楊靜潔趙金良許磊張紅國岳明劉丹敏蔣毅堅

1)(北京工業(yè)大學應用數理學院,北京 100124)

2)(北京工業(yè)大學材料科學與工程學院,北京 100124)

3)(北京工業(yè)大學固體微結構與性能研究所,北京 100124)

4)(北京工業(yè)大學激光工程研究院,北京 100124)

1 引 言

近年來,基于磁熱效應(MCE)的磁制冷材料引起了國內外的廣泛關注.由于在磁制冷領域具有巨大的應用潛能,許多具有磁熱效應的磁致冷材料已被廣泛地研究[1?9].在這些材料中,La(Fe,M)13(M=Si,Al等)基化合物以其巨磁熵變、居里溫度(TC)可調、價格低廉、無毒害等優(yōu)勢迅速成為最具潛力的高性能磁致冷材料之一[10].由于La(Fe,Si)13基化合物往往具有一級相變的性質,能夠產生較大的磁熵變,以往對這類化合物研究的比較多,而另一方面,隨之產生的磁滯損耗卻造成有效制冷能力的下降.La(Fe,Al)13基化合物一般呈二級相變,通常磁熵變值較La(Fe,Si)13基化合物小,但二級相變材料沒有磁滯損耗,有利于這類材料在實際中的應用.

La(Fe,Al)13化合物的空間群為Fm-3c且具有NaZn13型晶體結構[11].在1.04 6x<1.82范圍內,LaFe13?xAlx化合物為反鐵磁態(tài)[12].用Co或Fe替代La能夠提高LaFe13?xAlx化合物的居里溫度,但會造成最大磁熵變降低[13].引入間隙原子(N,H,C,B)能夠使晶格膨脹,使化合物由反鐵磁態(tài)轉變?yōu)殍F磁態(tài)[14?23],同時,TC會隨著間隙原子含量的增加而上升,磁性也隨之會發(fā)生變化[10].

H,B,C等間隙原子分別對LaFe1.5Si1.5,LaFe11.5Al1.5化合物磁性和磁熱效應的影響在此前已有報道,本文集中比較了幾類間隙原子(H,B,C)對LaFe11.5Al1.5化合物磁性和磁熱效應的影響,并分析了造成不同影響的原因.

2 實驗方法

將高純La(99.5 wt.%),Fe(99.99 wt.%),Si(99.99 wt.%),Al(99.6 wt.%)及FeB合金、FeC合金等原料按化學配比稱量(考慮到La的燒損,多添加8 wt.%)在氬氣氣氛中進行電弧熔煉,制備出LaFe11.5Al1.5,LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物.反復熔煉四次,以確保樣品的均勻性.將熔煉好的樣品分別密封在充有高純氬氣的石英管中,在1223 K下退火三周,最后將退火后的樣品在高溫下取出,并快速在冰水中進行淬火處理.采用P-C-T實驗儀在623 K和不同氫氣壓力下對淬火后的LaFe11.5Al1.5化合物樣品進行吸氫處理.LaFe11.5Al1.5Hy化合物中H的總含量可以根據理想氣體方程(PV=nRT)計算得出,P為氫氣壓力,V為腔室的體積,n為該腔室中氫氣分子的物質的量,R是理想氣體常數(R=8.3145 J/mol…K),T為化合物在氫氣中的退火溫度.分別采用X射線衍射儀(XRD)和振動樣品磁強計(VSM)表征樣品的晶體結構以及磁性.

3 結果與討論

圖1 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5-Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物的XRD圖譜Fig.1.XRD patterns of the LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5).

圖2 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5-Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物中居里溫度TC與間隙原子濃度的關系依賴曲線,插圖為在0.01 T外磁場下LaFe11.5Al1.5化合物的M-T曲線Fig.2.Curie temperatureTCas a function of interstitial atoms concentration for LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6 and 1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2 and 0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4 and 0.5).The inset plots show temperature dependence of magnetization measured under a f i eld of 0.01 T for LaFe11.5Al1.5.

由圖1所示XRD圖譜可知,LaFe11.5Al1.5Hx(x=0,0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0,0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0,0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物均形成了NaZn13型單相晶體結構,其空間群為Fm-3c.間隙原子(H,B,C)的引入僅會使晶格膨脹,而不會改變其晶體結構.

圖2為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),La-Fe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物居里溫度TC與間隙原子濃度的關系曲線,插圖為LaFe11.5-Al1.5合金的M-T曲線.由圖可知,LaFe11.5Al1.5母合金在奈爾溫度TN=201 K時呈現(xiàn)出從反鐵磁態(tài)(AFM)到順磁態(tài)(PM)的相變.研究表明[24,25],反鐵磁-鐵磁轉變存在Fe—Fe臨界鍵長d～2.45 ?,當Fe—Fe間距離小于這一臨界鍵長時,交換作用為負,而當超過這一臨界鍵長時,交換作用為正.引入間隙原子后,化合物出現(xiàn)從FM到PM的相變.說明間隙原子的引入能夠增加Fe—Fe間的原子間距,從而降低甚至消除從AFM到FM的能量壁壘,使Fe—Fe鍵長超過臨界鍵長d～2.45 ?,交換作用由負變正,化合物的初始態(tài)磁性實現(xiàn)了從AFM到FM的轉變.

居里溫度TC可以定義為磁化升溫過程中磁化強度對溫度導數的最大值[26]. 對于LaFe11.5Al1.5Hx化合物,當H含量x由0.12增加到1.3,TC從178 K逐漸增加到189 K;對于LaFe11.5Al1.5By化合物,當B含量y由0.1增加到0.3,TC從178 K增加到189 K;對于LaFe11.5Al1.5Cz化合物,當C含量z由0.1增加到0.5,TC從191 K增加到262 K.上述間隙化合物居里溫度的升高和間隙原子含量的增加基本呈線性關系.間隙原子(H,B,C)的含量和居里溫度TC的關系可以分別擬合成以下方程:

其中,x,y,z分別為H,B,C的原子含量.間隙原子H,B,C對居里溫度TC的影響主要包括兩個方面.一方面,間隙原子的引入使晶格膨脹,晶胞參數增加,由此導致鐵原子3d電子波函數的交疊減小,3d能帶帶寬變窄,Fe—Fe原子之間的交換作用增強,居里溫度TC升高;另一方面,間隙原子和Fe原子之間存在軌道雜化作用,會使TC降低.由圖2可以看出,隨著間隙原子(H,B,C)含量的增加,間隙化合物居里溫度均逐漸升高,這表明晶格膨脹超過軌道雜化對居里溫度的影響,起主要作用,H,B,C和Fe原子軌道電子的雜化作用起次要作用[27].B原子半徑最大,因此,B原子和Fe原子之間的軌道電子雜化作用最強,造成方程(2)斜率最小.C的原子半徑比氫大,C原子和Fe原子之間的軌道電子雜化作用較強,但是C碳原子造成的晶格膨脹又比H原子強,使得方程(1)的斜率比方程(3)的小.

圖3為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5-Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物中居里溫度TC和晶格常數的關系.由圖可知,居里溫度TC隨著晶格常數的增大而升高.圖中LaFe11.5Al1.5Cz的TC隨晶格常數的增長斜率與LaFe11.5Al1.5By以及LaFe11.5Al1.5Hx的TC隨晶格常數的增長斜率基本相同,說明TC的變化主要是由晶格膨脹引起的,受到間隙原子其他因素影響較小.

圖3 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)化合物中居里溫度TC和晶格常數的關系Fig.3.Curie temperatureTCas a function of lattice constant for LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6 and 1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2 and 0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.3,0.4 and 0.5).

圖4為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0,0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0,0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5-Al1.5Cz(z=0,0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)在5 K時的磁化曲線(M-H).由圖可知,母合金LaFe11.5Al1.5的磁矩隨著外加磁場的增加先緩慢增大,但當外加磁場達到約4.9 T時,磁矩突然大幅度增加,即迅速發(fā)生了由外磁場誘發(fā)的從AFM到FM的變磁轉變.磁場降低過程中,FM一直持續(xù)到1.6 T時才轉變?yōu)锳FM,出現(xiàn)大的磁滯現(xiàn)象.與母合金LaFe11.5Al1.5不同,所有的LaFe11.5Al1.5Hx,LaFe11.5Al1.5By和LaFe11.5Al1.5Cz樣品均表現(xiàn)為典型的FM,它們在1 T的外加磁場下便能夠達到飽和.此外,間隙原子(H,B,C)的引入可以提高飽和磁化強度(Ms).Ms和間隙原子(H,B,C)的含量之間的關系可以擬合成以下方程:

其中x,y,z分別表示間隙原子H,B,C的含量.間隙原子的引入對合金LaFe11.5Al1.5磁化強度的影響也主要表現(xiàn)為兩個方面:一方面,間隙原子(H,B,C)的引入會引起晶格膨脹,Ms增加;另一方面,原子之間的軌道電子雜化作用會導致Ms降低.B原子半徑最大,B的2p電子和Fe的3d電子間的軌道電子雜化作用最強.圖4表明,引入間隙原子后化合物的Ms增加,即晶格體積膨脹效應對Ms的影響超過軌道雜化,起主要作用.因此,LaFe11.5Al1.5化合物的磁性對體積的變化比較敏感.

圖4 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0,0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5-By(y=0,0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0,0.1,0.2,0.3,0.4,0.5)在5 K時的M-H曲線Fig.4.Magnetization dependence of magnetic f i eld measured at 5 K for LaFe11.5Al1.5Hx(x=0,0.12,0.6 and 1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0,0.1,0.2 and 0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0,0.1,0.2,0.3,0.4 and 0.5).

磁性基態(tài)的轉變由磁相變溫度附近自由能與溫度和磁場之間的關系決定[28].朗道模型可以用來表征不同間隙原子(H,B,C)對相變產生的影響.在該模型中,自由能F(M,T)、磁化強度M和磁場μ0H三者的關系可以進行如下的朗道展開:

由此得到朗道系數和溫度T間的關系式:

上述系數a1(T),a2(T)和a3(T)可依據方程(7)通過擬合M-H曲線得到.a1(T)是磁化率的倒數,在TC處達到極小值,為正值.a2(T)在TC處的正負決定了相變的級數,當a2(T)>0時對應二級相變,當a2(T)<0時對應一級相變[29].

圖5為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5-Cz(z=0.2,0.4)化合物的朗道系數與溫度的關系曲線,可以看出,所有化合物的a1(T)在TC處達到極小值,且均為正值.LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3)的朗道系數a2(T)在TC處的值分別為0.12,?0.06和?0.37,說明隨著H含量的增加,相變性質從二級相變轉變?yōu)槿跻患壪嘧?與之不同,對LaFe11.5Al1.5By化合物而言,y=0.1,0.2和0.3的三個樣品在TC處的朗道系數a2(T)的值分別是?0.83,0.55和0.97,而對于LaFe11.5Al1.5Cz化合物而言,當z為0.2和0.4時,TC處a2(T)的值分別為?0.85和0.15,說明隨著B原子和C原子含量的增加,在TC處均發(fā)生了由弱一級相變到二級相變的轉變.

圖6為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3)化合物相變溫度附近的M-H曲線,值得注意的是,升場曲線(用“?”表示)和降場曲線(用“+”表示)基本重合,說明弱一級相變基本沒有磁滯后,這有利于獲得更大的有效制冷能力.

圖5 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.2,0.4)化合物的朗道系數與溫度的關系Fig.5.Temperature dependence of Landau coefficients for LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6 and 1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2 and 0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.2 and 0.4).

圖6 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3)化合物相變溫度附近的M-H曲線,其中“?”表示升場過程,“+”表示降場過程Fig.6.Magnetization isotherms of LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6 and 1.3)measured in the vicinity of theTCwith increasing and decreasing magnetic f i eld.

利用Maxwell關系[30,31],由M-H曲線,可以計算出LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5-Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.4,0.5)化合物的等溫磁熵變.圖7為LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5-Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.4,0.5)化合物在0—2 T和0—5 T磁場變化下磁熵變隨溫度的變化曲線.從圖7可以看出,在0—5 T外磁場下,LaFe11.5Al1.5-Hx化合物的最大磁熵變(??SM)從x=0.12時的10.1 J/kg…K增加到x=1.3的12.3 J/kg…K.對于LaFe11.5Al1.5Bx化合物而言,x由0.1變到0.3時,??SM由9.6 J/kg…K下降到9.2 J/kg…K,對于LaFe11.5Al1.5Cy化合物而言,y由0.1變到0.2時,??SM由9.6 J/kg…K升高到10.8 J/kg…K,隨后又下降到y(tǒng)=0.5的10.1 J/kg…K.LaFe11.5Al1.5Cz化合物的最大磁熵變值與Gd(TC=293 K,在?H=5 T時,??SM約9.8 J/kg…K,在?H=2 T時,??SM約4.5 J/kg…K)相近,甚至比Gd還要大一些.

圖7 LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.4,0.5)化合物在0—2 T和0—5 T磁場變化下磁熵變隨溫度的變化Fig.7.Isothermal magnetic entropy change dependence of temperature under the f i eld changes of 0–2 T and 0–5 T for LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6 and 1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2 and 0.3)and LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.4 and 0.5).

根據Gschneidner等[27]提出的方法,計算??SM與T之間關系以半峰寬為溫度區(qū)間所包圍的面積,結合(9)式計算了LaFe11.5Al1.5Hx(x=0.12,0.6,1.3),LaFe11.5Al1.5By(y=0.1,0.2,0.3)和 LaFe11.5Al1.5Cz(z=0.1,0.2,0.4,0.5)化合物的制冷能力:

式中,T1和T2分別是半峰寬兩端的溫度.LaFe11.5Al1.5Hx化合物的制冷能力在x=0.12時為253.5 J/kg,在x=0.6時為259.2 J/kg,在x=1.3時為246 J/kg.LaFe11.5Al1.5By化合物的制冷能力從y=0.1時的116.4 J/kg降低為y=0.3時的91 J/kg.另外,LaFe11.5Al1.5Cz化合物的制冷能力從z=0.1時的230.4 J/kg降為z=0.5時的222.2 J/kg,說明LaFe11.5Al1.5H0.6化合物才是最具潛力的磁制冷材料.

4 總 結

本文研究了LaFe11.5Al1.5化合物引入間隙原子(H,B,C)的磁性和磁熱效應.研究表明,引入間隙原子后,化合物的磁基態(tài)由反鐵磁轉變?yōu)殍F磁,同時伴隨TC和Ms的上升.值得注意的是,間隙H原子與間隙B,C原子導致相反的相變過程,即隨著H原子含量的增加,相變性質由二級轉變?yōu)槿跻患壪嘧?而增加間隙B原子或C原子,相變性質卻從弱一級轉變?yōu)槎壪嘧?此外,在0—5 T外磁場下,LaFe11.5Al1.5H1.3,LaFe11.5Al1.5B0.1,LaFe11.5Al1.5C0.2化合物的最大磁熵變分別達到12.3,9.6和10.8 J/kg…K.LaFe11.5Al1.5H0.6,LaFe11.5Al1.5B0.1,LaFe11.5Al1.5C0.1化合物的制冷能力分別為259.2,116.4和230.4 J/kg.因此,LaFe11.5Al1.5H0.6化合物是最具潛力的室溫磁制冷材料.

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