具有一级磁相变特征的稀土－铁－硅基化合物及其制备方法
阅读：1029发布：2020-08-17
专利汇可以提供具有一级磁相变特征的稀土－铁－硅基化合物及其制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一类具有一级磁 相变 特征的稀土－ 铁 － 硅 基化合物及其制备方法。其化学通式为：La1－xRxFe13－ySiyBzXα。其中，R为稀土Nd、Ce、Pr中的一种或其组合，X为H和N的一种或其组合。其制备方法为：熔炼后采用熔体快速冷却的方法得到粉、带状小尺度材料，然后进行高温均匀化处理。X组元的加入则通过氢(氮)化处理进行。本发明的化合物均呈现一级磁相变特征，其 居里 温度 可控制在150～350K范围内，并且具有巨大的磁热效应和 磁致伸缩 。本发明的制备方法可以将合成时间大幅缩短，制得的试样中不含有害的α－Fe相，具有工艺简单、成本低廉的优点。，下面是具有一级磁相变特征的稀土－铁－硅基化合物及其制备方法专利的具体信息内容。
1.一类具有一级磁相变特征的稀土-铁-硅(R-Fe-Si)基化合物，这类化合物还具有巨大 磁热效应和磁致伸缩，其特征为：
这种化合物的组成为La1-xRxFe13-ySiyBzXα
其中，R为稀土Nd、Ce、Pr中的一种或其组合，X为H和N的一种或其组合。x的范 围为0～0.5，y的范围为1.2～1.6，z的范围为0～0.7，α的范围为0～2。
2.一类具有一级磁相变特征的稀土-铁-硅(R-Fe-Si)基化合物的制备方法，其特征为：
采用熔炼后对合金熔体进行快速冷却的方法得到小尺度材料，比如用熔体快淬的方法制 备成厚度为1～100μm的薄带，或者经快速雾化得到粒度为1～100μm的快冷粉末。然后置 于真空或气体保护条件下在800～1100℃保温1～10小时，就可以得到不含X组元的化合物。 通过氢(氮)化处理得到含X组元的化合物，氢化处理在100～200℃保温0.5～2小时，氮 化处理在400～700℃保温0.5～2小时进行。
技术领域
本发明涉及一类稀土-铁-硅(R-Fe-Si)基化合物，特别是具有一级磁相变的化合物及其 制备方法，这种化合物具有巨大的磁热效应和磁致伸缩，可用作磁制冷工质和磁致伸缩材料。
背景技术
铁磁材料在其居里温度附近发生铁磁/顺磁转变，一般这种磁相变属于二级相变，在极 少数材料中也观察到了一级磁相变特征，因而这些材料表现出特殊的功能，例如磁制冷迫切 需要的巨大的磁热效应以及巨大的磁致伸缩。
La和Fe的混合热大于零，难以形成二元化合物，用少量Si或Al替代Fe后则可以得到 NaZn13型立方结构的伪二元化合物。直到发现低Si含量的La(Fe，Si)13呈现一级磁相变特征(文 献1.，J.Appl.Phys.，1999，85(1)：4756-4758.)，并具有巨大的磁热效应(文献2.Appl.Phys.Lett.， 2001，78：3675-3677.)，这类化合物才受到密切关注，可望作为一种高性价比的磁制冷工质材 料，解决近室温磁制冷成本太高的问题。此后，又发现这种化合物还具有超磁致伸缩效应， 磁致伸缩系数超过了(Tb，Dy)Fe2(文献3.Appl.Phys.Lett.，2001，79：653-655)，使得这种化合 物成为极有应用前景的多功能新材料。
La(Fe，Si)13化合物的这些性能与其特殊磁相变有关，包括在居里温度下发生的铁磁/顺 磁和略高于居里温度时顺磁/铁磁一级磁相变，而且只有在较低Si含量(LaFe13-xSix中， x＝1.4～1.6)的化合物中才会观察到这类磁相变以及巨大的磁热效应和磁致伸缩。
CN1140646C公开了一种La(Fe，Si)13化合物，具有巨大磁熵变时化合物的居里温度在 200K左右，难以满足更宽温度范围内的使用要求。通过增加Si含量或者加入Co，H，N，C等元素的方法可以将居里温度提高到室温附近，但都有促使磁相变由一级相变向二级相变转 化的趋势。CN1450190公开了一种具有大磁熵变的La(Fe，Si)13基化合物及其制备方法，但用 其他重稀土替代部分La，或者加入C时，居里温度升高，用Mn取代部分Fe后则引起居里 温度降低，但与此同时磁热效应却大幅下降，这是由于合金化导致一级磁相变丧失而造成的 结果。
La(Fe，Si)13基化合物化合物的合成异常困难，熔炼的合金锭需要在900～1100℃下保温数 十天才能得到接近单相的试样，即使这样仍然会有少量残余α-Fe相不能完全消除，对其性能 有不利的影响。
综上所述，对于La(Fe，Si)13基化合物而言，在其居里温度附近具有一级磁相变特征是获 得巨大磁热效应和磁致伸缩的前提，通过合金化及制备技术的改进以保证产品的单相性、缩 短合成时间以及拓宽使用温度成为迫切需要解决的问题。
La和Fe的混合热大于零，难以形成二元化合物，用少量Si或Al替代Fe后则可以得到 NaZn13型立方结构的伪二元化合物。直到发现低Si含量的La(Fe，Si)13呈现一级磁相变特征(文 献1.，J.Appl.Phys.，1999，85(1)：4756-4758.)，并具有巨大的磁热效应(文献2.Appl.Phys.Lett.， 2001，78：3675-3677.)，这类化合物才受到密切关注，可望作为一种高性价比的磁制冷工质材 料，解决近室温磁制冷成本太高的问题。此后，又发现这种化合物还具有超磁致伸缩效应， 磁致伸缩系数超过了(Tb，Dy)Fe2(文献3.Appl.Phys.Lett.，2001，79：653-655)，使得这种化合 物成为极有应用前景的多功能新材料。
La(Fe，Si)13化合物的这些性能与其特殊磁相变有关，包括在居里温度下发生的铁磁/顺 磁和略高于居里温度时顺磁/铁磁一级磁相变，而且只有在较低Si含量(LaFe13-xSix中， x＝1.4～1.6)的化合物中才会观察到这类磁相变以及巨大的磁热效应和磁致伸缩。
CN1140646C公开了一种La(Fe，Si)13化合物，具有巨大磁熵变时化合物的居里温度在 200K左右，难以满足更宽温度范围内的使用要求。通过增加Si含量或者加入Co，H，N，C等元素的方法可以将居里温度提高到室温附近，但都有促使磁相变由一级相变向二级相变转 化的趋势。CN1450190公开了一种具有大磁熵变的La(Fe，Si)13基化合物及其制备方法，但用 其他重稀土替代部分La，或者加入C时，居里温度升高，用Mn取代部分Fe后则引起居里 温度降低，但与此同时磁热效应却大幅下降，这是由于合金化导致一级磁相变丧失而造成的 结果。
La(Fe，Si)13基化合物化合物的合成异常困难，熔炼的合金锭需要在900～1100℃下保温数 十天才能得到接近单相的试样，即使这样仍然会有少量残余α-Fe相不能完全消除，对其性能 有不利的影响。
综上所述，对于La(Fe，Si)13基化合物而言，在其居里温度附近具有一级磁相变特征是获 得巨大磁热效应和磁致伸缩的前提，通过合金化及制备技术的改进以保证产品的单相性、缩 短合成时间以及拓宽使用温度成为迫切需要解决的问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一类稀土--铁--硅(R-Fe-Si)基化合物及其制备方法，其成分为 La1-xRxFe13-ySiyBzXα(原子比)，采用熔体快速凝固和热处理的方法进行制备。这类化合物具 有一级磁相变特征(居里温度附近的铁磁/顺磁转变和巡游电子变磁性转变)，其居里温度 可以通过改变合金元素含量的方法在150～350℃范围内进行调整。化合物的磁热效应和磁致 伸缩与LaFe13-xSixHy(x＝1.4～1.6，H＝0～2)化合物相近，但是合成时间可缩短到1～10小时， 并且能够获得单相化合物，残余α-Fe相基本消除。
本发明的目的是这样实现的：
这种化合物的组成为：La1-xRxFe13-ySiyBzXα
其中，R为稀土Nd、Ce、Pr中的一种或其组合，X为H和N的一种或其组合。x的范 围为0～0.5，y的范围为1.2～1.6，z的范围为0～0.7，α的范围为0～2。
本发明涉及的化合物可以通过下面描述的方法制备：
将纯度超过99.9％的金属La、R、Fe、Si和FeB中间合金按照上述配比进行配制，当加 入R时，可以采用符合配比的混合稀土。为了补充熔炼过程中的烧损，应多加入5～10％重 量的稀土。这些原料熔化并达到成分均匀后采用熔体快速冷却的方法得到小尺度材料，例如 可用熔体快淬的方法制备成厚度为1～100μm的薄带，或者经快速雾化得到粒度为1～100μm 的速凝粉末。真空或氩气保护下将快淬薄带或速凝粉末于800～1100℃保温1～10小时后快 速冷却，得到不含X组元的化合物La1-xRxFe13-ySiyBz。X组元的加入是通过氢(氮)化处理 进行的，将化合物置于100～200℃的氢/氩混合气氛内保持0.5～2小时进行氢化，或在400 ～700℃的进行氮化，氢(氮)含量可通过温度、气氛含氢(氮)量以及保温时间来进行控制。
本发明的有益效果是，可以有效消除残余α-Fe相，化合物呈现一级磁相变特征(居里温 度下的铁磁/顺磁转变和略高于居里温度时的巡游电子变磁性转变)，居里温度可控制在150 ～350K范围内，并且具有巨大的磁热效应和磁致伸缩。本发明的制备方法工艺简单，合成时 间大幅缩短，降低了制造成本。
附图说明
下面结合附图对本发明进一步说明。
图1为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的X-射线衍射(XRD)图；
图2为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在0.2T外场下的升/降温曲线，其中，
-■-表示La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在升温过程中磁化强度随温度变化(M-T)的曲线；
-△-表示La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在降温过程中磁化强度随温度变化(M-T)的曲线；
图3为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的等温磁化曲线，其中，
-●-表示在磁场升高情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的等温磁化曲线；
-○-表示在磁场降低情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的等温磁化曲线；
图4为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的Arrott图，其中，
-●-表示在磁场升高情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的M2-H/M曲线；
-○-表示在磁场降低情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的M2-H/M曲线；
图5为外磁场变化为0～1T时，实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的 磁熵变与温度的关系曲线(|ΔSm|-T)；
图6为外磁场变化为0～1T时，实施例2制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5在其居里温度附 近的|ΔSm|-T曲线；
图7为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5的XRD图；
图8为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在0.2T外场下的升/降温曲线，其中，
-■-表示LaFe11.6Si1.4B0.5在升温过程中的M-T曲线；
-△-表示LaFe11.6Si1.4B0.5在降温过程中的M-T曲线；
图9为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的等温磁化曲线，其中，
-●-表示在磁场升高情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的等温磁化曲线；
-○-表示在磁场降低情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的等温磁化曲线；
图10为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的Arrott图，其中，
-●-表示在磁场升高情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的M2-H/M关系曲线；
-○-表示在磁场降低情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的M2-H/M曲线；
图11为外磁场变化为0～1T时，实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的| ΔSm|-T曲线；
图12为外磁场变化为0～1T时，实施例4制备的LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5在其居里温度附近 的|ΔSm|-T曲线。
本发明的目的是这样实现的：
这种化合物的组成为：La1-xRxFe13-ySiyBzXα
其中，R为稀土Nd、Ce、Pr中的一种或其组合，X为H和N的一种或其组合。x的范 围为0～0.5，y的范围为1.2～1.6，z的范围为0～0.7，α的范围为0～2。
本发明涉及的化合物可以通过下面描述的方法制备：
将纯度超过99.9％的金属La、R、Fe、Si和FeB中间合金按照上述配比进行配制，当加 入R时，可以采用符合配比的混合稀土。为了补充熔炼过程中的烧损，应多加入5～10％重 量的稀土。这些原料熔化并达到成分均匀后采用熔体快速冷却的方法得到小尺度材料，例如 可用熔体快淬的方法制备成厚度为1～100μm的薄带，或者经快速雾化得到粒度为1～100μm 的速凝粉末。真空或氩气保护下将快淬薄带或速凝粉末于800～1100℃保温1～10小时后快 速冷却，得到不含X组元的化合物La1-xRxFe13-ySiyBz。X组元的加入是通过氢(氮)化处理 进行的，将化合物置于100～200℃的氢/氩混合气氛内保持0.5～2小时进行氢化，或在400 ～700℃的进行氮化，氢(氮)含量可通过温度、气氛含氢(氮)量以及保温时间来进行控制。
本发明的有益效果是，可以有效消除残余α-Fe相，化合物呈现一级磁相变特征(居里温 度下的铁磁/顺磁转变和略高于居里温度时的巡游电子变磁性转变)，居里温度可控制在150 ～350K范围内，并且具有巨大的磁热效应和磁致伸缩。本发明的制备方法工艺简单，合成时 间大幅缩短，降低了制造成本。
附图说明
下面结合附图对本发明进一步说明。
图1为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的X-射线衍射(XRD)图；
图2为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在0.2T外场下的升/降温曲线，其中，
-■-表示La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在升温过程中磁化强度随温度变化(M-T)的曲线；
-△-表示La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在降温过程中磁化强度随温度变化(M-T)的曲线；
图3为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的等温磁化曲线，其中，
-●-表示在磁场升高情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的等温磁化曲线；
-○-表示在磁场降低情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的等温磁化曲线；
图4为实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的Arrott图，其中，
-●-表示在磁场升高情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的M2-H/M曲线；
-○-表示在磁场降低情况下La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的M2-H/M曲线；
图5为外磁场变化为0～1T时，实施例1制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在其居里温度附近的 磁熵变与温度的关系曲线(|ΔSm|-T)；
图6为外磁场变化为0～1T时，实施例2制备的La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5在其居里温度附 近的|ΔSm|-T曲线；
图7为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5的XRD图；
图8为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在0.2T外场下的升/降温曲线，其中，
-■-表示LaFe11.6Si1.4B0.5在升温过程中的M-T曲线；
-△-表示LaFe11.6Si1.4B0.5在降温过程中的M-T曲线；
图9为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的等温磁化曲线，其中，
-●-表示在磁场升高情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的等温磁化曲线；
-○-表示在磁场降低情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的等温磁化曲线；
图10为实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的Arrott图，其中，
-●-表示在磁场升高情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的M2-H/M关系曲线；
-○-表示在磁场降低情况下LaFe11.6Si1.4B0.5的M2-H/M曲线；
图11为外磁场变化为0～1T时，实施例3制备的LaFe11.6Si1.4B0.5在其居里温度附近的| ΔSm|-T曲线；
图12为外磁场变化为0～1T时，实施例4制备的LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5在其居里温度附近 的|ΔSm|-T曲线。
具体实施方式
实施例1 制备La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4
将纯度大于99.7％的金属La、Nd、Fe和Si按照La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4(原子比)进行配制， 稀土多加8wt％以补充烧损。原料放入水冷铜坩埚非自耗电弧熔炼炉内，预抽真空到2×10-3Pa 后通入氩气，经电弧熔炼得到合金铸锭。铸锭置于底部开孔的石英管内，在氩气保护下用高 频电源加热熔化，然后用一定压力将合金熔体吹出至转动铜辊上得到厚度约为23μm的快淬 薄带。快淬薄带用钼片包裹后密封在抽真空的石英管内，在1000℃保温5小时后水冷制得试 样。试样的XRD图谱见图1，由图可见试样为NaZn13型立方结构，但经估算仍有大约6％的 残余α-Fe相，这和相同方法制备的LaFe11.6Si1.4情形相同。用Lakeshore 7300振动样品磁强计 进行磁性能测量，在0.1T外磁场下，升/降温过程中磁化强度(M)随温度(T)的变化曲线 (M-T)如图2所示，可以得到升/降温条件下的居里温度分别为185K和181K。磁化强度 具有比较明显的热滞后，说明发生在居里温度下的铁磁/顺磁转变属于一级相变。图3是在0～ 1T外磁场下测得La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在居里温度附近的等温磁化曲线。从略高于居里温度时 的曲线上可以看出，在一定外场下磁化强度M出现陡增，这正是外磁场诱导的巡游电子变磁 转变(顺磁—铁磁)的特征，而降场磁化曲线出现磁滞后现象，说明这种磁相变也属于一 级相变；Arrott图中相应的曲线呈“S”形状，也给出了有力的证据(图4)。根据Maxwell 关系式计算居里温度附近不同温度下的磁熵变(|ΔSm|)，结果如表1所示。磁熵变与温度的 关系曲线(|ΔSm|-T)见图5，可以看出，在居里温度处磁熵变值达到最大，1T外磁场下 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的最大磁熵变达到了14.5J/kg.K。与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4进行比较， La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的居里温度降低约9K，磁熵变则高出约13％。
实施例2 制备La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5
按照实施例1的方法制备试样，对试样进行氢化处理。
氢化处理是在氢化炉内进行的，前述得到的化合物置于160℃的氢/氩混合气氛内保持2 小时，经测定化合物中吸入氢的原子比约为1.5。图6是La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5在其居里温度 附近的磁熵变与温度的关系曲线。可以看出，这种化合物的居里温度为296K，1T外场下的 最大磁熵变为9.8J/kg.K。与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4H1.5进行比较，La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5 的磁熵变则高出约8％。
实施例3 制备LaFe11.6Si1.4B0.5
按照LaFe11.6Si1.4B0.5的成分进行配料，制备方法与实施例1基本相同，快淬带的热处理 保温时间缩短为2小时，所得试样为NaZn13型单相结构，其XRD图谱见图7，残余α-Fe相 基本消失，说明B的加入能促进1∶13相的形成和稳定。试样的升/降温M-T曲线见图8， 显示出一级铁磁/顺磁相变特征。居里温度的附近的等温磁化曲线及Arrott图分别如图9和 图10所示，表现出巡游电子变磁转变的特征。测试和计算结果见表1中，|ΔSm|-T关系曲 线如图11所示，这种化合物的居里温度为190K，1T外场下的最大磁熵变为12.5J/kg.K， 与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4接近。
实施例4 制备LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5
按照实施例3的方法制备试样，经过与实施例2相同的氢化处理，得到LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5。 图12是其|ΔSm|-T关系曲线，居里温度为291K，1T外场下的最大磁熵变为9.1J/kg.K，与 同样方法制备的LaFe11.6Si1.4H1.5接近。
表1. 实施例 组成(原子比) 居里温度 TC(K) 1T外场下的磁熵变 |ΔSm|(J/kg.K) 1 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4 185 14.5 2 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5 296 9.8 3 LaFe11.6Si1.4B0.5 190 12.5 4 LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5 291 9.1 对照1 LaFe11.6Si1.4 194 12.7 对照2 LaFe11.6Si1.4H1.5 307 9.0
将纯度大于99.7％的金属La、Nd、Fe和Si按照La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4(原子比)进行配制， 稀土多加8wt％以补充烧损。原料放入水冷铜坩埚非自耗电弧熔炼炉内，预抽真空到2×10-3Pa 后通入氩气，经电弧熔炼得到合金铸锭。铸锭置于底部开孔的石英管内，在氩气保护下用高 频电源加热熔化，然后用一定压力将合金熔体吹出至转动铜辊上得到厚度约为23μm的快淬 薄带。快淬薄带用钼片包裹后密封在抽真空的石英管内，在1000℃保温5小时后水冷制得试 样。试样的XRD图谱见图1，由图可见试样为NaZn13型立方结构，但经估算仍有大约6％的 残余α-Fe相，这和相同方法制备的LaFe11.6Si1.4情形相同。用Lakeshore 7300振动样品磁强计 进行磁性能测量，在0.1T外磁场下，升/降温过程中磁化强度(M)随温度(T)的变化曲线 (M-T)如图2所示，可以得到升/降温条件下的居里温度分别为185K和181K。磁化强度 具有比较明显的热滞后，说明发生在居里温度下的铁磁/顺磁转变属于一级相变。图3是在0～ 1T外磁场下测得La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4在居里温度附近的等温磁化曲线。从略高于居里温度时 的曲线上可以看出，在一定外场下磁化强度M出现陡增，这正是外磁场诱导的巡游电子变磁 转变(顺磁—铁磁)的特征，而降场磁化曲线出现磁滞后现象，说明这种磁相变也属于一 级相变；Arrott图中相应的曲线呈“S”形状，也给出了有力的证据(图4)。根据Maxwell 关系式计算居里温度附近不同温度下的磁熵变(|ΔSm|)，结果如表1所示。磁熵变与温度的 关系曲线(|ΔSm|-T)见图5，可以看出，在居里温度处磁熵变值达到最大，1T外磁场下 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的最大磁熵变达到了14.5J/kg.K。与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4进行比较， La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4的居里温度降低约9K，磁熵变则高出约13％。
实施例2 制备La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5
按照实施例1的方法制备试样，对试样进行氢化处理。
氢化处理是在氢化炉内进行的，前述得到的化合物置于160℃的氢/氩混合气氛内保持2 小时，经测定化合物中吸入氢的原子比约为1.5。图6是La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5在其居里温度 附近的磁熵变与温度的关系曲线。可以看出，这种化合物的居里温度为296K，1T外场下的 最大磁熵变为9.8J/kg.K。与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4H1.5进行比较，La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5 的磁熵变则高出约8％。
实施例3 制备LaFe11.6Si1.4B0.5
按照LaFe11.6Si1.4B0.5的成分进行配料，制备方法与实施例1基本相同，快淬带的热处理 保温时间缩短为2小时，所得试样为NaZn13型单相结构，其XRD图谱见图7，残余α-Fe相 基本消失，说明B的加入能促进1∶13相的形成和稳定。试样的升/降温M-T曲线见图8， 显示出一级铁磁/顺磁相变特征。居里温度的附近的等温磁化曲线及Arrott图分别如图9和 图10所示，表现出巡游电子变磁转变的特征。测试和计算结果见表1中，|ΔSm|-T关系曲 线如图11所示，这种化合物的居里温度为190K，1T外场下的最大磁熵变为12.5J/kg.K， 与相同方法制备的LaFe11.6Si1.4接近。
实施例4 制备LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5
按照实施例3的方法制备试样，经过与实施例2相同的氢化处理，得到LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5。 图12是其|ΔSm|-T关系曲线，居里温度为291K，1T外场下的最大磁熵变为9.1J/kg.K，与 同样方法制备的LaFe11.6Si1.4H1.5接近。
表1. 实施例 组成(原子比) 居里温度 TC(K) 1T外场下的磁熵变 |ΔSm|(J/kg.K) 1 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4 185 14.5 2 La0.7Nd0.3Fe11.6Si1.4H1.5 296 9.8 3 LaFe11.6Si1.4B0.5 190 12.5 4 LaFe11.6Si1.4B0.5H1.5 291 9.1 对照1 LaFe11.6Si1.4 194 12.7 对照2 LaFe11.6Si1.4H1.5 307 9.0
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