徐世峰, 徐 丹, 侯志鵬, 張金寶, 蘇 峰, 孫麗媛, 王文全

(1. 沈陽(yáng)航空航天大學(xué) 理學(xué)院, 沈陽(yáng) 110136; 2. 吉林大學(xué) 物理學(xué)院, 長(zhǎng)春 130012)

由于在Fe中加入非磁性元素Al和Ga可形成替代式固熔體, 使其磁致伸縮系數(shù)增加十～幾十倍[1], 且該合金具有飽和磁化場(chǎng)低、 磁場(chǎng)靈敏度高、 強(qiáng)度高、 韌性好、 脆性小、 可以熱軋和價(jià)格低廉等優(yōu)點(diǎn), 因此關(guān)于該合金的研究已引起人們廣泛關(guān)注[2-3]. 在Galfenol合金中, 元素替代有兩種途徑: 1) 替代非磁性Ga原子, 主要基于考慮Ga的電子結(jié)構(gòu)特點(diǎn)選擇第三種元素. 如Ga和Al原子的價(jià)電子結(jié)構(gòu)相同, Fe-Ga-Al三元合金的磁致伸縮較大表明, Ga和Al在Fe的bcc結(jié)構(gòu)中作用相似, 一定程度上可相互替代[4]. 在Fe-Rh合金中沒(méi)有D03相區(qū), 因此可避免有序相的影響, 但在Fe-Ga-Rh合金中出現(xiàn)了富Rh區(qū), 使磁致伸縮降低[5]. 2) 替代磁性Fe原子, 摻雜磁性Ni元素是因?yàn)镹i的電子結(jié)構(gòu)與Fe相似, 但加入Ni降低了λ100值和負(fù)的λ111值[6]; Co替代Fe原子可提高合金的居里溫度, 但降低了磁致伸縮性能[7]. 由于Fe-Al合金的電阻率較低, 在交流中頻段易產(chǎn)生渦流效應(yīng), 高頻時(shí)渦流損耗大, 導(dǎo)致器件發(fā)熱而降低效率, 從而限制了Fe-Al磁致伸縮材料的應(yīng)用范圍. 通過(guò)摻雜其他元素可提高Terfenol-D材料的室溫電阻率, 但磁致伸縮性能下降較快[8]. 由于Mn元素與Fe元素的原子半徑接近, 外層電子結(jié)構(gòu)相似, 且金屬M(fèi)n的電阻率較大, 因此Alfenol合金中摻雜Mn可獲得較大的電阻率. 本文將Mn元素?fù)诫s于Fe81Al19合金中, 研究Mn元素?fù)诫s替代對(duì)Fe81Al19合金的相組成、 磁性、 磁致伸縮及輸運(yùn)性質(zhì)的影響規(guī)律.

1 實(shí) 驗(yàn)

將質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.95%的Fe,Mn,Al單質(zhì)配制為Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金后, 在氬氣保護(hù)下電弧熔煉為紐扣狀合金錠子, 為保證所得合金錠子成相均勻, 反復(fù)熔煉4次, 由于Mn元素易揮發(fā), 因此過(guò)量添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%的Mn元素, 熔煉后總質(zhì)量損失小于0.5%. 利用日本理學(xué)D/Max2200PC型X射線衍射儀測(cè)定(CuKα輻射)樣品的成相質(zhì)量和結(jié)構(gòu)參數(shù), 利用美國(guó)Lakeshore7407型振動(dòng)樣品磁強(qiáng)計(jì)(VSM)測(cè)量材料的室溫磁性, 用日本理學(xué)MPMS-7型超導(dǎo)量子干涉儀測(cè)量材料的低溫磁性, 采用交流磁化率方法測(cè)量居里溫度, 在國(guó)產(chǎn)HZ-3型電阻應(yīng)變計(jì)上用標(biāo)準(zhǔn)電阻應(yīng)變片的方法, 利用物科JDM-30型磁致伸縮測(cè)量?jī)x測(cè)定樣品的磁感生應(yīng)變, 樣品尺寸均為10 mm×10 mm×2 mm. 用四端法測(cè)量樣品的電阻率, 測(cè)量溫度100～300 K, 為減小實(shí)驗(yàn)誤差, 樣品用電火花切割機(jī)切割成規(guī)則的長(zhǎng)條, 表面拋光, 尺寸為1 mm×1 mm×15 mm.

2 結(jié)果與討論

圖1 Fe73Mn8Al19合金的室溫磁致伸縮曲線Fig.1 Magnetostrictive curves of Fe73Mn8Al19 at room temperature

圖1為Fe73Mn8Al19合金的室溫磁致伸縮曲線(未考慮退磁場(chǎng)效應(yīng)). 由圖1可見(jiàn): 平行磁場(chǎng)方向的磁致伸縮(λpar)為正值, 垂直磁場(chǎng)方向的磁致伸縮(λper)為負(fù)值; Fe73Mn8Al19合金的磁致伸縮在80 kA/m達(dá)到飽和; Mn元素?fù)诫s未產(chǎn)生磁滯后, 磁致伸縮可完全回復(fù), 曲線線性度較好.

非取向多晶體在宏觀上的磁致伸縮為各向同性, 該材料的磁致伸縮系數(shù)與樣品的磁疇結(jié)構(gòu)有關(guān)[9]. 當(dāng)晶體的磁致伸縮為各向同性時(shí),λ100=λ111, 因此磁致伸縮系數(shù)的表達(dá)式為λ=(3/2)λs(cos2θ-1/3), 其中θ為磁化強(qiáng)度(磁場(chǎng)方向)與測(cè)量方向間的夾角;λs為飽和磁致伸縮系數(shù). 當(dāng)θ=0時(shí), 平行磁場(chǎng)方向的應(yīng)變?chǔ)藀ar=λs; 當(dāng)θ=90°時(shí), 垂直磁場(chǎng)方向的應(yīng)變?chǔ)藀er=-λs/2. 非取向多晶體材料的飽和磁致伸縮系數(shù)可用λtotal=3λs/2=λpar-λper表征, 但本文樣品的磁致伸縮系數(shù)并不完全符合λpar=-2λper, 表明磁疇結(jié)構(gòu)未完全隨機(jī)取向, 磁疇取向受材料內(nèi)部?jī)?nèi)應(yīng)力的影響.

Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的磁致伸縮系數(shù)隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化關(guān)系如圖2所示. 由圖2可見(jiàn), Fe81-xMnxAl19合金的磁致伸縮系數(shù)隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低, Fe81Al19樣品的磁致伸縮系數(shù)最大, 為6.2×10-5. 在Fe81Al19合金中, 由于Mn元素?fù)诫s替代使得無(wú)取向多晶體的磁致伸縮系數(shù)減小, 未得到與Mn摻雜Fe-Ga合金類似的結(jié)果[10]. 在Fe81Ga19合金中, 由于Mn元素?fù)诫s替代使得無(wú)取向多晶體的磁致伸縮系數(shù)增大, 該磁致伸縮系數(shù)增大可用Akulov近似解釋[5]: 由于λs=(2λ100+3λ111)/5, 因此在Akulov近似中無(wú)取向多晶的磁致伸縮系數(shù)與立方晶體的磁致伸縮系數(shù)λ100和λ111相關(guān), 3d過(guò)渡族金屬M(fèi)n摻雜使Fe-Ga合金的磁致伸縮系數(shù)λ100減小, 但λ111增大, 因此飽和磁致伸縮系數(shù)增大是由于λ111增大抵消了λ100減小所致. 此外, Mn元素?fù)诫s未在Fe-Ga合金中形成第二相, 使得磁致伸縮系數(shù)未顯著降低.

Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的XRD譜如圖3所示. 由圖3可見(jiàn), 鑄態(tài)Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的XRD譜可按bcc結(jié)構(gòu)標(biāo)定, Mn元素添加到Fe81Al19合金中, Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金并未改變Fe81Al19合金相結(jié)構(gòu), 仍為體心立方結(jié)構(gòu), 其中110峰為主峰, 200和211峰的相對(duì)強(qiáng)度與粉末樣品各相應(yīng)衍射峰強(qiáng)度相同, 表明合金中沒(méi)有明顯取向. 由于Fe原子比Mn原子半徑小, 因此與Fe81Al19比較可見(jiàn), 其相應(yīng)峰的峰位向小角度方向移動(dòng), 晶格常數(shù)隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增大而增大. 由Fe-Al合金相圖[11]可知, Fe81Al19合金在大于570 ℃時(shí)為無(wú)序bccA2結(jié)構(gòu), 當(dāng)慢冷至室溫時(shí)生成部分有序的D03結(jié)構(gòu), 由于Fe原子和Al原子的散射因子相似以及原子半徑相近, 導(dǎo)致D03相的超點(diǎn)陣峰極弱, 因此在XRD譜中未觀察到D03結(jié)構(gòu)的超晶格衍射峰, 無(wú)法確定合金錠中D03相的質(zhì)量分?jǐn)?shù), 可借助相變和磁性轉(zhuǎn)變溫度測(cè)試, 以確定合金的室溫相結(jié)構(gòu).

圖2 Fe81-xMnxAl19合金的磁致伸縮系數(shù)隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化關(guān)系Fig.2 Dependence of magnetostrictive coefficient of Fe81-xMnxAl19 alloy on Mn mass fraction

圖3 Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的XRD譜Fig.3 XRD patterns of Fe81-xMnxAl19 (x=0～24)alloys

Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金和Fe57Mn24Al19樣品的交流磁化率曲線如圖4所示. 由圖4(A)可見(jiàn), Fe81Al19合金的居里溫度Tc=905 K, 隨著Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加, 居里溫度近線性減小, 這是由于 Fe-Mn原子間交換作用小于Fe-Fe原子間的交換作用所致. 由圖4(B)可見(jiàn), 樣品約在400 K處發(fā)生D03(f)→D03(p)(f: 鐵磁性;p: 順磁性)轉(zhuǎn)變. 由以上分析可知, 室溫下鑄態(tài)Fe81-xMnxAl19合金生成部分有序D03相, 即隨著Mn元素的摻雜, 在Fe-Al合金多晶塊體中生成了第二相, 且D03相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨Mn摻雜量的增多而增多, 由于D03結(jié)構(gòu)的磁致伸縮系數(shù)λ100為負(fù)值[12], 且D03結(jié)構(gòu)減少了A2相正的磁致伸縮系數(shù), 因此Fe81-xMnxAl19合金的磁致伸縮系數(shù)降低.

圖4 Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金(A)和Fe57Mn24Al19樣品(B)的交流磁化率曲線Fig.4 AC susceptibility curves of Fe81-xMnxAl19 (x=0～24) alloys (A) and Fe57Mn24Al19 sample (B)

Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的室溫磁滯回線如圖5所示. 由圖5可見(jiàn), 摻雜使得Fe-Al合金的飽和磁化強(qiáng)度均減小, 但所有樣品幾乎沒(méi)有剩磁和矯頑力, 有利于磁致伸縮材料的反復(fù)磁化過(guò)程, 且室溫飽和磁化場(chǎng)隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低, 磁導(dǎo)率增大, 低場(chǎng)性能提高, 表明Mn替代可降低Fe-Al合金的各向異性, 有利于獲得低場(chǎng)磁致伸縮效應(yīng).

由于Fe-Al合金的電阻率較低, 室溫Fe81Al19合金電阻率為94 μΩ·cm, 與Terfenol-D材料的電阻率為同一數(shù)量級(jí), 在交流中頻段易于產(chǎn)生渦流效應(yīng), 限制了Fe-Al磁致伸縮材料的應(yīng)用范圍. Fe81-xMnxAl19合金電阻率隨溫度的變化關(guān)系如圖6所示. 由圖6可見(jiàn), 所有樣品的電阻率均隨溫度的升高而變大, 樣品呈金屬性. 這是由于隨機(jī)分布的Mn原子對(duì)傳導(dǎo)電子起散射中心的作用, 且Mn原子比Fe原子的自由電子數(shù)少, 以及Mn元素溶入Fe-Al合金后對(duì)Fermi球產(chǎn)生影響所致.

圖5 Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金的室溫磁滯回線Fig.5 Magnetic hysteresis loops of Fe81-xMnxAl19(x=0～24) alloys at room temperature

圖6 Fe81-xMnxAl19(x=0～24)合金電阻率隨溫度的變化關(guān)系Fig.6 Dependence of electrical resistivity of Fe81-xMnxAl19 (x=0～24) alloys on temperature

綜上, 本文研究了Mn元素?fù)诫s替代對(duì)Fe81Al19合金多晶塊體的結(jié)構(gòu)、 磁性、 磁致伸縮及輸運(yùn)性質(zhì)的影響. 結(jié)果表明: Fe81-xMnxAl19系列合金的磁轉(zhuǎn)變溫度和飽和磁化強(qiáng)度均隨Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低; Mn元素?fù)诫s提高了Fe-Al多晶合金的電阻率及磁致伸縮合金的交流頻率使用范圍; 降低了Fe-Al合金的各向異性, 提高了低場(chǎng)磁致伸縮效應(yīng).

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