如何制备m型铁氧体粉末？
m型六方铁氧体Afe12O19(A=Sr，Ba，Pb)不仅作为传统的永磁材料，还用于微波器件和磁光器件。高密度磁记录介质被广泛使用。制备M型铁氧体的方法有很多，如化学沉淀法、玻璃晶化法、水热法、陶瓷法和凝胶法。
m型永磁铁氧体是亚铁磁的。铁离子处于五种不同的晶体座位中，分别用符号2a、4f2、12k(八面体座位)、4f1(四面体座位)和2b(由五个氧离子组成的六面体座位)表示。在M型铁氧体结构中有五个磁性亚晶格。作为超交换的结果，三个子晶格2a，2b，12k的离子磁矩彼此平行排列，而两个子晶格4f1和4f2的离子磁矩与上述三个子晶格的磁矩反平行排列。因此，饱和磁化强度MS不是很高。提高M型永磁铁氧体磁性能的研究一直在进行。最大磁能积的理论值为(BH)Max=u0MS/4，所以材料的饱和磁化强度MS决定了永磁铁氧体的(BH)Max理论值的上限。通常实际材料所能达到的磁能积只有理论值的90%左右。提高MS是获得高(BH)Max的必要条件。此外，需要足够高的矫顽力HCj。永久铁氧体
HCj .主要取决于高磁晶各向异性和合适的颗粒尺寸。需要严格控制产品的微观结构，保持晶粒尺寸为单畴。
为了改善M型铁氧体的本征性质，许多研究都是基于阳离子取代，并对Ms进行改进以获得高(BH)MaX。。1989年，R. Coehom等人在实验中首次发现Fe3B和Nd2Fel4B在软硬磁场中耦合。德国Kne 19911ER从理论上阐述了软磁相和硬磁相晶粒间的交换耦合，可以使材料同时具有硬磁相的高矫顽力和软磁相的高剩磁，因此具有高磁能积，有可能发展成为新一代永磁材料。近年来，对金属纳米复合磁体Nd2Fe14B/α-Fe的研究很多，但对永磁铁氧体与软磁相之间的耦合研究很少。主要原因可能是很难找到一种饱和磁化强度高、对铁氧体工艺适应性强的软磁相材料，使得矫顽力不会下降太多。
本文采用Sol-Ge1法制备了M型A锶铁氧体，详细研究了纳米晶γ-Fe2O3 (87.7努尔-g)与SrFe12O19 (72eum/g)复合相之间的磁交换耦合。该研究工作尚未见文献报道。
1实验与测量
按照n (Sr)/n (Fe) = 1/12的比例，将一定量的分析纯Fe(NO3)3·9h2o溶于蒸馏水中，搅拌均匀后，缓慢加入浓氨水，使Fe(OH)3完全沉淀。用水反复洗涤沉淀物，直到母液的pH为中性，以便完全除去沉淀物中包含的NO3离子。所得沉淀和SrCO3在60℃下溶于柠檬酸和乙二醇溶液中，得到澄清透明的棕色溶液。保持恒温在60℃慢慢蒸发，溶液的粘度会逐渐增加，直至生成粘稠的胶状产品。将凝胶在180℃下干燥，得到固化的凝胶产物，将凝胶研磨成粉末，在500℃下保温5小时，使有机物完全分解，得到样品的前驱体。将样品分成两部分，一部分保留粉末样品，另一部分在2t/cm2的压力下压成圆形薄片。同时，将样品在一定温度下煅烧并保持3小时，进行结构分析和磁性测量。
通过X射线衍射(XRD)确定样品的相组成。用透射电子显微镜测定了样品的形貌和尺寸。用振动样品磁强计(VSM)在18 KOe的外场下测量了比饱和磁化强度σs和内禀矫顽力HCj。
2结果和讨论
图1是所得样品的XRD衍射光谱。可以看出，当温度为500℃时，得到的样品为γFe2O3和SrCO3。当温度为600℃时，存在永磁相M型SrFe12O19和软磁相γ-Fe2O3。从600℃到800℃，永磁相SrFe12O19的衍射峰增加，而软磁相γ-Fe2O3的衍射峰减少。
弱，在850℃时，软磁相γ-Fe2O3的衍射峰全部消失。
图2是软磁相γ-Fe2O3的(119)衍射峰随热处理温度变化的局部谱图，从中可以清楚地看出，γ-Fe2O3的(119)衍射峰指向永磁相M型SrFe1219的衍射峰(2008)。因此，可以认为，当温度小于或等于800℃时，存在软磁相和硬磁相。当温度高于850℃时，γ-Fe2O3的衍射峰消失，得到纯永磁相SrFe12O19。
从图3(a)中的透射电子显微镜(TEM)照片可以看出，当热处理温度为500℃时，得到了非常均匀的γ-Fe2O3，其粒径约为40纳米。当温度升至600℃时，有明显的六方SrFe12O19(图3( b))，粒径约为80nm。在六边形铁氧体周围，有粒径约为40纳米的小颗粒，
估计γ-Fe2O3还没有完全反应。当温度为800℃时，细小颗粒的数量明显减少，它们附着在六角铁素体晶粒上，如图3(C)所示。六方铁氧体的粒径没有明显变化，约为80 ~ 100 nm。当焙烧温度为1000℃时，根据透射电镀照片图3(d ),形成规则性非常均匀、分散性好的六方铁氧体，约400nrn。
VSM的测量结果列于表1。可以看出，比饱和磁化强度随着热处理温度的升高而增加。σS和内禀矫顽力Hcj的变化。焙烧温度为500℃时。σS为50。Lemu/g，主要是γ-Fe2O3的贡献，但低于预期(理论值为87.7 emu/g)。这可能是由于热处理温度低，一些无定形的非晶，此外，一些SiCO3。当温度为800℃时，无论是粉末还是薄片，
σS和Hcj均达到最大值，σS超过SrFe12 O19的理论值72emu/g。850℃的σS和Hji小于800℃的σS和Hji。这是因为随着温度的升高，晶粒由单畴向多畴生长，HCj不可避免。
下降，但σS没有增加。
表1焙烧温度和样品的比饱和磁化强度σS和内禀桥矫顽力Hcj
温度
/℃
σS/emu？g-1
Hcj/Oe
最大/兆焦
500
50.1
360
600
※答
b
53.1
54.1
4351
3978
0.52
0.89
700
A
b
69.0
68.5
4351
4007
八百
A
b
75.9
75.6
6400
6015
1.52
1.87
850
A
b
72.9
73.1
5867
5826
A※是粉末样品，B:是压制的片状样品。
图4和图5显示了分别在600℃和800℃烘烤的样品的磁滞回线。可以看出粉末的磁滞回线呈蜜蜂腰的形状。结合图2，可以得出软磁相γ-Fe2O3和永磁相M型SrFe12O19简单混合叠加的结论。但在相同条件下，叠层样品是平滑的磁滞回线，可以认为软磁相γ-Fe2O3和永磁相M型SrFe12O19是磁交换耦合。
晶粒交换耦合相互作用是指当两个相邻晶粒直接接触时，在界面上具有不同取向的磁矩产生的交换耦合效应，它阻止它们的磁矩沿着它们各自的易磁化方向移动，连续地将界面上的磁矩取向从一个晶粒的易磁化方向改变到另一个晶粒的易磁化方向， 并且使无序取向的晶粒的磁矩平行排列，从而使磁矩沿外磁场的分量增加，产生剩磁增加效应。 由于叠层样品的软、硬磁相晶粒非常接近，磁矩取向通过纳米粒子γ-Fe2O3从一个SRF12O19晶粒的易磁化方向连续变化到另一个SRF12O19。晶粒的易磁化方向。从图4和图5的第二象限中的退磁曲线可以看出，压制成片材的样品是一条凸起的平滑曲线。但交换耦合削弱了每个晶粒的各向异性，降低了晶粒界面的有效各向异性，从而降低了Hcj。从表面可以看出，800℃焙烧的片状样品的HCj比粉末样品低近400Oe，但最大磁能积(BH)Max比粉末样品高0.35MGOe。
晶粒交换耦合效应是短程的，其影响范围相当于晶粒畴壁的厚度，一般为纳米。晶粒交换耦合的强度与晶粒耦合的程度以及晶粒的大小和取向有关。图3中加热温度小于800℃，SrFe12O19小于80nm，但六方γ-Fe2O3周围有40mn以下的细小颗粒。如果确定为γ-Fe2O3，则可能发生软、硬磁相之间的交换耦合。
此外，晶粒界面接触越多，直接耦合越多，交换耦合越强。因此，被压成薄片的样品的交换耦合效应越强。我们知道，γ-Fe2O3是立方尖晶石结构，可以表示为Fe(Fe5/3□1/3)O4(□代表阳离子空位)，其结构类似于SrFe12O19中的S块。我们可以认为γ-Fe2O3颗粒不是简单地吸附在SrFe12O19颗粒的S-block表面，而是尖晶石结构的γ-Fe2O3的空位与SrFe12O19表面的Fe3+紧密啮合，产生强界面耦合。可以说，晶粒尺寸越小，单位体积的表面积(比表面积)越大，界面处的交换耦合相互作用对磁体性能的影响越显著。
3结论
采用溶胶-凝胶法制备了(1)纳米M型锶铁氧体。利用X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)和振动样品磁强计(VSM)研究了纳米M型锶铁氧体的生长机理和磁性能。经500℃脱碳后，主要成分为γ-Fe2O3和SrCO3，粒径约为40nm。600 ~ 800℃时为γ-Fe2O3和SrFe12O19，850℃后为SrFe12O19。煅烧温度为600 ~ 800℃时，出现六方SrFe12O19，粒径约为80nm。在六角铁氧体的周围，还残留着粒径约为40纳米的小颗粒，估计是未完全反应的γ-Fe2O3。当焙烧温度为1000℃时，根据透射电镜照片(D ),形成了分散性良好的六方铁氧体，约为400nrn。当温度为800℃时，无论是粉末还是片状，бS和HCj都达到最大值，бS超过SrFe12O19的理论值72em/g. 850℃。бS和
HCj小于800℃时的HCj。
(2)通过物相分析和磁性能测试发现，当烧结温度为600 ~ 800℃时，粉末样品的磁滞回线呈蜜蜂腰状，可以得出软磁相γ-Fe2O3和永磁相M型SrFe12O19简单混合叠加的结论。但在相同条件下，叠层样品是平滑的磁滞回线，可以认为软磁相γ-Fe2O3和永磁相M型SrFe12O19存在磁交换耦合。对于800℃的样品，虽然片状样品的内禀矫顽力Hcj比粉末样品低近400Oe，但最大磁能积(BH)Max比粉末样品高0.35MGOe。