高饱和磁化强度聚苯乙烯纳米粒子的合成与表征

以聚乙烯吡咯烷酮(PVP)为乳化剂,苯乙烯和油酸改性的Fe_(3)O_(4)纳米颗粒(NPs)作为油相,采用细乳液聚合方法合成了高饱和磁化强度(Ms)的磁性聚苯乙烯(MPS)纳米粒子(NPs)。采用透射电子显微镜(TEM)、振动样品磁强计(VSM)、原子力显微镜(AFM)和傅里叶变换红外光谱(FT-IR)等手段对样品进行了表征。TEM显示,MPS NPs呈规则球形,Fe_(3)O_(4)NPs接近球的边缘;VSM结果显示,MPS NPs的Ms高达49.04emu·g^(-1);AFM图像显示,MPS NPs表面聚集体的高度为64nm;IR图谱证实了以PVP为乳化剂成功合成了MPS NPs。

无水草酸辅助硝酸铁热分解制备高饱和磁化强度γ-Fe_(2)O_(3)纳米粒子

采用硝酸铁和无水草酸为原料,通过简便的一步固相法焙烧制备γ-Fe_(2)O_(3)纳米粒子。采用XRD、SEM-EDS、N_(2)-吸附/脱附和VSM等表征手段分析了样品的结构、形态和磁性能。研究表明,在Fe(NO_(3))_(3)·9H_(2)O中添加C_(2)H_(2)O_(4),可以制备出饱和磁化强度为76.3 emu/g的棒状γ-Fe_(2)O_(3)。

磁介质饱和磁化强度对高梯度磁选机磁场性能的影响

为研究高梯度磁选机磁介质的饱和磁化强度对磁介质聚磁性能的影响,进而为高梯度磁选机磁介质材料的选择提供理论依据,利用ANSYS软件模拟了不同背景磁场下4种饱和磁化强度的磁介质周围的磁场分布。结果表明:在小于0.8T的较低背景磁感应强度下,4种磁介质都未达到磁饱和,其周围的磁场强度、磁场梯度和磁场力基本是一样的;在大于1.1 T的较高背景磁感应强度下,4种磁介质都达到磁饱和,高饱和磁化强度磁介质周围的磁场强度、磁场梯度和磁场力都要比低饱和磁化强度磁介质周围的大。

NiFe_2O_4纳米晶的制备及表面效应对其比饱和磁化强度的影响

以FeSO4 ·7H2 O和NiSO4 ·7H2 O为原料 ,首先制备出颗粒细小的碱式碳酸盐前驱体 ,在 30 0～ 70 0℃焙烧 1h后 ,制备出铁酸镍纳米晶 ,粒径为 8～ 54nm ,粒度均匀。通过测量它的比饱和磁化强度σs 与比表面积Sa,得出经验公式σs(Sa) =σs(∞ ) ( 1-aSa) ,运用非共线磁结构理论很好地解释了上述经验公式 ,并得到纳米晶的非共线表面层的厚度。

葡聚糖氧化铁磁性纳米颗粒的制备条件对其有效粒径和比饱和磁化强度的影响

目的探讨葡聚糖氧化铁磁性纳米颗粒(DMN)的制备对其有效粒径和比饱和磁化强度的影响。方法采用化学共沉淀法制作DMN,通过丙烯葡聚糖凝胶S300HR色谱和离心法分离DMN,用透射电镜、粒度分析仪和磁化强度分析仪检测DMN,研究制备过程中葡聚糖用量、铁盐含量、氨水浓度、搅拌速度、离心速度、Fe3+/Fe2+摩尔比、反应温度等条件对DMN的有效粒径、比饱和磁化强度的影响。结果不同制备条件影响着DMN有效粒径和比饱和磁化强度的大小。DMN直径最小为3nm,有效粒径介于42.7～189.1nm,比饱和磁化强度介于0.16～0.38emu/g。结论制备反应条件对DMN有效粒径和比饱和磁化强度的影响符合化学共沉淀反应的一般规律,可以用沉淀反应的理论指导DMN的制备,为DMN作为基因和药物纳米载体的研究提供了实验数据。

高饱和磁化强度氮化铁磁性液体的研制

叙述了制造氮化铁 (Fe3 N)磁性液体的方法和装置 ,探讨了影响磁性液体饱和磁化强度Ms值的工艺因素。试验了提高磁性液体Ms 值的浓缩方法。磁性液体最高Ms 值达到了 0 1346T(1346Gs )

高饱和磁化强度体状Fe_(16)N_2化合物

利用固气反应原理研究了γ F(N) ,α′ Fe(N)和α″ Fe16N2 相的制备方法及其磁性·利用粒度为 6 μm的铁粉在NH3/[NH3+H2 ]之比为 3%～ 10 %的气氛中于 6 40℃反应 6h后 ,不同淬火介质获得不同的淬火产物·水淬可获得几乎纯净的γ Fe(N)相·液氮淬火可获得 95 %的α′ Fe(N)相 ,并推算出α′ Fe(N)相的饱和磁化强度为 2 5 6Am2 ·kg-1·利用 95 %α′ Fe(N)相的粉末研究了不同回火温度和时间对回火产物的影响·在 15 0℃回火处理 1.5h后获得 5 0 %的体状α″ Fe16N2化合物 ,并推算出α″ Fe16N2 化合物的饱和磁化强度约为 2 93Am2 ·kg-1·

Fe_(83)Nb_6B_(11)合金的饱和磁化强度和有效各向异性

研究了Ｆｅ_（８３）Ｎｂ_６Ｂ（１１）合金的饱和磁化强度Ｍｓ及有效各向异性＜ｋ＞与温度Ｔ的关系、结果表明：淬态Ｆｅ_（８３）Ｎｂ_６Ｂ（１１）非晶合金的有效各向异性＜ｋ＞随温度的升高下降的幅度很大，其原因主要是由 于磁致伸缩λｓ或应力σ耦合造成的 热处理后的样品，在同一测试温度下，饱和磁化强度Ｍｓ及有效各 向异性＜ｋ＞随热处理温度的升高而增大，原因是饱和磁化强度Ｍｓ和有效各向异性＜ｋ＞主要 α－Ｆｅ相的 贡献，热处理温度升高，α－Ｆｅ体积分数增大，有效各向异性Ｍｓ及＜ｋ＞增大用交换作用理论解释了随着热处理温度的升高材料的有效各向异性＜ｋ＞随温度变化缓慢．

Co/Pt多层膜的结构和饱和磁化强度

采用离子束溅射技术制备Co/Pt多层膜 ,用RBS、小角XRD和断面TEM研究了多层膜的周期性调制结构 ,用VSM研究了磁性层Co和顺磁性层Pt的厚度变化对饱和磁化强度的影响。结果表明 ,多层膜具有良好的周期性层状结构 ,和设计值一致。样品的饱和磁化强度 (Ms)随Co层厚度增加而增大 ,随Pt层的厚度增大而减小。当Co层和Pt层的厚度比一定时 ,样品的饱和磁化强度不受周期数的影响 ,符合Ms=Mcotco/D模型。

烧结气氛对Ti(CN)基金属陶瓷饱和磁化强度的影响

用X射线衍射、电子背散射像、钴磁仪和矫顽磁力计分析研究了烧结气氛(真空,N2,Ar)对Ti(C,N)基金属陶瓷合金的化学成分、饱和磁化强度和矫顽磁力的影响。结果表明:金属陶瓷混合料压坯在Ar气、真空、N2气等3种不同的气氛中烧结后,相应合金的碳、氮、氧总量依次增加,相应合金中粘结相的晶格常数依次减小,饱和磁化强度依次增大。Ar气和N2气烧结造成金属陶瓷合金的组织结构不均匀,N2气烧结影响更大,矫顽磁力出现异常。钴磁和矫顽磁力可以作为金属陶瓷合金化学成分和组织结构变化的一个判据。

射频磁控溅射高饱和磁化强度Fe-N薄膜

用射频磁控溅射法分别在具有20nmFe衬底的Si(100)和NaCl单晶基片上成功地制备出具有高饱和磁化强度的Fe-N薄膜.用X射线衍射仪、透射电子显微镜和振动样品磁强计研究了氮气分压和基片温度对Fe-N薄膜相结构和磁性的影响.结果表明,当氮气分压为2.66×10-2Pa,基片温度为100~150℃时,最有利于α-″Fe16N2相的形成.在此条件下制备的Fe-N薄膜的饱和磁化强度高达2.735T,超过纯Fe的饱和磁化强度值.

高饱和磁化强度ε-Fe_3N磁性液体的研制

采用自行研制的氮化铁磁性液体热解装置,制备出最高饱和磁化强度Ms=0.163 3 T的氮化铁磁性液体。X射线分析表明,磁性颗粒为单一的ε-Fe3N物相成分。经透射电镜观测,其颗粒尺寸在15~20 nm范围内,而且分布均匀。在反应基载液中添加浓缩油NS,经热解,在较短时间内能获得Ms】0.1 T的氮化铁磁性液体,并大大缩短了反应时间。

高饱和磁化强度的Fe_3O_4磁性颗粒的制备与研究

采用水热法,以柠檬酸(Cit)为配位剂,使之与溶液中的亚铁离子形成配合物,通过改变水热反应时间合成出具有不同形貌和高饱和磁化强度的Fe_3O_4磁性粉体,以研究水热反应时间对合成Fe_3O_4磁性颗粒形貌及其磁性能的影响,从而确定最佳合成工艺.XRD衍射谱图分析结果表明柠檬酸配位体系水热合成产物为具有高纯度的面心立方结构的Fe_3O_4粉末;SEM图分析结果表明,随着反应时间的增加,Fe_3O_4的形状由正八面体消失,并先择优取向横向生长成纳米片结构,随后逐渐趋向于纵向生长,使片状生长为块状,最终生长为不规则的多面体结构.FT-IR分析结果表明,在柠檬酸体系合成Fe_3O_4的过程中,柠檬酸分子在合成的Fe_3O_4颗粒表面以配位状态存在.磁滞曲线分析结果表明,合成的Fe_3O_4样品具有超顺磁性,且当水热反应时间为14 h时,合成的Fe_3O_4粉体在300 K条件下饱和磁化强度高达97 emu/g,相比目前文献报道的最高的块状结构Fe_3O_4颗粒饱和磁化强度提高7.78%.

霍尔效应法测量铁芯的饱和磁化强度

制作螺线管使之能够和铁芯完全耦合,提供较大的励磁电流,在有无铁芯两种情况下,用霍尔效应实验组合仪对螺线管一端的磁感强度进行测量。计算螺线管端口轴线上的磁场强度,将上述结果代入铁磁质的磁化性能关系式,即可计算出该铁芯的饱和磁化强度。

石榴石铁氧体的介电常数与密度、饱和磁化强度和缺铁量的关系

采用普通陶瓷工艺制备了饱和磁化强度Ms为80~148 kA/m的小线宽石榴石铁氧体材料,按GB/T9633(等同IEC60556)标准)在10.7 GHz下测量了复合石榴石铁氧体的介电常数ε′和介电损耗角正切tanδ_ε。研究了e'与材料密度、饱和磁化强度Ms和缺铁量的关系。实验表明,e'随密度的增加而增大,随Ms的下降而减小,随缺铁量增加而降低。即,介电常数随着配方中代换离子的增加、Fe含量的减少而下降,说明了e'与Fe浓度密切相关。

微波铁氧体饱和磁化强度的测量磁场及剩磁比问题

微波铁氧体的饱和磁化强度Ms是器件设计者选择材料的重要参数之一,但是一些文章常将Bm、Bs与Ms混为一谈,本文旨在讨论这一问题。软磁铁氧体材料因为磁晶各向异性常数K1非常低,饱和磁化场Hs低,其Bs通常由指定测量磁场Hm下测得的Bm(Hm Hs)来确定。为了说明微波铁氧体与软磁铁氧体的不同,给出了小线宽石榴石材料的磁化曲线和微波铁氧体材料的矫顽力,由此推知微波铁氧体材料的饱和磁化场Hs远高于磁滞回线的测量磁场Hm(5Hc 10Hc),相差2 3个数量级。由Li铁氧体的Bm/0Ms(Mm/Ms)63%81%和Mn:YIG的Bm/0Ms 81%86%,说明在Hm下材料磁畴中的磁矩中有14%37%不在磁场方向。因此对微波铁氧体来说,不能像在软磁铁氧体中那样有Bm Bs 0Ms的关系。所以为保证材料被磁化饱和,Ms的测量应该按照IEC60556标准在>300kA/m磁场下进行。最后讨论了经常将剩磁比R=Br/Bm误成Br/Bs问题。

Y(Fe_(1-x)Co_x)_(11.3)Nb_(0.7)化合物的室温饱和磁化强度M_s和室温各向异性场B_a

用脉冲强磁场测量法和奇点探测法 (SPD) ,研究了电弧炉熔炼方法制备的 1∶12型稀土过渡族金属间化合物Y(Fe1 -xCox) 1 1 .3Nb0 .7(x =0 .0 0 ,0 .0 5,0 .10 ,0 .15,0 .2 0 )多晶样品的室温磁特性 .研究结果表明 ,Y(Fe1 -xCox) 1 1 .3Nb0 .7系列化合物的室温 (30 0K)各向异性场Ba 和饱和磁化强度Ms,随Co含量的增加 ,都先增加后降低 .

非磁性替代原子对Ce_2Co_(17)居里温度和饱和磁化强度的影响

用真空电弧熔炼法制备了Ce2 Co17-xMx(M =Ga ,Al和Si)化合物。通过X射线衍射和磁性测量手段 ,研究了非磁性替代原子Ga,Al和Si的加入对Ce2 Co17化合物的居里温度和饱和磁化强度的影响 ,其中Si在Ce2 Co17化合物中的固溶度最小 ,并使居里温度和饱和磁化强度下降幅度最大。

石榴石磁泡膜饱和磁化强度的两种测量方法

用振动样品磁强计（ＶＳＭ）测量了石榴石磁泡膜的饱和磁化强度Ｍ，并与用磁光法测量的结果进行了比较．发现用两种方法测得的Ｍ随温度的升高而下降的趋势存在着明显的差别，用ＶＳＭ测得的下降趋势缓慢，用磁光法测得的下降趋势迅速．这就引出一个问题：与磁光法测量Ｍ有关的理论可能存在着不足．

磁粉的比饱和磁化强度

引言磁记录材料同其它磁性材料一样,都是具有磁性的物质。磁性来源于原子具有磁矩。电子围绕着原子核运动,产生轨道磁矩;电子自旋,产生自旋磁矩,称为玻尔磁子μB=9.274×1021（emu） 原子磁矩主要是由轨道磁矩和自旋磁矩提供的。对于过渡族元素。