相和晶界相。另外，如果以具有主相和晶界相的稀土磁体作为前体，使改性材料充分地渗透于该前体，则得到中间相。以下对主相、晶界相和中间相进行说明。
〈主相、晶界相和中间相〉
图2为示意地表示本公开涉及的稀土磁体的组织的一个形态的图。图3为表示本公开涉及的稀土磁体的组织的另一形态的图。
在图2中所示的形态中，本公开的稀土磁体100具有主相10和晶界相20。在图3中所示的形态中，本公开的稀土磁体100除了主相10和晶界相20以外，还具有中间相30。
图2中所示的形态在不使改性材料渗透或者使非常少量的改性材料渗透时看到。图2中所示的形态的稀土磁体100用作使改性材料渗透的稀土磁体前体。图3中所示的形态在使足够量的改性材料渗透于稀土磁体前体时看到。
稀土磁体100可含有主相10、晶界相20和中间相30以外的相(未图示)。作为主相10、晶界相20和中间相30以外的相，可列举出氧化物、氮化物和金属间化合物等。
稀土磁体100的特性主要通过主相10、晶界相20和中间相30来发挥。就主相10、晶界相20和中间相30以外的相而言，其大半为杂质。因此，相对于稀土磁体100，主相10、晶界相20和中间相30的合计含量，优选95体积％以上，更优选97体积％以上，进一步优选99体积％以上。
主相10纳米结晶化。所谓纳米结晶化，是指主相10的平均粒径为1～1000nm。平均粒径可以为10nm以上、50nm以上、或100nm以上，可以为900nm以下、700nm以下、500nm以下、或300nm以下。
“平均粒径”例如为图2中所示的主相10的纵向的长度t的平均值。例如，在稀土磁体100的扫描型电子显微镜像或透射型电子显微镜像中，规定一定区域，算出在该一定区域内存在的主相10各自的长度t的平均值，将其设为“平均粒径”。在主相10的截面形状为椭圆形的情况下，将其长轴的长度设为t。在主相的截面为四边形的情况下，将长的对角线的长度设为t。在图3中所示的形态的情况下，也包含中间相30来设定t。这是因为，如后所述，中间相30来自主相10。
如果将图2中所示的稀土磁体100作为稀土磁体前体(以下有时称为“前体100”。)，使改性材料渗透其中，则改性材料通过晶界相20，到达主相10与晶界相20的界面。然后，改性材料中的R2从晶界相20渗透至主相10的内部，如图3中所示那样，形成中间相30。
晶界相20存在于主相10的周围。中间相30夹持在主相10与晶界相20之间。从改性材料的组成的观点出发说明中间相30的形成。
〈R2、R3和M2〉
改性材料含有具有由R2 zR3 wM2 1-z-w表示的组成的合金。另一方面，前体100具有由(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s表示的组成。
R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上。另外，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上。而且，M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素。
前体100主要含有Nd、Ce和La作为稀土元素。另一方面，改性材料中的合金主要含有选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上即R2作为稀土元素。
对于改性材料的R2以及前体100的Nd、Ce和La而言，由于1种以上的稀土元素的种类不同，因此不受理论约束，R2渗透于主相10，形成中间相30。因此，R2的浓度在中间相30中比在主相10中高。不受理论约束，认为R2向主相10渗透的理由如下所述。
使改性材料渗透于前体100时，在改性材料中的合金主要含有与主相10相同的稀土元素时，改性材料中的稀土元素难以渗透到主相10中。例如，使含有Nd-Cu合金的改性材料渗透于Nd-Fe-B系稀土磁体前体时，改性材料中的Nd容易停留于晶界相20，难以渗透到主相(Nd2Fe14B相)。
而在改性材料中的合金主要含有与主相10不同的稀土元素时，改性材料中的稀土元素容易渗透到主相10。例如，在使含有Nd-Cu合金的改性材料渗透于(Nd、Ce、La)-Fe-B系稀土磁体时，由于Ce和La的存在，改性材料中的Nd容易渗透到主相10。从使中间相30的饱和磁化和各向异性磁场均衡地提高的观点出发，R2优选Nd。
改性材料中的合金的组成由R2 zR3 wM2 1-z-w表示。R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上。改性材料中的合金含有的稀土元素为R2，但难以使R2以外的稀土元素R3全无。但是，只要R3的含量比例w的值为0～0.1，就可认为作为改性材料的特性与w的值为0时基本上是同等的。
w的值接近0是理想的，w的值可以为0.01以上、0.02以上、0.03以上、0.04以上、或0.05以上。另一方面，w的值只要不招致制造成本的上升，则越低越好，可以为0.09以下、0.08以下、0.07以下、或0.06以下。
在整体组成的式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s·(R2 zR3 wM2 1-z-w)t中，t的值相当于相对于前体100的改性材料中的合金的渗透量(原子％)。中间相30中的R2的浓度和中间相30的厚度根据t的值而变化。
在图3中，如果R2的浓度在中间相30中是在主相10中的1.5倍以上，则能够清楚地识别磁分割。另一方面，即使R2的浓度在中间相30中是在主相10中的8.0倍，磁分割的效果也不饱和。因此，优选R2的浓度在中间相30中是在主相10中的1.5～8.0倍。R2的浓度可以是1.5～5.0倍，也可以是1.5～3.0倍。
为了清楚地识别作为中间相30的功能，中间相30的厚度优选2nm以上，更优选10nm以上，进一步优选20nm以上。另一方面，中间相30的厚度依赖于改性材料的渗透量。改性材料由于含有无助于磁化的M2，因此如果渗透量过多，则晶界相的体积分数增加，稀土磁体100的磁化降低。从该观点出发，中间相30的厚度优选100nm以下，更优选70nm以下，进一步优选40nm以下。
《制造方法》
接下来，对本公开的稀土磁体的制造方法进行说明。
〈金属溶液的准备〉
准备金属溶液，其由式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s表示，并且相对于Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的La。或者可准备下述金属溶液：相对于Ce，用摩尔比表示，其含有1/9～2倍的La。关于Nd、Ce、La、R1、Fe、Co、B和M1以及关于x、y、p、q、r和s，与对于稀土磁体的说明相同。应予说明，在金属溶液的准备中或者在后续的工序中，特定的成分被消耗的情况下，可预估消耗的部分。
对准备金属溶液的方法并无限制，例如可列举出对原材料进行高频熔解。为了防止熔解中的原材料和保持中的金属溶液的氧化，金属溶液的准备优选在非活性气体气氛中进行。
〈薄带的制作〉
将上述的金属溶液急冷，得到薄带。只要能够使薄带中的主相纳米结晶化，对急冷方法并无特别限制。例如可列举出液体急冷法。为了使薄带中的主相纳米结晶化，典型地，金属溶液的冷却速度可以为1×102K/秒以上、1×103K/秒以上、1×104K/秒以上，可以为1×107K/秒以下、1×106K/秒以下、或1×105K/秒以下。
作为液体急冷法的条件，例如可列举出：在减压到50kPa以下的非活性气体气氛中将金属溶液向铜制单辊排出，得到薄带，但并不限于此。
作为金属溶液排出温度，典型地，可以为1300℃以上、1350℃以上、或1400℃以上，可以为1600℃以下、1550℃以下、或1500℃以下。
作为单辊的圆周速度，典型地，可以为20m/s以上、24m/s以上、或28m/s以上，可以为40m/s以下、36m/s以下、或32m/s以下。
〈成型体的制作〉
对通过液体急冷得到的薄带进行热压缩，得到成型体。成型体由多个薄带得到。对压缩的方法并无特别限制，例如可列举出将薄带装入模具中进行热压。在热压前，可将薄带粉碎到10μm以下。热压时的温度只要是可得到成型体的温度即可，可以是薄带中的晶界相的一部分熔融的温度。即，可对薄带进行液相烧结。为了防止薄带和成型体的氧化，热压中的气氛优选非活性气体气氛。另外，关于热压，可在对将薄带粉碎而得到的粉末进行压粉而得到了压坯后将该压坯烧结(包含液相烧结)。
作为热压时的压力，典型地，可以为200MPa以上、300MPa以上、或350MPa以上，可以为600MPa以下、500MPa以下、或450MPa以下。
作为热压时的温度，典型地，可以为550℃以上、600℃以上、或630℃以上，可以为750℃以下、700℃以下、或670℃以下。
作为热压时的加压时间，典型地，可以为5秒以上、20秒以上、或40秒以上，可以为120秒以下、100秒以下、或80秒以下。
〈压缩体的制作〉
对上述的成型体进一步进行热强加工，得到压缩体(塑性加工体)。热强加工(以下有时简称为“强加工”。)的方法只要得到具有各向异性的压缩体，则并无特别限制。例如可列举出将成型体装入超硬制的模具中，以压下率10～75％进行强加工。作为强加工的方法，可列举出镦锻加工和后方挤出加工等。压下率可以以获得所期望的各向异性的方式设定。强加工时的温度可以以压缩体没有被破坏并且压缩体中的晶粒没有粗化的方式设定。
作为强加工时的压下率，典型地，可以为10％以上、30％以上、50％以上、60％以上，可以为75％以下、70％以下、或65％以下。
作为强加工时的温度，可以为650℃以上、700℃以上、或720℃以上，可以为850℃以下、800℃以下、或770℃以下。
强加工时的应变速率可以为0.001/s以上、0.01/s以上、0.1/s以上、或1.0/s以上，可以为10.0/s以下、5.0/s以下、或3.0/s以下。
并不受理论约束，认为在强加工中的成型体的内部发生了如下情形。成型体具备主相10和在主相10的周围存在的晶界相20(参照图2)。如果对成型体进行强加工，则主相10变形。此时，由于该变形，在至少一部分的主相10中，容易产生主相10彼此相互直接相接的部分。而且，该接触部可成为主相10的粒生长的起点。如果强加工时的应变速率慢，则以其接触部为起点，主相10容易进行粒生长。由于强加工在加热下进行，因此应变速率慢意味着上述的接触部长时间为高温。于是，通过接触部，发生原子扩散，主相10进行粒生长。另一方面，在强加工的初期阶段，将Ce和La、特别是La从主相10向晶界相20排出。由于Ce和La的排出，在主相10变形时，Ce和La进入主相10彼此之间，抑制上述的接触部的生成。另外，由于Ce和La的排出，晶界相20的熔点降低。强加工在晶界相20的至少一部分熔融的温度下进行。通过晶界相20的熔点降低，从而强加工时的晶界相20的熔液的粘性降低。其结果，变形中的主相10在熔液中容易回转，主相10容易在特定的方向上取向。由此，即使在应变速率慢的情况下，典型地，应变速率为0.001/s以上且不到0.01/s的情况下，也抑制主相10的粒生长，抑制矫顽力的降低，并且促进主相10的取向，磁化提高。由该观点出发，应变速率可为0.001/s以上且0.008/s以下、或0.001/s以上且0.005/s以下。
可将这样得到的压缩体直接作为稀土磁体使用，也可将该压缩体作为稀土磁体前体来进行后续的工序。
〈改性材料的准备〉
准备含有由式R2 zR3 wM2 1-z-w表示的组成的合金的改性材料。关于R2和R3以及关于w，与对于稀土磁体的说明相同。
M2是通过与R2和R3合金化而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素。由此，即使不使后述的热处理的温度过高，也能够将改性材料中的合金熔融。其结果，能够使改性材料中的合金渗透于稀土磁体前体而不使稀土磁体前体的组织粗化。M2中可包含不可避免的杂质元素。所谓不可避免的杂质元素，是指在原材料中所含的杂质元素等其含有不可避免或者为了避免而招致制造成本的显著上升的杂质元素。
M2优选为选自Cu、Al和Co中的1种以上和不可避免的杂质元素。这是因为，Cu、Al和Co对稀土磁体的磁特性等的不良影响小。
作为由R2 zR3 wM2 1-z-w表示的组成的合金，可列举出Nd-Cu合金、Pr-Cu合金、Nd-Pr-Cu合金、Nd-Al合金、Pr-Al合金、Nd-Pr-Al合金、Nd-Co合金、Pr-Co合金和Nd-Pr-Co合金等。
对于R2的含量比例z进行说明。如果z为0.50以上，由于合金中的R2的含量多，因此容易使R2渗透到主相10和中间相30。从该观点出发，关于z，优选0.55以上，更优选0.60以上。另一方面，如果z为0.80以下，则改性材料中的合金的熔点合适地降低，因此后述的热处理的温度变得合适。其结果，能够抑制稀土磁体前体的组织粗化。从合金的熔点的合适化的观点出发，关于z，优选0.75以下，更优选0.70以下。再有，关于z，在R2为2种以上的元素的情况下，为它们的合计。关于M2，也同样。
对改性材料的制造方法并无特别限制。作为改性材料的制造方法，可列举出铸造法、液体急冷法等。从根据改性材料的部位的合金成分的偏差小，氧化物等杂质少的观点出发，优选液体急冷法。
改性材料中的合金的渗透量用整体组成式的t(原子％)表示。改性材料的渗透效果(磁特性的提高等)在t为0.05原子％以上时可确认。如图3中所示那样，为了使得能够明确地识别到中间相30，t优选0.1原子％以上，更优选1.0原子％以上，进一步优选1.5原子％以上。另一方面，由于改性材料含有M2，因此如果改性材料的渗透量变得过剩，则改性材料渗透后的稀土磁体的磁化降低。如果t为10.0原子％以下，则磁化的降低在实用上没有问题。从该观点出发，t优选9.0原子％以下，更优选8.0原子％以下，进一步优选7.0原子％以下。
〈接触体的制作〉
使稀土磁体前体与改性材料相互接触，得到接触体。稀土磁体前体为上述的压缩体。此时，使稀土磁体前体的至少一面与改性材料的至少一面相互接触。
〈热处理〉
对上述的接触体进行热处理，使改性材料的熔液渗透到稀土磁体前体的内部。由此，改性材料的熔液通过稀土磁体前体的晶界相，到达主相的表面部，改性材料中的R2渗透到主相，形成中间相。
热处理温度只要改性材料熔融并且能够使改性材料的熔液渗透到稀土磁体前体的主相，则并无特别限制。
热处理温度越高，越容易使改性材料的熔液、特别是R2渗透到稀土磁体前体的主相。从该观点出发，关于热处理温度，优选580℃以上，更优选600℃以上，进一步优选620℃以上。另一方面，热处理温度越低，越容易抑制稀土磁体前体的组织、特别是主相的粗化。从该观点出发，关于热处理温度，优选800℃以下，更优选775℃以下，进一步优选725℃以下。
对热处理气氛并无特别限制，从稀土磁体前体和改性材料的氧化抑制的观点出发，优选非活性气体气氛。
实施例
以下通过实施例对本公开的稀土磁体及其制造方法更具体地说明。应予说明，本公开的稀土磁体及其制造方法并不限定于以下的实施例中使用的条件。
〈实施例1～26的试样的制作〉
首先，制作稀土磁体前体。将具有由R13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37表示的组成的合金金属溶液用单辊法进行液体急冷，得到了薄带。R如后述的表1-1所示。作为液体急冷的条件，金属溶液温度(排出温度)为1420℃，辊圆周速度为30m/s。此时，金属溶液的冷却速度为106K/秒。液体急冷在氩气减压气氛下进行。通过透射电子显微镜(TEM)观察确认了薄带纳米结晶化。
对薄带进行粗粉碎而制成粉末，将该粉末装入模具中，进行加压和加热，得到了成型体。作为加压和加热条件，加压力为400MPa，加热温度为650℃，加压和加热的保持时间为60秒。
对成型体进行热镦锻加工(热强加工)，得到了压缩体(塑性加工体)。热强加工将高度为15mm的试样压缩到4.5mm。作为热镦锻加工条件，加工温度为780℃，应变速率为0.01/s，压下率为70％。用扫描型电子显微镜(SEM)确认了压缩体具有取向的纳米晶。将该压缩体作为稀土磁体前体。
作为改性材料，制作了Nd70Cu30合金。称量高纯度化学株式会社制的Nd粉末和Cu粉末，将其电弧熔解，进行液体急冷而得到了薄带。
使稀土磁体前体与改性材料相互接触，用加热炉热处理。就改性材料的量而言，相对于稀土磁体前体，为1.59原子％、3.72原子％和5.32原子％(参照表1-1)。作为热处理条件，热处理温度为625℃，热处理时间为165分钟。
〈比较例1的试样的制作〉
除了用于制作稀土磁体前体的合金的组成为Nd13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37以及没有使改性材料渗透于稀土磁体前体以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈实施例27～32的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈实施例33～36的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所述以及没有使改性材料渗透于稀土磁体前体以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈实施例37～38的试样的制作〉
除了用于制作稀土磁体前体的合金的组成为R13.11Fe80.80Cu0.10B5.99以及稀土磁体前体的R如表1-3所示以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈实施例39〉
除了使成型体的热镦锻加工时的应变速率为0.001/s以外，与实施例6同样地制作试样。
〈实施例40〉
除了使成型体的热镦锻加工时的应变速率为0.001/s以外，与实施例12同样地制作试样。
〈比较例2的试样的制作〉
除了用于制作稀土磁体前体的合金的组成为Nd13.11Fe80.43Cu0.10B5.99Ga0.37以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈比较例3～7的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示以外，与实施例1～26同样地制作试样。
〈比较例8的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示以外，与比较例1同样地制作了比较例8的试样。
〈比较例9的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示、以及改性材料的渗透量为3.72原子％以外，与比较例2同样地制作了比较例9的试样。予以说明，比较例9的试样与使3.72原子％的改性材料渗透比较例8的试样是等同的。
〈比较例10的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示以外，与比较例1同样地制作了比较例10的试样。
〈比较例11的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示、以及改性材料的渗透量为3.72原子％以外，与比较例2同样地制作了比较例11的试样。予以说明，比较例11的试样与使3.72原子％的改性材料渗透比较例10的试样是等同的。
〈比较例12的试样的制作〉
除了稀土磁体前体的R如表1-3所示、以及改性材料的渗透量为3.72原子％以外，与比较例2同样地制作了比较例12的试样。
〈评价〉
对于实施例1～40和比较例1～12的试样，测定了矫顽力和剩余磁化。测定中使用了东英工业株式会社制脉冲激磁型磁特性测定装置(最大施加磁场：15T)。矫顽力和剩余磁化都在23℃、100℃、140℃、160℃下测定。
将结果示于表1-1～1-4和表2-1～2-2中。在表1-1和表1-3中将各试样的组成一并记载。另外，对于矫顽力，一并记载了23～160℃之间的梯度ΔHc，对于剩余磁化，一并记载了23～160℃之间的梯度ΔBr。在表2-1中一并记载了热镦锻加工的条件和平均粒径。在此，所谓平均粒径，是指由主相10和中间相30构成的晶粒的平均粒径t(参照图3)。图4为对于实施例15和比较例1的试样表示温度与矫顽力的关系的坐标图。图5为对于实施例15和比较例1的试样表示温度与剩余磁化的关系的图。
对于实施例6、12、17、39和40的试样，使用扫描型透射电子显微镜(STEM)进行组织观察，进行了成分分析(EDX线分析)。
将评价结果示于图6～26中。其中，图6～14为与表1-1～1-4中所示的实施例和比较例有关的评价结果，图15～26为与表2-1～2-2中所示的实施例有关的评价结果。
图6为对于实施例6的试样表示组织观察和成分分析位置的图。
图7为表示针对实施例6的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。图8为表示针对实施例6的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。图9为对于实施例12的试样表示组织观察和成分分析位置的图。图10为表示针对实施例12的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。图11为表示针对实施例12的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。图12为对于实施例17的试样表示组织观察和成分分析位置的图。图13为表示针对实施例17的试样(第一视场)的组织观察和成分分析结果的图。图14为表示针对于实施例17的试样(第二视场)的组织观察和成分分析结果的图。
图15为对于实施例39的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。图16为对于实施例40的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。图17为对于实施例6的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。图18为对于实施例12的试样示出晶粒的粒径t的一例的图。表2的平均粒径为图15～18各自中视场中所含的晶粒各自的粒径t的平均。
图19为对于实施例39的试样示出组织观察结果和成分分析位置的图。图20为表示图19的白线所示的位置处的成分分析结果的图。图21为对于实施例40的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。图22为表示图21的白线所示的位置处的成分分析结果的图。图23为对于实施例6的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。图24为表示图23的白线所示的位置处的成分分析结果的图。图25为对于实施例12的试样表示组织观察结果和成分分析位置的图。图26为表示图25的白线所示的位置处的成分分析结果的图。另外，在表3中示出对于实施例39、实施例40、实施例6和实施例12由图20、图22、图24和图26求出的晶界相中的La和Ce的峰值浓度以及它们的合计峰值浓度的结果。
由表1-1～1-4能够确认：关于实施例1～38的全部试样，与比较例1～4相比，ΔHc的绝对值小。另外能够确认：关于实施例1～38的全部试样，ΔBr的绝对值非常小。进而能够确认：在比较例5～7中，高温时的磁化的降低大。根据这些能够确认：本公开的稀土磁体能够抑制高温时的矫顽力的降低而不对磁化产生大的不良影响。同样的内容在图4和5中也能够确认。另外，由图6～11能够确认中间相30的形成。
关于渗透了改性材料的试样，将实施例1～32和实施例37～38的试样与比较例9、11以及12的试样进行对比。这样，关于稀土元素，确认了：在含有Nd、Ce和La的实施例1～32和实施例37～38的试样中，与仅含有Nd和La的比较例9、11以及12的试样相比，ΔHc的绝对值小。关于没有渗透改性材料的试样，在实施例33～36的试样与比较例8和10的试样之间也能够确认到同样的内容。
【表3】
实施例6 实施例12 实施例39 实施例40
Ce(原子％) 13.85 11.01 9.46 9.21
La(原子％) 11.52 5.73 16.19 16.91
Ce+La(原子％) 25.37 16.74 25.65 26.12
由表2能够确认：即使在应变速率慢的情况下，也抑制晶粒的平均粒径的增加，其结果矫顽力没有劣化。以外，能够确认在应变速率慢的情况下磁化提高。另外，由表3能够确认：与应变速率快的情形相比，在应变速率慢的情况下，晶界相20的Ce和La、特别是La的浓度高，矫顽力的维持和磁化的提高有可能与Ce和La从主相10向晶界相20的排出的关联性高。
由以上的结果能够确认本公开的稀土磁体及其制造方法的效果。

Claims (11)

1.稀土磁体，其具备主相和在所述主相的周围存在的晶界相，整体组成由式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s·(R2 zR3 wM2 1-z-w)t表示，并且相对于所述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的所述La，其中，R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上，M1为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的1种以上以及不可避免的杂质元素，M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素，并且p、q、r、s和t用原子％表示，为5.0≤p≤20.0、0≤q≤8.0、4.0≤r≤6.5、0≤s≤2.0、和0≤t≤10.0，x、y、z和w用摩尔比表示，为0.4≤x≤0.8、0≤y≤0.1、0.5≤z≤0.8、和0≤w≤0.1。
2.根据权利要求1所述的稀土磁体，其中，相对于所述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～2倍的所述La。
3.根据权利要求1或2所述的稀土磁体，其中，在所述主相与所述晶界相之间还具备中间相，所述t为0.1≤t≤10.0，并且所述R2的浓度在所述中间相中比在所述主相中高。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的稀土磁体，其中，所述R2为Nd。
5.根据权利要求3或4所述的稀土磁体，其中，R2的浓度在所述中间相中是所述主相中的1.5～8.0倍。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的稀土磁体，其中，所述中间相的厚度为2～100nm。
7.稀土磁体的制造方法，其包括：
准备金属溶液，所述金属溶液由式(Ndx(Ce、La)(1-x-y)R1 y)pFe(100-p-q-r-s)CoqBrM1 s表示，并且相对于所述Ce，用摩尔比表示，含有1/9～3倍的所述La，其中，R1为选自Nd、Ce和La以外的稀土元素中的1种以上，M1为选自Ga、Al、Cu、Au、Ag、Zn、In和Mn中的1种以上以及不可避免的杂质元素，并且p、q、r和s用原子％表示，为5.0≤p≤20.0、0≤q≤8.0、4.0≤r≤6.5和0≤s≤2.0，x和y用摩尔比表示，为0.4≤x≤0.8和0≤y≤0.1；
将所述金属溶液急冷以得到薄带；
将多个所述薄带热压缩以得到成型体；和
将所述成型体热压缩以得到压缩体。
8.根据权利要求7所述的方法，其中，相对于所述Ce，用摩尔比表示，所述金属溶液含有1/9～2倍的所述La。
9.根据权利要求7或8所述的方法，其包括：
准备含有由式R2 zR3 wM2 1-z-w表示的合金的改性材料，其中，R2为选自Pr、Nd、Pm、Sm、Eu和Gd中的1种以上，R3为选自R2以外的稀土元素中的1种以上，M2为通过与R2和R3合金化从而使R2 zR3 wM2 1-z-w的熔点低于R2的熔点的合金元素和不可避免的杂质元素，z和w用摩尔比表示，为0.5≤z≤0.8和0≤w≤0.1；
使所述压缩体与所述改性材料相互接触以得到接触体；以及
对所述接触体进行热处理以使所述改性材料的熔液渗透到所述压缩体的内部。
10.根据权利要求9所述的方法，其中，所述R2为Nd。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的方法，其中，以0.001/s以上且不到0.1/s的应变速率、50～70％的压下率以及700～800℃的温度将所述成型体压缩以得到压缩体。
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