本发明涉及稀土磁性材料，具体而言，涉及一种稀土永磁粉、包括其的粘结磁体及应用该粘结磁体的器件。
背景技术：
粘结稀土永磁体是由稀土永磁粉末和粘结材料相结合而成，按用户要求直接注射或模压成型各种永磁器件。该类磁体具有尺寸精度高、磁均匀性好、耐蚀性好、成品率高、易加工成形状复杂的器件等优点，广泛应用于家电、微电机、自动化办公设备、仪器仪表、医疗器件、汽车、磁力机械等装置和设备中。目前，粘结稀土永磁粉主要包括钕铁硼磁粉以及氮化物稀土磁粉等。近年来，随着电动车、风力发电、磁悬浮列车的发展，对高性能高稳定性的稀土永磁体提出了更高的要求.氮化物稀土磁粉由于磁性能高、耐腐性好等优点应用逐渐广泛，而如何提高氮化物稀土磁粉的性能从而满足应用的需求成为研究的重点。氮化物稀土磁粉主要通过将稀土合金粉末经过一定温度和时间的氮化处理而得到，稀土合金粉的制备方法包括多种，可通过机械合金化方法，或者通过快淬方法，比如CN1196144C和JP2002057017均公开了一种生产树脂粘结磁体的各向同性SmFeN粉末磁体材料，晶体结构是TbCu7型，该粉末通过将熔融合金快淬并且将所得的合金粉在含氮气体中直接渗氮来制备的。US5750044公开了一种氮化物稀土粉，该磁粉也是通过快淬然后氮化处理获得，该磁粉具有TbCu7或者Th2Zn17或者Th2Ni17以及软磁相结构，软磁相比例为10～60％。这种氮化物稀土粉在一定程度上提高了氮化物稀土磁粉的磁性能，但为了满足客户对高品质产品的要求，仍需进一步研究，以更好地提高稀土永磁粉的磁性能。
技术实现要素：
本发明旨在提供一种稀土永磁粉、粘结磁体及应用该粘结磁体的器件，以提高稀土永磁粉的磁性能。为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，提供了一种稀土永磁粉，该稀土永磁粉包括70～99vol％的硬磁相和1～30vol％的软磁相，硬磁相具有TbCu7结构，且晶粒粒度为5～100nm；软磁相为具有bcc结构的Fe相，软磁相的晶粒平均粒度为1～30nm，且粒度的标准偏差低于0.5σ。进一步地，上述稀土永磁粉中硬磁相的晶粒粒度分布在5～80nm范围内，优选地，硬磁相的晶粒粒度分布在5～50nm范围内。进一步地，上述稀土永磁粉中软磁相占稀土永磁粉总体积的3～30vol％，优选地，软磁相占稀土永磁粉总体积的5～15vol％。进一步地，上述稀土永磁粉中软磁相的平均晶粒粒度为1～20nm。进一步地，上述稀土永磁粉中软磁相的晶粒粒度标准偏差在0.3σ以下。进一步地，上述稀土永磁粉由R-T-M-A组成，其中R为Sm或Sm与其他稀土元素的组合，T为Fe或者Fe和Co的组合，M为Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Si或Hf中至少一种，A为N和/或C，优选地，稀土永磁粉中R含量为5～12at.％，A为10～20at.％，M为0～10at.％，余量为T。进一步地，上述稀土永磁粉中R含量为5～10at.％。进一步地，上述稀土永磁粉中R中Sm的原子数含量为80～100at.％进一步地，上述稀土永磁粉中T为Fe和Co的组合，且T中Co的原子数含量为0～30at.％。进一步地，上述稀土永磁粉中永磁粉厚度为5～50μm。根据本发明的第二个方面，提供了一种粘结磁体，该粘结磁体为上述的稀土永磁粉与粘结剂粘结而成。根据本发明的第三个方面，提供了一种器件，该器件应用了上述的粘结磁体。根据本发明的第四个方面，提供了一种上述稀土永磁粉的制备方法，包括将熔融原料供应到旋转的辊轮上进行快淬处理生成片状合金粉的步骤，将片状合金粉热处理后进行氮化或碳化处理得到稀土永磁粉的步骤，其中，快淬处理生成片状合金粉的步骤包括：将熔融原料喷到旋转辊轮上，以1×105℃/s～80×105℃/s的冷却速度冷却至850℃～950℃，进行一次冷却；再以0.5℃/s～5℃/s的冷却速度冷却至250℃～350℃，进行第二次冷却以获得片状合金粉。进一步地，上述制备方法在热处理过程中，片状合金粉以10℃/s～30℃/s的速度进行升温，升温至600～900℃后热处理10～150min，优选地，片状合金粉以10℃/s～20℃/s的速度进行升温。本发明所提供的这种稀土永磁粉主要由具有TbCu7结构的硬磁相和具有α-Fe结构的软磁相结合组成的双相磁粉，该双相磁粉均有均匀的微观组织，能够保证软硬磁相均匀耦合，提高稀土永磁粉的磁性能。具体实施方式需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将结合实施例来详细说明本发明。在稀土永磁粉的微观组织对材料的性能起着十分重要的作用，一定的微观组织决定着磁性材料晶粒之间的耦合作用，磁畴的形成，结构的稳定性等多个方面，并最终影响到材料的磁性能。本发明发明人为了改善稀土永磁粉的磁性能，对其微观结构进行了大量研究，并提出了以下技术方案。本发明提供的稀土永磁粉由70～99vol％的硬磁相和1～30vol％的软磁相组成，其中，硬磁相具有TbCu7结构，且晶粒粒度为5～100nm；软磁相为具有bcc结构的Fe相，该软磁相的晶粒平均粒度为1～30nm，且粒度的标准偏差在0.5σ以下。本发明所提供的这种稀土永磁粉主要由具有TbCu7结构的硬磁相和具有α-Fe结构的软磁相结合组成的双相磁粉。这种稀土永磁粉中具有TbCu7结构的硬磁相相对于已经广泛使用的Th2Zn17结构与ThMn12结构的氮化物磁粉而言，具有更加优异的磁性能，有利于进而提高所制备的稀土永磁粉的磁性能；同时，具有bcc结构的Fe相的软磁相与具有TbCu7结构的硬磁相之间能够产生耦合作用，进而抑制TbCu7结构向Th2Zn17等结构转化的性能，避免该稀土永磁粉在晶化及氮化等阶段转化形成Th2Zn17与ThMn12等相而恶化其磁性能。另外，具有bcc结构的Fe相作为软磁相还具有一定的剩磁增强效应，钝化了磁粉对温度的敏感性，使之制备工艺区间更宽。为了充分实现以上软硬磁相耦合的效果，在本发明稀土永磁粉中硬磁相晶粒的粒度优选为5～100nm。这是因为，在稀土永磁粉中硬磁相的平均晶粒粒度如果小于5nm，一来不利于得到5kOe以上的矫顽力，二来也为制备造成了很大的难度，导致成品率低下。如果硬磁相的平均晶粒粒度大于100nm，不但会降低硬磁相的剩磁，而且，此时该具有TbCu7结构的硬磁相无法与α-Fe相发生耦合作用此时，α-Fe不但起不到抑制TbCu7结构向Th2Zn17等结构转化的效果，而且还会成为劣化其性能的相。为了更好地提高本发明稀土永磁粉的磁性能，硬磁相晶粒粒度分布在5～80nm范围内，更加优选分布在5～50nm范围内。在本发明稀土永磁粉中软磁相的体积含量优选为1～30vol％。将软磁相的体积控制在该范围内，有利于抑制TbCu7结构向Th2Zn17等结构转化，提高所制备稀土永磁粉的磁性能。如果软磁相的含量小于1vol％，会导致对其他杂相出现的抑制效果变差，如果软磁相的含量大于30vol％，虽然能够抑制Th2Zn17等其他杂相的生成，但是过多的软磁相存在大幅降低材料的矫顽力的问题，这不利于总体性能的提高。为了更好地提高本发明稀土永磁粉的磁性能，软磁相比例优选为3～30vol％，更加优选为5～15vol％。在本发明稀土永磁粉中软磁相的平均晶粒粒度σ优选为1～30nm，将软磁相的平均晶粒粒度σ控制在该范围内，具有剩磁增强的效果，提高所制备稀土永磁粉的磁性能。如果软磁相的平均晶粒粒度σ过大则不能起到剩磁增强的作用，不但如此，而且还可能会降低磁粉的矫顽力。如果软磁相的平均晶粒粒度σ过小则制备困难。更为优选地，该稀土永磁粉中软磁相的平均晶粒粒度为1～20nm。在本发明稀土永磁粉中软磁相的晶粒粒度标准偏差低于0.5σ。磁粉中软磁相分布情况也是影响磁粉磁性的一个关键因素，均匀的组织能让软硬磁相均匀配合，耦合得更好，有利于磁性能的提高。在本发明稀土永磁粉中通过将软磁相的平均晶粒粒度标准偏差控制在0.5σ以下，能够使得软硬磁相均匀配合，进而进行良好的耦合，得到均匀精细的组织。如果软磁相的晶粒粒度标准偏差高于0.5σ，由于晶粒分布过宽，进而无法得到均匀精细的组织，这就容易造成磁粉中各颗粒之间起作用的交换相互作用降低，导致剩磁(Br)的降低，进而起不到与硬磁相之间耦合与剩磁增强的效果，最终无法得到良好的磁性能。在本发明稀土永磁粉中软磁相的晶粒粒度标准偏差优选0.3σ。在本发明的一种优选的实施方式中，一种稀土永磁粉由R-T-M-A组成，其中R为Y或Y与其他稀土元素的组合，T为Fe或者Fe和Co的组合，M为Ti、V、Cr、Mn、Ni、Cu、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Al、Ga、Si或Hf中至少一种，A为N和/或C。优选地，该稀土永磁粉中R含量为5～12at.％，A为10～20at.％，M含量为0～10at.％，余量为T。在本发明由R-T-M-A组成的稀土永磁粉中R元素为Sm或Sm与其他稀土元素的组合，R为Sm或者Sm与其他稀土元素的组合，其中R必须含有Sm，这是形成TbCu7结构硬磁相并保证磁性能的必要条件。R元素的含量优选在5～12at.％范围内，更为优选在5～10at.％范围内。在该稀土永磁粉中如果R的原子含量低于5at.％，相对的α-Fe软磁相相的形成会相对较多，进而会降低所制备的磁粉的矫顽力；如果当R含量高于12at％，相对的会形成较多的类似于富钐相的结构，这两种情况都不利于磁性能的提高。优选地，在本发明稀土永磁粉中Sm的原子数含量为80～100at.％，部分Sm可以被Ce、Y等稀土元素替代，替代比例不能超过20％，一定量的其他稀土元素加入可以改善材料成型性能，如Ce、La的加入降低材料熔点，此时Ce、La的含量需小于5at.％，Nd、Y的加入改善矫顽力等。在本发明由R-T-M-A组成的稀土永磁粉中T元素为Fe或者Fe和Co的组合，优选T为Fe和Co的组合。一定量的Co加入有利于含氮磁粉剩磁和温度稳定性的提高，同时可以稳定亚稳的TbCu7相结构，改善制备过程中的润湿性等效果。考虑到成本等原因，T中Co的原子数含量为0～30at.％，其中当Co含量为0at％时，表示成分中不含Co。在本发明由R-T-M-A组成的稀土永磁粉中可以加入M元素，本发明中M均为熔点高于稀土Sm的元素，这些高熔点元素的加入有利于细化晶粒，关键是形成均匀微观组织的稀土永磁粉，更重要的是在晶化氮化过程中抑制晶粒的不均匀长大，从而使本发明中的磁粉晶粒尺寸的标准偏差在一定范围内。这些M主要包括但不限于Ti、V、Cr、Mn、Zr、Nb、Mo、Ta、W、Si、Hf中一种或多种，该M元素的加入可以细化晶粒，提高矫顽力、剩磁等磁性能。同时，该稀土永磁粉中M元素的原子含量优选选取0～10at％内，如果M元素的原子含量大于10at.％，可能会降低剩磁等磁性能。在本发明由R-T-M-A组成的稀土永磁粉中可以加入A元素，A为N和/或C，A元素加入稀土铁化合物中会对其性能产生较大的影响，称为间隙原子效应。间隙原子效应能提高化合物的居里温度、饱和磁化强度及各向异性场，在本发明由R-T-M-A组成的稀土永磁粉中优选含有原子数10～20at.％的A，A在该范围之内可以得到优异磁性能的磁粉，含量低于10at.％表明氮化/碳化不充分，成分不均匀，磁性能下降；过高易造成硬磁相的分解，同样不利于磁性能的提高。在本发明的一种优选的实施方式中，一种稀土永磁粉由具有TbCu7结构的硬磁相与具有bcc结构的Fe相组成，其中bcc结构的软磁相主要为α-Fe相，该磁粉采用Cu靶进行X射线衍射图谱中2θ角在65°～75°之间的峰强度与最强峰强度之比大于10％的衍射峰的数量低于1个。将符合这种条件的衍射峰个数在为1个或0个时，所制备的粘结磁粉中晶粒尺寸及分布在本发明限定的范围之内，并具有最优的匹配性能。在本发明的一种优选的实施方式中，一种稀土永磁粉的厚度低于50μm。控制磁粉的厚度有利于使得磁粉中各相的均匀分布，进而优化磁粉的磁粉方形度等性能。如果厚度超过50μm，显示材料中各相结晶不易均匀分布，会最终恶化磁粉方形度等性能，同时也不利于氮化过程中氮或者碳向材料晶体中渗透。优选地，稀土永磁粉的厚度为5～50μm，太低的厚度给制备造成很大的难度，同时非晶较多，不利于后续晶化氮化工艺的一致性。本发明中上述稀土永磁粉是通过快淬的方法制备而成，本领域技术人员在本申请所给出的教导下，有能力制备出符合上述要求的稀土永磁粉。目前，一种常见的制备方法，包括如下步骤：(1)将各原料成分，例如R、T、M、A等经过融化后，通过喷嘴喷到旋转的辊轮上，得到片状合金粉；(2)将片状合金粉在600～900℃热处理10～150min；(3)热处理后的合金粉在350～550℃左右渗氮或者渗碳处理，得到稀土永磁粉。本领域技术人员有能力根据上述制备方法制备出本发明所保护的稀土永磁粉，但为了简化工艺操作难度，以及提高所制备的稀土永磁粉的性能，在本申请的一种优选实施方式中，还提供了一种上述稀土永磁粉的制备方法，其主要制备步骤包括将熔融原料快淬处理生成片状合金粉，将片状合金粉热处理后进行氮化或碳化处理得到稀土永磁粉的步骤。其中，快淬处理生成片状合金粉的步骤包括：将熔融原料喷到旋转辊轮上，以1×105℃/s～80×105℃/s的冷却速度冷却至850℃～950℃，进行一次冷却；然后以0.5℃/s～5℃/s的冷却速度冷却至250℃～350℃，进行第二次冷却以获得所述片状合金粉。作为本发明的优选，快淬处理生成片状合金粉的步骤包括：将熔融原料喷到辊轮在熔点到900℃范围内以5×105℃/s～80×105℃/s的冷却速度冷却至880℃～920℃，进行一次冷却；然后以0.5℃/s～3℃/s的冷却速度冷却至280℃～320℃，进行第二次冷却，进行二次冷却以获得所述片状合金粉。本发明中，熔融钢液经过旋转的辊轮处理后飞出，迅速冷却到850～950℃，在这个过程中，迅速冷却的速率在1×105℃/s～80×105℃/s，通过该冷却速率，使平衡相来不及形成，晶粒尺寸来不及长大。钢液经过处理后飞出，经过二次冷却，为了达到0.5℃/s～5℃/s的冷却速度，作为本发明的一个优选，在片状粉末飞出方向增加引导挡板，通过控制引导挡板与片状粉末飞出起点之间的间距，引导挡板的温度等来调节片状粉末的冷却速度。本发明所提供的这种稀土永磁粉的制备方法通过采用两步冷却的快淬处理步骤，可以获得精细的组织，同时由于材料二次冷却过程中经过较慢的冷速冷却，从而保证了晶粒尺寸的稳定性，使稀土合金粉的晶粒尺寸在热处理过程中不至于过度不均匀长大，保证了最终稀土永磁粉的磁性能。在本发明的一种优选的实施方式中，上述稀土永磁粉的制备方法中热处理过程，片状合金粉以10℃/s～30℃/s的速度进行升温，升温至600～900℃，优选为600～850℃，然后热处理10～150min，优选地，片状合金粉以10℃/s～20℃/s的速度进行升温。以一定的速度升温有利于保持整个加热区间的稳定性，从而使粉末均匀长大，速率过低，粉末在加热阶段时间过长，不利于控制热处理过程；速率过高，粉末加热不均匀。本发明优选热处理温度在600～900℃，过高则晶粒过度长大，过低则不能起到热处理的效果。在本发明上述所提供的稀土永磁粉材料中，辊轮材质优选包括但不限于Cu，Mo，Cu合金；氮化或碳化的步骤中，渗氮或者渗碳过程的时间优选为3～30h；氮源优选为工业纯氮，氢气和氨气的混合气等。在本发明的一种优选实施方式中，上述稀土永磁粉可以通过与粘结剂粘结制备形成粘结磁体。这种粘结磁体可以通过将本发明所述稀土永磁粉(主相为TbCu7结构的钐铁氮粉末)与树脂进行混合，并通过模压，注射，压延或挤出等方法制备而成。所制备的粘结磁体可以为块状，环状等其他形式。在本发明的一种优选实施方式中，上述粘结磁体可以应用到相应器件的制备中，通过该方法可以制备出高性能的钐铁氮磁粉以及磁体，有利于器件的进一步小型化，该系列磁粉高的耐温性耐蚀性有利于器件在特殊环境下的使用，稀土钐的应用也有利于稀土资源的平衡运用。以下将以实施具体实施例的方式，说明本发明稀土永磁粉的成分、晶粒大小、晶粒分布、磁粉性能、磁体性能等，进而说明本发明的有益效果。(1)稀土永磁粉成分稀土合金磁粉成分为熔炼的钐铁系列合金粉经过渗氮而成，成分为渗氮后磁粉的成分，成分用原子百分比表示。(2)晶粒粒度σ平均晶粒粒度表示方法：采用电子显微镜拍摄材料的微观组织照片，从照片中观测硬磁相TbCu7结构晶粒，以及软磁相α-Fe相晶粒，具体方法是统计n个同种类型晶粒的总横截面积S，然后将横截面积S等效成一个圆的面积，求出圆的直径即为平均晶粒粒度σ，单位为nm，计算公式如下：(3)晶粒分布晶粒分布采用标准偏差表示，相应计算公式如下：其中t为标准偏差，σi为第i个晶粒大小。在本发明中，为了考虑统计的准确性以及测试情况，选取n不小于50。(4)磁粉性能磁粉性能通过振动样品磁强计(VSM检测)。其中Br为剩磁，单位为kGs；Hcj为内禀矫顽力，单位为kOe；(BH)m为磁能积，单位为MGOe。(5)相比例P％相比例通过对磁性材料金相照片进行面积分析得到，测得横断面面积比，可以得到体积比。(6)XRD峰所得到的合金粉通过XRD测量，采用Cu靶为靶材，考察获得磁粉的相结构。在如下实施例1-38中所制备的稀土永磁粉通过如下XRD峰检测，衍射图谱中2θ角在65°～75°之间的峰强度与最强峰强度之比大于10％的衍射峰的数量均为1个或0个。(7)厚度λ厚度采用螺旋测微器测量，厚度单位为μm。实施例1～8(M为1～2个元素)制备方法：(1)按比例将表1各实施例列出的金属混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，喷射压力为80kPa，喷嘴直径为0.8mm，水冷辊线速度为55m/s，快淬后得到片状合金粉。(3)将上述合金粉在Ar气保护下于750℃处理55min后进入1个大气压的N2气下进行氮化，处理条件为460℃，7小时，得到氮化物磁粉。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表1所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表2所示，S表示实施例，D表示对比例。表1材料成分样品号成分(bal表示剩余部分)S1Sm5.0FebalCo3.0Zr0.3N12.9S2Sm6.5FebalCo3.8Zr2.1Si0.8N12.5S3Sm7.1FebalCo27.2Mo1.5Si0.2N12.5S4Sm7.3FebalCo23.6Zr1.2Al0.3N12.2S5Sm7.7FebalCo3.1Ga1.7Nb0.3N13.2S6Sm7.6FebalCo13.0Zr1.5V1.3N14.0S7Sm8.1FebalCo18.0Hf1.6Ti2.2N13.5S8Sm8.5FebalCo10.6Zr0.8N12.5D1Sm8.5FebalCo10.6Zr0.8N12.5D2Sm8.5FebalCo10.6Zr0.8N12.5D3Sm8.5FebalCo10.6Zr0.8N12.5表2材料组织及性能从以上实施例可以看出，当磁粉的晶粒粒度及分布在本发明要求保护的范围之内时，可以获得较高的磁性能，其中主要体现在矫顽力与磁能积上。与D1和D2对比可以看出，当晶粒粒度及分布偏离保护范围时，即使α-Fe软磁相存在于磁粉中，但由于晶粒粗大，分布不均，剩磁不但没有提高，反而有所降低，且矫顽力也会出现大幅度的降低。其中D1软磁相的晶粒大于30nm，D2的t≥0.5σ，磁性能均大幅降低。同时从实施例中可以看出，软磁相的晶粒标准偏差分布t≤0.5σ时性能较高，当t≤0.3σ性能最高。同时，由本申请实施例与D3的对比可以看出，当硬磁相晶粒过大，相应磁性也会大幅降低，本实施例中硬磁相晶粒均在5～50nm范围内，具有较高的磁性能。其中，硬磁相的晶粒粒度分布在5～80nm范围内，尤其优选硬磁相晶粒粒度分布在5～50nm范围内磁性能较好。实施例9～13(M为多个元素混合)制备方法：(1)按比例将表3各实施例列出的金属混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，喷射压力为80kPa，喷嘴直径为0.8，水冷辊线速度为55m/s，快淬后得到片状合金粉。(3)将上述合金在Ar气保护下于750℃处理55min后进入1个大气压的N2气下进行氮化，处理条件为460℃，7小时，得到氮化物磁粉。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表3所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表4所示，S表示实施例，D表示对比例。表3材料成分表4材料组织及性能从以上实施例及对比例可以看出，总体上采用多个M添加相对于1～2个M元素添加内禀磁性能相对稍低，主要是因为过渡族元素的饱和磁矩比Fe和Co低，更多的元素加入会损失其饱和磁矩，从而稍微降低了部分磁性能。同样的，当晶粒粒度及分布偏离保护范围时，矫顽力出现大幅度的降低，虽然α-Fe软磁相的存在与磁粉中，但由于晶粒粗大，分布不均，剩磁没有提高，反而有所降低。且由表4中数据可以看出，软磁相的晶粒标准偏差分布t≤0.5σ时性能较高，当t≤0.3σ性能最高。实施例14～16(SmFeN型永磁粉)制备方法：(1)将表5各实施例中SmFe合金按照一定比例混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，喷射压力为100kPa，喷嘴直径为0.8mm，水冷辊线速度为55m/s，快淬后得到片状合金粉。(3)将上述合金在Ar气保护下于730℃处理60min后进入1个大气压的N2气下进行氮化，处理条件为440℃，8小时，得到氮化物磁粉。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表5所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表6所示，S表示实施例，D表示对比例。表5材料成分成分(bal表示剩余部分)S14Sm8.0FebalN13.0S15Sm7.5FebalN12.5S16Sm7.3FebalN12.5D6Sm8.0FebalN13.0D7Sm7.3FebalN12.5表6材料组织及性能从表6中数据可以看出，所制备的磁粉在不添加Co与过渡族金属M的情况下，软磁相晶粒稍高，磁性能比添加的也稍低，但是仍然满足晶粒分布t≤0.5σ时性能较高，当t≤0.3σ性能最高。实施例17～21(SmRFeCoMN型磁粉)制备方法：(1)将表7中各实施例中相关稀土及过渡族金属按照一定比例混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，喷射压力为80kPa，喷嘴直径为0.7mm，水冷辊线速度为55m/s，铜辊直径为300mm，快淬后得到片状合金粉。(3)将上述合金在Ar气保护下于700℃处理70min后进入1个大气压的N2气下进行氮化，处理条件为450℃，6小时，得到氮化物磁粉。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表7所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表8所示，S表示实施例，D表示对比例。表7材料成分成分(bal表示剩余部分)S17Sm8.5La0.3FebalCo15.6Zr0.5N12.3S18Sm8.5Ce0.3FebalCo11.3V0.5N12.7S19Sm8.0Pr2.0FebalCo15.6Zr0.5N12.6S20Sm8.5Nd0.2FebalCo13.7Si0.2N12.0S21Sm8.5Gd0.3FebalCo17.9Ga0.5N20.0D6Sm8.5La0.3FebalCo15.6Zr0.5N12.3D7Sm7.5Pr2.5FebalCo15.6Zr0.5N12.6表8材料组织及性能从表8中数据可以看出，所制备的磁粉添加稀土元素R会使剩磁产生一定程度的降低，但各方面性能仍然满足晶粒分布t≤0.5σ时性能较高，当t≤0.3σ(S18和S20)性能最高。从S19可以看出，由于稀土含量高，相应的剩磁和磁能积下降较多，但是矫顽力稍高。实施例22～30(含碳永磁粉)制备方法(1)按比例将高纯度金属混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，喷射压力为80kPa，喷嘴直径为0.8mm，水冷辊线速度为50m/s，铜辊直径为300mm，快淬后得到片状合金粉。(3)将上述合金在Ar气保护下于710℃处理70min后，磁粉经过粗破碎至100μm以下，破碎后的粉与碳粉混合经过480℃7小时处理得到碳化物磁粉。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表9所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表10所示，S表示实施例，D表示对比例。表9材料成分序号成分(bal表示剩余部分)S22Sm6.8FebalCo23.0Zr1.5C0.2N13.0S23Sm6.7FebalCo11.6Zr2.1Ti4.0Ta0.3C10.4S24Sm7.2FebalCo18.3Hf0.5Al0.2Ti0.3C12.5S25Sm7.8FebalCoZr2.4Si0.7Al3.3C10.0N3.1S26Sm8.5FebalCo0.5Hf2.1Mn0.3V1.5C0.9N14.1S27Sm8.7FebalCo1.5Zr1.7C5.5N6.5S28Sm8.5FebalCo22.1Zr2.1Ta0.1Gr0.2C1.5N12.6S29Sm8.9FebalGa1.7C13.1S30Sm5.0FebalHf1.9Al0.1C0.9N14.0D8Sm6.8FebalCo23.0Zr1.5C0.2N13.0D9Sm7.8FebalCoZr2.4Si0.7Al3.3C1.0N13D10Sm8.9FebalGa1.7C13.1表10材料组织及性能由如上表10中数据可知，当所制备的稀土永磁粉中添加C元素，其仍然具有较高的磁性能，磁能积在15MGOe以上，同时满足晶粒分布t≤0.5σ时性能较高，当t≤0.3σ性能最高。实施例31～38在本发明中稀土永磁粉的制备方法主要用于制备Sm8.5FebalCo10.6Zr0.8N12.5粘结磁粉，其主要制备步骤如下：(1)按表11中各实施例的比例将高纯度金属混合后放入感应熔炼炉中，在Ar气保护下进行熔炼得到合金铸锭；(2)将合金铸锭粗破碎后放入快淬炉中进行快淬，保护气体为Ar气，控制喷嘴喷射压力为80kPa，喷嘴直径为0.8mm，喷到旋转的辊轮上一次冷却，进一步通过设置挡板经二次冷却后得到片状合金粉；(辊轮的材质、轮速、一次冷却的温度和二次冷却温度如表11所示。)(3)将上述合金在Ar气保护下将片状合金粉升温，升温后，持温进行热处理；(升温速度、升温后温度，热处理时间如表11所示)；磁粉经过粗破碎至100μm以下，破碎后的粉在N2气氛中处理得到碳氮化合物磁粉(氮化温度、氮化时间如表11所示)。检测：将所制备得到的稀土永磁粉(材料的成分如表11所示)进行磁性能、晶粒大小、晶粒分布、相比例的检测；检测如表10所示，S表示实施例，D表示对比例。工艺中所涉及到的检测数据的单位：升温速率单位为℃/s；冷却速率单位为℃/s；快淬轮速单位为m/s；晶化温度和氮化温度单位为℃；晶化时间单位为分钟min；氮化时间单位为小时h。11.该磁粉的具体制备以及最终磁粉的磁性能表12材料组织及性能本发明所提供的稀土永磁粉采用快淬方法制备即可形成，本领域技术人员可以合理地运用常规快淬方法，调节其各步骤参数以形成本申请所保护的稀土永磁粉，例如如上实施例S1-S30中所采用的方法。在本发明中优选采用两步冷却的快淬处理步骤，由上述表11-12中数据可知，通过采用两步冷却的快淬处理步骤，可以获得精细的组织，同时由于材料二次冷却过程中经过较慢的冷速冷却，从而保证了晶粒尺寸的稳定性，使稀土合金粉的晶粒尺寸在热处理过程中不至于过渡不均匀长大，从以上工艺中可以看出，结合二次冷却，结合后续的热处理和氮化工艺，使制备的材料晶粒分布t≤0.5σ，获得了较好的磁性能。由上述内容可知，本发明所提供的主相为TbCu7结构与bcc软磁相结构复合的材料，通过控制晶粒大小及分布，改善了材料的磁性能。此外，根据本发明，可用以上的磁粉与粘结剂混合进行粘结制备粘结磁体，在马达、音响、测量仪器等场合得到应用。以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。