PDF《替代掺杂的 MnNiGe1−xGax 合金中马氏体相变和》

10 emu/g 到40 emu/g 的升高. 这是因 197501-2 物理学报Acta Phys. Sin. Vol. 62, No.

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197501 为高磁场能够对 MnNiGe 合金马氏体相的螺旋反 铁磁结构诱发出铁磁倾向 [20]. 图3MnNiGe1?xGax 系列样品

100 Oe 低磁场下的 M-T 曲线 图3为不同掺杂成分的样品在

100 Oe 磁场下 测量的 M-T 曲线. 与图

2 一致, 图中可见 x = 0.05 样品残余母相的 TC 处于大约

200 K. 提高掺杂量, 母相 TC 随着 Ga 含量的增加而上升. 掺杂量为 x = 0.08 和0.10 的样品, 出现了 TM 分别约为

130 K 和70 K 的马氏体相变, TM 随着 Ga 含量增大而下 降. 在更高 Ga 含量的样品中马氏体相变消失了. 这 说明掺杂 Ga 对体系的母相起着稳定的作用. 图中 x = 0.08 与0.10 两个样品相变发生在母相 TC 之下, 所以相变是从铁磁态的母相转变为反铁磁态的马 氏体相. 但在低场的 M-T 测量中, 化强度随着相变 而形成的向下跳变, 一般是因为马氏体相的低结构 对称性导致高磁晶各向异性所致. 两相的磁性差别 在高场测量中 (如图 6) 显示得更清楚. 图4MnNiGe1?xGax 系列样品在

50 kOe 高磁场下的 M-T 曲线 图4比较了几个不同成分样品在高场下测量 的M-T 曲线, 插图为各成分

5 T 磁场

50 K 温度下 磁化强度比较. 如前所述, 样品在马氏体态的高场 磁化强度值均来源于磁场的诱发. 可以清楚地看出, 母合金 MnNiGe (x = 0) 的M-T 曲线呈现螺旋反铁 磁特征. 而掺杂 x = 0.05 的样品与 x = 0.08 和0.10 两个样品伴随相变的磁结构改变是不一样的. 前者 是从顺磁转变为螺旋反铁磁, 而后二者是从铁磁转 变过去的. 掺杂使系列材料由母合金 MnNiGe 的螺 旋反铁磁特征转变为类似铁磁性特征. 这说明 III 族元素 Ga 取代 IV 族元素 Ge 使体系的磁交换相 互作用有所改变, 将原有的反铁磁转变为铁磁耦合. 同时, 这也可能是由于 Ga 的增加使体系中 p-d 杂 化作用减弱, 合金中 3d 原子磁矩随之增大, 从而显 示出如插图所示, 马氏体相

5 T 下磁化强度随着 x 增大有所提高. 这一升高的高场磁化强度显示了马 氏体的磁交换作用随着 Ga 元素取代而逐渐增强. 图5MnNiGe0.92Ga0.08 成分不同温度下磁化曲线 为了观察相变前后样品的变磁转变特性, 我 们测量了 x = 0.08 样品在给定温度下的磁化行为 (M-H 曲线), 如图

5 所示. 由图

3 可知该样品的相变 温度 TM 约为

135 K, 而逆相变温度 TA 约为

154 K. 因此图

5 的各温度磁化曲线是从

10 K 向高温逐渐 测上来的. 在10 K 温度处的 M-H 曲线的磁化强 度随磁场上升很缓慢, 到70 kOe 的高场仍不出现 饱和状态, 显示出明显的螺旋反铁磁特征, 跟x=0的行为一致 [12]. 温度为

159 K 时, M-H 曲线显示 了铁磁性母相的磁化特征. 而在中间温度的 M-H 曲线显示出反铁磁磁化行为向铁磁性转变的过程, 并出现了明显的磁滞现象. 这个区间的温度, 尚未 使样品实现完全的马氏体逆相变, 样品处于反铁 磁状态. 而M-H 曲线的铁磁性特征和磁滞现象说 明, 外加磁场诱发了向着铁磁性奥氏体的相转变, 即磁场诱发了逆马氏体相变. 由于这个样品具有大 约30 emu/g 的两相饱和磁化强度差, 在磁场提供的 Zeeman 能作用下, 磁-结构的耦合表现出了宏观的 197501-3 物理学报Acta Phys. Sin. Vol. 62, No.

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197501 变磁转变现象. 这表明材料具有磁应变和磁热效应 的应用潜质. 我们将整个合金系列的马氏体相变和逆相变 的温度 TM 和TA, 以及母相居里温度 TC 总结在图