1 一步成型工艺（直接压制成型）
　　由于历史原因，中国NdFeB磁体厂家普遍采用“两步成型工艺”：先使用简单的磁场取向压机，将磁粉预压成型；此种压制生坯的密度很低，为提高坯体密度，须将坯体在等静压机中进行二次压制。这种工艺只宜于生产形状简单的大块磁体，如方块、圆柱等，而不宜于生产瓦形、环形或异形磁体。此种工艺的另一缺点是压制的密度偏低，经等静压成型后，坯体密度约4.6~5.2g/cm3。
　　最近有中国磁体厂家成功地采用国际上通用的直接压制工艺，生产出瓦形、环形和扇形磁体。中国磁体厂家根据自身的实践经验，并参照国外的经验，在模具成型工艺上作了很大的改进。直接成型工艺压坯的密度高达5.5g/cm3，这是两步成型工艺所不能达到的。压制的柱体互相撞击时已发出金属的声音。正由于压坯的密度显著提高，烧结过程中坯体的收缩完全，烧结后磁体的密度随之增高。困扰中国磁体厂家多年的磁体致密性和可电镀性问题随之解决。而磁体性能的一致性、均匀性也大为改进。一步成型工艺的采用，免除了等静压、线切割、打孔等工序，从而使生产成本大为降低。据估计，由于原材料的节省和加工工序的简化，生产成本可降低40~50%。虽然一步成型工艺在西方早已普遍采用，但在我国仍是新生事物，它不尽完善，仍存在一些难点，特别是在模具的设计上，这应是可以理解的。总之，或迟或早一步成型工艺终将被中国的磁体厂家所普遍采用。我深信，谁采用得愈早，谁将愈早受益。

　　中国磁体厂家在成型工艺上与西方国家间的差距，归根结底是硬件上的差距，随着国外自动压机和先进的橡皮模压机（RIP）的引入和普及，我国磁体厂家在成型工艺上与国外的差距终将消失。

　　2 低温度系数NdFeB磁体

　　用NdFeB取代Alnico和SmCo磁体，主要难点在于NdFeB磁体的温度系数远高于后两种磁体。也就是说，NdFeB磁体随温度变化的程度远大于后两者。为了解决此问题，就需要制备低温度系数的NdFeB磁体。1986年李卫[2]用Dy部分取代Nd，以Co部分取代Fe，制备出了平均温度系数低于－0.028%/℃（20~100℃）的NdFeB磁体。其磁性能为：Br=950mT，Hci=1200kA/m (15kOe)，(BH)max=160kJ/m3(20MGOe)。也制备出了零温度系数的NdFeB磁体，其磁性能为：Br=790mT，Hci=1280kA/m(16kOe)，Hcb=584kA/m (7.3kOe)，(BH)max=114.4kJ/m3(14.3MGOe)。现在已能制出性能更高的低温度系数磁体。

　　3 辐射取向磁环

　　磁体易轴沿径向排列的磁环称为辐射取向磁环。此种磁环是电机和陀螺仪的核心部件，广泛应用于航空、航天、航海方面。但是开裂问题总伴随着辐射取向磁环，因为稀土金属间化合物的热膨胀和磁致伸缩有明显的磁晶各向异性，也就是说，沿易轴和垂直易轴方向热膨胀和磁致伸缩有明显差异，从而导致开裂。取向度越高，开裂的倾向越明显。钢铁研究院的研究人员[3]成功地开发了一种特殊的工艺，巧妙地解决了这一难题。他们在辐射取向环的外缘通过互扩散形成厚约0.5mm的韧性薄层，此薄层的成分有别于基体。相当于在易开裂的辐射取向环外缘镶嵌了一个薄的韧性箍，既保持了基体的高度取向性，又有效地避免了烧结过程中的开裂。以Sm2(Co,Cu,Fe,Zr)17辐射取向环为例，此环的磁性为Br=1020mT，Hci=1080kA/m(13.5kOe)，(BH)max=188kJ/m3(23.5 MGOe)。一般而言，垂于易轴和沿易轴的热膨胀系

胀各向异性差值降低20%左右，从而可有效地避免辐射取向磁环的开裂。类似的工艺也用于制备NdFeB辐射取向磁环。

　　4 高耐热NdFeB磁体

　　张新宇等[4]成功开发了牌号为N35TH的磁体，其成分为(Nd,Dy,Tb)15.0(Fe,TM1,TM2)78.3B6.7，其中TM1为难熔金属类掺杂元素（如Nb,Ti,Mo等），而TM2则为低熔点类掺杂元素（如Al,Sn,Ga等）的合金。实践表明，多种难熔金属TM1的复合添加比单独添加Nb对Nd-Fe-B铸锭中α-Fe的抑制作用更强，N35TH磁体的剩磁明显高于N30UH磁体的，就足以说明这一点。对N30UH和N35TH磁体的扫描电镜（SEM）背散射组织的观察，发现N30UH磁体的微结构中缺陷较多，相比之下，N35TH磁体的晶形较为完整，缺陷少。这说明复合添加多种低熔点金属TM2，能有效改善富Nd相与主相晶粒之间的浸润角，从而优化磁体的显微结构。微结构的改善降低了高温下磁体矫顽力的温度系数，改善了磁体的热稳定性。总之，同时采用难熔金属类TM1和低熔点金属类TM2掺杂，不仅其室温剩磁和磁能积得到了大幅提高，而且磁体的矫顽力温度系数明显降低。高温下的耐热特性也得到了显著提高。N35TH和N30UH在不同温度下的磁性能对比见表1。

　　批量生产的尺寸为6.3×6.3×1.37mm的N35TH磁体。经110℃×1.5h处理后的开路磁通净损失接近零，说明N35TH磁体是一种适合于中小型稀土永磁电机以及其它需要高稳定性应用场合的烧结Nd-Fe-B磁体。

　　5 新成分的探索

　　5.1 3∶29型氮化物

　　3∶29型相是1∶12和2∶17型相的中间型结构，具有单斜晶系对称性，遗憾的是，所有3∶29相均为易面而非易轴型磁晶各向异性。为得到室温下的单轴各向异性，引入氮原子是必要的。例如，通过气相-固相反应获得的Sm3(Fe0.933Ti0.067)29N5[5]氮化物磁晶各向异性发生显著的变化：由易面变为单轴各向异性。在293K时的各向异性场为μ0Ha=12.8T。居里温度由原来的486K升至750K。饱和磁化强度Ms=140A·m2/kg(293K)，与Nd2Fe14B的相当。

　　5.2 1∶12型氮化物

　　1990年杨应昌等[5]成功地用气-固相反应将氮原子引入1∶12型化合物中。化合物的居里温度和饱和磁化强度由于间隙氮原子的引入而显著增高，并发现1∶12型氮化物的磁性远高于不含氮的原型化合物。最有希望的1∶12型氮化物内禀磁性列于表2。作为对比，表中也列出了Nd2Fe14B和SmTiFe11的内禀磁性。

　　6 铸态合金制备的改进

　　我在文献[7]中已提到，中国磁体厂家与西方厂家的主要技术差距在合金的制备上。目前，日本生产NdFeB烧结磁体的厂家均采用速凝薄片而不是传统的铸锭作为制粉的原料。众所周知，NdFeB铸造合金中存在3个或4个相：Nd2Fe14B是基体相，富Nd相是最后凝固的晶界相，而大量存在的α-Fe枝蔓晶则是凝固时首先析出的，此外，还有少量的富B相(Nd1.1Fe4B4)。这些相中，对磁性起决定作用的是主相Nd2Fe14B和富Nd相。主相具有高饱和磁化强度和高各向异性，是NdFeB磁体优良磁性的基础。但若只有主相，则磁体不具备足够的矫顽力，只有主相晶粒被薄层富Nd相包覆时，才显示出矫顽力。由此不难看出，要得到良好的磁性，磁体中的主相应尽可能地多，而所有主相的晶粒应被薄层富Nd晶界相包覆，即主相与富Nd相两者的量应达到最佳配比，方可获得高磁性能。遗憾的是，合金在凝固过程中不可避免地首先析出熔点最高的α-Fe，α-Fe的析出不仅“夺去”了应形成主相的铁，从而使主相大为减少，而且软磁性α-Fe的存在对磁体性能有害无益。为了减少合金中的α-Fe，人们作了多种尝试，最常用的有两种办法：

　　6.1 匀化处理

　　将合金锭在接近包晶反应温度的高温（1100~1150℃）下长时间保温（50~100h），企图使析出的α-Fe通过与富Nd相的反应形成Nd2Fe14B，从而最终消除α-Fe。但实践证明此路不通，因为α-Fe Nd75Fe25→Nd2Fe14B主要靠通过基体的原子互扩散反应进行，其过程非常缓慢，此过程原则上不可能进行完全。经均匀化处理后的背散射电子相显示，均匀化处理后α-Fe的比例虽略有减小，但并未消除，此外，基体晶粒显著变大。更糟的是，富Nd相由原来弥散分布于基体相之间的状态变为明显的聚集。实践表明，由均匀化处理后的合金制作的磁体，其磁性特别是矫顽力显著低于未经处理的合金制作的磁体。

　　6.2 增大Nd含量

　　目的是减少液相线与包晶反应线之间的温度差ΔT（见图1），减少α-Fe的析出，但必然增加富Nd相，主相与富Nd相的比例偏离最佳值，也达不到较高的磁性。

　　7 速凝技术的采用

　　Nd2Fe14B是包晶反应的产物，它不是固液同成分凝固形成的，因此尽管液相是正分成分，它也不可能直接从液相析出，凝固时首先从液相析出的必然是α-Fe，如Fe-(Nd/B=2/1)赝二元相图（图1）所示。若使冷凝过程远离热平衡条件，则相图将发生明显的畸变：液相线往左，往下收缩，如虚线所示，从而根本排除了高温相α-Fe由液相析出的可能。而所需的主相Φ相则在低于平衡态包晶反应温度Tp的某一温度下，直接由液相析出。实线所示是冷速＜101℃/s时的准热力学平衡相图；虚线所示的是冷速更高，更远离平衡态的相图。只有采用速凝技术，使液相处于过冷状态，α-Fe的析出才被抑制。实践表明，当冷速达到104℃/s，相图上的液相线明显畸变，向下向左侧收缩，这样一来，冷却过程中主相即从液相直接析出并形成微晶，富Nd相则弥散分布于主相微晶周围，α-Fe的析出被完全抑制。

　　实践证明，消除α-Fe的最有效办法就是提高Nd-Fe-B合金从液态冷凝的速度，即采用速凝工艺，淬制厚0.25~0.35mm，宽20~80mm的薄片。断面的金相观察显示，细长的枝晶从辊面一侧向自由表面一侧伸展。即使稀土的总含量降到29wt%（正分成分为：Nd 26.7wt%, B 1wt%, Fe 72.3wt%）也不出现α-Fe，此时富Nd相弥散分布于晶粒边界和主相晶粒内部。NdFeB速凝薄片断面背散射电子相表明α-Fe已完全消除，只有富Nd相弥散分布于基相之间。

　　NdFeB速凝薄片断面的高分辨率透射电镜观察表明，由于凝固速率高，基相中多余的Nd来不及完全聚集到晶界处，而在晶内沿一定晶面聚集，但并不破坏晶粒的完整性和晶体几何学特性。Nd富集的薄层之间的距离＞5μm，这一点对于由速凝薄片制备单晶粉粒至关重要。

　　采用速凝薄片合金为原料，既彻底消除了α-Fe，又可使主相的体积比最大化，而且主相与富Nd相配比合适，故很容易制备高能积磁体。此外，主相晶粒细小，富Nd相弥散分布，矫顽力也显著高于用同样成分的传统铸态合金制备的磁体。实践表明，随冷速的增高，合金凝固过程中不出现α-Fe的Nd含量下限也降低。当冷速达到104℃/s时，Nd含量可降到28.5wt%，即接近正分成分26.7wt%，这就是用NdFeB速凝薄片能制出高性能磁体的根本原因。不出现α-Fe的Nd含量下限随冷速的变化示于表3。

日本NdFeB磁体生产厂家自1994年以来就普遍采用速凝薄片取代传统的铸造合金作为原料。此项技术是合金厂家与用户——磁体厂家密切配合，共同开发的。他们将速凝薄片技术视为顶级机密，1999年底以前，甚至连样品也不向日本以外提供，更不用说生产技术和设备了。这就迫使中国的研究人员、磁体厂家和设备制造者不得不独立进行研究开发，以确立在此领域的自主知识产权，并完善相关的技术和设备。

　　目前，日本NdFeB速凝薄片合金的生产全集中于住友/Molycorp(Sumikin/Molycorp Inc.)、三德金属和昭和电工三家。值得注意的是2001年日本的NdFeB速凝薄片合金的生产厂家眼看阻止中国生产速凝薄片合金已是枉然，于是一改过去的立场，主动到中国推销其产品，据称报价相当“优惠”（每公斤15~16美元）。显然，旨在扼制中国自己NdFeB速凝薄片合金的生产。值得庆幸的是，中国在这方面的努力已取得了可喜的进展，不仅开发出了具有自主知识产权的工艺、设备，并已取得国家发明专利[7]，捍卫住了此一重要领域。一些中国设备厂家也已开始制造速凝薄片合金快淬炉，而且中国制的速凝薄片合金可望于2004年初商品化。