LibRar.Org.Ua — Бібліотека українських авторефератів

Загрузка...

Головна Технологія металів. Машинобуд. → Потрійні системи {Gd, Tb, Er}-Mn-Al (фазові рівноваги, кристалічні структури та фізичні властивості сполук)

систем, але температурний інтервал стрибкової провідності змінюється дуже мало.



Рис. 4. Залежності питомого електроопору (ρ) від температури (Т) для GdMn4Al8 (суцільна лінія – теоретичне наближення згідно закону Блоха - Грюнайзена), GdMn6Al6, Tb2Mn10,2Al6,8, Gd2Mn10Al7 (cуцільна лінія – теоретичне наближення згідно рівняння Мотта, на вставках - залежності lnσ (T –1/4) для областей залежностей ρ(Т ) із стрибковою провідністю)



Рис.5. Температурні залежності питомого електроопору у магнітному полі (Н = 0 – 12 Тл) для TbMn7Al5 (CT ThMn12) та Gd2Mn7Al10 (CT Th2Zn17)



Рис.6. Температурні залежності питомого електроопору при різних тисках (р = 0 – 15,9 кБар) для TbMn7Al5 (СТ ThMn12) та TbMn8,8Al8,2 (CT Th2Zn17). Залежності характеристичних температур (Т0) від зовнішнього гідростатичного тиску (p) для TbMn7Al5 та Tb2Mn8,8Al8,2

Проводились дослідження питомого електроопору для окремих сплавів ізоструктурних сполук потрійних систем з немагнітними РЗМ ({Sc, Y, La}-Mn-Al) та Ce (CeMn4Al8) і систем з участю Fe ({Y, Gd}-Fe-Al). Залежності ρ(Т) досліджено для сплавів CeMn4Al8, ScMn4,2Al7,8, ScMn4,6Al7,4, YMn4Al8, YMn6Al6, Y2Mn9,9Al6,1, LaMn3,5Al8,5, LaMn4Al8, YFe4Al8, YFe5Al7, Gd2Fe10Al7. Виявлено, що при співвідношенні компонентів 1:4:8 криві ρ(Т) мають типовий характер металічної провідності (рис.7а,г), а стрибкова провідність спостерігається при низьких температурах у всіх сплавах R-Mn-Al при складах, відмінних від RMn4Al8 (рис. 7б,в). Характер залежностей ρ(Т) (відсутність мінімумів на кривих ρ(Т) при низьких температурах) для деяких ізоструктурних сполук R-Fe-Al YFe4Al8 та YFe5Al7 (CT ThMn12) (рис 7г) вказує на те, що стрибкова провідність зникає (або її температурний інтервал суттєво звужується) при заміні Mn на Fe.

Дослідження магнітних властивостей проводилося для сполук GdMnxAl12-x (x=4, x=4,6) (CT ThMn12) та Gd2MnxAl17-x (x=10,2) (СТ Th2Zn17). При x = 4 тернарна фаза GdMnxAl12-x є парамагнетиком Кюрі – Вейса в інтервалі температур 4,2-300 К (рис. 8а). Негативне значення парамагнітної температури Кюрі (θP = -2,3 K) вказує на можливе антиферомагнітне впорядкування GdMn4Al8 при Т < 4,2 K. Розрахований ефективний магнітний момент (μеф.) для GdMn4Al8 становить 8,1 (μВ/ф.о.). При x = 4,6 фаза GdMnxAl12-x - також парамагнетик Кюрі – Вейса. Однак, при T = 4,7K відбувається атиферомагнітне впорядкування цієї сполуки, про що свідчить чітко окреслений максимум на кривій χ(Т) (рис. 8б) та від'ємне значення парамагнітної температури Кюрі (θP = -6,2 K). Розрахований ефективний магнітний момент (μеф.) для GdMn4,6Al7,4 становить 8,3 (μВ/ф.о.). Залежності M(T) у полях з різною напруженістю, досліджені для GdMn4,6Al7,4 (рис. 8в), також вказують на наявність антиферомагнітного впорядкування цієї сполуки при Т = ~5 К. При збільшенні напруженості магнітного поля впорядкування зникає. Для сплаву GdMn4,6Al7,4 досліджувалась також намагніченість в залежності від напруженості магнітного поля при Т = 2 К (рис.8г). Характер кривої М(μ0Н) та високі абсолютні значення намагніченості свідчать про те, що крім антиферомагнітного впорядкування при Т = 4,7 К, у сполуці можливим є квазіферомагнітне або феромагнітне впорядкування в області температур < 2 К.




Рис. 7. Залежності питомого електроопору (ρ) від температури (Т) для YMn4Al8, YMn6Al6, Y2Mn9,9Al7,1, YFe4Al8, YFe5Al7 (cуцільна лінія – теоретичне наближення згідно рівняння Мотта, на вставках - залежності lnσ (T –1/4) для областей залежностей ρ(Т ) із стрибковою провідністю)

Дослідження магнітної сприйнятливості в залежності від температури для Gd2Mn10,1Al6,9 (CT Th2Zn17) (рис.8д) показали, що в інтервалі температур 27-300 К ця сполука є парамагнетиком Кюрі-Вейса. При 27 К відбувається антиферомагнітне впорядкування (θP = -12,4 K). Розрахований ефективний магнітний момент (μеф.) для Gd2Mn10,1Al6,9 становить 9,3 (μВ/ф.о.). Крива М(μ0Н) для Gd2Mn10,1Al6,9 при T = 2 K (рис. 8е) вказує на незначний метамагнітний перехід.

У четвертому розділі обговорено результати дослідження: проведено порівняння систем {Gd, Tb, Dy, Ho, Er}-Mn-Al між собою та зі спорідненими, розглянуто особливості кристалічної структури тернарних сполук та особливості фізичних властивостей. Зокрема, порівнюючи споріднені системи R-T-Al (R = РЗМ; T = Cr, Mn, Fe, Co, Ni) між собою виявлено ряд закономіностей. Із зростанням порядкового номера Т – елемента у системах R-T-Al кількість тернарних сполук збільшується, а їхні структури ускладнюються. Суттєво змінюється й характер фазових рівноваг цих систем. Поряд з фактором електронної будови, значний вплив на структуроутворення в потрійних системах R-T-Al має розмірний фактор. На кількість тернарних сполук, а також на типи структур у цих системах значно впливають розміри Т – атомів, близькість їх атомних радіусів до радіуса атома Al (r = 0,130 нм). Найбільше тернарних сполук (8-9) утворюється у потрійних системах R-Ni-Al (атоми Ni є найменшими за розмірами у ряді Cr → Mn → Fe → Co → Ni).



Рис. 8. Магнітні властивості тернарних сполук типів ThMn12 та Th2Zn17

У всіх інших системах, де розміри атома Т більші, кількість тернарних фаз зменшується. Змінюються і структурні типи, в яких тернарні сполуки кристалізуються. Якщо прослідкувати як змінюються типи, то можна зауважити, що у системах з Сo та Ni з'являються ромбічні структури, натомість зникають тетрагональні. Причому, перехід відбувається досить різкий. Зокрема, структурні типи ThMn12, Th2Zn17, Th2Ni17, характерні для систем з Cr, Mn, Fe та Cu, дуже рідко проявляються у системах з Co і взагалі відсутні у системах з Ni. Пояснити це також можна впливом розмірного фактора. Структурний тип ThMn12 утворюється у системах R-T-Al, в яких атомні радіуси Т-елементів змінюються від 0,126 нм (Fe) до 0,130 нм (Mn). У цей інтервал потрапляє також Cr (r = 0,127 нм) та Cu (r = 0,128 нм), але не потрапляють Co (r = 0,125 нм) та Ni (r = 0,124 нм). Щодо структурних типів Th2Zn17 та Th2Ni17, то вони є спорідненими до ThMn12 і, як правило, утворюються поряд з тетрагональними фазами типу ThMn12. Типи структур тернарних інтерметалічних сполук R-T-Al майже завжди ідентичні типам структур бінарних сполук, або є похідними від них.

У всіх системах R-T-Al утворюються сполуки, які кристалізуються у структурних типах, похідних від типу CaCu5. Тернарні фази R-T-Al утворюються, в основному, в областях систем 0 - ~40 ат.% R. Однією з причин такої закономірності може бути природа взаємодії компонентів у подвійних системах R-T (бінарні сполуки переважно утворються в областях систем, багатих Т–елементом). Порівнюючи системи ряду R-Mn-Al з дослідженими {Gd, Tb, Dy, Ho, Er}-Mn-Al, слід зазначити ряд спільних рис: утворення тернарних фаз типів ThMn12 та Th2Zn17;існування протяжних твердих розчинів або НРТР на основі бінарних фаз RMn2 та RAl2 (фази Лавеса);існування широких областей гомогенності для деяких