Cấu tạo vật liệu từ cứng mn ga al bằng phương pháp nguội nhanh (2017)

TRƯỜNG ĐẠI HỌC SƯ PHẠM HÀ NỘI KHOA VẬT LÝ NGUYỄN THỊ BÍCH HẰNG CHẾ TẠO VẬT LIỆU TỪ CỨNG Mn-Ga-Al BẰNG PHƯƠNG PHÁP NGUỘI NHANH KHÓA LUẬN TỐT NGHIỆP ĐẠI HỌC HÀ NỘI, 2017 TRƯỜNG ĐẠI HỌC SƯ PHẠM HÀ NỘI KHOA VẬT LÝ NGUYỄN THỊ BÍCH HẰNG CHẾ TẠO VẬT LIỆU TỪ CỨNG Mn-Ga-Al BẰNG PHƯƠNG PHÁP NGUỘI NHANH Chuyên ngành: Vật lý chất rắn KHÓA LUẬN TỐT NGHIỆP ĐẠI HỌC Người hướng dẫn khoa học: ThS Nguyễn Mẫu Lâm HÀ NỘI, 2017 LỜI CẢM ƠN Trước hết, tơi xin bày tỏ lòng biết ơn chân thành sâu sắc tới Ths Nguyễn Mẫu Lâm, thầy hướng dẫn khoa học, bảo tận tình, chu đáo suốt trình nghiên cứu thực khóa luận Tơi xin chân thành cảm ơn PGS.TS Nguyễn Huy Dân toàn thể cán nghiên cứu Phòng thí nghiệm Trọng điểm Vật liệu Linh kiện Điện tử, Viện Khoa học vật liệu, Viện Hàn lâm Khoa học Công nghệ Việt Nam giúp đỡ hồn tồn kinh phí thực nghiệm Để đạt thành cơng học tập hồn thành khóa luận tốt nghiệp, tơi xin bày tỏ lòng biết ơn đến Thầy, Cô giáo Khoa Vật lý Trường Đại học Sư phạm Hà Nội trang bị kiến thức khoa học tạo môi trường học tập thuận lợi cho suốt thời gian qua Tơi xin bày tỏ lòng biết ơn sâu sắc tới Bố, Mẹ, người thân gia đình bạn bè động viên, khích lệ, tạo điều kiện tốt để chuyên tâm việc học tập nghiên cứu khoa học Xin chân trọng cảm ơn! Hà Nội, tháng năm 2017 Sinh viên Nguyễn Thị Bích Hằng LỜI CAM ĐOAN Các kết số liệu nêu khóa luận tơi nghiên cứu hướng dẫn Ths Nguyễn Mẫu Lâm Tơi xin cam đoan kết khóa luận trung thực khơng trùng với cơng trình nghiên cứu khác công bố Tôi xin cam đoan điều thật, sai tơi xin hồn tồn chịu trách nhiệm Hà Nội, tháng năm 2017 Sinh viên Nguyễn Thị Bích Hằng MỤC LỤC MỞ ĐẦU 1 Lý chọn đề tài Mục đích nghiên cứu Giả thuyết khoa học Đối tượng phạm vi nghiên cứu Nhiệm vụ nghiên cứu Phương pháp nghiên cứu Cấu trúc khóa luận CHƯƠNG TỔNG QUAN VỀ VẬT LIỆU TỪ CỨNG 1.1 Lịch sử phát triển vật liệu từ cứng 1.2 Một số hệ vật liệu từ cứng không chứa đất 1.3 Hệ vật liệu từ cứng Mn-Ga-Al 1.3.1 Cấu trúc tinh thể Mn-Ga-Al 1.3.2 Giản đồ pha 1.3.3 Tính chất từ cứng hệ Mn-Ga-Al 10 CHƯƠNG KỸ THUẬT THỰC NGHIỆM 11 2.1 Các phương pháp nguội nhanh 11 2.1.1 Phương pháp nguội nhanh đơn trục 12 2.1.2 Phương pháp nguội nhanh hai trục 12 2.1.3 Phương pháp nguội nhanh ly tâm 13 2.1.4 Chế tạo băng hợp kim phương pháp nguội nhanh 14 2.2 Phương pháp xử lý nhiệt 17 2.3 Phương pháp phân tích cấu trúc tinh thể 18 2.4 Các phương pháp nghiên cứu tính chất từ 19 2.4.1 Hệ đo từ kế mẫu rung (VSM) 19 2.4.2 Hệ đo từ trường xung (PFM) 21 CHƯƠNG KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN 23 3.1 Cấu trúc băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x 23 3.2 Tính chất từ băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x 24 KẾT LUẬN 28 TÀI LIỆU THAM KHẢO 29 DANH MỤC HÌNH Hình 1.1 Sự phát triển nam châm vĩnh cửu kỷ 20 Hình 1.2 Sự phụ thuộc lực kháng từ băng Mn100-xGax vào trình ủ nhiệt Hình 1.3 Biểu diễn phụ thuộc từ độ dư lực kháng từ vào hàm lượng nhôm Mn65Ga35-xAlx (x = 0-25) Hình 1.4 Các vòng trễ (a) mẫu Mn65Ga35 (b) mẫu Mn65Ga15Al20 Hình 1.5 Sự phụ thuộc lực kháng từ hợp kim Mn65Ga35xCux (x = 0-20) nhiệt độ khác Hình 1.6 Cấu trúc tinh thể Mn-Ga-Al Hình 1.7 Giản đồ pha hệ hợp kim Mn-Ga Hình 2.1 Sơ đồ nguyên lý hệ phun băng nguội nhanh đơn trục (a) Ảnh thực trống đồng cuộn dây cao tần (b) hình ảnh số mẫu băng thu (c) 11 Hình 2.2 Sơ đồ nguyên lý thiết bị phun băng trống quay đơi 13 Hình 2.3 Phương pháp nguội nhanh ly tâm 14 Hình 2.4 Sơ đồ khối hệ phun băng nguội nhanh đơn trục 14 Hình 2.5 a) Thiết bị phun băng nguội nhanh ZKG-1: Bơm hút chân không, Buồng nấu, Nguồn phát cao tần, b) Bên buồng tạo băng: Trống quay, Vòng cao tần, Ống thạch anh 15 Hình 2.6 Thiết bị ủ nhiệt Thermolyne 17 Hình 2.7 Mơ hình hình học tượng nhiễu xạ tia X 18 Hình 2.8 Thiết bị khảo sát cấu trúc Siemen D-5000 19 Hình 2.9 Sơ đồ nguyên lý hệ từ kế mẫu rung (VSM) 20 Hình 2.10 Sơ đồ nguyên lý hệ đo từ trường xung 21 Hình 2.11 Hệ đo từ trường xung 22 Hình 3.1 Phổ nhiễu xạ tia X trước ủ nhiệt (a) sau ủ nhiệt (b) băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 5) 23 Hình 3.2 Các đường từ trễ băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 5) chưa ủ nhiệt 24 Hình 3.3 Đường cong từ trễ băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 10) ủ nhiệt độ khác Ta = 550 (a), 600 (b), 650 (c), 700 (d) o 750 C (e) khoảng thời gian ta = 25 Hình 3.4 Sự phụ thuộc từ độ bão hòa Ms lực kháng từ Hc vào nhiệt độ ủ băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 10) 26 MỞ ĐẦU Lý chọn đề tài Vật liệu từ cứng (VLTC) với sản phẩm ứng dụng thường gọi nam châm vĩnh cửu (NCVC) biết đến từ sớm người Trung Quốc Hy Lạp cổ đại Cho đến nay, VLTC sử dụng rộng rãi nhiều lĩnh vực từ thiết bị quen thuộc thiếu sống hàng ngày như: động điện, máy phát điện… thiết bị lĩnh vực kỹ thuật đại công nghệ thông tin, quân sự, khoa học, y tế… có khả tích trữ lượng từ trường tác dụng lên trở thành nguồn phát từ trường Do có tiềm ứng dụng lớn nên thúc đẩy nghiên cứu, tìm kiếm vật liệu cơng nghệ chế tạo nhằm tạo VLTC có phẩm chất tốt để đáp ứng nhu cầu sống ngày phát triển Việc nghiên cứu thành công NCVC chứa đất bước đột phá lịch sử phát triển vật liệu từ cứng tích lượng từ cực đại cao Tuy nhiên, nguyên tố đất dùng để chế tạo NCVC (Nd, Sm, Dy…) ngày khan giá ngày tăng cao Mặt khác, hầu hết quặng đất chứa nguyên tố phóng xạ, đặc biệt Th U Trong trình tinh chế cần đến số axit độc hại Điều khơng quan ngại với nước nhập mà với nước xuất Đối với quốc gia nhập đất phải đối mặt với việc mua đất với giá cao phải phụ thuộc vào quốc gia xuất khẩu, quốc gia xuất đất lợi ích kinh tế từ việc bán đất khơng thể bù đắp tổn hại môi trường sức khỏe người gây việc khai thác đất Chính thế, hầu có nguồn ngun liệu khơng muốn khai thác nó, Trung Quốc nước chiếm tới 95% thị trường đất giới; năm 2010 cắt giảm 40% Hình 3.3 cho thấy nhiệt độ ảnh hưởng rõ rệt đến tính chất từ băng hợp kim Đường cong từ trễ tất mẫu lớn sau ủ, tất nhiệt độ chọn Điều có nghĩa pha gây tính chất từ cho vật liệu, hình thành trình ủ Kết làm tăng lực kháng từ từ độ bão hòa băng hợp kim x=0 x=5 x = 10 40 x=5 x=0 10 x = 10 20 10 c 30 s M (emu/g) 50 12 H (kOe) 60 550 600 650 700 750 o Ta ( C) (a) 550 600 650 700 o T a ( C) 750 (b) Hình 3.4 Sự phụ thuộc từ độ bão hòa Ms lực kháng từ Hc vào nhiệt độ ủ băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 10) Hình 3.4a cho thấy từ độ bão hòa mẫu giảm với nồng độ Al tăng lên Đối với mẫu với x = x = 10, từ độ bão hòa tăng tăng nhiệt độ ủ từ o o o 550 C đến 650 C Từ độ bão hòa cao thu Ta = 650 C (18.6 emu/g o x = 6.2 emu/g x = 10) Nhiệt độ tăng lên đến 700 C o 750 C từ độ bão hòa khơng tăng thêm mà giảm Tuy nhiên, xu hướng thay đổi từ độ bão hòa với x = khơng giống hai nồng độ Từ độ bão o hòa mẫu x = cao với Ta = 550 C (49 emu/g) sau giảm nhanh chóng nhiệt độ nung tăng thêm Từ hình 3.4b, thấy lực kháng từ băng tăng lên đáng kể nồng độ Al tăng từ x = đến x = Đồng thời, hợp kim có nồng độ Al khác có nhiệt độ tối ưu riêng Lực kháng từ cao cho mẫu có x = 10 đạt nhiệt độ ủ tối o ưu 650 C Các xu hướng biến thiên ngược lại lực kháng từ từ độ bão hòa với x = x = giải thích sau Khi lượng pha sắt từ Mn3Ga loại D022 tăng lên, pha phản sắt từ giảm dẫn đến gia tăng bão hòa Điều có nghĩa mật độ hạt sắt từ D022 loại Mn3Ga cao tương tác trao đổi hạt mạnh dẫn đến giảm lực kháng từ Khi lượng pha sắt từ Mn3Ga loại D022 giảm, từ hóa bão hòa giảm Mặt khác, mật độ hạt sắt giảm hạt bị cô lập dẫn đến gia tăng lực kháng từ KẾT LUẬN  Đã chế tạo vật liệu từ cứng Mn-Ga-Al phương pháp nguội nhanh  Kết thực nghiệm cho thấy với nồng độ thích hợp Al nhiệt độ ủ ảnh hưởng đến tính chất từ cứng hợp kim Mn-Ga-Al, độ từ hóa bão hòa tối ưu thu với mẫu x = 0, lực kháng từ có giá trị nhỏ  Ảnh hưởng nồng độ Al trình ủ nhiệt cấu trúc tính chất từ băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 10) khảo sát Kết thu độ từ hóa bão hòa lực kháng từ đạt tương ứng 45 emu/g 10 kOe TÀI LIỆU THAM KHẢO J B Yang, W B Yelon, W J James, Q Cai, M Kornecki, S Roy, N Ali and PhI’Heritier (2002), "Crystal structure, magnetic properties and electronic structure of the MnBi intermetallic compound", J Phys Matter, 14, pp 6509–6519 J B Yang, W B Yelon, W J James, and Q Cai, S Roy and N Ali (2002), "Structure and magnetic properties of the MnBi low temperature phase", J Appl Phys, 91(10), pp 7866-7868 Akira Koeba, Toshiyuki Shima, and Doi, and Masaaki (2016), "Observation of hyperfine structure of D022-Mn3-xFexGa by Mössbauer effect ", Jpn J Appl Phys., 55, pp 07MC04 Mithun Palit, J Arout Chelvane, Himalay Basumatary, D Aravindha Babu, and Kamat, S.V (2015), "Microstructure and magnetic properties in as-cast and melt spun Co–Zr alloys", Journal of Alloys and Compounds, 644, pp Nanofoundry, LLC, Glen Allen, and VA "Production of MnxGa magnetc nanoparticles for permanent magnets" T J Nummy, S P Bennett, T Cardinal, and Heiman, and D (2011), "Large coercivity in nanostructured rare-earth-free MnxGa films", Appl Phys Let., 99, pp 252506 Tetsuji Saito, and Daisuke Nishio-Hamane (2015), "New hard magnetic phase in Mn–Ga–Al system alloys", Journal of Alloys and Compounds, 632, pp 486–489 Tetsuji Saito, and Nishimura, and Ryuji (2012), "Hard magnetic properties of Mn-Ga melt-spun ribbons", J Appl Phys., 112, pp 083901 Tetsuji Saito, and Nishio-Hamane, and Daisuke (2016), "High coercivity in Mn-Ga-Cu alloys", AIP Advances, 6, pp 075004 th The International Workshop on Advanced Materials Science and Nanotechnology (IWAMSN2016), 8-12 November, 2016 - Ha Long City, Vietnam Hard magnetic property of Mn-Ga-Al melt-spun ribbons 1,2 Mau Lam Nguyen , Thi Bich Hang Nguyen , Thi Thanh Pham , Hai 3 Yen Nguyen , Dinh Thang Duong , Minh Thi Tran , Xuan Hau Kieu and Huy Dan Nguyen Hanoi Pedagogical University No.2, Xuan Hoa, Vinh Phuc, Vietnam Ha noi Natonal University of Educaton, 136 Xuan Thuy, Ha Noi, Vietnam Email: lamsp2@yahoo.com Insttute of Materials Science, Vietnam Academy of Science and Technology, 18 Hoang Quoc Viet, Cau Giay, Ha Noi, Vietnam Abstract Mn65Ga20-xAl15+x (x = - 10) alloy ribbons were prepared by using melt-spinning method with tangental velocity of the copper wheel of -1 o o 20 m.s The melt-spun ribbons were then annealed at 550 C, 600 C, o o o 650 C, 700 C and 750 C for 60 minutes in Ar gas Coercivity (Hc), saturaton magnetzation (Ms) of the ribbons were found to be dependent on Al concentratons and annealing conditons The high coercivities, Hc > kOe, can be obtained for the alloy ribbons with appropriate compositions and annealing conditions The obtained results show an applicaton potental of the Mn-Ga-Al alloys as a new kind of rare earth-free hard magnetic materials Keywords: Hard magnetc materials, Coercivity, Melt-spinning method Classification numbers: 5.02 Introduction Nowaday, the high cost and limited supply of rare earth elements have impulsed to the development of the rare earth-free permanent magnets [1, 2] Among them, Mn-based magnets have attracted a lot of scientfic researches [3-8] Especially, due to good magnetc properties such as high magnetc anisotropy and Curie temperature above room temperature, the Mn-Ga magnet has important application for magnetoelectronic device [9-13] The Mn3Ga phase is formed in the magnets with various crystalline structures of D022-type tetragonal, D019-type hexagonal, L12-type cubic and L10-type tetragonal ones [14] The formaton of these crystalline phases depends on elemental compositions and annealing conditions The hexagonal D019 and the tetragonal D022 are two phases which appear principally in the Mn-Ga magnets At room temperature, Mn3Ga phase in the hexagonal structure is a antferromagnetic Meanwhile, the D022-type tetragonal crystalline Mn3Ga phase is ferromagnetc which plays an important role for the hard magnetc properties of the Mn-Ga magnets However, magnetc parameters of Mn- Ga melt-spun ribbons, especially their coercivity have not yet been comparable to those of the rare earth-based permanents Thus, further enhancement of magnetc propertes of this kind of magnets is stll concerned to study Effective techniques for increasing coercivity are the addition or replacement of another element in the main phase Previous investgatons have shown that the replacement of Ga with Al in the Mn-Ga magnets consistng of the D022-type Mn3Ga phase could improve their coercivity [15] In this work, we investigate influence of Al and fabricaton conditions on structure and magnetic propertes of Mn65Ga20-xAl15+x (x = - 10) alloy prepared by melt-spinning and subsequently annealing Experimental Alloy ingots with the compositon of Mn65Ga20-xAl15+x (x = - 10) were prepared by arc-melting method Manganese (99.9%), gallium (99.9%) and aluminum (99.9%) metals were used as startng materials After arc-meltng several tmes to ensure the homogeneity, the pre-alloys were used to fabricate ribbons on -1 a melt-spinning system with the tangental velocity of 20 m.s of the copper roller Some of the ribbons were annealed in different conditions All the arcmeltng, melt-spinning and annealing processes were performed under Ar atmosphere to avoid oxygenaton process Structure of the material was examined by X-ray diffracton (XRD) method The magnetic propertes of the samples were investgated by magnetzaton measurements on a pulsed field magnetometer and vibratng sample magnetometer Results and discussion Figure 1a shows XRD patterns of the as-quenched Mn65Ga20-xAl15+x (x = and 5) ribbons with v = 20 m/s The results of the XRD measurements showed that, the diffracton peaks appeared on the XRD patterns consist of MnAl, D022-type Mn3Ga and D019-type Mn3Ga phases However, the diffracton peaks of MnAl are dominant Intensity of the MnAl peaks increases with increasing Al concentraton o It can be realized that, at an angle of 42 has the superpositon of two diffracton peaks correspond to the crystalline phases of MnAl and D019-type Mn3Ga The intensity of the characteristc D022-type Mn3Ga peaks is very weak, i.e the volume fracton of the D022-type Mn3Ga phase in the as-quenched ribbons is very little In order to enhance the volume fracton of the D022-type tetragonal crystalline Mn3Ga phase, the ribbons were annealed in various conditons (a) (b) Figure XRD patterns of the as-quenched (a) and annealed (b) Mn65Ga20-xAl15+x (x = and 5) ribbons 0.6 x=0 x=5 M (emu/g) 0.4 0.2 -0.2 -0.4 -0.6 -12 -8 -4 H (kOe) 12 Figure Hysteresis loops of the as-quenched Mn65Ga20-xAl15+x (x = and 5) ribbons o XRD patterns of the Mn65Ga20-xAl15+x (x = and 5) ribbons annealed at 650 C for h are presented in Figure 1b We can see that the intensity of the MnAl peaks decreases, meanwhile the number of diffracton peaks characterizing for the D022type Mn3Ga phase significantly increase after annealing On the other hand, when the concentration of Al is increased from to 5, the intensity of these D022type Mn3Ga peaks is also increased Previous investgations have shown that, the formaton of this phase can be benefited for the hard magnetc property of the material [10, 13] Thus, annealing process for MnGa ribbon is an effectve method to obtain more D022-type Mn3Ga phase 60 60 40 x=0 x=5 40 x=0 x=5 x =10 x =10 20 20 0 -20 -20 -40 -40 M (emu/g) M (emu/g) -60 -30 -20 -10 10 H (kOe) 20 -60 30 (a) 60 x=0 10 H (kOe) 20 30 10 H (kOe) 20 30 x=0 x=5x =10 20 10 0 -20 -40 M (emu/g) M (emu/g) -10 (b) 20 x =10 -60 -20 30 x =5 40 -30 -10 -20 -30 -20 -10 10 H (kOe) (c) 20 -30 30 -30 -20 -10 (d) 15 x=0 10 x=5x =10 M (emu/g) -5 -10 -15 -30 -20 -10 10 H (kOe) 20 30 (e) Figure Hysteresis loops of Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, and 10) ribbons annealed at o different temperatures Ta = 550 (a), 600 (b), 650 (c), 700 (d) and 750 C (e) for time period of ta = h Figure presents hysteresis loops of the as-quenched Mn65Ga20-xAl15+x (x = and 5) ribbons It can be seen that, the samples exhibit soft magnetic property Both the coercivity, Hc and magnetizaton in the magnetc field H = 12 kOe, M12kOe, increase when increasing the concentraton of x from to However, the coercivity and saturaton magnetzaton is rather small, bellow kOe and 0.6 emu/g, respectvely for the as-quenched ribbons After annealing, both the coercivity and the magnetizaton might be significantly increased (Figure 3) Hc increases above 10 kOe and saturaton magnetzaton exceeds 45 emu/g The ferromagnetc behavior developed in the annealed samples This is in good agreement with the results obtained from the XRD patterns in Figure 1b The volume fracton of the D0 22-type Mn3Ga phase considerably increases after annealing process Moreover, the saturaton magnetzation of the Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, and 10) samples is also depending on the annealing process Figure reveals that the annealing temperature clearly influences on the magnetc property of the alloys The hysteresis loop of all the samples greatly expands after annealing at all the selected temperatures That means the phase, which induces hard magnetc property for the material, was formed during annealing process resultng in the increase of coercivity of the ribbons The dependence of the saturaton magnetizaton Ms and the coercivity at room temperature of Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, and 10) ribbons after annealing process are shown in Figure 60 50 x=5 x=0 x=5 10 x = 10 x = 10 40 20 10 c 30 H (kOe) Ms (emu/g) 12 x=0 550 600 650 700 o Ta ( C) (a) 750 550 600 650 700 o T a ( C) 750 (b) Figure Dependence of saturation magnetizaton Ms and coercivity Hc on annealing temperature Ta of Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, and 10) ribbons Figure 4a shows the saturaton magnetizaton of the samples decreases with increasing Al concentraton For the sample with x = and x = 10, the saturaton o magnetzation increases when increasing annealing temperature from 550 C to o o 650 C The highest saturaton magnetzaton was obtained at Ta = 650 C (18.6 emu/g for x = and 6.2 emu/g for x = 10) Increasing annealing temperature to o o 700 C and 750 C, the saturaton magnetzaton does not increase further but decreases Nevertheless, the trend of the changing of saturaton magnetzaton with x = is unlike the above two concentrations The saturation magnetizaton of the x o = sample is highest with Ta = 550 C (49 emu/g) and then decreases quickly as the annealing temperature increases further As for the coercivity, its variaton on x is contrary to that of the saturaton magnetzaton From Figure 4b, we can see that the coercivity of the ribbons is considerably enhanced when the concentraton of Al increases from x = to x = At the same tme, each of the alloys with different concentrations of Al has its own optimal annealing temperature, where the microstructure of the alloys is formed optimally leading to the best performance of the material For example, the alloys with x = and x = have the o optimal annealing temperature of 650 C and their highest coercivity is kOe and 10.4 kOe, respectvely While the highest coercivity for the sample with x = 10 was o obtained at the optimal annealing temperature of 600 C The opposite variation trends of the coercivity and the saturaton magnetizaton with x = and x = can be explained as the following When the volume fracton of D022-type Mn3Ga ferromagnetc phase increases, the antferromagnetc phases decrease leading to an increase of the saturaton magnetzation That means the density of D022-type Mn3Ga ferromagnetic partcles is higher and and the exchange interaction between the partcles is stronger leading to a decrease of the coercivity When the volume fracton of the Mn3Ga ferromagnetic phase decreases, the saturation magnetizaton decreases On the other hand, the density of the ferromagnetic particles decreases and these partcles are isolated leading to the increase of the coercivity Conclusion The influence of Al concentraton and annealing process on structure and magnetc propertes of the Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, and 10) ribbons was investgated The obtained results show that with appropriate concentraton of Al and annealing temperature, the maximum saturaton magnetzation was obtained with x = 0, whereas the coercivity has minimum value with this x For annealed ribbons, the saturaton magnetzaton and the coercivity were obtained above 45 emu/g and 10 kOe, respectvely Acknowledgments This work was supported by the Natonal Foundaton for Science and Technology Development (NAFOSTED) of Vietnam under grant number of 103.02-2013.49 A part of the work was done in the Key Laboratory for Electronic Materials and Devices, Insttute of Materials Science, VAST, Vietnam References [1] Kramer M J, McCallum R W, Anderson I A and Constantinides S 2012 JOM 64 752 [2] Kono H 1958 J Phys Soc Jpn 13 1444 [3] Saito T and Nishimura R 2012 J Appl Phys 112 083901-1 [4] Feng J N, Zhao X G, Ning X K, Shih C W, Chang W C, Ma S, Liu Q anh Zhang Z D 2014 J Appl Phys 115 17A750-1 [5] Lou C, Wang Q, Liu T, Wei N, Wang C and He J 2010 J All Comp 505 96 [6] Rao N V R, Gabay A M and Hadjipanayis G C 2013 J Phys D: Appl Phys 46 062001-1 [7] Singh N, Shyam R, Upadhyay N K and Dhar A 2012 IOP Conf Ser.: Mater Sci and Eng 73 012042-1 [8] Saito T 2003 J Appl Phys 93 8686 [9] Lou C, Wang Q, Liu T, Wei N, Wang C and He J 2010 J Alloy Compd 505 96 [10] Saito T, Nishimura R and Hamane D N 2014 J Magn Magn Mater 394 [11] Kurt H, Rode K, Tokuc H, Stamenov P, Venkatesan M and Coey J M D 2012 Appl Phys Let 101 232402-1 [12] Huh Y, Khare P, Shah V R, Li X Z, Skomski R and Sellmyer D J 2013 J Appl Phys 114, 013906-1 [13] Brown D R, Han K and Siegrist T 2014 J Appl Phys 115 17A723-1 [14] Huh Y, Kharel P, Shah V R, Krage E, Skomski R, Shield J E and Sellmyer D J 2013 IEEE Trans Magn 49 3277 [15] Herbst J F 1991 Rev Mod Phys 63 819 ... [3, 7, 9] Từ lý trên, lựa chọn đề tài: “Chế tạo vật liệu từ cứng Mn- Ga- Al phương pháp nguội nhanh Mục đích nghiên cứu Chế tạo vật liệu từ cứng khơng chứa đất Mn- Ga- Al có tính chất từ cứng tốt,... học Vật liệu từ cứng Mn- Ga- Al có tính chất từ tốt chế tạo phương pháp nguội nhanh Đối tượng phạm vi nghiên cứu - Đối tượng: Vật liệu từ cứng Mn- Ga- Al - Phạm vi nghiên cứu: Công nghệ chế tạo vật. .. vật liệu từ cứng Mn- Ga- Al phương pháp nguội nhanh Nhiệm vụ nghiên cứu - Lý thuyết cấu trúc tính chất từ hệ Mn- Ga- Al - Nghiên cứu quy trình công nghệ chế tạo hệ hợp kim Mn- Ga- Al phương pháp nguội