7. Cấu trúc khóa luận
2.4. Các phƣơng pháp nghiên cứu tính chất từ
2.4.1. Hệ đo từ kế mẫu rung (VSM)
Các phép đo từ độ phụ thuộc nhiệt độ và phép đo đƣờng cong từ hóa đẳng nhiệt đƣợc thực hiện trên hệ đo từ kế mẫu rung (VSM) của Phòng Vật lý Vật liệu Từ và Siêu dẫn thuộc Viện Khoa học vật liệu, Viện Hàn lâm Khoa học và Công nghệ Việt Nam.
Thiết bị này có độ nhạy cỡ 10-4 emu và có thể hoạt động trong khoảng từ trƣờng từ -12 kOe đến 12 kOe và trong khoảng nhiệt độ từ 77 K đến 1000 K. Các mẫu đo đƣợc gắn chắc với bình đựng mẫu để tránh sự dao động của mẫu trong quá trình đo. Quá trình đo từ độ ở nhiệt độ cao đƣợc thực hiện trong môi trƣờng khí trơ.
Hình 2.9. Sơ đồ nguyên lý của hệ từ kế mẫu rung (VSM). (1) Màng rung điện động (7) Mẫu đo
(2) Giá đỡ hình nón (8) Cuộn dây thu tín hiệu
(3) Mẫu so sánh (9) Các cực nam châm
(4) Cuộn dây thu tín hiệu so sánh
Hệ VSM hoạt động dựa vào sự thay đổi từ thông trong các cuộn dây thu, đặt gần mẫu khi mẫu dao động với tần số xác định theo một phƣơng cố định nhờ một màng rung điện động. Suất điện động cảm ứng xuất hiện trong các cuộn dây thu là do sự thay đổi khoảng cách tƣơng đối giữa mẫu đo và cuộn dây do mẫu dao động. Biểu thức của suất điện động cảm ứng :
e = MAG(r)cos(t), (2.4)
Trong đó : M, và A lần lƣợt là mômen từ, tần số và biên độ dao động của mẫu; G(r) là hàm độ nhạy phụ thuộc vào vị trí đặt mẫu so với cuộn dây thu và cấu hình các cuộn thu. Tín hiệu thu đƣợc từ các cuộn dây đƣợc khuếch đại bằng bộ khuếch đại lọc lựa tần số nhạy pha trƣớc khi đi đến bộ xử lý để hiển thị kết quả.
2.4.2. Hệ đo từ trƣờng xung (PFM)
Các phép đo từ trễ đƣợc thực hiện trên hệ đo từ trƣờng xung với từ trƣờng cực đại lên đến 90 kOe. Hình 2.11 là hình ảnh hệ đo từ trƣờng xung.
Hình 2.10. Sơ đồ nguyên lý của hệ đo từ trường xung.
Hệ đƣợc thiết kế theo nguyên tắc nạp – phóng điện qua bộ tụ điện và cuộn dây (hình 2.10). Dòng một chiều qua K1, nạp điện cho tụ, tụ tích năng lƣợng cỡ vài chục KJ. Khóa K2 đóng, dòng điện hình sin tắt dần. Dòng điện trong thời gian tồn tại ngắn đã phóng điện qua cuộn dây nam châm L và tạo trong lòng ống dây một từ trƣờng xung cao. Mẫu đo đƣợc đặt tại tâm của cuộn nam châm cùng với hệ cuộn dây cảm biến pick - up.
Tín hiệu ở lối ra tỷ lệ với vi phân từ độ và vi phân từ trƣờng sẽ đƣợc thu thập, xử lí hoặc lƣu trữ cho các mục đích cụ thể. Từ trƣờng trong lòng ống dây có thể đƣợc sử dụng để nạp từ cho các mẫu vật liệu khi chỉ dùng một nửa chu kì hình sin của dòng điện phóng. Từ trƣờng lớn nhất của hệ có thể đạt tới 100 kOe. Hệ đƣợc điều khiển và đo đạc bằng kĩ thuật điện tử và ghép nối với máy tính.
Hình 2.11. Hệ đo từ trường xung.
Để tránh đƣợc hiệu ứng trƣờng khử từ, các mẫu đƣợc đặt sao cho từ trƣờng ngoài song song và dọc theo chiều dài của mẫu, các mẫu khối đều đƣợc cắt theo dạng hình trụ. Các mẫu đo đƣợc gắn chặt vào bình.
CHƢƠNG 3
KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN
Trong khóa luận này chúng tôi đã khảo sát sự ảnh hƣởng của Al và chế độ ủ nhiệt lên cấu trúc và tính chất từ của băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0-10).
Các mẫu hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0-10) đƣợc phun băng với vận tốc trống quay là 20 m/s. Các mẫu băng thu đƣợc, sau đó đƣợc ủ ở các nhiệt độ 550 o
C, 600 oC, 650 oC, 700 oC và 750 oC với thời gian 60 phút trong môi trƣờng khí Ar. Lực kháng từ (Hc), từ độ bão hòa (Ms) của băng thu đƣợc phụ thuộc vào nồng độ Al và điều kiện ủ. Với Hc > 8 kOe cho thấy tiềm năng ứng dụng của các hợp kim Mn-Ga-Al nhƣ một loại vật liệu từ cứng mới không có đất hiếm và định hƣớng ứng dụng trong nam châm tổ hợp.
3.1. Cấu trúc của băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x
Hình 3.1a cho thấy phổ nhiễu xạ của băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 và 5) với v = 20 m/s.
(a) (b)
Hình 3.1. Phổ nhiễu xạ tia X trước ủ nhiệt (a) và sau ủ nhiệt (b) của băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 và 5).
Kết quả cho thấy rằng, các đỉnh nhiễu xạ xuất hiện bao gồm các pha MnAl, D022-Mn3Ga và D019-Mn3Ga. Tuy nhiên, các đỉnh nhiễu xạ của MnAl lại chiếm ƣu thế. Cƣờng độ đỉnh MnAl tăng lên khi nồng độ Al tăng lên.
Phổ nhiễu xạ của các băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 và 5) ủ nhiệt ở 650 o
C trong 1 giờ đƣợc trình bày trong hình 3.1b. Chúng ta có thể thấy cƣờng độ của các đỉnh MnAl giảm, trong khi đó số lƣợng đỉnh nhiễu xạ đặc trƣng cho pha Mn3Ga loại D022 tăng đáng kể sau khi ủ. Mặt khác, khi nồng độ Al tăng từ 0 đến 5, cƣờng độ của các đỉnh Mn3Ga loại D022 cũng tăng lên. Các nghiên cứu trƣớc đây đã chỉ ra rằng, sự hình thành của pha này tăng cƣờng cho tính chất từ cứng của vật liệu. Do đó, quá trình ủ nhiệt các mẫu băng Mn-Ga-Al là một phƣơng pháp có hiệu quả để đạt pha Mn3Ga loại D022.
3.2. Tính chất từ của băng hợp kim Mn65Ga20-xAl15+x
-0.6 -0.4 -0.2 0 0.2 0.4 0.6 -12 -8 -4 0 4 8 12 x = 0 x = 5 M (em u /g) H (kOe)
Hình 3.2. Các đường từ trễ của các băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 và 5) chưa ủ nhiệt.
Hình 3.2 trình bày các đƣờng từ trễ của các băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 và 5) chƣa ủ nhiệt. Có thể thấy rằng, các mẫu có tính chất từ mềm. Ở từ trƣờng từ hóa mẫu H = 12 kOe, từ độ bão hòa M12kOe tăng khi tăng nồng độ của x từ 0 đến 5. Tuy nhiên, lực kháng từ và từ độ bão hòa là khá nhỏ, dƣới 1 kOe và 0.6 emu/g. Sau khi ủ, lực kháng từ và từ độ bão hòa tăng đáng kể (hình 3.3). Hc tăng trên 10 kOe và từ hóa bão hòa vƣợt quá 45 emu/g. Phần khối lƣợng của pha Mn3Ga loại D022 tăng lên đáng kể sau quá trình ủ. Hơn nữa, từ độ bão hòa của mẫu Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 5 và 10) phụ thuộc vào
-60 -40 -20 0 20 40 60 -30 -20 -10 0 10 20 30 x = 0 x = 5 x =10 M ( e m u /g ) H (kOe) -60 -40 -20 0 20 40 60 -30 -20 -10 0 10 20 30 x = 0 x = 5 x =10 M ( e m u /g ) H (kOe) (a) (b) -60 -40 -20 0 20 40 60 -30 -20 -10 0 10 20 30 x = 0 x =5 x =10 M ( e m u /g ) H (kOe) -30 -20 -10 0 10 20 30 -30 -20 -10 0 10 20 30 x = 0 x = 5 x =10 M ( e m u /g ) H (kOe) (c) (d) -15 -10 -5 0 5 10 15 -30 -20 -10 0 10 20 30 x = 0 x = 5 x =10 M ( e m u /g ) H (kOe) (e)
Hình 3.3. Đường cong từ trễ của băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 5 và 10) ủ ở nhiệt độ khác nhau tại Ta = 550 (a), 600 (b), 650 (c), 700 (d) và 750 oC (e)
Hình 3.3 cho thấy nhiệt độ ảnh hƣởng rõ rệt đến tính chất từ của các băng hợp kim. Đƣờng cong từ trễ của tất cả các mẫu rất lớn sau khi ủ, ở tất cả các nhiệt độ đã chọn. Điều đó có nghĩa là pha gây ra tính chất từ cho vật liệu, đã đƣợc hình thành trong quá trình ủ. Kết quả làm tăng lực kháng từ và từ độ bão hòa của các băng hợp kim.
0 10 20 30 40 50 60 550 600 650 700 750 x = 0 x = 5 x = 10 T a (oC) M s ( e m u /g ) 0 2 4 6 8 10 12 550 600 650 700 750 x = 0 x = 5 x = 10 H c ( k O e ) T a (oC) (a) (b)
Hình 3.4. Sự phụ thuộc của từ độ bão hòa Ms và lực kháng từ Hc vào nhiệt độ ủ của băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 5 và 10).
Hình 3.4a cho thấy từ độ bão hòa của các mẫu giảm với nồng độ Al tăng lên. Đối với mẫu với x = 5 và x = 10, từ độ bão hòa tăng khi tăng nhiệt độ ủ từ 550oC đến 650oC. Từ độ bão hòa cao nhất thu đƣợc ở Ta = 650 oC (18.6 emu/g đối với x = 5 và 6.2 emu/g đối với x = 10). Nhiệt độ tăng lên đến 700 o
C và 750 oC thì từ độ bão hòa không tăng thêm mà giảm đi. Tuy nhiên, xu hƣớng thay đổi từ độ bão hòa với x = 0 không giống nhƣ hai nồng độ trên. Từ độ bão hòa của mẫu x = 0 cao nhất với Ta = 550oC (49 emu/g) và sau đó giảm nhanh chóng khi nhiệt độ nung tăng thêm. Từ hình 3.4b, chúng ta có thể thấy rằng lực kháng từ của các băng đƣợc tăng lên đáng kể khi nồng độ Al tăng từ x = 0 đến x = 5. Đồng thời, mỗi hợp kim có nồng độ Al khác nhau có nhiệt độ tối
ƣu là 650o
C. Các xu hƣớng biến thiên ngƣợc lại của lực kháng từ và từ độ bão hòa với x = 0 và x = 5 có thể đƣợc giải thích nhƣ sau. Khi lƣợng pha sắt từ Mn3Ga của loại D022 tăng lên, các pha phản sắt từ sẽ giảm đi dẫn đến sự gia tăng bão hòa. Điều đó có nghĩa là mật độ hạt sắt từ D022 loại Mn3Ga cao hơn và sự tƣơng tác trao đổi giữa các hạt sẽ mạnh hơn dẫn đến giảm lực kháng từ. Khi lƣợng pha sắt từ Mn3Ga của loại D022 giảm, sự từ hóa bão hòa giảm. Mặt khác, mật độ hạt sắt giảm và những hạt này bị cô lập dẫn đến sự gia tăng lực kháng từ.
KẾT LUẬN
Đã chế tạo đƣợc vật liệu từ cứng Mn-Ga-Al bằng phƣơng pháp nguội nhanh.
Kết quả thực nghiệm cho thấy với nồng độ thích hợp của Al và nhiệt độ ủ ảnh hƣởng đến tính chất từ cứng của hợp kim Mn-Ga-Al, độ từ hóa bão hòa tối ƣu thu đƣợc với mẫu x = 0, trong khi lực kháng từ có giá trị nhỏ nhất.
Ảnh hƣởng của nồng độ Al và quá trình ủ nhiệt đối với cấu trúc và tính chất từ của băng Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0, 5 và 10) đã đƣợc khảo sát. Kết quả thu đƣợc độ từ hóa bão hòa và lực kháng từ đạt đƣợc tƣơng ứng trên 45 emu/g và 10 kOe.
TÀI LIỆU THAM KHẢO
1. 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.
2. 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.
3. 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.
4. 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. 7. 5. Nanofoundry, LLC, Glen Allen, and VA "Production of MnxGa magnetic nanoparticles for permanent magnets".
6. T. J. Nummy, S. P Bennett, T. Cardinal, and Heiman, and D. (2011), "Large coercivity in nanostructured rare-earth-free MnxGa films", Appl. Phys. Lett., 99, pp. 252506.
7. 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.
8. Tetsuji Saito, and Nishimura, and Ryuji (2012), "Hard magnetic properties of Mn-Ga melt-spun ribbons", J. Appl. Phys., 112, pp. 083901.
9. Tetsuji Saito, and Nishio-Hamane, and Daisuke (2016), "High coercivity in Mn-Ga-Cu alloys", AIP Advances, 6, pp. 075004.
Hard magnetic property of Mn-Ga-Al melt-spun ribbons
Mau Lam Nguyen1,2, Thi Bich Hang Nguyen1, Thi Thanh Pham3,
Hai Yen Nguyen3, Dinh Thang Duong1, Minh Thi Tran2, Xuan
Hau Kieu3 and Huy Dan Nguyen3
1
Hanoi Pedagogical University No.2, Xuan Hoa, Vinh Phuc, Vietnam
2 Ha noi National University of Education, 136 Xuan Thuy, Ha Noi, Vietnam
Email: lamsp2@yahoo.com
3 Institute of Materials Science, Vietnam Academy of Science and Technology, 18 Hoang Quoc Viet, Cau Giay, Ha Noi, Vietnam
Abstract.
Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 - 10) alloy ribbons were prepared by using melt-spinning method with tangential velocity of the copper wheel of 20 m.s-1. The melt-spun ribbons were then annealed at 550oC, 600oC, 650oC, 700oC and 750oC for 60 minutes in Ar gas. Coercivity (Hc), saturation magnetization (Ms) of the ribbons were found to be dependent on Al concentrations and annealing conditions. The high coercivities, Hc > 8 kOe, can be obtained for the alloy ribbons with appropriate compositions and annealing conditions. The obtained results show an application potential of the Mn-Ga-Al alloys as a new kind of rare earth-free hard magnetic materials.
Keywords: Hard magnetic materials, Coercivity, Melt-spinning
method.
Classification numbers: 5.02.
1. 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 scientific researches [3-8]. Especially, due to good magnetic properties such as high magnetic 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 formation of these crystalline phases depends on elemental compositions and annealing The 8th International Workshop on Advanced Materials Science and Nanotechnology (IWAMSN2016), 8-12 November, 2016 - Ha Long City, Vietnam
appear principally in the Mn-Ga magnets. At room temperature, Mn3Ga phase in the hexagonal structure is a antiferromagnetic. Meanwhile, the D022-type tetragonal crystalline Mn3Ga phase is ferromagnetic which plays an important role for the hard magnetic properties of the Mn-Ga magnets. However, magnetic 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 magnetic properties of this kind of magnets is still concerned to study. Effective techniques for increasing coercivity are the addition or replacement of another element in the main phase. Previous investigations have shown that the replacement of Ga with Al in the Mn-Ga magnets consisting of the D022-type Mn3Ga phase could improve their coercivity [15]. In this work, we investigate influence of Al and fabrication conditions on structure and magnetic properties of Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 - 10) alloy prepared by melt-spinning and subsequently annealing.
2. Experimental
Alloy ingots with the composition of Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 - 10) were prepared by arc-melting method. Manganese (99.9%), gallium (99.9%) and aluminum (99.9%) metals were used as starting materials. After arc-melting several times to ensure the homogeneity, the pre-alloys were used to fabricate ribbons on a melt-spinning system with the tangential velocity of 20 m.s-1 of the copper roller. Some of the ribbons were annealed in different conditions. All the arc-melting, melt-spinning and annealing processes were performed under Ar atmosphere to avoid oxygenation process. Structure of the material was examined by X-ray diffraction (XRD) method. The magnetic properties of the samples were investigated by magnetization measurements on a pulsed field magnetometer and vibrating sample magnetometer.
3. Results and discussion
Figure 1a shows XRD patterns of the as-quenched Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 and 5) ribbons with v = 20 m/s. The results of the XRD measurements showed that, the
diffraction peaks appeared on the XRD patterns consist of MnAl, D022-type Mn3Ga
and D019-type Mn3Ga phases. However, the diffraction peaks of MnAl are
dominant. Intensity of the MnAl peaks increases with increasing Al concentration. It can be realized that, at an angle of 42o has the superposition of two diffraction peaks correspond to the crystalline phases of MnAl and D019-type Mn3Ga. The intensity of the characteristic D022-type Mn3Ga peaks is very weak, i.e the volume fraction of the D022-type Mn3Ga phase in the as-quenched ribbons is very little. In order to enhance the volume fraction of the D022-type tetragonal crystalline Mn3Ga phase, the ribbons were annealed in various conditions.
(a) (b)
Figure 1. XRD patterns of the as-quenched (a) and annealed (b)
Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 and 5) ribbons. -0.6 -0.4 -0.2 0 0.2 0.4 0.6 -12 -8 -4 0 4 8 12 x = 0 x = 5 M (em u /g) H (kOe)
Figure 2. Hysteresis loops of the as-quenched Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 and 5)
ribbons.
XRD patterns of the Mn65Ga20-xAl15+x (x = 0 and 5) ribbons annealed at 650oC for 1 h are presented in Figure 1b. We can see that the intensity of the MnAl peaks