CN112992456A

CN112992456A - Mn-Bi-Sb基磁性物质及其制造方法

Info

Publication number: CN112992456A
Application number: CN202010782869.1A
Authority: CN
Inventors: 李太揆; 车振赫; 金钟烈; 姜玟奎
Original assignee: Hyundai Motor Co; Kia Motors Corp; Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU
Current assignee: Hyundai Motor Co; Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU; Kia Corp
Priority date: 2019-12-13
Filing date: 2020-08-06
Publication date: 2021-06-18
Also published as: US20210183547A1; KR20210076311A; US11798715B2

Abstract

本发明公开了一种Mn‑Bi‑Sb基磁性物质及其制造方法。特别地，Mn‑Bi‑Sb基磁性物质包括形成六方晶体结构的Mn和Bi，并且形成晶体结构的一部分Bi元素被Sb取代，从而改善其磁性。

Description

Mn-Bi-Sb基磁性物质及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种Mn-Bi-Sb基磁性物质及其制造方法。特别地，Mn-Bi-Sb基磁性物质的一部分Bi元素被Sb取代从而改善磁性。

背景技术

磁性材料是用于双向转换电能和机械能的材料，并且是广泛用于高效电动机和发电机的核心材料。

磁性材料包括软磁性材料和硬磁性材料，其因能够改变磁极方向的外部磁场的大小而异。硬磁性材料例如可以包括永磁体，该永磁体通常在所有时间都产生磁场，因为磁极通过磁化以恒定方向排列。该磁场可用于产生扭矩，而无需施加额外的能量。

永磁体的性能可以用BxH值表示，BxH值是施加到磁体的外部磁场(H)与磁体在其工作点处提供的磁场(B)的乘积，并且最大值定义为最大磁能积((BH)max)，并表示永磁体的性能指标。

近来，在交通运输和能源工业中，磁性材料已被用作辅助位置中的主要功率转换器，使得下一代工业中对高性能永磁体的需求增加。

尤其是，由于近年来取代石油能源和发展低碳排放绿色产业的重要性日益提高，对电动汽车的需求已迅速增加。因此，根据电动汽车中使用的电动机的效率更高、重量更轻、尺寸更小的趋势，对用于永磁体的磁性材料的需求不断增加。

例如，铁氧体以及Nd基磁体已被最广泛地用作磁性材料。Nd基磁体仅需要铁氧体磁体的体积的约1/8即可获得与铁氧体磁体相同的能量。因此，铁氧体基磁体用于低成本和低性能产品，而具有较高的最大磁能积的Nd基磁体用于高效率和高性能产品。

在Nd基磁体的情况下，在制造时磁体的最大磁能积达到理论值。另一方面，由于Nd基磁体的热稳定性低，因此为了在用于电动机中时提高矫顽力，Nd基磁体含有诸如Dy和Tb之类的重稀土元素。然而，在重稀土资源的情况下，存在的问题是，重稀土资源降低了Nd基磁体的剩磁(剩余磁化强度)，从而总体上降低了最大磁能积。此外，因资源的地理分布不平衡和利用不平衡分布的资源武器化，使稀土元素变得昂贵。

因此，已经对具有新组成的用于非稀土永磁体的材料进行了研究，与常规稀土磁体不同，该材料具有减少量的重稀土元素或不包含稀土元素。

在非稀土永磁体的材料中，Mn-Bi基磁体的最大磁能积大于铁氧体基磁体的最大磁能积，并且在高温下具有比Nd基磁体的矫顽力更大的矫顽力。因此，由于具有通过小型化、减轻重量和提高电动机效率来改善汽车燃料效率的优点，因此已积极地研究Mn-Bi基磁体。

Mn-Bi基磁体的理论最大磁能积((BH)max)为17.7MGOe，意味着优异的磁性，并且还具有较高的单轴晶体磁各向异性能量特性(2.2x10⁷erg/cm³(在500K下))。在高温(200℃)下，Mn-Bi基磁体的矫顽力大于Nd基磁体的矫顽力。

合成Mn-Bi基磁体的技术可以包括薄膜工艺和粉末工艺。

例如，在薄膜工艺中，在利用溅射方法沉积Mn层和Bi层之后，通过热处理生成LTP-MnBi相。因此，特性取决于基材类型而变化，并且原位热处理工艺的变量是重要的。

在粉末工艺中，利用Mn-Bi锭制造磁性薄带，然后通过热处理和粉碎工艺进行粉末形成和批量化。为了增加LTP-MnBi的含量，重要的是控制熔体纺丝工艺和热处理条件。

同时，当使用薄膜工艺制造Mn-Bi基磁体时，可以获得高的饱和磁化强度值，但是不可能以工业上可利用的批量形式制造Mn-Bi基磁体。

另外，当利用粉末工艺制造Mn-Bi基磁体时，难以制造LTP-MnBi单相。此外，存在以下问题：由于在粉末形成期间的Mn氧化物的形成和LTP-MnBi的相分解而使磁性变差，并且与Nd基硬磁性材料(Nd₂Fe₁₄B，理论(BH)max＝64MGOe)相比，理论最大磁能积相对较低。

被描述为背景技术的内容仅用于理解本发明的背景，而不应被认为与本领域技术人员已知的现有技术相对应。

发明内容

在优选的方面，提供了一种Mn-Bi-Sb基磁性物质及其制造方法，其中一部分Bi元素被Sb取代从而改善磁性。

在一个方面，提供了一种Mn-Bi-Sb基磁性物质，其可以包括由包含锰(Mn)和铋(Bi)的材料形成的六方晶体结构。特别地，形成晶体结构的一部分Bi元素可以被锑(Sb)取代。

Sb的取代量可以为约3.0原子％或更小。

Mn-Bi-Sb基磁性物质可以以Mn_xBi_100-x-ySb_y表示，x为48至56，并且y为3.0或更小。

优选地，磁性物质可以以Mn₅₄Bi_46-ySb_y表示，并且y为3.0或更小。

磁性物质可以包括约50％或更多的低温MnBi相(LTP-MnBi)。

磁性物质中可以不形成剩余的Bi相和Mn氧化物(Mn-氧化物)相。

基于磁性物质的总重量，磁性物质可以合适地包含约10重量％或更少的剩余的Bi相和Mn氧化物(Mn-氧化物)相。

磁性物质可以合适地具有约38emu/g或更高的饱和磁化强度值(Ms)。

磁性物质可以合适地具有500Oe或更大的矫顽力(Hc)。

六方晶体结构也可以由基本上由锰(Mn)和铋(Bi)组成的材料或由锰(Mn)和铋(Bi)组成的材料形成。

在一方面，提供了一种制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，该方法可以包括通过熔融锰(Mn)、铋(Bi)和锑(Sb)来制备金属间化合物，通过熔融金属间化合物制备Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液，通过冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液形成Mn-Bi-Sb基薄带，并利用热处理将Mn-Bi-Sb基薄带转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带。优选地，Mn、Bi和Sb至少基本上同时熔融，即，Mn、Bi和Sb同时或大约同时熔融，或者Mn、Bi和Sb彼此在大约60、50、40、30、20、10、5、3、2或1分钟或更短的时间内熔融。

制备金属间化合物可以包括混合Mn、Bi和Sb以满足Mn_xBi_100-x-ySb_y的比例(其中x为48至56且y为3.0或更小)，随后冷却，从而制备作为金属间化合物的Mn-Bi-Sb基锭。

制备金属间化合物可以包括混合Mn、Bi和Sb以满足Mn₅₄Bi_46-ySb_y的比例(其中y为3.0或更小)，随后冷却，从而制备作为金属间化合物的Mn-Bi-Sb基锭。

形成Mn-Bi-Sb基薄带可以包括利用快速凝固工艺(RSP)冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液以形成Mn-Bi-Sb快淬薄带。

转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带可以包括在约270至330℃范围的温度下热处理Mn-Bi-Sb快淬薄带。

转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带可以包括在惰性气体气氛中热处理Mn-Bi-Sb快淬薄带约12至48小时。

根据本发明的各种示例性实施方案，可以制造一种Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中一部分Bi元素简单地被Sb取代。Mn-Bi-Sb基磁性物质可以具有优于Mn-Bi基磁性物质(其为二元体系)的磁性。

例如，与Mn-Bi基磁性物质相比，Mn-Bi-Sb基磁性物质可以具有增加的剩余磁化强度值(Mr)，矫顽力(Hc)和矩形比(Mr/Ms)特性。例如，与Mn-Bi基磁性物质相比，Mn-Bi-Sb基磁性物质可以具有改善的最大磁能积(增加了924.05％)。

附图说明

通过下文结合附图所呈现的详细描述将会更为清楚地理解本发明的以上和其它目的、特征以及优点，在这些附图中：

图1是用于说明根据本发明的一个示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质的形成的Bethe-Slater曲线；

图2是用于说明根据本发明的一个示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质的形成的图；

图3是示出LTP-MnBi的示例性晶体结构的图；

图4是通过对根据本发明示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质在热处理之前和之后进行比较获得的图；

图5和图6是示出示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的X射线衍射图的图；

图7是示出示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的磁滞曲线的图；以及

图8是示出示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的磁性的图。

具体实施方式

下面将参考附图更详细地描述本发明的实施方案。然而，本发明不限于以下公开的实施方案，而是将以各种不同的形式来实现，并且本实施方案仅旨在完成本发明的公开，并且提供本实施方案以完整地告知本领域技术人员本发明的范围。

本文所使用的术语仅用于描述示例性实施方案的目的并且不旨在限制本发明。正如本文所使用的，单数形式“一”、“一个”和“该”旨在也包括复数形式，除非上下文另有清楚说明。还将理解当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，指明存在所述特征、数值、步骤、操作、元件、和/或组件，但是不排除存在或加入一个或多个其它的特征、数值、步骤、操作、元件、组件和/或其组成的群组。正如本文所使用的，术语“和/或”包括一种或多种相关列举项目的任何和所有组合。

除非特别声明或者从上下文显而易见的，本文所使用的术语“约”被理解为在本领域的正常公差范围内，例如在平均值的2个标准偏差内。“约”可被理解为在指定值的10％、9％、8％、7％、6％、5％、4％、3％、2％、1％、0.5％、0.1％、0.05％或0.01％之内。除非从上下文清楚的，本文提供的所有数值通过术语“约”进行修饰。

可以基于以下事实来提供各个方面的Mn-Bi-Sb基磁性物质，当向Mn-Bi基磁性物质中添加不同种类的元素时获得了磁性优于Mn-Bi基磁性物质的磁性物质。

图1是用于说明根据本发明的一个示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质的形成的Bethe-Slater曲线，并且图2是用于说明根据本发明的一个示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质的形成的图。

如图1所示，只有当交换积分的值为正时，磁性材料(即磁性物质)才可能显示铁磁性。

另外，如图2所示，纯Mn是反铁磁性的，但是当添加Bi形成MnBi合金时，由于晶格膨胀，Mn原子的间距可能会增加。

因此，a/r增加，由此J_ex的值变为正，这使得MnBi具有铁磁性。

例如，当将不同种类的元素添加到Mn-Bi基合金中时，可以获得磁性优于Mn-Bi基磁性物质的磁性物质。

同时，在向Mn-Bi基合金中添加不同种类的元素时，为了维持LTP-MnBi相，可以利用Mn位点取代法、Bi位点取代法和间隙位点侵入法。

此外，适合于在Mn-Bi基合金的组成中添加以及取代另一种元素的元素应具有与Mn-Bi基合金相似的原子半径和电子结构。

优选地，构成Mn-Bi基合金的元素中的一部分Bi元素可以被Sb取代以形成Mn-Bi基合金。

特别地，在Mn-Bi-Sb基磁性物质中，Mn和Bi可以形成六方晶体结构，并且形成该晶体结构的一部分Bi元素可以被Sb取代以形成Mn-Bi-Sb基磁性物质。

图3是示出LTP-MnBi的晶体结构的图。在Mn-Bi-Sb基磁性物质的情况下，Mn和Bi可以形成六方晶体结构，并且Sb可以取代Bi元素的某些位点以形成Mn-Bi-Sb基磁性物质。

关于用Sb取代Bi，Sb的取代量可以优选为约3.0原子％或更小。

因此，Mn-Bi-Sb基磁性物质可以以Mn_xBi_100-x-ySb_y表示。优选地，x为48至56，并且y为3.0或更小。当Mn的含量在约48至56原子％的范围内时，可以观察到对磁性物质产生不利影响的Bi相和Mn-氧化物相的量为约10重量％或更少(基于Mn-Bi-Sb基磁性物质的总重量)。特别地，在Mn-Bi-Sb基磁性物质中，当Mn的含量为约54原子％时，未观察到对磁性物质产生不利影响的Bi相和Mn-氧化物相。因此，更优选地，Mn-Bi-Sb基磁性物质可以以Mn₅₄Bi_46-ySb_y表示。y优选地为3.0或更小。

进一步提供一种制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法。

所述制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法可以包括：通过同时熔融Mn、Bi和Sb来制备金属间化合物，通过熔融金属间化合物制备Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液，通过冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液形成Mn-Bi-Sb基薄带，并利用热处理将Mn-Bi-Sb基薄带转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带。

金属间化合物的制备可以包括制备纯度为99.99％或更高的Mn、Bi和Sb金属碎片。另外，可以混合所制备的Mn、Bi和Sb以满足Mn_xBi_100-x-ySb_y的比例(其中x为48至56且y为3.0或更小)，随后冷却，从而制备作为金属间化合物的Mn-Bi-Sb基锭。

更详细地讲，可以混合所制备的Mn、Bi和Sb以满足Mn_xBi_100-x-ySb_y的比例(其中x为48至56且y为3.0或更小)，然后放置在利用水冷却的铜地板上，然后进行等离子弧熔融工艺，从而制造出Mn-Bi-Sb基锭。为了提高锭中的金属的均匀性，可重复进行四次重熔工艺。特别地，可以混合所制备的Mn、Bi和Sb，以便满足Mn₅₄Bi_46-ySb_y的比例(其中y为3.0或更小)。

在制备Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液时，可以将Mn-Bi-Sb基锭适当地放置在石英管中，然后在惰性Ar气体气氛中通过快速感应加热使其熔融，从而制造Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液。

Mn-Bi-Sb基薄带的形成可以使用快速凝固工艺(RSP)适当地冷却所制备的Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液，从而形成Mn-Bi-Sb快淬薄带。

例如，可以以约50m/s的速度将所制备的Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液喷涂到旋转的金属铜轮的表面上以快速冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液，从而获得Mn-Bi-Sb快淬薄带。该熔融纺丝工艺可以在足够高纯度的Ar气体气氛中进行。

转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带可以适当地包括在约270-330℃范围内的温度下热处理Mn-Bi-Sb快淬薄带，以均质化薄带中的Mn、Bi和Sb原子。

例如，为了获得期望的硬磁相，可以在石英管炉中形成惰性气体气氛，并且可以将Mn-Bi-Sb快淬薄带装入石英管炉中，然后在约270至330℃范围内的温度下热处理约12至48小时。

实施例

将参考比较例和实施例描述本发明。

在热处理之前和之后观察Mn-Bi-Sb快淬薄带的微观结构，结果示于图4。

Mn-Bi-Sb快淬薄带是根据本发明实施方案的示例性制造方法制造的，其具有Mn₅₄Bi_44.5Sb_1.5的合金成分组成。

图4是通过对根据本发明示例性实施方案的示例性Mn-Bi-Sb基磁性物质在热处理之前和之后进行比较获得的图。

如图4所示，在热处理前的Mn-Bi-Sb快淬薄带中，尺寸小于约1μm的晶粒实现精细混合。作为EDS分析的结果，确定了Mn-Bi-Sb(深灰色)区域和Mn-Bi(灰色)区域。

Mn-Bi-Sb区域可以是淬火的高温相(QHTP)，Sb促进了所述高温相的形成。

同时，热处理后可以均质化Mn-Bi-Sb薄带中的Mn、Bi和Sb原子。

接下来，分析Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的X射线衍射图，并根据其结果计算各相的质量分数。结果表示在图5和图6以及表1中。

使用Rietveld精化法、Jade 9.5程序和获得的X射线衍射图来计算各相的质量分数(重量％)。

图5和图6是示出Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的X射线衍射图的图。表1示出了取决于Sb含量变化的各相的质量分数。

表1

Sb的取代量(y)	LTP-MnBi(重量％)	Bi<sub>9</sub>Mn<sub>10</sub>Sb(重量％)
			0.0	100	-
0.5	100	-
			1.0	88.2	11.8
1.5	83.7	16.3
			2.0	80.7	19.3
2.5	61.9	38.1
			3.0	55.3	44.7
5.0	-	100

如图5和表1所示，样品是组成为Mn₅₄Bi_46-ySb_y的磁性薄带，其中Sb的取代量y变为0、0.5、1.0、1.5、2.0、2.5、3.0和5.0，以及示出了通过在300℃的Ar气体气氛中热处理样品24小时而获得的X射线衍射图。

例如，当y为0时形成LTP-MnBi单相，并且当增加Sb的含量时形成Bi₉Mn₁₀Sb相。

另外，随着Sb的取代量增加，LTP-MnBi相的重量分数降低，并且在y为5.0的条件下其重量分数为0重量％。

同时，在Mn₅₄Bi_46-ySb_y的衍射图中未观察到Bi相或Mn-氧化物相，因为例如Mn-Bi-Sb的组成和热处理条件被优化了。

对磁性物质产生负面影响的Bi相或Mn-氧化物相是在热处理期间产生的相，并且不表现出硬磁性。Bi相或Mn-氧化物相降低磁性物质相对于其总体积或总重量的磁性(emu/cm³或emu/g)。

此外，通过观察热处理过程中Mn-氧化物相的形成，由于热处理过程未充分优化而出现氧化物，这是导致磁性物质的磁性快速下降的原因。

图6示出了取决于Sb取代量的101峰的位置的变化，该101峰是Mn-Bi-Sb磁性薄带的X射线衍射图中的LTP-MnBi相的主峰。

随着Sb含量的增加直到y变为3，LTP-MnBi的主峰向更大的角度移位(高角度移位)。这表明晶体结构的晶格收缩并且Sb原子的取代影响了LTP-MnBi的晶格常数。

此外，Bi和Sb原子的半径分别为156pm和140pm(经验尺寸)，并且随着Bi原子被Sb原子取代，LTP-MnBi晶体结构发生晶格收缩，这与LTP-MnBi主峰位置的变化一致。

检查Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的磁性，其结果示于表2和图7和图8。饱和磁化强度是在外部施加的最大磁场25kOe时测得的值。

表2

图7和图8是示出Mn-Bi-Sb基磁性物质取决于Sb含量变化的磁性。图7示出了磁滞曲线，图8示出最大磁能积((BH)max)、矩形比(Mr/Ms)、矫顽力(Hc)和剩余磁化强度值(Mr)。

如表2和图7所示，随着Sb的取代量增加，饱和磁化强度值(Ms)减小，并且当y为2.0时开始迅速减小。这与X射线衍射(XRD)分析结果一致，因为例如随着Sb含量的增加，作为非磁性相的Bi₉Mn₁₀Sb的相分数增加。

另外，如图7所示，当y为5时，磁滞曲线中未显示铁磁性。这是因为，例如，当y为5时，形成具有非磁性的Bi₉Mn₁₀Sb单相。

当y为3.0或更小时，Mn-Bi-Sb磁性薄带可以具有硬磁性。特别是，当y为3.0或更小时，Mn-Bi-Sb磁性物质的饱和磁化强度值(Ms)可以为38emu/g或更大，矫顽力(Hc)可以为500Oe或更大。

另外，如图8所示，随着Sb的取代量增加，薄带形状的矫顽力(Hc)、矩形比(Mr/Ms)和剩余磁化强度值(Mr)增加，这是因为，例如，Sb元素的取代影响Mn-Bi-Sb磁性薄带的各向异性。

此外，由于Sb的取代引起的各向异性特性的改善可能对剩余磁化强度、矫顽力和矩形比具有重大影响，这导致最大磁能积的改善。

例如，与y为0的常规条件相比，在y为1.5的组成中矫顽力提高了837.65％，最大磁能积提高了924.05％。

尽管已经参照附图和上述优选实施方案描述了本发明，但是本发明不限于此，而是由所附权利要求书来限定。因此，本领域普通技术人员可以在不脱离所附权利要求的技术精神的情况下对本发明进行各种变换和修改。

Claims

1.一种Mn-Bi-Sb基磁性物质，包括：

由包含Mn和Bi的材料形成的六方晶体结构，

其中，形成晶体结构的一部分Bi元素被Sb取代。

2.根据权利要求1所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，Sb的取代量为3.0原子％或更小。

3.根据权利要求1所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质以Mn_xBi_100-x-ySb_y表示，x为48至56，并且y为3.0或更小。

4.根据权利要求3所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质以Mn₅₄Bi_46-ySb_y表示，并且y为3.0或更小。

5.根据权利要求1所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质包括50％或更多量的低温MnBi相。

6.根据权利要求5所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，在磁性物质中不形成剩余的Bi氧化物相和Mn氧化物相。

7.根据权利要求5所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，基于Mn-Bi-Sb基磁性物质的总重量，磁性物质包含10重量％或更少量的剩余的Bi氧化物相和Mn氧化物相。

8.根据权利要求1所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质具有38emu/g或更大的饱和磁化强度值。

9.根据权利要求1所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质具有500Oe或更大的矫顽力。

10.一种Mn-Bi-Sb基磁性物质，其以Mn_xBi_100-x-ySb_y表示，其中x为48至56并且y为3.0或更小。

11.根据权利要求10所述的Mn-Bi-Sb基磁性物质，其中，磁性物质以Mn₅₄Bi_46-ySb_y表示，并且y为3.0或更小。

12.一种制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，该方法包括：

通过包括熔融包含Mn、Bi和Sb的材料的步骤来制备金属间化合物；

通过包括熔融金属间化合物的步骤来制备Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液；

通过包括冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液的步骤来形成Mn-Bi-Sb基薄带；以及

利用热处理将Mn-Bi-Sb基薄带转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带。

13.根据权利要求12所述的制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，其中，制备金属间化合物包括：混合Mn、Bi和Sb以满足Mn_xBi_100-x-ySb_y的比例，其中x为48至56且y为3.0或更小，随后冷却，从而制备作为金属间化合物的Mn-Bi-Sb基锭。

14.根据权利要求13所述的制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，其中，制备金属间化合物包括：混合Mn、Bi和Sb以满足Mn₅₄Bi_46-ySb_y的比例，其中y为3.0或更小，随后冷却，从而制备作为金属间化合物的Mn-Bi-Sb基锭。

15.根据权利要求13所述的制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，其中，形成Mn-Bi-Sb基薄带包括：利用快速凝固工艺冷却Mn-Bi-Sb基混合熔融溶液以形成Mn-Bi-Sb快淬薄带。

16.根据权利要求15所述的制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，其中，转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带包括：在270至330℃范围的温度下热处理Mn-Bi-Sb快淬薄带。

17.根据权利要求16所述的制造Mn-Bi-Sb基磁性物质的方法，其中，转化成磁性Mn-Bi-Sb基薄带包括：在惰性气体气氛中热处理Mn-Bi-Sb快淬薄带12至48小时。