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本文作者采用机械合金化、真空退火的方法制备了NdFeC和NdCoBC等磁体。采用磁控溅射制备了NdFeB/α-Fe多层膜。采用机械合金化法制备了(Mn，Al)As、MnAsCx和Mn(As，Si)化合物。通过X射线衍射、透射电镜(TEM)、X光电子谱(XPS)、原子力显微镜(AFM)和磁力显微镜(MFM)等探测样品的表面、界面及微观结构。用超导量子干涉仪(SQUID)测量样品的磁性能和磁卡效应。
在Nd16Fes4-xCx(6≤x≤12)磁体中，本文作者发现采用二次机械合金化可以明显提高硬磁主相比例，提高矫顽力从而改善磁体性能。在x=8时，得到的矫顽力最大为1.32 T。采用机械合金化制备Nd16Co76B8-xCx(0≤x≤8)及其氢化物在0≤x≤7区间内能够形成2：14：1相。研究发现，2：14：1相及其氢化物中，C取代B可以增强Nd磁性亚晶格的各向异性，相应的自旋再取向温度也逐渐升高。C取代B和加入H间隙原子对Nd磁晶格各向异性的影响是相互独立的。
采用磁控溅射的方法，本文作者在加热的Si基片上采用Mo为间隔层制备了取向的NdFeB/α-Fe复合多层膜。实验发现，采用Mo作为间隔层可以有效阻止高温时的界面扩散，对实现软硬磁相的复合非常关键。在复合薄膜中获得矫顽力和最大磁能积分别为0.8 T和200kJ/m3(25 MGOe)。由于在间隔层的存在时依然能够发生软硬磁间的交换耦合证明这种交换耦合并非是最近邻相互作用。
随后，本文作者在不同Mo间隔层厚度和NdFeB周期数结构下，研究了薄膜的矫顽力机制。实验发现，在不同Mo间隔层厚度下薄膜的矫顽力控制机制为反磁化形核；随薄膜周期数的增多，由于引入的界面增多，矫顽力机制随薄膜周期数增多转变为畴壁钉扎机制，钉扎畴壁的是薄非均匀区。
由于非磁性间隔层的存在会影响软硬磁间的交换耦合，本文作者研究了不同间隔层厚度下取向复合薄膜中有效临界相关长度。实验发现，这种有效临界相关长度随间隔层的厚度表现出非线性关系。这种非线性关系不随间隔层材料、测量方向和温度、硬磁相材料和厚度发生变化，只是在相应的间隔层厚度情况下，有效临界相关长度随硬磁相在低温下磁晶各向异性增强、计入形状各向异性或硬磁相厚度降低。
采用机械合金化法可以将原本耗时复杂并且容易氧化的烧结过程简化。采用Al少量替代Mn时，外场变化为5 T时磁熵变最大值从MnAs基体237 K时的48.2 J kg-1K-1提高到Al含量为0.015时的65.7 J kg-1K-1，对应的居里温度为271 K。而进一步提高Al含量，磁熵大幅降低。相应地，在5 T和2 T下，磁制冷效率也从MnAs的340 J kg-1和130 J Kg-1升至到Mn0.985Al0.015As的420 Jkg-1和160Jkg-1。
由于MnAs晶格对晶格应变非常敏感，造成晶格应变，除了替代还可以用间隙原子。随间隙C原子在MnAs中含量从0.015增至0.05，居里温度逐渐下降。5 T外场变化下在MnAsC0.03中获得该体系中的最大磁熵变为56.3 Jkg-1K-1，磁制冷能力为460 Jkg-1。这表明，C的间隙原子效应也可以用来调节MnAs变磁转变和磁熵变。
Si替代As对消除MnAs体系中的磁滞非常有利。在MnAs1-xSix(x=0.03，0.06，0.09)中，当Si含量超过6％时体系的热滞基本消除。随Si替代增多，体系的居里温度升高至室温附近。5 T下最大磁熵变也减小至10-15 Jkg-1K-1之间，并且对Si含量的进一步增高不敏感。根据主动性制冷要求，本文作者通过合理调节MnAs0.97Si0.03、MnAs0.94Si0.06和MnAs0.91Si0.09三种组元的相对含量，在MnAs1-xSix中5 T外场变化下，本文作者获得了宽达30—35 K左右的制冷温区，在此区间内磁熵变保持在5—6 Jkg-1K-1之间。