¿Cómo preparar polvo de ferrita tipo m?
La ferrita hexagonal tipo m Afe12O19 (A=Sr, Ba, Pb) no solo se utiliza como material de imán permanente tradicional, sino que también se utiliza en dispositivos de microondas y dispositivos magnetoópticos. Los medios de grabación magnéticos de alta densidad se utilizan ampliamente. Existen muchos métodos para preparar ferrita tipo M, como precipitación química, cristalización de vidrio, métodos hidrotermales, cerámicos y en gel.
La ferrita de imán permanente tipo M es ferrimagnética. Los iones de hierro se encuentran en cinco asientos cristalinos diferentes, representados por los símbolos 2a, 4f2, 12k (asiento octaédrico), 4f1 (asiento tetraédrico) y 2b (asiento hexaédrico compuesto por cinco iones de oxígeno). Hay cinco subredes magnéticas en la estructura de ferrita tipo M. Como resultado del superintercambio, los momentos magnéticos iónicos de las tres subredes 2a, 2b y 12k están alineados paralelos entre sí, mientras que los momentos magnéticos iónicos de las dos subredes 4f1 y 4f2 son antiparalelos a los momentos magnéticos de las tres subredes anteriores. Por lo tanto, la magnetización de saturación MS no es muy alta. Se han realizado investigaciones para mejorar las propiedades magnéticas de la ferrita de imán permanente tipo M. El valor teórico del producto de energía magnética máxima es (BH)Max=u0MS/4, por lo que la magnetización de saturación MS del material determina el límite superior del valor teórico (BH)Max de la ferrita de imán permanente. Normalmente, el producto de energía magnética que pueden alcanzar los materiales reales es sólo aproximadamente el 90% del valor teórico. El aumento de MS es una condición necesaria para obtener un alto (BH) Max. Además, se requiere una fuerza coercitiva HCj suficientemente elevada. Ferrita permanente
HCj. Depende principalmente de una alta anisotropía magnetocristalina y un tamaño de partícula adecuado. La microestructura del producto debe controlarse estrictamente para mantener el tamaño del grano como un dominio único.
Para mejorar las propiedades intrínsecas de la ferrita tipo M, muchos estudios se basan en la sustitución de cationes y la mejora de Ms para obtener un alto (BH)MaX. . En 1989, R. Coehom et al. descubrieron experimentalmente por primera vez que Fe3B y Nd2Fel4B estaban acoplados en campos magnéticos duros y blandos. El alemán Kne 19911ER desarrolló teóricamente el acoplamiento de intercambio entre los granos de la fase magnética blanda y la fase magnética dura, lo que puede hacer que el material tenga una alta coercitividad de la fase magnética dura y una alta remanencia de la fase magnética blanda, por lo que tiene un producto de alta energía magnética. Es posible convertirse en una nueva generación de materiales magnéticos permanentes. En los últimos años, se han realizado muchos estudios sobre imanes nanocompuestos metálicos Nd2Fe14B/α-Fe, pero hay pocos estudios sobre el acoplamiento entre ferrita permanente y fases magnéticas blandas. La razón principal puede ser que es difícil encontrar un material de fase magnética suave con una magnetización de alta saturación y una gran adaptabilidad a los procesos de ferrita, de modo que la fuerza coercitiva no disminuya demasiado.
Este artículo utiliza el método Sol-Ge1 para preparar ferrita de estroncio tipo M A, y estudia en detalle la interacción entre el compuesto nanocristalino γ-Fe2O3 (87,7 Nur-g) y SrFe12O19 (72eum/g). fases. Acoplamiento de intercambio magnético. Este trabajo de investigación no ha sido reportado en la literatura.
1 Experimento y medición
Según la relación n (Sr)/n (Fe) = 1/12, disolver una determinada cantidad de Fe(NO3)3 puro analítico· 9h2o en En agua destilada, después de agitar uniformemente, agregue lentamente agua con amoníaco concentrado para precipitar completamente el Fe(OH)3. El precipitado se lava repetidamente con agua hasta que el pH de las aguas madre sea neutro para eliminar completamente los iones NO3 contenidos en el precipitado. El precipitado obtenido y SrCO3 se disolvieron en ácido cítrico y solución de etilenglicol a 60°C para obtener una solución marrón clara y transparente. Mantenga la temperatura constante a 60°C y evapore lentamente; la viscosidad de la solución aumentará gradualmente hasta que se forme un producto viscoso similar a un gel. Secar el gel a 180°C para obtener un producto de gel solidificado. Moler el gel hasta convertirlo en polvo y mantenerlo a 500°C durante 5 horas para descomponer completamente la materia orgánica y obtener el precursor de la muestra. Divida la muestra en dos partes, una parte retiene la muestra de polvo y la otra parte se presiona en una hoja circular bajo una presión de 2t/cm2. Al mismo tiempo, las muestras se calcinaron a una temperatura determinada y se mantuvieron durante 3 horas para realizar análisis estructurales y mediciones magnéticas.
La composición de fases de la muestra se determinó mediante difracción de rayos X (DRX). La morfología y el tamaño de las muestras se determinaron mediante microscopía electrónica de transmisión. La magnetización de saturación específica σs y la fuerza coercitiva intrínseca HCj se midieron utilizando un magnetómetro de muestra vibratoria (VSM) bajo un campo externo de 18 KOe.
2 Resultados y Discusión
La Figura 1 es el espectro de difracción XRD de la muestra obtenida. Se puede observar que cuando la temperatura es de 500°C, las muestras obtenidas son γFe2O3 y SrCO3. Cuando la temperatura es de 600 °C, hay una fase magnética permanente tipo M SrFe12O19 y una fase magnética suave γ-Fe2O3. De 600 ℃ a 800 ℃, el pico de difracción de la fase magnética permanente SrFe12O19 aumenta, mientras que el pico de difracción de la fase magnética suave γ-Fe2O3 disminuye.
Débil A 850°C, todos los picos de difracción de la fase magnética blanda γ-Fe2O3 desaparecen.
La Figura 2 es un espectro parcial del pico de difracción (119) de γ-Fe2O3 en la fase magnética suave a medida que cambia la temperatura del tratamiento térmico. Se puede ver claramente que el pico de difracción (119) de γ. -Fe2O3 apunta al pico de difracción del imán permanente de fase M tipo SrFe1219 (2008). Por tanto, se puede considerar que cuando la temperatura es menor o igual a 800°C, existe una fase magnética blanda y una fase magnética dura. Cuando la temperatura es superior a 850°C, el pico de difracción de γ-Fe2O3 desaparece y se obtiene la fase magnética permanente pura SrFe12O19.
Como se puede observar en la fotografía del microscopio electrónico de transmisión (TEM) en la Figura 3(a), cuando la temperatura del tratamiento térmico es de 500°C, se obtiene γ-Fe2O3 muy uniforme, con un tamaño de partícula de aproximadamente 40 nanómetros. Cuando la temperatura aumenta a 600 °C, aparecen SrFe12O19 hexagonales evidentes (Figura 3(b)), con un tamaño de partícula de aproximadamente 80 nm. Alrededor de la ferrita hexagonal hay pequeñas partículas con un tamaño de aproximadamente 40 nanómetros.
Se estima que el γ-Fe2O3 no ha reaccionado completamente. Cuando la temperatura es de 800 °C, la cantidad de partículas finas se reduce significativamente y se unen a los granos de ferrita hexagonales, como se muestra en la Figura 3 (C). El tamaño de partícula de la ferrita hexagonal no cambia significativamente, que es de aproximadamente 80 ~ 100 nm. Cuando la temperatura de horneado es de 1000°C, según la fotografía de galvanoplastia de transmisión de la Figura 3(d), se forma ferrita hexagonal con regularidad muy uniforme y buena dispersión, aproximadamente 400 nrn.
Los resultados de medición de VSM se enumeran en la Tabla 1. Se puede observar que la magnetización de saturación específica aumenta al aumentar la temperatura del tratamiento térmico. Cambios en σS y fuerza coercitiva intrínseca Hcj. Cuando la temperatura de calcinación es de 500 ℃. σS es 50. Lemu/g, principalmente el aporte de γ-Fe2O3, pero inferior al esperado (el valor teórico es 87,7 emu/g). Esto puede deberse a la baja temperatura del tratamiento térmico, algo de amorfo y, además, algo de SiCO3. Cuando la temperatura es de 800°C, ya sea polvo o escamas, σS y Hcj alcanzan el valor máximo, y σS excede el valor teórico de SrFe12 O19 en 72emu/g. σS y Hji a 850 ℃ son más pequeños que los de 800 ℃. Esto se debe a que a medida que aumenta la temperatura, los granos crecen de un solo dominio a varios dominios, y el HCj es inevitable.
Disminuye, pero σS no aumenta.
Tabla 1 Temperatura de horneado y magnetización de saturación específica σS y coercitividad intrínseca del puente Hcj de la muestra
Temperatura
/℃
σS/ ¿emú? g-1
Hcj/Oe
Máx/MJ
500
50.1
360
p>600
※Respuesta
b
53.1
54.1
4351
3978
0,52
0,89
700
A
b
69.0
68.5
4351
4007
Ochocientos
A
b
75,9
75,6
6400
6015
1,52
1,87
850
A
b
72,9
73,1
5867
p>5826
A※ es la muestra de polvo, B: es la muestra de escamas prensadas.
Las figuras 4 y 5 muestran los bucles de histéresis de muestras horneadas a 600°C y 800°C respectivamente. Se puede observar que el bucle de histéresis del polvo tiene la forma de la cintura de una abeja. Combinado con la Figura 2, se puede concluir que la fase magnética suave γ-Fe2O3 y la fase magnética permanente tipo M SrFe12O19 simplemente se mezclan y superponen. Sin embargo, bajo las mismas condiciones, la muestra laminada tiene un bucle de histéresis suave, y se puede considerar que la fase magnética suave γ-Fe2O3 y la fase magnética permanente tipo M SrFe12O19 son acoplamientos de intercambio magnético.
La interacción de acoplamiento de intercambio de granos se refiere al efecto de acoplamiento de intercambio producido por momentos magnéticos con diferentes orientaciones en la interfaz cuando dos granos adyacentes están en contacto directo, lo que evita que sus momentos magnéticos se muevan a lo largo de sus respectivas direcciones de fácil magnetización. moverse, cambiando continuamente la orientación del momento magnético en la interfaz desde la dirección de magnetización fácil de un grano de cristal a la dirección de magnetización fácil de otro grano de cristal, y alineando los momentos magnéticos de los granos de cristal orientados desordenadamente en paralelo, de esta manera el componente del momento magnético a lo largo del campo magnético externo aumenta, lo que resulta en un aumento del magnetismo residual. Dado que los granos de fase magnética blanda y dura de la muestra laminada están muy cerca, la orientación del momento magnético cambia continuamente de la dirección de magnetización fácil de un grano SRF12O19 a otro SRF12O19 a través de la nanopartícula γ-Fe2O3. La dirección de fácil magnetización de la veta. Puede verse en la curva de desmagnetización en el segundo cuadrante de las Figuras 4 y 5 que la muestra prensada en una hoja es una curva suave convexa. Sin embargo, el acoplamiento de intercambio debilita la anisotropía de cada grano y reduce la anisotropía efectiva de la interfaz del grano, reduciendo así Hcj.
Se puede ver desde la superficie que el HCj de la muestra de escamas calcinada a 800 °C es casi 400 Oe menor que la muestra de polvo, pero el producto de energía magnética (BH) máximo máximo es 0,35 MGOe mayor que el de la muestra de polvo.
El efecto de acoplamiento de intercambio de grano es de corto alcance y su rango de influencia es equivalente al espesor de la pared del dominio de grano, que generalmente es de nanómetros. La fuerza del acoplamiento de intercambio de granos está relacionada con el grado de acoplamiento de los granos, así como con el tamaño y la orientación de los granos. En la Figura 3, la temperatura de calentamiento es inferior a 800 °C, el SrFe12O19 es inferior a 80 nm, pero hay partículas finas de menos de 40 mn alrededor del γ-Fe2O3 hexagonal. Si se identifica como γ-Fe2O3, puede ocurrir un acoplamiento de intercambio entre las fases magnéticas blandas y duras.
Además, cuantos más contactos haya en la interfaz del grano, más acoplamiento directo y más fuerte será el acoplamiento de intercambio. Por lo tanto, el efecto de acoplamiento de intercambio es más fuerte para las muestras que se prensan en láminas delgadas. Sabemos que γ-Fe2O3 tiene una estructura de espinela cúbica, que puede expresarse como Fe(Fe5/3□1/3)O4 (□ representa cationes vacantes), y su estructura es similar al bloque S en SrFe12O19. Podemos pensar que las partículas de γ-Fe2O3 no son simplemente adsorbidas en la superficie del bloque S de las partículas de SrFe12O19, sino que las vacantes de la estructura de espinela γ-Fe2O3 están estrechamente entrelazadas con el Fe3+ en la superficie de SrFe12O19, lo que resulta en un fuerte acoplamiento interfacial. . Se puede decir que cuanto menor es el tamaño del grano, mayor es el área de superficie por unidad de volumen (área de superficie específica) y más significativo es el impacto de la interacción del acoplamiento de intercambio en la interfaz sobre el rendimiento del imán.
3 Conclusión
(1) La ferrita de estroncio tipo Nano-M se preparó mediante el método sol-gel. El mecanismo de crecimiento y las propiedades magnéticas de la ferrita de estroncio tipo M nanométrica se estudiaron mediante difracción de rayos X (DRX), microscopio electrónico de transmisión (TEM) y magnetómetro de muestra vibratoria (VSM). Después de la descarburación a 500°C, los componentes principales son γ-Fe2O3 y SrCO3, y el tamaño de partícula es de aproximadamente 40 nm. Es γ-Fe2O3 y SrFe12O19 a 600 ~ 800 ℃, y es SrFe12O19 después de 850 ℃. Cuando la temperatura de calcinación es de 600 ~ 800°C, aparece SrFe12O19 hexagonal, con un tamaño de partícula de aproximadamente 80 nm. Alrededor de la ferrita hexagonal aún se encuentran pequeñas partículas con un tamaño de aproximadamente 40 nanómetros, de las que se estima que no ha reaccionado completamente el γ-Fe2O3. Cuando la temperatura de horneado es de 1000 °C, según la fotografía del microscopio electrónico de transmisión (D), se forma ferrita hexagonal con buena dispersión, que es de aproximadamente 400 nrn. Cuando la temperatura es de 800 ℃, ya sea en forma de polvo o de escamas, бS y HCj alcanzan el valor máximo, y бS supera el valor teórico de SrFe12O19 en 72 em/g. бS y
HCj son menores que HCj a 800 ℃.
(2) Mediante análisis de fase y pruebas de propiedades magnéticas, se descubrió que cuando la temperatura de sinterización es de 600 ~ 800 °C, el bucle de histéresis de la muestra de polvo adquiere forma de cintura de abeja y Se puede concluir que la fase magnética suave γ- Conclusión de mezcla simple y superposición de Fe2O3 y fase magnética permanente tipo M SrFe12O19. Sin embargo, bajo las mismas condiciones, la muestra laminada tiene un bucle de histéresis suave, y se puede considerar que existe un acoplamiento de intercambio magnético entre la fase magnética suave γ-Fe2O3 y la fase magnética permanente tipo M SrFe12O19. Para la muestra de 800 °C, aunque la fuerza coercitiva intrínseca Hcj de la muestra en escamas es casi 400 Oe menor que la de la muestra en polvo, el producto de energía magnética (BH) Max máximo es 0,35 MGOe mayor que el de la muestra en polvo.