高性能稀土永磁合金及其制造方法 本发明涉及高性能稀土永磁合金及其制造方法，特别是涉及汽车刹车器、电动机、发电机等所用的高性能稀土永磁合金及其制造方法。
近年来，对磁体的高性能化和低价格化的要求正在提高，用稀土元素中价格比较低的Nd的Nd-Fe-B系合金作为高性能稀土永磁合金正在被广泛使用。
Nd-Fe-B系永磁合金的制造方法有多种。在这些方法中，主要分为两种方法：
第一种方法是粉末冶金法(参照特开昭59-46008号公报等)。这种方法是，将熔炼后铸造的铸锭进行粉碎制成粉末，然后将这种粉末依次进行成型处理、烧结处理及时效处理。成型处理时，一边施加磁场一边成型，得到的是各向异性的磁体。但是，因为这种磁体粉末化后的矫顽力很低，所以只能作为烧结磁体、而不能作为粘结磁体使用。
第二种方法是熔体快淬法(参照特开昭59-64739号公报等)。这种方法是将合金熔液喷射到高速旋转的铜辊或铁辊上，合金熔液以大于105℃/秒的速度快速冷却，得到非晶与微晶混合的合金。在这种情况下，采用适当的冷却速度、或者采用高速急冷加适当地热处理，可以得到高矫顽力的合金。得到的这种合金是各向同性的，将这种合金粉碎成粉末并与树脂混合即可制成粘结磁体使用。同时，这种粉末通过热压能够得到块状磁体，通过热变形可以制成各向异性的块体材料(参照特开昭60-100402号公报等)。
上述方法得到的磁体中，无论那一种，其金属组织都是在强磁相Nd2Fe14B化合物的边界上有称作富Nd相的非磁性相析出，即，在各种磁体中，都有高于Nd2Fe14B化学计量组成的Nd的添加。富Nd相层的存在，成为具有高矫顽力的主要原因。
但是，这种磁体的磁性仅仅依赖于Nd2Fe14B化合物的磁性，所以要得到高于Nd2Fe14B相磁性的磁体在理论上是不可能的。
为了得到性能高于Nd2Fe14B相的磁体，可以通过高矫顽力的硬磁相和高饱和磁化强度的软磁相的交换耦合来实现。现已开发了硬磁相是Nd2Fe14B相、软磁相是Fe3B相的双相纳米复合永磁合金(又称交换耦合磁体)。但是，对于这种Nd2Fe14B/Fe3B双相纳米复合永磁合金，若想要得到高矫顽力，则剩余磁化强度低，不能满足高性能磁体的要求。
作为更高性能的纳米复合双相合金，应由硬磁性相Nd2Fe14B相和单质元素中具有最高磁化强度的α-Fe软磁相组成。
这样的Nd2Fe14B/α-Fe系双相纳米复合永磁合金，实验工作的报道有Nd-Fe-Co-Zr-B/α-Fe(J.Alloy & Compounds 230(1995)L1～L3)、Nd-Fe-Co-Al-Cr-B/α-Fe(J.Magnetism & MagneticMaterials 208(2000)163～168)等。而且，用快速急冷法制备的Nd2Fe14B/α-Fe系双相纳米复合永磁合金粉及粘结块状磁体已有Nd-Fe-B/α-Fe和R-Fe-Co-M-B/α-Fe系(R：稀土类元素，M：过渡族金属)(参照特开平8-162312、特开平11-288807号公报等)。
然而，上述的Nd-Fe-Co-Zr-B/α-Fe、Nd-Fe-Co-Al-Cr-B/α-Fe合金是将Nd的化合物与α-Fe混合，通过机械合金化法进行合金化，合金化需要数十至数百个小时，难以进行规模化生产。而且，这种合金块体化后，不能充分保证能得到高性能的磁体。
同时，上述的Nd-Fe-B/α-Fe、R-Nd-Fe-Co-M-B/α-Fe合金的金属组织(示于图8)是非晶态相80中有岛状Nd2Fe14B相81和α-Fe相82析出的三相组织，即，高矫顽力的Nd2Fe14B相81和高饱和磁化强度的α-Fe相82在距离上是处于分离状态的，其结果是Nd2Fe14B相81和α-Fe相82很难充分发挥相互交换作用。
考虑到以上情况，本发明的目的是提供金属组织主要是Nd2Fe14B相和α-Fe相双相组织的高性能稀土永磁合金及其制造方法。
要达到本发明所述目的---提供高性能稀土永磁合金，其金属组织应是硬磁相晶粒Nd2Fe14B相和软磁相晶粒α-Fe相为主的双相组织、该各相的晶粒边界上存在含有较多原子半径处于Fe和Nd原子半径之间的而且与Fe、Nd的任何一种都难以形成固溶体的非磁性金属元素的极薄膜。
根据以上的构成，金相组织应是高矫顽力的Nd2Fe14B相与高饱和磁化强度的α-Fe相的基本理想的双相组织，各相的距离处于接近状态，各相之间的交换耦合作用可以充分地发挥，能够得到磁性能优异的高性能稀土永磁合金。
而且，上述的非磁性金属元素是由Nb、Zr、Ta或Hf元素中的至少一种所组成，含有较多这些非磁性金属元素的极薄膜的厚度可以是10～20埃。
同时，上述的各相的晶粒尺寸是5～100nm，理想为10～40nm。
与本发明有关的高性能稀土永磁合金是硬磁相晶粒为Nd2Fe14B相和软磁相晶粒为α-Fe的高性能稀土永磁合金，成分比率为，
Nd 6.125～11.6at％，
Nb、Zr、Ta或Hf中的至少一种所组成的非金属磁性元素，成分比率为0.2～1.3at％，
B和C合计4.0～5.8at％，同时，C为0～0.5at％，
其余为Fe，
上述的Nd和B的比率(原子)为1.75～2.25∶1。
根据以上的构成，合金的成分是在Nd-Fe-B系三元状态图的Nd2Fe14B+α-Fe的二相线上或其附近，能够得到磁性能优异的高性能稀土永磁合金。
同时，上述各相的晶粒尺寸为10～100nm，理想为10～40nm。
另外，上述的非磁性金属元素可以是单一的Nb。
与本发明有关的高性能稀土永磁合金是硬磁相晶粒为Nd2Fe14B相和软磁相晶粒为α-Fe的高性能稀土永磁合金，成分比率为，
Nd 7.0～11.6at％，
Nb 0.50～1.00at％，
B 4.0～5.8at％，
其余为Fe
上述的Nd和B的比率(原子)为2∶1，上述各相的晶粒尺寸为10～100nm，理想为10～40nm。
根据以上的构成，合金的成分是在Nd-Fe-B系三元状态图的Nd2Fe14B+α-Fe的二相线上，同时各相的晶粒非常的细小，能够得到磁性能优异的高性能稀土永磁合金。
与本发明有关的高性能稀土永磁合金的制造方法是由硬磁相晶粒为Nd2Fe14B相和软磁相晶粒为α-Fe相的高性能稀土永磁合金的制造方法，成分比率为：
Nd 6.125～11.6at％，
Nb、Zr、Ta或Hf中的至少一种所组成的非金属磁性元素，成分比率为0.2～1.3at％，
B和C合计4.0～5.8at％，同时，C为0～0.5at％，
其余为Fe。
上述的Nd和B的成分比率(原子)为1.75～2.25∶1的合金，经熔化成为合金熔液，然后将该合金熔液以大于104℃/sec的速度急冷，形成急冷凝固体。然后将该急冷凝固体在600～750℃、理想在650～740℃、最好在660-730℃的温度下，进行13分钟以上、最好15分钟以上的热处理，形成上述的以Nd2Fe14B相和α-Fe相为主的双相组织、同时各相的晶粒边界上存在含有较多上述非磁性金属元素的极薄膜。
根据以上方法，确实能够得到以Nd2Fe14B相和α-Fe相为主的双相组织的磁性能优异的高性能稀土永磁合金。
同时，进行上述的热处理，可得到以Nd2Fe14B相和α-Fe相为主的双相、各相的晶粒尺寸为5～100nm、理想为10～40nm的金属组织。
以下是根据附图对适合本发明实施情况的说明：
本发明者们，制得了金属组织仅是硬磁相为Nd2Fe14B相和软磁相为α-Fe相的Nd2Fe14B/α-Fe系双相纳米复合永磁合金，经多次检查重复试验的结果，认为只有符合图2所示的Nd-Fe-B系三元状态图中的AC线上的组成的双相组织才可以。
图2中，在ΔABC成分范围内，中间阶段有非磁性的Nd2Fe22B相析出，最终Nd2Fe22B3相分解为Fe3B+Nd2Fe14B+α-Fe的三相组织。同时，图2中的ΔACD的成分范围是α-Fe+Nd2Fe14B+Nd2Fe17的三相组织。
在此，两相组织线AC线上的P点的组成比α-Fe：Nd2Fe14B是线段PC：AP，AC线上各组成的原子百分比可用分子式表示为：
Nd2xFe100-3xBx(3.5∝x＜5.8) ----(1)
这种成分不能得到理想的Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相组织。为此，促进理想双相化的第四种元素的存在(添加)是必要的。
此第四种元素，经过种种试验的结果，原子半径在Fe原子和Nd原子半径之间的、而且和Fe、Nd的任何一种都难以形成固溶体的非磁性金属元素被选出。具体地说，Nb、Zr、Ta或Hf元素中的至少一种所组成的非磁性金属元素被选出。特别是，单独添加Nb元素特别有效。
由Nb、Zr、Ta或Hf等元素的至少一种所组成的非磁性金属元素，都难以固溶于α-Fe中，伴随α-Fe的成长，这些元素被向外排除。此时，由于这些非磁性金属元素在α-Fe中的扩散缓慢，减缓了α-Fe的成长，稳定了纳米结晶组织。如图1所示，非磁性金属元素与B和Fe一起在Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相合金的晶界上形成了极薄膜3，这种极薄膜3中含α-Fe，表现为软磁性，能实现交换耦合(弹性作用)。据此，通过对外部磁化的抵抗，使矫顽力提高。如果没有这种极薄膜3，对抗外部磁化的能力弱，矫顽力将是Nd2Fe14B相1和α-Fe相2的平均值。因此，为了充分发挥交换耦合作用，希望极薄膜3的厚度尽量薄，具体的讲，膜厚为10～20埃，理想是15埃左右。据此，非磁性金属元素的添加量为0.2～1.3at％，最好为0.5～1.0at％。
同时，对于B添加的替代，C添加与B添加的性质相似，磁性能不大降低，并发现矫顽力稍微得到改善。但是C的添加应为0～0.5at％的范围。这个结果，依照(1)式，Nd和B的标准比为2∶1，由于允许C的添加，实际的Nd和B的比(原子)为1.75～2.25∶1。
进一步，为了得到高的矫顽力，需要加强双相纳米复合永磁体的交换耦合，并且需要用高各向异性的Nd2Fe14B相抑制α-Fe相的磁化反转。为此，Nd2Fe14B相和α-Fe相的接触面积必须增加，即各相的晶粒尺寸为5～100nm，理想为10～40nm是有效的。
根据以上事实，从组织观点发现，本发明的高性能稀土永磁合金，金相组织是Nd2Fe14B相1和α-Fe相2为主的双相组织；在各相的晶粒边界上存在含有较多Nb、Zr、Ta或Hf等中的至少一种所组成的非磁性金属元素的、厚度为10～20埃，理想是15埃左右的极薄膜；各相的晶粒尺寸为5～100nm，理想为10～40nm。
同时，从成分的观点发现，本发明的高性能稀土永磁合金，是硬磁相晶粒为Nd2Fe14B相1和软磁性相的晶粒为α-Fe相2的双相合金，成分比率为
Nd 6.125～11.6at％，
Nb、Zr、Ta或Hf中的至少一种所组成的非磁性金属元素，成分比率是0.2～1.3at％，最好是单一的非磁性金属元素Nb，成分比率是0.2～1.3at％，
B和C合计4.0～5.8at％，同时，C为0～0.5at％，单独是B最好，为B4.0～5.8at％，其余为Fe，Nd和B的比率(原子)为1.75～2.25∶1，最好为2∶1，各相的晶粒尺寸为5～100nm，理想为10～40nm。
本发明的高性能稀土硬磁合金，成分在上述规定的范围内，金属组织基本上是高矫顽力的Nd2Fe14B相和高饱和磁化强度的α-Fe相的理想双相组织，Nd2Fe14B相和α-Fe相在距离上处于接近状态，各相之间交换耦合作用能充分发挥，即，既充分发挥了α-Fe相的高饱和磁化强度，也使矫顽力得到充分的提高，可以得到磁性能优异的高性能稀土永磁合金。
同时，选择Nb、Zr、Ta或Hf等中的至少一种作为第四种元素并在上述范围内添加时，在Nd2Fe14B相和α-Fe相的各相晶粒边界上形成了含有较多非磁性金属元素的极薄膜，也进一步提高了矫顽力。
而且，Nd2Fe14B相和α-Fe相的晶粒尺寸在上述规定的范围内时，各相的接触面积增加，更进一步提高了矫顽力。
进而，本发明的合金是Nd-Fe-Nb-B系合金，是不含Co的合金。作为对照，特平开11-288807号记述的是以前的Nd-Fe-Co-M-B系合金，Co是必要的成分。原料Co的成本与Nd大体相同，是Fe和Nb原料成本的10倍或10倍以上，因此以前的Nd-Fe-Co-M-B系合金是高价的。本发明的合金，不含Co，比起以前的Nd-Fe-Co-M-B系合金，制造成本是便宜的。
其次，对本发明的高性能稀土永磁合金的制造方法加以说明，
首先，成分比率为，
Nd 6.125～11.6at％，
Nb、Zr、Ta或Hf中的至少一种组成的非磁性金属元素，成分比率(原子)是0.2～1.3at％，最好是单一的非磁性金属元素Nb，成分比率是0.2～1.3at％，B和C合计4.0～5.8at％，而且，C为0～0.5原子％，单独为B最好，B4.0～5.8at％，其余为Fe，Nd和B的成分比率(原子)为1.75～2.25∶1，最好为2∶1，各元素的原料称量后，得到合金原料。
然后，将这种合金原料加热，熔化成合金熔液，再用惰性气体(例如Ar气)将合金熔液生成合金熔液滴，将此合金液滴冲击到旋转冷却体上，以大于104℃/sec的速度快速冷却，得到带状的急冷凝固合金体。
对急冷合金体进行在640℃～750℃、更好在650℃～740℃、最好在660℃～730℃、13分钟以上、理想15分钟以上的热处理。
据此，得到的金属组织是Nd2Fe14B相和α-Fe相为主的双相组织、各相的晶粒尺寸为5～100nm、理想为10～40nm的合金体。而且，在这种合金体的晶粒边界上形成了膜厚为10～20埃，理想为15埃左右的以非磁性金属元素为基础的极薄膜。
将得到的合金体进行适当的粉碎，再将粉碎的粉末与树脂混合制成粘结磁体。而且，将这种粉末进行热压加工，可制得块体材料。进而，对这种粉末进行热变形可得到各向异性的块体材料。
以大于104℃/sec的速度快速冷却的方法，可以用以往适合工业生产的快速急冷法，没有特别的限定。合金熔液以大于104℃/sec的速度快速冷却，通过控制辊轮的冷却速度可以得到上述组成的非晶态或含有细小α-Fe晶析出的带状急冷凝固体。然后，将这种带状急冷凝固体进行热处理，得到了Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相组织结构。
对急冷得到的带状急冷凝固体进行了差热分析，结果示于图3。图3中的纵轴是示差温度ΔT(℃)，横轴表示加热温度(℃)。
根据图3所示的差热分析结果，上述组成的带状急冷凝固体的居里点约为373℃，而且在约546℃呈现出晶化反应；并在约693℃呈现出相变态反应生成了Nd2Fe14B和α-Fe；由此可以推断热处理温度在693℃左右是好的。
确定了约693℃的热处理，对热处理前后的急冷凝固体进行了X射线衍射。图4(a)是制备态的急冷凝固体的X射线衍射谱， 图4(b)是对急冷凝固体进行700℃×15分钟热处理的X射线衍射谱，图4(a)、(b)中的纵轴是强度(cps)，横轴是2θ(θ：入射角，度)。
对制备态的急冷凝固体和经700℃×15分热处理的急冷凝固体的X射线衍射谱结果进行了对比分析。图4(a)中，得到的是宽化的衍射谱，推断为单一的非晶态组织。与此对照，图4(b)中，除观察到了α-Fe的强衍射线外，还观察到扁平的衍射谱，可以推断是Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相组织。即，通过700℃×15分钟热处理，确认了非晶态转变为Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相组织。
同时，图5所示的是这种热处理后的急冷凝固体的透射电子显微镜观察结果。所观察到的金属组织确实为Nd2Fe14B和α-Fe双相组织，并且各相的晶粒是尺寸约为10～40nm的细小晶粒。
根据本发明的方法，将合金熔液的冷却速度及对冷却后所得的急冷凝固体所进行热处理的温度和时间控制在规定的范围内，确实得到了较理想的Nd2Fe14B相和α-Fe相的双相组织的、并在各相的晶粒边界上存在以上述非磁性金属元素为基体的极薄膜的合金，而且各相的晶粒尺寸约为几十纳米。
实施例1.
原材料为Nd、Fe、Nb及Fe-B合金，按Nd9Fe85.5Nb1.0B4.5的合金组成称量原材料。然后，原材料在纯Ar气保护的电弧炉中冶炼并铸造成φ8～12mm，长50～200mm的铸锭。
其次，如图6所示，将铸锭60放置于熔融甩带机61的石英管(石英管外径12mm，尖端喷嘴孔径0.3～0.6mm)62内。石英管62的喷嘴尖端放置在碳板64的孔内。而且，在石英管62的下部，设置有包围石英管和碳板的高频电源感应圈63。
之后，高频感应圈63加热石英管62内的铸锭60，加热温度约为1400℃，铸锭60熔化后，用压力1.2～2.0×105 Pa的Ar气65，将合金熔液通过石英管62的尖端喷出，生成合金熔液的液滴。此液滴在Ar气气氛下，喷向外径为250mm、线速度15m/s旋转的铜辊66的表面，快速凝固。这样，便得到了厚度约为30μm的带状急冷凝固体。
其次，将此带状急冷凝固体置于压力为5.0×10-3～1.0×10-4Pa的真空炉中，所定的温度分别为600℃、650℃、700℃、750℃、800℃，保温15分钟后，快速冷却到室温，制得试样1～5。
再次，各试样的磁性能，用振动样品磁强计(VSM)检测。所检测的磁性能为饱和磁化强度Js、剩磁Jr、矫顽力jHc、最大磁能积(BH)max，结果示于表1。
如表1所示，650℃、700℃、750℃热处理后的试样2、3、4的饱和磁化强度、剩磁、矫顽力和最大磁能积都是较好的。
与此相反，在600℃热处理的试样1，最大磁能积约为0.7×105 T.A/m(9.0MGOe)，磁性能明显低。800℃热处理的试样5，最大磁能积约为0.76×105 T.A/m(9.5MGOe)，与试样2～4相比，磁性能也不高。
根据试样1～5的磁性能结果，当热处理的温度范围在640℃～750℃时较好，650℃～740℃更好，而660℃～730℃最好。磁性能在700℃前后达到最大，而且低于640℃和高于750℃的热处理，磁性能都较低。表1试样 饱和磁化强度 (Js) 剩 磁 (Jr) 矫顽力 (jHc)最大磁能积(BH)max T kGs T kGs ×105A/m kOe ×105T.A/m MGOe 1 1.34 13.4 0.90 9.0 3.4 4.3 0.70 9.0 2 1.45 14.5 1.09 10.9 4.9 6.1 1.07 13.4 3 1.49 14.9 1.07 10.7 4.9 6.1 1.21 15.2 4 1.40 14.0 0.99 9.9 4.2 5.3 1.00 12.6 5 1.44 14.4 0.98 9.8 3.9 4.9 0.76 9.5实施例2.
原材料为Nd、Fe、Nb、Fe-B及Fe-C合金，按合金组成为Nd9Fe85.5Nb1.0B4.5、Nd9Fe85.5Nb1.0B4.4C0.1、Nd9Fe85.5Nb1.0B4.0C0.5、Nd9Fe85.5Nb1.0B3.0C1.5、Nd15Fe77B8.0、Nd9Fe85.5Nb1.0B4.0C0.5称量原材料。然后，按与实施例1相同的方法，制得6种厚约30μm的带状急冷凝固体。
其次，各带状急冷凝固体在5.0×10-2～10-4Pa的真空炉中于700℃保持15分钟，然后冷却到室温，制得试样3、6～10。
再次，各试样的磁性能用振动样品磁强计(VSM)检测。所检测的磁性能指标为剩磁Jr、矫顽力jHc、最大磁能积(BH)max，结果示于表2。表2试样合金成分(at％) 剩磁(Jr) 矫顽力(jHc) 最大磁能积(BH)max T kGs×105 A/m kOe ×105 T.A/m MGOe 3 Nd9Fe85.5Nb1B4.5 1.07 10.7 4.9 6.1 1.21 15.2 6 Nd9Fe85.5Nb1B4.4C0.1 1.04 10.4 4.0 5.0 1.12 14.1 7 Nd9Fe85.5Nb1B4.0C0.5 1.02 10.2 5.3 6.6 1.11 13.9 8 Nd9Fe86.0Nb1B3.0C1.0 0.94 9.4 4.9 6.1 3.9 11.4 9 Nd15Fe77B8 0.61 6.1 3.7 4.6 3.9 3.7 10 Nd9Fe85.5Nb1B4.0C0.5 0.87 8.7 2.1 2.7 3.9 4.3
比较试样3、6～8，随着替代B的C量的增加，即Nd与B的比率(原子)大于2时，磁性能变低。可以认为剩余的Nd与Fe化合生成了Nd2Fe17等第三相。但是，由试样7看到，C为0.5at％时，矫顽力稍微有所提高。而且，虽然试样8有较高的矫顽力，但剩磁是0.94 T(9.4kGs)，最大磁能积约为0.91×105 T.A/m(11.4MGOe)，与试样3、6、7相比，磁性能是低的。从这一结果来看，确认了C的含量在0.5原子％以下是好的。据此，Nd与B的成分比率(原子)规定为2～2.25∶1。从这一点来说，可以想象到Nd与B的比(原子)以2为限有0.25的变动幅度，因此规定Nd与B的成分比率(原子)为1.75～2.25∶1。
比较试样7、10，添加1at％的Nb，剩磁、矫顽力和最大磁能积大幅度提高，确认了前面所述的添加第4种元素的效果。
试样9是试样3、6～10中最大磁能积最低的。试样9是以往的Nd-Fe-B系合金，不在本发明的富Nd侧的高性能稀土永磁合金的成分范围内，而且也没有第4种元素的添加。因此，试样9的金属组织不是其他试样的α-Fe+Nd2Fe14B的双相组织，而是α-Fe+Nd2Fe17+Nd2Fe14B的三相组织。实施例3.
原材料为Nd、Fe、Nb、Fe-B及Fe-C合金，按合金组成Nd9Fe85.5Nb1.0B4.0C0.5称量各原料。其后，按与实施例1相同的方法，制得厚约30μm的4种急冷凝固体。
其次，各急冷凝固体在5.0×10-2～1.0×10-4Pa的真空炉中于700℃，分别保持5、15、20及30分钟，然后冷却到室温，制得试样11～14。
再次，检测热处理时间对各试样的磁性能的影响。所检测的磁性能指标为剩磁比Jr/Js、剩磁Jr、矫顽力jHc和最大磁能积(BH)max，结果示于图7。
根据图7，当热处理时间在5～15分钟之间时，随热处理时间增长，磁性能升高。热处理时间大于15分钟，磁性能变化不大，数值较稳定。根据这个结果，双相组织的相变完成之后再延长热处理时间，晶粒也不太会长大，显示了双相组织是稳定的。
以上本发明的合金，除了应用于汽车刹车器、电动机或发电机所需的高性能磁体外，还可以应用于需要磁性能优异的高性能磁体的各种装置和机器。
根据上述实施例，本发明获得了如下的优异效果：(1)金属组织是Nd2Fe14B相和α-Fe相为主的理想双相组织，各相在距离上是处于接近状态，各相之间的交换耦合作用非常强。(2)在Nd2Fe14B相和α-Fe相所组成的金属组织的各相的晶粒边界上，形成含有较多第4种元素的极薄膜，在充分发挥交换耦合作用的同时矫顽力更加提高。(3)根据本发明的制造方法，确实得到了上面(1)、(2)所述的高性能稀土永磁合金。
下面是附图的简单说明：图1.本发明一高性能稀土永磁合金的金属组织图图2.Nd-Fe-B系三元状态图图3.急冷凝固体的差热分析图图4.急冷凝固体热处理前后的X射线衍射图图5.热处理后的急冷凝固体的透射电子显微镜观察图图6.熔液旋转急冷装置示意图图7.热处理时间对磁性能的影响示意图图8.已有的双相纳米复合磁体的金属组织图符号的说明：
1.Nd2Fe14B相
2.α-Fe相
3.极薄膜(含较多非磁性金属元素的极薄膜)