CN115821173A - 一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料及其制备方法，该复合材料具有通式REx(Fe1‑yCoy)95‑x‑zMzB5所表示的组成，其中RE为高丰度稀土元素，M为过渡族元素，组成比率x、y和z分别满足不等式：7原子％≤x≤11原子％，0.1原子％≤y≤0.35原子％，0原子％≤z≤1原子％。所述高丰度稀土元素RE为La、Ce、Y中的一种或几种。所述过渡族元素M为Cu、Cr、Nb、Ti、Zr中的一种或几种。本发明制备的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料具有成本低、剩磁高、矫顽力低、磁滞回线方形度好等优点，满足磁控电抗器用纳米双相复合材料的磁性能要求。
Description
技术领域
本发明涉及稀土磁性材料技术领域，尤其涉及一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法。
背景技术
纳米双相复合材料是一种由软磁相和硬磁相在纳米尺度范围内通过交换耦合作用形成的新型磁性材料，由Coehoorn等人首先报道(Coehoorn R.,De Mooij D.B.,DeWaard C.Meltspun permanent magnet materials containg Fe3B as the mainphase.Journal of Magnetism and Magnetic Materials,1989,80:101-104)。这类材料不但兼具硬磁相的高矫顽力和软磁相的高饱和磁化强度特性，理论磁能积最高可达1MJ/m3，而且因稀土含量低而表现出成本低、温度稳定性高、耐热性强和抗氧化性优异等优点，具有很高的实用性能，可广泛应用于电机、电子、仪表、自动化、计算机、汽车、医疗、家电等行业中。
近些年来，研究学者对纳米双相复合材料的研究主要集中在提高磁性能和工程应用两个方面。在提高磁性能方面，合理设计合金成分是纳米双相复合材料获得高磁性能的有效途径。合金成分调整既能改善磁体磁晶各向异性、饱和磁化强度等内禀特性，又能通过改善晶粒的微观结构来提高磁性能。
在工程应用方面，纳米双相复合材料兼具软磁与硬磁材料的双重特性，不仅有几乎可逆的磁化特性曲线，充磁、去磁性能好，而且又表现出强的剩磁增强效应和潜在的最大磁能积，能够实现闭合时的永磁保持。基于这些优点，李月等人(李月，蔡志远，王帅.308A纳米双相复合永磁接触器的设计.电气开关，2012，1:43-44.)报道了一种纳米双相复合永磁接触器，与钕铁硼永磁接触器相比，纳米双相复合永磁接触器在关合过程中线圈的启动电流更小，不仅能够实现传统永磁接触器的全部功能，而且励磁电流更小，降低了对永磁接触器电源的要求，使其更易于操控。
磁控电抗器是一种新能源并网用无功功率补偿的电磁设备，对于解决远距离、大容量输电线路的无功调节、暂态过电压、线路轻载损耗等问题，应对新能源输电的集中接入引起的剧烈潮流变化，具有明显优势。传统磁控电抗器多采用硅钢材料制作铁芯，存在损耗高、成本高、结构复杂等问题。而采用纳米双相复合材料替代硅钢材料用作磁控电抗器的铁芯，不仅具有显著的节能效果，还由于高的耐腐蚀性能和优异的温度稳定性而保证器件长期稳定的服役。新型磁控电抗器用纳米双相复合材料要求具备高剩磁、低矫顽力的特点，使材料能够提供较大的恒定磁场的同时，还可以以较小的能量消耗实现硬磁相和软磁相的功能转换。但是，现有关于Pr/Nd基纳米双相复合材料的报道均表现出较低的剩磁和很大的矫顽力，这种磁特性与磁控电抗器应用需求尚不匹配，难以应用。
CN101425355B公开了一种Pr/Nd基双相纳米复合永磁材料及其块体的制备方法，所述材料组成通式为(PrwNd100-w)xFe100-x-y-z-m-nRyTizQmBn，其中Q为V、Mo、Zr、Si、W及Au中的任意一种，原料经熔炼、真空快淬、超高压处理后，最终所得磁体具有磁性能优异、抗氧化性强、机械加工性能好等优点，最佳磁性能为：Br＝0.84T，Hc＝879.82kA/m，(BH)max＝159.1kJ/m3。CN1858861A公开了一种含Ti、C的RE-Fe-B基高性能纳米复合永磁材。，所述材料具有通式RExFe100-x-y-z-wByTizCw所表示的组成，其中RE为至少一种不包括La、Ce的稀土元素，Ti和C的复合添加细化了晶粒尺寸，显著地提高了磁性能，Br＞0.7T、Hc≥500kA/m。上述两类纳米双相复合材料均以贵重稀土金属RE(如Pr、Nd等)基2:14:1相作为硬磁相，尽管材料具有较高的矫顽力，但因成本高、剩磁偏低而限制了其实际应用。
发明内容
因此，本发明要解决的技术问题在于克服现有磁控电抗器用纳米双相复合材料磁性能的不足，本发明的目的在于提供一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，具有成本低、剩磁高、矫顽力低、磁滞回线方形度好等优点，满足磁控电抗器用纳米双相复合材料的磁性能要求。
一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，具有通式REx(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5所表示的组成，其中RE为高丰度稀土元素，M为过渡族元素，组成比率x、y和z分别满足不等式：7原子％≤x≤11原子％，0.1原子％≤y≤0.35原子％，0原子％≤z≤1原子％，所述高丰度稀土元素RE为La、Ce、Y中的一种或几种。
进一步地，所述高丰度稀土元素基纳米双相复合材料还满足如下A、B中的至少一项：
A、所述过渡族元素M为Cu、Cr、Nb、Ti、Zr中的一种或几种；
B、高丰度稀土元素基纳米双相复合材料选自Yx(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5(I)、(La1-mYm)x(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5(II)或(La1-m-nCenYm)x(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5(III)，式(I)-(III)中，式(II)中，m为0-1；式(III)中，n为0.1-0.4，m为0.05-0.2。
进一步优选地，式(II)中，m为0-0.5；式(III)中，n为0.4，m为0.1。
进一步地，所述制备方法包括以下步骤：
S1步骤：原料熔炼，按照上述原子百分比对Fe、Co、B、稀土元素RE和过渡族元素M进行配比，在惰性气体的保护下对原料进行感应熔炼得到熔体，然后冷却得到铸锭；
S2步骤：熔体快淬；
S3步骤：晶化处理；
S4步骤：热压变形；
S5步骤：球磨；
S6步骤：磁场粘结成型，将磁粉与粘结剂混合，在磁场下压制成型，固化成纳米双相复合材料磁体。
更进一步地，所述S2步骤熔体快淬为将铸锭破碎后放入熔体快淬炉的石英管内，铸锭在惰性气体的保护下重新熔融，然后溢流到冷却铜辊轮上进行熔体快淬，形成厚度为20～40μm、宽度为1～2mm的均匀薄带。
更进一步优选地，熔体快淬的转速为40～50m/s。
进一步地，所述S3步骤晶化处理是把快淬条带放入真空热处理炉中，以5～20℃/min的速率升温至晶化温度并保温5～10min。
更进一步优选地，晶化温度为650～800℃。
更进一步地，所述S4步骤热压变形是将条带升温至热压温度，然后沿平行于条带厚度方向施加400～600MPa的压力使条带发生热变形。
更进一步优选地，热压温度为600～800℃。
进一步地，所述S5步骤球磨采用振动球磨或滚动球磨的方式将带材破碎成粒径为3～5μm的粉末。
进一步地，所述S6步骤的粘结剂为环氧树脂、酚醛树脂、脉醛树脂中的一种或者多种。
进一步地，所述S6步骤磁场的压力为100～300MPa，大小为2～4T，固化的温度为60～180℃，固化时间为1～3小时。
进一步地，所述制备的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料在磁控电抗器中的应用。
与现有技术相比，本发明具有如下的优点：
1、本发明为高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，所用高丰度稀土元素RE为La、Ce、Y中的一种或几种，含量在7-11原子％之间。与纳米双相复合材料中常用的Pr、Nd元素相比，La、Ce、Y元素的含量更加丰富，而且价格更低。其中，La和Ce的价格相当，为Pr、Nd的1/10左右，Y的价格约为Pr、Nd的1/2。与纳米双相复合材料中常用的(Pr,Nd)2Fe14B硬磁相相比，高丰度稀土元素La、Ce、Y与Fe和B元素形成的材料(例如RE2Fe14B)具有更低的磁晶各向异性场，约为(Pr,Nd)2Fe14B相的1/4，通过控制7原子％≤x≤11原子％，0.1原子％≤y≤0.35原子％，0原子％≤z≤1原子％，使得Co含量在8.3-30.8原子％之间，适量的Co元素替代纳米双相复合材料中的Fe，可以提高磁体的居里温度，增强热稳定性，同时还能实现降低矫顽力和提高剩磁的效果。因此在满足磁控电抗器用纳米双相复合材料高剩磁、低矫顽力的磁性能需求方面更有优势。过渡族元素M的含量在0-1原子％范围内，少量的过渡族元素掺杂一方面能够促进形成RE2(FeCo)14B/α-(FeCo)纳米双相混合物，另一方面会在晶界处强烈偏析，导致纳米晶粒尺寸急剧减小，软硬磁相间耦合作用增强，因此剩磁增强效应高，磁滞回线方形度好。
2、本发明所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法中，采用热压变形的方式获得了各向异性纳米双相复合材料带材，带材内部残留的非晶组织在这个过程中能进一步纳米晶化，软硬磁相间交换耦合作用得到提高，剩磁增强效应变大。同时带材中的纳米晶粒在热压力的作用下也会发生热变形，沿压力方向形成织构，带材因此具有各向异性，相比于各向同性带材，各向异性带材的磁滞曲线方形度更好，而且在易磁化轴方向具有更大的剩磁和更小的矫顽力。
3、本发明所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法中，采用磁场粘结成型的方法获得了纳米双相复合材料磁体，与烧结成型相比，粘结成型方式得到的磁体纳米晶颗粒尺寸更小，软硬磁相间交换耦合作用更强，剩磁增强效应更明显。在粘结成型中施加2～4T的磁场远大于磁粉的饱和磁感应强度，能使磁粉充分沿磁场方向取向，进一步提高磁各向异性，且磁场方向与压力方向垂直，有利于得到更大的取向因子，使剩磁更高，从而使磁体满足磁控电抗器用纳米双相复合材料的磁性能要求。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5铸锭在不同快淬速度下的XRD图谱；
图2为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5快淬条带在不同晶化处理温度下的XRD图谱；
图3为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5纳米双相复合材料磁体在不同晶化处理温度下的J-H曲线；
图4为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5带材在平行和垂直于热变形压力方向的磁滞回线。
具体实施方式
实施例1
一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，其成分和含量用公式表示为：Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5。
上述纳米双相复合材料制备方法，包括以下步骤：
S1步骤：原料熔炼，将纯度为99.9％的单质铁、单质钴、单质铜、单质硼和单质钇按照上述原子百分比配制，把配制好的原料放入真空感应炉的坩埚中，在惰性气体氩气的保护下对原料进行感应熔炼5次，得到熔炼均匀的熔体，然后将该熔体放在水冷铜坩埚中冷却，得到Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5母合金铸锭。
S2步骤：熔体快淬，将S1步骤制得的铸锭破碎后放入熔体快淬炉的石英管内，石英管内外保护气体压力差设置为0.8MPa，石英管嘴直径为0.3mm，喷嘴到铜辊表面的距离为0.75mm。铸锭在惰性气体氩气的保护下重新熔融，然后溢流到转速为50m/s的冷却铜辊轮上进行熔体快淬，得到厚度为30μm、宽度为1.5mm的Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5快淬条带。
S3步骤：晶化处理，将S2步骤制得的快淬条带放入真空热处理炉中，以10℃/min的升温速率将炉温升至800℃，保温8min。保温结束后，条带随炉冷却至室温，得到纳米双相复合材料条带。
S4步骤：热压变形，将S3步骤得到的纳米双相复合材料条带升温至650℃，然后沿平行于条带厚度方向施加400MPa的压力使条带产生变形，厚度减小至20μm，得到各向异性纳米双相复合材料带材。
S5步骤：球磨，采用滚动球磨的方式将S4步骤得到的带材破碎成粒径约为3-5μm的粉末，得到纳米双相复合材料磁粉。
S6步骤：磁场粘结成型，将S5步骤得到的磁粉与环氧树脂粘结剂混合，混合均匀后注入非磁性材料制作的模具内，在100MPa的压力下进行磁场压制成型，磁场大小为2T，磁场方向与压力方向垂直，然后在170℃固化2小时，得到各向异性纳米双相复合材料磁体。
实施例2
一系列高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，其成分和含量用公式表示为：(La1- mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5，其中m分别取0、0.1、0.2、0.3、0.4、0.5、0.6、07、0.8、0.9、1。
上述纳米双相复合材料制备方法，包括以下步骤：
S1步骤：原料熔炼，将纯度为99.9％的单质铁、单质钴、单质钛、单质硼、单质镧和单质钇按照上述原子百分比配制，把配制好的原料放入真空感应炉的坩埚中，在惰性气体氩气的保护下对原料进行感应熔炼5次，得到熔炼均匀的熔体，然后将该熔体放在水冷铜坩埚中冷却，得到(La1-mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5母合金铸锭。
S2步骤：熔体快淬，将S1步骤制得的铸锭破碎后放入熔体快淬炉的石英管内，石英管内外保护气体压力差设置为0.8MPa，石英管嘴直径为0.3mm，喷嘴到铜辊表面的距离为0.75mm。铸锭在惰性气体氩气的保护下重新熔融，然后溢流到转速为50m/s的冷却铜辊轮上进行熔体快淬，得到厚度为30μm、宽度为1.5mm的(La1-mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5快淬条带。
S3步骤：晶化处理，将S2步骤制得的快淬条带放入真空热处理炉中，以10℃/min的升温速率将炉温升至800℃，保温8min。保温结束后，条带随炉冷却至室温，得到纳米双相复合材料条带。
S4步骤：热压变形，将S3步骤得到的纳米双相复合材料条带升温至650℃，然后沿平行于条带厚度方向施加400MPa的压力使条带产生变形，厚度减小至20μm，得到各向异性纳米双相复合材料带材。
S5步骤：球磨，采用滚动球磨的方式将S4步骤得到的带材破碎成粒径约为3-5μm的粉末，得到纳米双相复合材料磁粉。
S6步骤：磁场粘结成型，将S5步骤得到的磁粉与环氧树脂粘结剂混合，混合均匀后注入非磁性材料制作的模具内，在100MPa的压力下进行磁场压制成型，磁场大小为2T，磁场方向与压力方向垂直，然后在170℃固化2小时，得到各向异性纳米双相复合材料磁体。
通过振动样品磁强计(VSM)测量了(La1-mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5磁体的磁化曲线，表1列举了(La1-mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5磁体的磁性能参数，由表可知，磁体的矫顽力在10～148kA/m范围内变化，远小于Pr/Nd基纳米双相复合材料的矫顽力(Hc≥500kA/m)，当m取0～0.5时，剩磁在0.70～0.90T范围内变化，高于Pr/Nd基纳米双相磁性材料的剩磁(Br＝0.7T)，满足磁控电抗器用纳米双相复合材料高剩磁、低矫顽力的要求。随着Y元素含量的逐渐增加，快淬条带的剩磁和矫顽力均逐渐减小，由m＝0时的Jr＝0.90T、Hc＝148kA/m减小到m＝1时的Jr＝0.35T、Hc＝10kA/m。
表1(La1-mYm)9(Fe0.9Co0.1)85.9Ti0.1B5磁体的磁性能参数
实施例3
一系列高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，其成分和含量用公式表示为：(La1-m-nCenYm)11(Fe0.7Co0.3)83.9Cu0.1B5。m、n取值如下表所示。
上述纳米双相复合材料制备方法，包括以下步骤：
S1步骤：原料熔炼，将纯度为99.9％的单质铁、单质钴、单质铜、单质硼、单质镧、单质铈和单质钇按照上述原子百分比配制，把配制好的原料放入真空感应炉的坩埚中，在惰性气体氩气的保护下对原料进行感应熔炼5次，得到熔炼均匀的熔体，然后将该熔体放在水冷铜坩埚中冷却，得到(La1-m-nCenYm)11(Fe0.7Co0.3)83.9Cu0.1B5母合金铸锭。
S1步骤：熔体快淬，将S1步骤制得的铸锭破碎后放入熔体快淬炉的石英管内，石英管内外保护气体压力差设置为0.8MPa，石英管嘴直径为0.3mm，喷嘴到铜辊表面的距离为0.75mm。铸锭在惰性气体氩气的保护下重新熔融，然后溢流到转速为50m/s的冷却铜辊轮上进行熔体快淬，得到厚度为30μm、宽度为1.5mm的(La1-m-nCenYm)11(Fe0.7Co0.3)83.9Cu0.1B5快淬条带。
S3步骤：晶化处理，将S2步骤制得的快淬条带放入真空热处理炉中，以10℃/min的升温速率将炉温升至800℃，保温8min。保温结束后，条带随炉冷却至室温，得到纳米双相复合材料条带。
S4步骤：热压变形，将S3步骤得到的纳米双相复合材料条带升温至650℃，然后沿平行于条带厚度方向施加400MPa的压力使条带产生变形，厚度减小至20μm，得到各向异性纳米双相复合材料带材。
S5步骤：球磨，采用滚动球磨的方式将S4步骤得到的带材破碎成粒径约为3-5μm的粉末，得到纳米双相复合材料磁粉。
S6步骤：磁场粘结成型，将S5步骤得到的磁粉与环氧树脂粘结剂混合，混合均匀后注入非磁性材料制作的模具内，在100MPa的压力下进行磁场压制成型，磁场大小为2T，磁场方向与压力方向垂直，然后在170℃固化2小时，得到各向异性纳米双相复合材料磁体。表2列举了(La1-m-nCenYm)11(Fe0.7Co0.3)83.9Cu0.1B5磁体的磁性能参数，由表可知，随着Ce含量的不断增多，条带的磁性能逐渐增大，当Ce含量为4.4原子％时，条带磁性能最高，此时矫顽力为183kA/m，剩磁为1.10T，最大磁能积为7.7MGOe。与Pr/Nd基纳米双相复合材料相比，该磁体具有剩磁大、矫顽力小的优点，满足磁控电抗器用纳米双相复合材料的磁性能要求，可以用作磁控电抗器铁心材料。
表2(La1-m-nCenYm)11(Fe0.7Co0.3)83.9Cu0.1B5磁体的磁性能参数
实验例1
实验目的为考察S2步骤铸锭在不同快淬速度对制备的复合材料的影响，其材料成分和含量以及其他工艺条件和参数均与实施例1相同，仅在快淬速度选用为10m/s～50m/s，其结果如图1所示。
图1为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5铸锭在不同快淬速度下的XRD图谱，由图可知，当快淬速度在10～40m/s时，XRD图谱中存在多条衍射峰，表明在该快淬速度下条带中已析出纳米晶粒，在后续晶化处理中不利于获得颗粒尺寸细小均匀的纳米晶组织。当快淬速度为50m/s时，XRD图谱为典型的非晶图谱，经过后续晶化处理更容易形成均匀的纳米晶组织。因此，为保证快淬条带在后续晶化处理中得到理想的纳米晶结构，快淬速度控制在40～50m/s。
实验例2
实验目的为考察S3步骤不同晶化处理温度对制备的高丰度稀土元素基复合材料的影响，其材料成分和含量以及其他工艺条件和参数均与实施例1相同，仅将晶化温度设置为500～800℃，其结果XRD图如图2所示，J-H曲线如图3所示。
图2为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5快淬条带在不同晶化处理温度下的XRD图谱，由图可知，当晶化处理温度小于650℃时，XRD图谱中没有多条衍射峰出现，表明条带中没有形成纳米晶粒，因此晶化处理温度应大于650℃。经过650～800℃热压晶化处理后，Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5快淬条带出现了多个晶体衍射峰，表明快淬合金已经结晶。而且通过衍射峰标定发现主要析出相为Y2Fe14B硬磁相和α-Fe软磁相，证明经过650～800℃热压晶化处理后该快淬条带为纳米双相复合材料条带。
图3为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5磁体在不同晶化处理温度下的J-H曲线，由图可知，Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5磁体的磁滞回线方形度较好，并且表现出单一永磁性能，表明该磁体内软磁相和硬磁相之间产生较强的交换耦合作用。表3列举了Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5磁体在不同温度晶化处理后的磁性能参数，其矫顽力介于60～75kA/m之间，远小于Pr/Nd基纳米双相复合材料的矫顽力(Hc≥500kA/m)。
表3Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5磁体在不同晶化处理温度下的磁性能参数
实验例3
实验目的为考察S4步骤热压变形对制备的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料磁性能的影响，其材料成分和含量以及其他工艺条件和参数均与实施例1相同，其结果如图4所示。
图4为Y7(Fe0.9Co0.1)87.9Cu0.1B5带材在平行和垂直于热变形压力方向的磁滞回线，其中平行于热变形压力的磁滞回线用实线表示，垂直于热变形压力方向的磁滞回线用虚线表示。由图可知，经过热压变形过程后，带材在两个方向上的磁滞回线不重合，表明热压变形处理能够使带材具有各向异性，平行于热变形压力方向为易磁化轴方向。同时，与垂直于热变形压力方向的磁滞回线相比，平行于热变形压力方向的磁滞回线具有方形度更好、剩磁大、矫顽力小的优点，说明各向异性带材的易磁化轴方向更易获得高的剩磁和低的矫顽力，满足磁控电抗器用纳米双相复合材料的磁性能需求。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。
Claims (14)
1.一种高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，具有通式REx(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5所表示的组成，其中RE为高丰度稀土元素，M为过渡族元素，组成比率x、y和z分别满足不等式：7原子％≤x≤11原子％，0.1原子％≤y≤0.35原子％，0原子％≤z≤1原子％，所述高丰度稀土元素RE为La、Ce、Y中的一种或几种。
2.根据权利要求1所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，其特征在于，所述高丰度稀土元素基纳米双相复合材料还满足如下A、B中的至少一项：
A、所述过渡族元素M为Cu、Cr、Nb、Ti、Zr中的一种或几种；
B、高丰度稀土元素基纳米双相复合材料选自Yx(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5(I)、(La1-mYm)x(Fe1- yCoy)95-x-zMzB5(II)或(La1-m-nCenYm)x(Fe1-yCoy)95-x-zMzB5(III)，式(I)-(III)中，式(II)中，m为0-1，式(III)中，n为0.1-0.4，m为0.05-0.2。
3.根据权利要求2所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料，其特征在于，所述式(II)中，m为0-0.5；式(III)中，n为0.4，m为0.1。
4.权利要求1-3任一所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：
S1步骤：原料熔炼，按照上述原子百分比对Fe、Co、B、稀土元素RE和过渡族元素M进行配比，在惰性气体的保护下对原料进行感应熔炼得到熔体，然后冷却得到铸锭；
S2步骤：熔体快淬；
S3步骤：晶化处理；
S4步骤：热压变形；
S5步骤：球磨；
S6步骤：磁场粘结成型，将磁粉与粘结剂混合，在磁场下压制成型，固化成纳米双相复合材料磁体。
5.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S2步骤熔体快淬为将铸锭破碎后放入熔体快淬炉的石英管内，铸锭在惰性气体的保护下重新熔融，然后溢流到冷却铜辊轮上进行熔体快淬，形成厚度为20～40μm、宽度为1～2mm的均匀薄带。
6.根据权利要求5所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述熔体快淬的转速为40～50m/s。
7.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S3步骤晶化处理是把快淬条带放入真空热处理炉中，以5～20℃/min的速率升温至晶化温度并保温5～10min。
8.根据权利要求7所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述晶化温度为650～800℃。
9.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S4步骤热压变形是将条带升温至热压温度，然后沿平行于条带厚度方向施加400～600MPa的压力使条带发生热变形。
10.根据权利要求9所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述热压温度为600～800℃。
11.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S5步骤球磨采用振动球磨或滚动球磨的方式将带材破碎成粒径为3～5μm的粉末。
12.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S6步骤的粘结剂为环氧树脂、酚醛树脂、脉醛树脂中的一种或者多种。
13.根据权利要求4所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料的制备方法，其特征在于，所述S6步骤磁场的压力为100～300MPa，大小为2～4T，固化的温度为60～180℃，固化时间为1～3小时。
14.根据权利要求1-3任一所述的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料或者权利要求4-13中任一项所述制备的高丰度稀土元素基纳米双相复合材料在磁控电抗器中的应用。
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