Однодоменные частицы SrFe12-xMxO19 (M = Al, Ga, Cr): синтез, магнитные свойства, особенности кристаллической структуры тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 02.00.21, кандидат наук Горбачев Евгений Андеевич

• Горбачев Евгений Андеевич
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Горбачев Евгений Андеевич

Положения, выносимые на защиту:

2. Обзор литературы

2.1. Основы магнетизма материалов

2.2. Магнитотвердые материалы

2.2.1. Материалы на основе редкоземельных элементов

2.2.1.1. Ш-Ре-В

2.2.1.2. 8ш-Со

2.2.2. Интерметаллиды со структурой L10

2.2.2.1. FePt

2.2.2.2. МпБ1, МпОа, МпА1

2.2.3. Магнитотвердые ферриты

2.2.3.1. Феррит лютеция

2.2.3.2. Феррит кобальта

2.2.3.3. Эпсилон-оксид железа

2.2.3.4. Гексаферриты М-типа

2.2.4. Экзотические магнитотвердые соединения

2.3. Методы синтеза гексаферритов М-типа

2.3.1. Керамический метод

2.3.2. Стеклокерамический метод

2.3.3. Метод химического соосаждения

2.3.4. Пиролиз аэрозолей

2.3.5. Цитратно-нитратный метод

2.4. Выводы из обзора литературы

3. Экспериментальная часть

3.1. Реактивы и материалы

3.2. Методики синтеза

3.2.1. Синтез субмикронных частиц

3.2.2. Получение композитов гексаферрит/ПММА

3.2.3. Формирование текстурированного образца

3.2.4. Изготовление керамики

3.3. Методы исследований

3.3.1. Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализ

3.3.2. Растровая электронная микроскопия

3.3.3. Просвечивающая электронная микроскопия

3.3.4. Магнитные измерения

3.3.5. Терагерцевая спектроскопия

3.3.6. Мессбауэровская спектроскопия

3.3.7. Термогравиметрический анализ

4. Обсуждение результатов

4.1. Однодоменные частицы гексаферрита стронция, легированных алюминием

4.1.1. Варьирование времени отжига для системы SrFe8Al4Ol9

4.1.2. Варьирование содержания алюминия

4.1.3. Температурные зависимости магнитных свойств

4.4. Однодоменные частицы гексаферритов, легированных галлием

4.5. Однодоменные частицы гексаферритов, легированных хромом

4.6. Сравнение замещений различными трёхвалентными катионами

4.7. Высококоэрцитивная керамика на основе Sro.67Cao.ззFe8Al4Ol9

5. Выводы

6. Благодарности

7. Список литературы

8. Приложение

1. Введение

Актуальность. Все материалы в той или иной степени являются магнитными, так как определенным образом реагируют на магнитное поле, втягиваясь в него или выталкиваясь. Однако магнитными материалами в классическом понимании считаются такие вещества, которые могут создавать и удерживать магнитное поле в определенном направлении, которое может быть впоследствии использовано для совершения работы или проявления другого функционального свойства. Изделия на основе таких материалов называют постоянными магнитами. Постоянные магниты способны сопротивляться размагничиванию внешним магнитным полем до определенной степени, которая определяется так называемой коэрцитивной силой. Коэрцитивная сила - это модуль напряжённости магнитного поля, которое необходимо приложить к магнитному материалу, чтобы полностью размагнитить его. Материалы с достаточно большой коэрцитивной (> 1000 Э) силой называют магнитотвердыми. Среди магнитотвердых материалов при комнатной температуре можно выделить несколько классов веществ, каждый из которых характеризуется набором свойств, определяющих нишу их использования. К основным классам веществ, из которых можно изготавливать магнитотвёрдые материалы, относятся сплавы на основе редкоземельных элементов (Nd-Fe-B, Sm-Co), сплавы со структурой Lio (Pt-Fe, Pt-Co, MnBi, MnGa, MnAl) и ферриты. Последний класс магнитотвердых материалов является малочисленным, и в настоящее время он представлен всего тремя соединениями: феррит кобальта (CoFe2Ü4), эпсилон-оксид железа (8-Fe2Ü3) и гексаферриты М-типа (MFei2Üi9, M = Pb2+, Ba2+, Sr2+). Ферриты отличаются от других магнитотвердых материалов тем, что они являются оксидами, из-за чего проявляют ряд уникальных свойств, например, являются диэлектриками и у них наблюдается так называемый естественный (то есть в нулевом магнитном поле) ферромагнитный резонанс, который может использоваться для избирательного поглощения миллиметрового излучения. Также ферриты состоят только из широкодоступных и дешёвых элементов, в основном, железа и кислорода, отсюда обычно их себестоимость крайне низка. Кроме этого, ферриты, так как являются окислённой формой железа, проявляют высокую химическую и термическую стабильность. Все это их делает востребованными для использования в качестве постоянных магнитов, материалов для высокочастотных устройств, сред для магнитной записи и других применений.

Особое внимание на сегодняшний день приковано к гексаферритам М-типа,

поскольку они массово производятся в промышленности и любое улучшение их свойств

будет иметь значительный экономический и технологический эффект. Их магнитные

4

свойства могут быть прецизионно настроены путём варьирования химического состава. В частности известно, что коэрцитивная сила данных материалов может существенно увеличиваться при частичном замещении атомов железа атомами алюминия, хрома и галлия. Однако, это наблюдается только в случае частиц, состоящих из одного магнитного домена (менее 1 мкм для незамещённого гексаферрита). Основная проблема тонкой настройки магнитных свойств гексаферритов состоит в том, что при синтезе одновременно необходимо добиться как однодоменного состояния материала, так полного протекания твердофазной химической реакции. Последнее требует высоких температур отжига. В свою очередь, высокие температуры, как правило, приводят к росту крупных многодоменных частиц с низкой коэрцитивной силой. Таким образом, до сих пор не были разработаны методики синтеза однодоменных частиц гексаферритов с высокой степенью замещения железа на другие катионы. Одним из перспективных подходов получения таких материалов является термообработка пористого прекурсора, получаемого методом самосжигания цитртано-нитратных растворов. Данный подход зарекомендовал себя, как простой в исполнении, но позволяющий получать субмикронные частицы даже при относительно высоких температурах из-за высокой пористости исходного прекурсора.

Таким образом, целью данной работы является получение субмикронных частиц гексаферрита стронция, замещённого ионами алюминия, галлия и хрома, и изучение взаимосвязи между их химическим составом, микроструктурой, особенностями кристаллической структуры и магнитными свойствами.

Для достижения данной цели были поставлены следующие задачи:

1. Разработка методики синтеза замещённых гексаферритов М-типа с использованием термолиза цитратно-нитратных смесей и последующей термообработки пористых прекурсоров.

2. Установление фазового состава и микроструктуры образцов для оптимизации условий синтеза и получения субмикронных частиц замещённых гексаферритов.

3. Изучение особенностей кристаллической структуры замещённых гексаферритов методами порошковой рентгеновской дифракции.

4. Получение плотной керамики на основе однодоменных зёрен замещённого гексаферрита стронция путём спекания субмикронных частиц.

5. Исследование магнитных свойств и поглощения субтерагерцового электромагнитного излучения образцов гексаферритов в зависимости от состава и микроструктуры.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Однодоменные частицы SrFe12-xMxO19 (M = Al, Ga, Cr): синтез, магнитные свойства, особенности кристаллической структуры»

Научная новизна работы

В результате данной работы:

Впервые были синтезированы ансамбли однодоменных частиц гексаферритов с высокой степенью замещения железа на алюминий, галлий, хром;

Впервые была детально изучена кристаллическая структура и микроструктура данных материалов;

Впервые были изучены полевые зависимости намагниченности и спектры естественного ферромагнитного резонанса данных соединений, в том числе при охлаждении до 5 К;

Впервые была получена высококоэрцитивная керамика на основе замещённых гексаферритов М-типа;

Впервые были изучены полевые зависимости намагниченности и спектры естественного ферромагнитного резонанса высококоэрцитивной керамики;

Впервые был обнаружен эффект скачкообразного изменения частоты ферромагнитного резонанса при спекании керамики.

Практическая и теоретическая значимость работы

В работе заложены теоретические основы получения однодоменных частиц гексаферритов М-типа с частичным замещением атомов железа на диамагнитные (А13+, Ga3+) и парамагнитные катионы (Сг3+), а также варьирования их магнитных свойств. Полученные в работе однодоменные частицы с высокими коэрцитивными силами могут использоваться для создания сред для магнитной записи информации, поглощения и преобразования электромагнитного излучения в беспроводных устройствах, создания магнитотвердых зондов для магнитно-силовой микроскопии. Высококоэрцитивная керамика может быть использована для создания постоянных магнитов и деталей для высокочастотных устройств.

Работа выполнена в рамках проектов РНФ № 20-73-10129, 21-79-10184, РФФИ № 2153-12002, 20-33-90206, 20-02-00887.

Положения, выносимые на защиту:

1. Разработана методика получения однодоменных частиц замещённого гексаферрита стронция SrFel2-xMxOl9 ^ = Al3+, Ga3+, Cr3+, х = 0 - 6). Показано, что при термолизе смесей цитратов и нитратов металлов ^г, Fe, А1, Сг, Ga) образуются пористые оксидные

прекурсоры. Термообработка таких прекурсоров при 1200 °С в течение 24 часов приводит к формированию однофазных гексаферритов с субмикронным размером частиц.

2. Показано, что ионы алюминия преимущественно замещают ионы железа в октаэдрических узлах 12к и 2а, в то время как ионы Ga3+ заселяют позиции 4й, 2а и 12к, а ионы Сг3+ - позиции 2а, 12к и 4f2. Намагниченность насыщения, так же, как и температура Кюри, образцов монотонно снижается с увеличением содержания замещающего иона. Наибольшее падение намагниченности насыщения наблюдается в случае легирования алюминием, в то время как, она падает практически одинаково с х при легировании галлием и хромом. Наибольшее падение температуры Кюри наблюдается в случае легирования галлием, в то время как, она падает практически одинаково с х при легировании алюминием и хромом.

3. Показано, что увеличение содержания алюминия (до степени замещения х = 5.5), галлия (до степени замещения х = 4) и хрома (до степени замещения х = 5.5) приводит к росту коэрцитивной силы и частоты естественного ферромагнитного резонанса материала: до 36 кЭ и 250 ГГц для алюминия, до 6.4 кЭ и 57 ГГц для галлия, до 15 кЭ и 129 ГГц для хрома. Полученные значения коэрцитивной силы 36 кЭ и частоты ЕФМР 250 ГГц являются рекордными среди ферритов при комнатной температуре. На основе этих частиц состава Sr0.54Ca0.46Fe6.5Al5.5O19 получен магнитноориентированный ансамбль, коэрцитивная сила которого составила 40 кЭ при комнатной температуре.

4. Показано, что коэрцитивная сила и частота ферромагнитного резонанса для однодоменных частиц гексаферритов Srl-х/l2Caх/l2Fel2-хA1хOl9 (х = 1.5-5.5) проходит через максимум при температуре, которая составляет около 0.4 от температуры Кюри. Для образца х = 5.5 коэрцитивная сила достигает 42 кЭ, а частота естественного ферромагнитного резонанса составляет 295 ГГц при 180 К.

5. Получена высококоэрцитивная керамика на основе однодоменных зёрен гексаферрита состава Sro.67Cao.ззFe8Al4Ol9. Полученная керамика при плотности 70 % обладает коэрцитивной силой 22.5 кЭ, а при плотности 95 % - 18.2 кЭ. Обнаружен эффект скачкообразного роста частоты естественного ферромагнитного резонанса с 160 до 200 ГГц, который происходит при повышении температуры спекания керамики.

Достоверность результатов работы обеспечена комплексом современных физико-химических методов исследования и диагностики материалов. Анализ микроструктуры материалов проводили с помощью растровой и просвечивающей электронной микроскопии. Фазовый анализ образов проводили при помощи порошковой

рентгеновской дифракции, в частности, с использованием синхротронного рентгеновского излучения. Анализ особенностей кристаллической структуры, в частности распределения катионов в структуре гексаферрита, проводили путём уточнения структуры по методу Ритвельда. Измерение магнитных свойств проводили с помощью СКВИД- и вибрационной магнитометрии. Определение температур Кюри образцов проводили путём термогравиметрического анализа в магнитном поле. Измерение спектров поглощения образцов в миллиметровом диапазоне волн проводили с помощью терагерцевой спектроскопии.

Публикация и апробация работы

По теме диссертационной работы было опубликовано 5 научных статей в международных журналах, индексируемых поисковыми системами Web of Science и Scopus. Результаты работы были представлены на 8 всероссийских и 13 международных конференциях в виде устных и стендовых докладов: «Современные тенденции развития функциональных материалов» (Сочи, Россия, 2021), 5th International Conference on Nanotechnologies and Biomedical Engineering (Chisinau, Republic of Moldova, 2021), VIII Международный симпозиум «Химия и химическое образование» Молодёжная школа по радиоэкологии (Владивосток, Россия, 2021), The 3nd European conference on Novel Photonic, Optoelectronic and Electronic Materials SPb-POEM2021 (Санкт-Петербург, Россия, 2021), Международная научная конференция студентов, аспирантов и молодых учёных «Ломоносов» (Москва, Россия, 2016 - 2021), XI Конференция молодых учёных по общей и неорганической химии (Москва, Россия, 2021), 65th Annual Conference on Magnetism and Magnetic Materials (Florida, USA, 2020), Всероссийская конференция с международным участием «Актуальные проблемы неорганической химии. К 150-летию Периодического закона Д.И. Менделеева» (Звенигород, Россия, 2019), VIII Конференция молодых учёных по общей и неорганической химии (Москва, Россия, 2018), 52-ая Школа ПИЯФ по физике конденсированного состояния ФКС-2018 (Сестрорецк, Россия, 2018), International Conference "Condensed Matter Research at the IBR-2 (Дубна, Россия, 2017), International Baltic Conference on Magnetism 2017 (Светлогорск, Россия, 2017), Moscow International Symposium on Magnetism (Москва, Россия, 2017), MSU-IFW-ILTPE Joint Workshop. Synthesis, Theoretical Examination and Experimental Investigation of Emergent Materials (Москва, Россия, 2017), VII Конференция Молодых Учёных по Общей и Неорганической Химии ИОНХ имени Курнакова РАН (Москва, Россия, 2017), VI Всероссийская

конференция по наноматериалам с элементами научной школы для молодёжи (НАНО 2016) (Москва, Россия, 2016).

Личный вклад автора

В качестве основы диссертационной работы были использованы результаты научных исследований, проведённых в период 2013-2022 годов. Личный вклад Горбачева Е.А. заключается в постановке цели и задач исследования, синтезе объектов исследования, планировании, подготовке и проведению части экспериментов по термогравиметрии во внешнем магнитном поле и рентгеновской дифракции, проведении уточнения структуры по методу Ритвельда, анализе и обработке данных магнитных измерений, рентгеновской дифракции, растровой и просвечивающей электронной микроскопии, построении графиков, написании текстов статей и их публикации, участии в научно-исследовательских конференциях. Основная часть работы выполнена соискателем в группе магнитных материалов лаборатории неорганического материаловедения на кафедре неорганической химии химического факультета МГУ имени М.В. Ломоносова.

Объем и структура работы

Диссертация состоит из введения, обзора литературы, экспериментальной части, результатов и их обсуждения, заключения, выводов и списка литературы. Работа изложена на 174 страницах, содержит 63 рисунок, 13 таблиц и 325 ссылок на литературные источники.

2. Обзор литературы

2.1. Основы магнетизма материалов

Основной характеристикой магнитотвердых материалов является петля магнитного гистерезиса, которая отражает зависимость намагниченности ферромагнетика М или его магнитной индукции В от напряжённости внешнего магнитного поля Н. У петли гистерезиса имеются следующие параметры, характеризующие основные магнитные свойства материала: коэрцитивная сила (Не), намагниченность насыщения (Мъ) и остаточная намагниченность (Мя). Намагниченность насыщения (Мъ) - это намагниченность образца, при которой зависимость М(Н) выходит на плато. Коэрцитивная сила Не (собственная) - это значение напряжённости магнитного поля, при котором после намагничивания образца до насыщения и приложения противоположного по знаку магнитного поля его намагниченность становится равной нулю. (рис. 2.1). Остаточная намагниченность (Мя) - собственная намагниченность вещества в отсутствие внешнего магнитного поля после его намагничивания до насыщения. В случае петли гистерезиса в координатах В(Н) у данных величин есть аналоги: НеВ - коэрцитивная сила по индукции, Вг - остаточная индукция.

Рисунок 2.1. Петля магнитного гистерезиса и ее основные параметры: Не - собственная коэрцитивная сила, Нев - коэрцитивная сила по индукции, Мъ - намагниченность насыщения, Мя - остаточная намагниченность, р - плотность материала, (ВН)шах -максимальное энергетическое произведение [1] (слева), и иллюстрация к способу расчёта максимального энергетического произведения (справа).

Главным показателем производительности постоянного магнита является максимальное энергетическое произведение (ВН)тах, которое характеризует максимальную энергию, которую может запасти магнит, или работу, которую он может совершить при замыкании магнитной цепи. Рассчитать максимальное энергетическое произведение можно, как проиллюстрировано справа на рисунке 2.1. Для этого находится максимальное абсолютное значение произведения магнитной индукции и напряжённости

10

магнитного поля, принадлежащих второму квадранту петли гистерезиса, которое и будет равно (BH)max. Для достижения высокого (BH)max требуется, чтобы магнит обладал одновременно и высокой коэрцитивной силой, и большой остаточной намагниченностью [1].

На атомном уровне главную роль играет величина магнитного момента, который может создать атом или ион. Магнитный момент иона определяется количеством неспаренных электронов на его внутренних оболочках (спиновый момент, S), орбитальным движением электронов (орбитальный момент, L) и их взаимным влиянием (спин-орбитальное взаимодействие). Хотя многие ядра также обладают магнитным моментом, он на три порядка меньше электронного, поэтому обычно не учитывается при расчёте общего магнитного момента иона. Большим эффективным магнитным моментом ¡eff в твёрдом теле обладают ионы с открытой (незаполненной) электронной оболочкой: ионы 3d-элементов - Fe3+ (5.8 ¡в), Fe2+ (5.4 ¡в), Mn3+ (4.8 ¡в), C^+ (4.9 ¡в), Co2+ (4.9 ¡в), Cr3+ (3.8 ¡в), V2+ (3.8 ¡в), - и ионы 4f-элементов - Dy3+ (10.5 ¡в), Ho3+ (10.5 ¡в), Tb3+ (9.7 ¡в), Er3+ (9.5 ¡в), Gd3+ (7.9 ¡в), Eu2+ (7.9 ¡лв). [2] Именно эти элементы, как правило, используют для создания высокой намагниченности. Ионы 4d - и 5d-элементов, как правило, имеют низкие или нулевые эффективные магнитные моменты вследствие образования низкоспинового состояния и редко рассматриваются в этом аспекте [2].

На итоговый магнитный момент в материале существенное влияние оказывает кристаллическое поле - электрическое поле, создаваемое соседними ионами в кристаллической решётке. В зависимости от химического состава и геометрического расположения соседних ионов, некоторые электронные состояния магнитного центра оказываются энергетически выгоднее, чем другие, в основном, из-за эффектов электростатического отталкивания. В результате происходит расщепление первичной энергетической структуры электронных уровней и перераспределение её заселённостей. Наибольшее влияние кристаллическое поле оказывает на 3d-элементы, из-за чего указанные выше экспериментальные значения магнитных моментов часто не содержат орбитального вклада. Например, предсказание с учётом орбитального вклада для Mn3+ (S = 2, L = 2) даёт полный момент J = 0, в то время как многие соединения Mn3+ проявляют ¡eff ~ 4.8 ¡лв. При этом на 4f- элементы кристаллическая решётка оказывает гораздо меньшее влияние, так как f-оболочка оказывается лучше экранирована от внешних воздействий [3]. Для 4d и 5d-элементов ситуация более сложная, так как эффекты кристаллического поля и спин-орбитального взаимодействия оказываются сопоставимыми.

На коэрцитивную силу определяющее влияние оказывает магнитная анизотропия -зависимость энергии основного состояния магнитной подсистемы от направления намагниченности. Для количественной оценки магнитной анизотропии используют или напряжённости поля На, хотя основной величиной является энергия анизотропии Еа. Еа определяется как разница в энергии системы при намагничивании вдоль направления лёгкой оси/осей/плоскости и вдоль самой трудной.

Если речь идёт о магнитной анизотропии по отношению к структурным осям кристалла, ее называют магнитокристаллической. Хотя значительное влияние на итоговую Еа могут оказывать также анизотропия формы, механические напряжения и магнитострикционные эффекты, диполь-дипольная и обменная анизотропия в композитах, в большинстве материалов именно магнитокристаллическая анизотропия определяет теоретический предел для коэрцитивной силы. Поэтому многие авторы под НА подразумевают именно поле магнитокристаллической анизотропии. Другим обозначением для этого типа анизотропии может быть набор констант К1, К2 и т.д., выражаемых в единицах энергии, и являющихся коэффициентами математического ряда разложения энергии магнитной анизотропии по степеням направляющих косинусов вектора спонтанной намагниченности по отношению к кристаллографическим осям кристалла. У большинства известных материалов величины констант магнитокристаллической анизотропии лежат в интервале 103 - 108 эрг/см3.

Главными причинами возникновения магнитокристаллической анизотропии считаются: спин-орбитальное взаимодействие в совокупности с низкой симметрией кристаллического поля на магнитном ионе (одноионная анизотропия), обменная анизотропия и диполь-дипольное взаимодействие между магнитными центрами, а также некоторые другие факторы.

В большинстве ферромагнитных материалов коэрцитивная сила во много раз меньше поля магнитной анизотропии, а остаточная намагниченность существенно меньше намагниченности насыщения. Одной из причин этого является разбиение кристалла на магнитные домены, которое позволяет понизить магнитостатическую энергию.

Попытки системы понизить магнитостатическую энергию приводят к разбиению материала на области, которые компенсирует друг друга - магнитные домены [4-6]. Поскольку между доменами должна существовать область, в которой происходит постепенный поворот намагниченности между доменами, существует так называемая доменная стенка. В ферромагнетике образованию доменной стенке препятствует обменное взаимодействие, которое стремится выстроить все магнитные моменты в одном

12

направлении. Дополнительными «мешающими» факторами становятся магнитокристаллическая анизотропия, магнитоупругие процессы, а также внешнее магнитное поле, из-за которых возникновение доменных стенок приводит к повышению энергии [7]. В результате в реальных системах доменный рисунок может принимать довольно сложную форму и сильно зависит от внешних условий, химического состава, микроструктуры, наличия примесей или дефектов структуры, или даже от локальной формы и температуры магнита [8].

Возможность спонтанного возникновения доменов снижает как реально достижимую коэрцитивную силу, так и остаточную намагниченность материала. Во внешнем магнитном поле выигрышней становятся домены, намагниченность которых совпадает с полем, поэтому доменные стенки могут начать сдвигаться, перестраиваться и даже «выдавливаться» из магнита. Но как только поле понижается - вновь возникают домены. Этот механизм наиболее выражен в магнитомягких материалах с низкой магнитной анизотропией, поскольку если материал обладает достаточно высокой магнитокристаллической анизотропией, восстановление первичной доменной структуры оказывается затруднено. Кроме того, процессам движения доменных стенок можно препятствовать, если их «закрепить» с помощью магнитоупругой энергии, вводя в материал примеси и дефекты структуры (пиннинг доменных стенок) [9]. Механические напряжения, которые возникают на таких дефектах, создают энергетические барьеры для движения доменных стенок. После намагничивания вновь возникающие доменные стенки уже не могут преодолеть некоторые из этих барьеров, в результате для перемагничивания требуется гораздо большее магнитное поле, и как остаточная намагниченность Ыя, так и коэрцитивная сила Не растут [10].

Чтобы ещё больше увеличить коэрцитивную силу, можно взять материал, состоящий из отдельных однодоменных частиц, выстроенных в направлении лёгкой оси и вдоль магнитного поля. В этом случае при перемагничивании полю приходится «бороться» не с доменными стенками, а напрямую с магнитной анизотропией, которая может иметь большую энергию. Поведение однодоменных частиц с единственной осью лёгкого намагничивания в магнитном поле описывается моделью Стонера-Вольфарта [11].

Согласно модели Стонера-Вольфарта поле анизотропии однодоменной частицы На = 2К/^Ы$, и эту величину часто используют как теоретический предел для коэрцитивной силы материала. Типичный гистерезис однодоменной частицы в этой модели показан на рисунке 2.2 (слева). Однако она довольно редко позволяет хорошо описывать реальные экспериментальные данные, поскольку учитывает только некоторые

13

виды магнитной анизотропии (одноосную), не берет в расчёт влияние температуры и взаимодействия между частицами, а также неоднородность намагниченности на дефектах или поверхности частиц.

Существуют разные расширения модели Стонера-Вольфарта, например, в работе Пфайфера [12], а также теоретические работы, моделирующие разориентацию частиц [13],[14], обменные или дипольные [15] взаимодействия между частицами, обменную анизотропию частиц [16], влияние температуры [17] и размерных эффектов (в т.ч. суперпарамагнитный предел - рисунок 2.2 (справа) и температуру блокировки), или описывающие поведение ансамбля взаимодействующих или отдельных наночастиц с учётом поверхностных дефектов [18] или примесного слоя [19],[20],[21]. Так, при размерах частицы меньше суперпарамагнитного предела (^р на рисунке 2.2 (справа)) и при достаточно высоких температурах (выше температуры блокировки) энергия тепловых колебаний становится больше, чем магнитная анизотропия, поэтому такие частицы проявляют нулевую коэрцитивную силу [22,23].

Одной из главных причин того, что коэрцитивная сила, соответствующая модели Стонера-Вольфарта, никогда не достигается на практике, считается недооценка влияния поверхностных дефектов частиц и так называемого явления само-пиннинга на поверхностных дефектах [24]. Здесь следует отметить, что дефекты, примеси или матрица, в которой закреплены однодоменные частицы, могут приводить как к уменьшению [21], так и к увеличению коэрцитивной силы [10],[19]. Если дефекты и примеси оказываются обменно-связаны с изолирующим слоем и остальным материалом и при этом проявляют сильную магнитную анизотропию, то в некоторых случаях они могут значительно увеличивать коэрцитивную силу итогового материала [19] или его намагниченность [25]. Это можно использовать для конструирования высококоэрцитивных материалов, например, легируя разные грани частиц различными элементами, тем самым, создавая искусственную обменную анизотропию частица-поверхность, либо компенсируя уже существующую, если она оказывает негативное влияние на Не. При этом обменная связь между самим частицами основной фазы и их сильная разориентация оказывается нежелательной, причём ее влияние на Не гораздо больше, чем у магнитостатических эффектов [14].

Диаметр частицы

Рисунок 2.2. Петли магнитных гистерезисов, смоделированные для однодоменной частицы по модели Стонера-Вольфарта для различных углов между магнитным полем и лёгкой осью (серая линия); петля гистерезиса ансамбля разориентированных частиц (пунктирная линия) (слева); зависимость коэрцитивной силы и магнитной микроструктуры от диаметра частицы (справа).

Суммируя результаты этих работ, гигантскую коэрцитивную силу можно достичь, создав материал из ориентированных однодоменных частиц так, чтобы их лёгкая ось намагничивания совпадала [26]. При этом поверхность частиц или разделяющая их примесная фаза должна оказывать изолирующее влияние, блокирующее обменное и дипольное взаимодействие и не позволяющее частицам срастись и стать многодоменными, и, по возможности, усиливающее намагниченность и коэрцитивную силу - за счёт дополнительного вклада в анизотропию или обменных процессов. Для однодоменных частиц основной фазы предпочтительнее одноосная анизотропия, поскольку для анизотропии типа «лёгкая плоскость» или при наличии нескольких лёгких осей у намагниченности есть гораздо больше возможностей для выбора направления, и перемагничивание происходит в несколько этапов.

Перемагничивание и, соответственно, гистерезис постоянного магнита определяется процессами зарождения и движения доменных стенок, а также когерентным или некогерентным вращением намагниченности отдельного домена. Итоговая коэрцитивная сила определяется самым эффективным из этих процессов. К сожалению, сложность и разнообразие механизмов перемагничивания и влияющих на них микроструктурных факторов в реальных системах зачастую не позволяет создать модель, которая могла бы учесть их все. Поэтому рабочие модели существуют только для ограниченного числа частных случаев. Например, для расчёта коэрцитивной силы однодоменных частиц с учётом микроструктурных параметров часто используют следующее выражение [27]:

В этом уравнении 2К1/^оМ$, соответствует коэрцитивной силе однодоменной частицы из модели Стонера-Вольфарта, коэффициент а (<1) в основном описывает уменьшение энергии, необходимой для зарождения доменных стенок, из-за дефектов решётки или беспорядка на поверхностях зёрен, а позволяет учесть эффективный размагничивающий фактор за счёт внутренних магнитных полей, создаваемых краями зёрен. Доминирующий механизм перемагничивания в том или ином материале иногда удаётся определить, сравнивая расчёт и экспериментальную оценку параметров а и

Размагничивающее поле, возникающее из-за магнитостатических процессов, является важным параметром, определяющим магнитные свойства, как для отдельной однодоменной частицы, так и целого магнита. Оно приводит не только к образованию магнитных доменов, но также становится причиной понижения коэрцитивной силы в однодоменных частицах в зависимости от формы и может давать вклад в магнитную анизотропию, создавая так называемую анизотропию формы. Если форма магнита (и/или составляющих его частиц) не сферическая, размагничивающее поле не будет одинаковым для всех направлений, создавая один или несколько локальных энергетических минимумов, т.е. дополнительных «лёгких» осей намагничивания. Так, для тонких плёнок в нулевом внешнем магнитном поле из-за разницы в магнитостатической энергии АЕмс = 1/2цоМ2со520 (0 - угол между нормалью к плёнке и намагниченностью М), энергетически выгодным оказывается расположение магнитного момента в плоскости плёнки. В общем виде выражение для размагничивающего поля Нв выглядит так:

но(г)= /(г-г;;уг' (3)

Однако получить аналитическое выражение для Нв в реальном магните/частице сложной формы удаётся редко. Математика и физика магнитостатических полей достаточно сложны, и аналитические решения известны только для нескольких особых геометрий образца. Экстраполяция на более сложные ситуации привносит свои приближения [28]. Большинство разработанных методик учитывают Но в виде размагничивающего фактора N который показывает, насколько сильно отличается поле внутри образца от прикладываемого магнитного поля На: Ней- = На - Ы<М>, где <М> -усреднённая намагниченность образца. [29] Для некоторых форм образца удаётся оценить N чтобы получить «реальную» петлю гистерезиса этого материала. Однако в большинстве случаев подобные исправления непросто осуществить на практике.

Наименьшее размагничивающее поле и сильная анизотропия формы,

соответственно, позволяющие получить наибольшее энергетическое произведение

(ВН)тах, соответствует тонким вытянутым вдоль магнитного поля частицам или магнитам

16

[30], либо в более экзотических вариантах формы вроде подковы [31]. В некоторых магнитах анизотропия формы оказывается доминирующим механизмом для коэрцитивной силы. Так, в магнитах ЮНДК (или в иностранной литературе - альнико), состоящих из вытянутых ферромагнитных частиц FeCo в слабомагнитной матрице Л1№, наибольший вклад в коэрцитивную силу вносит именно анизотропия формы [27]. Однако этот способ лучше всего работает для магнитомягких материалов вроде кобальта и ЮНДК, L1o-FeNi и а''-Ре1б№ со средней коэрцитивной силой, позволяя достичь (ВН)тах не более 10% от теоретического предела. В то же время магнитотвердые материалы тем и хороши, что из них можно сделать высококоэрцитивный магнит практически любой формы, так как размагничивающему фактору в них противостоит колоссальная магнитокристаллическая анизотропия [32]. Кроме того, магнитотвердые частицы вытянутой формы часто оказываются многодоменными, что сводит на нет все преимущества низкого размагничивающего фактора. Поэтому соблюдение однодоменности магнитотвердых частиц оказывается более строгим критерием для достижения высокоэнергоемкого магнита, чем их форма.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Горбачев Евгений Андеевич, 2022 год

7. Список литературы

1. Enz U. Magnetism and magnetic materials: Historical developments and present role in industry and technology // Handbook of Ferromagnetic Materials / ed. Wohlfarth E.P. North-Holland Publishing Company, 1982. Vol. 3, № C. P. 1-36.

2. Blundell S. Magnetism in Condensed Matter: Oxford Master Series in Condensed Matter Physics. OUP Oxford, 2001. 256 p.

3. Skomski R., Sellmyer D.J. Anisotropy of rare-earth magnets // J. Rare Earths. 2009. Vol. 27, № 4. P.675-679.

4. Ландау Л., Лифшиц Е., Питаевский Л. Статистическая физика. Том IX. Москва: Наука, 1978.448 p.

5. Марченко В.И. К теории магнитных доменов // Журнал экспериментальной и теоретичсекой физики. 1977. Vol. 72, № 6. P. 2324-2331.

6. Гладков С.О., Богданова С.Б. К теории уравнения Ландау - Лифшица - Гильберта // Физика твердого тела. 2015. Vol. 57, № 5. P. 913-916.

7. Brown W.F. Virtues and Weaknesses of the Domain Concept // Rev. Mod. Phys. 1945. Vol. 17, № 1. P. 15-19.

8. Yamanouchi M. et al. Domain Structure in CoFeB Thin Films With Perpendicular Magnetic Anisotropy // IEEE Magn. Lett. 2011. Vol. 2. P. 3000304.

9. Pûst L. et al. Domain-wall coercivity in ferromagnetic systems with nonuniform local magnetic field // Phys. Rev. B. 1996. Vol. 54, № 17. P. 262-271.

10. Hirosawa S. et al. The dependence of coercivity on anisotropy field in sintered R-Fe-B permanent magnets // J. Magn. Magn. Mater. 1986. Vol. 61. P. 363-369.

11. Stoner E.C., Wohlfarth E.P. A Mechanism of Magnetic Hysteresis in Heterogeneous Alloys // Philos. Trans. R. Soc. London, Ser. A. Math. Phys. Sci. 1948. Vol. 240. P. 599-642.

12. Pfeiffer H. Determination of Anisotropy Field Distribution in Particle Assemblies Taking into Account Thermal Fluctuations // phys. stat. sol. 1990. Vol. 118. P. 295-306.

13. Martinek G., Kronmuller H. Influence of grain orientation of the coercive field in Fe-Nd-B permanent magnets // J. Magn. Magn. Mater. 1990. Vol. 86, № 2-3. P. 177-183.

14. Schrefl T. et al. The role of exchange and dipolar coupling at grain boundaries in hard magnetic materials // J. Magn. Magn. Mater. 1993. Vol. 124. P. 251-261.

15. Déjardin P. Magnetic relaxation of a system of superparamagnetic particles weakly coupled by dipole-dipole interactions // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 110, № 11. P. 113921.

16. Gong Q. et al. Anisotropic exchange in Nd - Fe - B permanent magnets // Mater. Res. Lett. 2020. Vol. 8, № 8. P. 89-96.

17. Петинов В.И. Магнитная анизотропия однодоменных частиц // Журнал технической физики. 2014. Vol. 84, № 1. P. 8-17.

18

19

20

21

22

23

24

25

26

27

28

29

30

31

32

33

34

35

Moriya H., Tsuchiura H., Sakuma A. First principles calculation of crystal field parameter near surfaces of Nd2 Fe14 B // J. Appl. Phys. 2009. Vol. 105, № 7. P. 1-3. Paul D.I., Cresswell A. Single-domain crystal-anisotropy-dominated coercivity // Phys. Rev. B. 1993. Vol. 48, № 6. P. 3803-3809.

Schabes M.E. Micromagnetics of passivated and unpassivated iron particles // J. Appl. Phys. 1991. Vol. 69, № 4487. P. 67-70.

Scholz W. et al. Micromagnetic simulation of magnetization reversal in small particles with surface anisotropy // J. Appl. Phys. 2004. Vol. 95, № 11 II. P. 6807-6809. Gubin S.P. et al. Magnetic nanoparticles: preparation, structure and properties // Russ. Chem. Rev. 2005. Vol. 74, № 6. P. 489-520.

Guimaräes A.P. Principles of Nanomagnetism // Principles of Nanomagnetism. Berlin, Heidelberg: Springer Berlin Heidelberg, 2009. 1-20 p.

Zhao G.P. et al. Coercivity mechanisms in nanostructured permanent magnets // Chinese Phys. B. 2019. Vol. 28, № 7. P. 077505.

Fischer R., Leineweber T., Kronmu H. Fundamental magnetization processes in nanoscaled composite permanent magnets // Phys. Rev. B. 1998. Vol. 57, № 17. P. 10723-10732. Kronmüller H., Durst K.D., Sagawa M. Analysis of the magnetic hardening mechanism in RE-FeB permanent magnets // J. Magn. Magn. Mater. 1988. Vol. 74, № 3. P. 291-302. Fidler J., Suess D., Schrefl T. Rare-earth Intermetallics for Permanent Magnet Applications // Handbook of Magnetism and Advanced Magnetic Materials / ed. Kronmuller H., Parkin S. 2007.

Chen D. et al. Demagnetizing Factors for Cylinders // IEEE Trans. Magn. 1991. Vol. 27, № 4. P. 3601-3619.

Skomski R., Coey J.M.D. Permanent Magnetism. London, UK: Institute of Physics Publishing, 1999.

Ott F. et al. Soft chemistry nanowires for permanent magnet fabrication // Magnetic Nano- and Microwires: Design, Synthesis, Properties and Applications / ed. Vazquez M. Woodhead Publishing Limited, 2015. P. 629-652.

Skomski R., Coey J.M.D. Scripta Materialia Magnetic anisotropy — How much is enough for a permanent magnet ? // Scr. Mater. Elsevier B.V., 2016. Vol. 112. P. 3-8. Coey J.M.D. Perspective and Prospects for Rare Earth Permanent Magnets // Engineering. THE AUTHORS., 2020. Vol. 6, № 2. P. 119-131.

Sepehri-amin H., Hirosawa S., Hono K. Advances in Nd-Fe-B Based Permanent Magnets // Handbook of Magnetic Materials. 1st ed. Elsevier B.V., 2018. 1-104 p. Sepehri-amin H. et al. Grain boundary and interface chemistry of an Nd - Fe - B-based sintered magnet // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2012. Vol. 60, № 3. P. 819-830. Matsuura Y. Recent development of Nd - Fe - B sintered magnets and their applications // J.

Magn. Magn. Mater. 2006. Vol. 303. P. 344-347.

36. Kuz'min M.D., Tishin A.M. Chapter Three Theory of Crystal-Field Effects in 3d-4f Intermetallic Compounds // Handbook of Magnetic Materials / ed. Buschow K.H.J. 2007. Vol. 17. P. 149-233.

37. Kuz M.D., Givord D., Skumryev V. Why the iron magnetization in Gd2Fe14B and the spontaneous magnetization of Y2Fe14B depend on temperature differently // J. Appl. Phys. 2015. Vol. 107, № 113924. P. 4-8.

38. Kuz'min M.D. Single-ion magnetic anisotropy of rare-earth —transition-metal compounds and and its description by means of analytical expressions // Phys. Rev. B. 1995. Vol. 51, № 14. P. 8904-8916.

39. Coey J.M.D. Permanent magnets : Plugging the gap // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2012. Vol. 67, № 6. P. 524-529.

40. Behr G., Loser W. Handbook of Magnetism and Advanced Magnetic Materials // Handbook of Magnetism and Advanced Magnetic Materials / ed. Kronmuller H., Parkin S. John Wiley & Sons, Ltd, 2007.

41. Haskel D. et al. Atomic origin of magnetocrystalline anisotropy in Nd2Fe14B // Phys. Rev. Lett. 2005. Vol. 95, № 21. P. 1-4.

42. Chen P. et al. Soft and hard natures of Nd2Fe14B permanent magnet explored by first-order-reversal-curves // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier, 2014. Vol. 370. P. 45-53.

43. Bovda A. et al. Electrical and Magnetic Properties of Nd2Fe14B Magnet in Demagnetized and Magnetized States at Low Temperatures // Proc. 19th Int. Work. Rare Earth Perm. Magnets Their Appl. 2006. Vol. 13, № 1. P. 92-96.

44. Мушников Н.В., Терентьев П.Б., Розенфельд Е.В. Магнитная анизотропия соединения Nd2Fe14B и его гидрида Nd2Fe14BH4 // Физика металлов и металловедение. 2007. Vol. 103, № 1. P. 42-53.

45. Wolfers P., Bacmann M., Fruchart D. Single crystal neutron diffraction investigations of the crystal and magnetic structures of R 2 Fe 14 B (R 5 Y, Nd, Ho, Er) // J. Alloys Compd. 2001. Vol. 317-318. P. 39-43.

46. Yang W., Liang D., Kong X. Neutron diffraction studies of permanent magnetic materials // Rare Met. Nonferrous Metals Society of China, 2020. Vol. 39, № 1. P. 13-21.

47. Herbst J.F. et al. Structural and magnetic properties of Nd2Fe14B ( invited ) // J. Appl. Phys. 1985. Vol. 57, № 1. P. 4086-4090.

48. Sugiyama J. et al. Magnetic moment of rare-earth elements in R2Fe14 B estimated with p+SR // Phys. Rev. Mater. 2019. Vol. 3, № 6.

49. Coehoorn R. Electronic Structure Calculations for Rare Earth-Transition Metal Compounds // Supermagnets, Hard Magnetic Materials. Dordrecht: Springer Netherlands, 1991. P. 133-170.

50. Fidler J. et al. Recent developments in hard magnetic bulk materials // J. Phys. Condens.

51

52

53

54

55

56

57

58

59

60

61

62

63

64

65

66

Matter. 2004. Vol. 16, № 5. P. S455-S470.

Li W.F., Ohkubo T., Hono K. Effect of post-sinter annealing on the coercivity and microstructure of Nd - Fe - B permanent magnets // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2009. Vol. 57, № 5. P. 1337-1346.

Мин П.Г. et al. Разработка технологии выплавки сплавов системы РЗМ-Fe-Co-B с высокой чистотой по примесям для термостабильных магнитов // ТРУДЫ ВИАМ. 2016. Vol. 1. P. 3-9.

Szmaja W. Investigations of the domain structure of anisotropic sintered Nd - Fe - B-based permanent magnets // J. Magn. Magn. Mater. 2006. Vol. 301. P. 546-561. Mishra R.K. et al. Effect of annealing on the microstructure of sintered NdFeB magnets // J. Appl. Phys. 1986. Vol. 59, № 2244. P. 19-22.

Kato H. et al. Coercivity enhancements by high-magnetic-field annealing in sintered Nd - Fe -B magnets Coercivity enhancements by high-magnetic-field annealing in sintered Nd - Fe - B magnets. 2004. Vol. 84, № 4230. P. 2012-2015.

Li J. et al. Angular dependence and thermal stability of coercivity of Nd-rich Ga-doped Nd-Fe-B sintered magnet // Acta Mater. 2020. Vol. 187. P. 66-72.

Fidler J. et al. Overview of Nd - Fe - B magnets and coercivity // J. Appl. Physicsof Appl. Phys. 1996. Vol. 79. P. 5029-5034.

Tang M. et al. Microstructure and annealing effects of NdFeB sintered magnets with Pr-Cu boundary addition // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier B.V., 2020. Vol. 505, № 166749. P. 1-8. Liu X. et al. Microstructure evolution of Dy69Ni31-added Nd-Fe-B sintered magnets during annealing // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier B.V., 2019. Vol. 486, № 165260. P. 1-8. Wang Z. et al. Magnetic Properties Improvement of Die-upset Nd-Fe-B Magnets by Dy-Cu Press Injection and Subsequent Heat Treatment // Sci. Rep. 2016. Vol. 6, № 38335. P. 1-12. Hirota K. et al. Coercivity Enhancement by the Grain Boundary Diffusion Process to Nd - Fe - B Sintered Magnets // IEEE Trans. Magn. 2006. Vol. 42, № 10. P. 2909-2911. WATANABE N. et al. Microstructure analysis of Nd-Fe-B sintered magnets improved by Tb-metal vapour sorption // J. ofMicroscopy. 2009. Vol. 236. P. 104-108. Skotnicova K. et al. Application of a Dy3Co0.6Cu0.4Hx addition for controlling the microstructure and magnetic properties of sintered Nd-Fe-B magnets // Materials (Basel). 2019. Vol. 12, № 24. P. 1-11.

Lee M.W., Lee J.K., Jang T.S. Effect of pre-sintering on the diffusion treatment of hre for coercivity enhancement of a ndfeb sintered magnet // Arch. Metall. Mater. 2019. Vol. 64, № 2. P. 597-601.

Politova G.A. et al. Substituted (Nd,Pr)2Fe14B alloys: Structural features and magnetic properties // J. Phys. Conf. Ser. 2019. Vol. 1236, № 1. P. 1-6.

Fuerst C D., Brewer E.G. Die-upset Nd2Fe14 M magnets (M = B and C) // J. Appl. Phys.

1991. Vol. 70. P. 6444-6446.

67. Li H., Coey J.M.D. Magnetic properties of ternary rare-earth transition-metal compounds // Handbook of Magnetic Materials. 1st ed. Elsevier B.V., 2019. Vol. 28. P. 87-196.

68. Kim T. et al. Microstructure and coercivity of grain boundary diffusion processed Dy-free and Dy-containing Nd-Fe-B sintered magnets // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2019. Vol. 172. P. 139149.

69. Strnat K.J., Strnat R.M.W. Rare earth-cobalt permanent magnets // J. Magn. Magn. Mater. 1991. Vol. 100. P. 38-56.

70. Akiya T. et al. High-coercivity hot-deformed Nd - Fe - B permanent magnets processed by Nd - Cu eutectic diffusion under expansion constraint // Scr. Mater. Acta Materialia Inc., 2014. Vol. 81. P. 48-51.

71. Tokuhara K. et al. Magnetization and magnetic anisotropy of R2Co14B and Nd2(Fe1-xCox)14B measured on single crystals // J. Appl. Phys. 1987. Vol. 61. P. 35713573.

72. Wu D. et al. Magnetic domain switching in Nd - Fe - B sintered magnets with superior magnetic properties // Mater. Res. Lett. 2018. Vol. 6, № 4. P. 255-260.

73. Sugimoto S. Current status and recent topics of rare-earth permanent magnets // J. Phys. D. Appl. Phys. 2011. Vol. 44, № 6. P. 1-11.

74. https://www.strongsmagnet.com/products-tid-4.html [Electronic resource].

75. Kerschl P. et al. High-field magnetisation of SmCo5-xCux (x = 2.5) determined in pulse fields up to 48 T // J. Magn. Magn. Mater. 2005. Vol. 290-191. P. 420-423.

76. Lectard E., Allibert C.H., Ballou R. Saturation magnetization and anisotropy fields in the Sm(Co1-xCux)5 phases // J. Appl. Phys. 1994. Vol. 75, № 10. P. 6277-6279.

77. Zhang S., Zhao D. Advances in magnetic materials: processing, properties, and performance. CRC Press, 2017. 758 p.

78. Chang H.W. et al. Phase modification and magnetic energy product enhancement of PrCo5-based nanomaterials due to carbon addition // J. Phys. Chem. Solids. 2020. Vol. 136. P. 109197.

79. Ali W. Bin et al. Chemically synthesizing PrCo5 single-crystal particles to fabricate high-performance anisotropic nanomagnets // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier B.V., 2020. Vol. 499, № 166205. P.1-16.

80. Coroian N., Klosek V., Isnard O. The influence of substituting Si for Co on the magnetic properties of PrCo5 // J. Alloys Compd. 2007. Vol. 427, № 1-2. P. 5-10.

81. Velu E.M.T. et al. PrCo5-based high-energy-density permanent magnets // J. Less-Common Met. 1989. Vol. 148, № 1-2. P. 67-71.

82. De Campos M.F. et al. Estimate of the anisotropy field in isotropic SmCo 2:17 magnets with the Stoner-Wohlfarth CLC model // J. Phys. Conf. Ser. 2011. Vol. 303, № 1. P. 1-6.

83. Kronmüller H., Parkin S. Handbook of Magnetism and Advanced Magnetic Materials / ed. Kronmüller H., Parkin S. Wiley, 2007.

84. Chen H. et al. Attractive-domain-wall-pinning controlled Sm-Co magnets overcome the coercivity-remanence trade-off // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2019. Vol. 164. P. 196206.

85. Yu N. et al. Influence mechanism of Fe content on the magnetic properties of Sm2Co17-type sintered magnets: Microstructure and Microchemistry // J. Alloys Compd. Elsevier B.V, 2020. Vol. 818, № 152908. P. 1-6.

86. Song X. et al. Role of nanoscale interfacial defects on magnetic properties of the 2:17-type Sm-Co permanent magnets // J. Alloys Compd. 2020. Vol. 816. P. 152620.

87. Musa M. et al. Grain boundary effect on the microstructure of solution-treated Fe-rich Sm-Co-Fe-Cu-Zr alloys // J. Alloys Compd. 2021. Vol. 853. P. 156974.

88. Tang H., Mamakhela M.A.H., Christensen M. Enhancing the coercivity of SmCo5 magnet through particle size control // J. Mater. Chem. C. 2020. № 6. P. 1=10.

89. Poudyal N., Liu J.P. Advances in nanostructured permanent magnets research // J. Phys. D Appl. Phys. 2013. Vol. 46, № 043001. P. 1-23.

90. Das B. et al. Anisotropy and orbital moment in Sm-Co permanent magnets // Phys. Rev. B. American Physical Society, 2019. Vol. 100, № 024419. P. 1-8.

91. Supermagnets , Hard Magnetic Materials / ed. Long G.J., Grandjean F. Springer Netherlands, 1991.844 p.

92. Yehia S. Electronic band structure and magnetic moment of SmCo4B // AIP Conf. Proc. 2007. Vol. 888, № 8. P. 8-13.

93. Kim D.H., Zhang Y., Hadjipanayis G.C. Magnetic properties of Sm-Co-B-based nanocomposite magnets // J. Magn. Magn. Mater. 1998. Vol. 190, № 3. P. 302-306.

94. Saito T., Nishio-hamane D. Synthesis of Sm(Co , Fe)4B compounds by rapid quenching and subsequent heat treatment // Intermetallics. Elsevier, 2019. Vol. 107. P. 6-9.

95. Ido H., Konno K., Ogata H. Magnetic study of SmCo5 , PrCo5, SmCo4B , and Sm3Co11B4 under pulse high field // J. Appl. Phys. 1991. Vol. 70, № 10. P. 6128-6130.

96. Yang C.J., Lee W.Y., Choi S.D. Crystal structure and lowtemperature magnetic properties of melt-spun Sm2Co7B3 compounds // J. Appl. Phys. 1994. Vol. 75. P. 6274-6276.

97. Gutfleisch O. et al. Evolution of magnetic domain structures and coercivity in highperformance SmCo 2 : 17-type permanent magnets // Acta Mater. 2006. Vol. 54. P. 997-1008.

98. Fan J. et al. High performance Sm-Co powders obtained by crystallization from ball milled amorphous state // J. Mater. Sci. Technol. Elsevier Ltd, 2020. Vol. 37. P. 181-184.

99. Liu S. et al. Abnormal temperature dependence of intrinsic coercivity in sintered Sm - Co-based permanent magnets // J. Appl. Phys. 2000. Vol. 87, № 9. P. 6728-6730.

100. Patrick C.E., Staunton J.B. Temperature-dependent magnetocrystalline anisotropy of rare

earth/transition metal permanent magnets from first principles: The light RCo5 (R= Y, La-Gd) intermetalhcs // Phys. Rev. Mater. 2019. Vol. 3, № 10. P. 101401.

101. Менушенков В.П. Структурные превращения и коэрцитивная сила в сплавах для постоянных магнитов. Часть II. Спеченные сплавы на основе Sm-Co и Nd-Fe-B. // Горный информационно-аналитический бюллетень. 2007. Vol. 12. P. 1-9.

102. Menushenkov V.P. et al. Effect of heat treatment on the microstructure and magnetic properties of as-cast SmCo5 - based alloys // Solid State Phenom. 2012. Vol. 190. P. 204-207.

103. Gutfleisch O. et al. Hydrogenation disproportionation desorption recombination in Sm - Co alloys by means of reactive milling // Appl. Phys. Lett. 1998. Vol. 73, № 20. P. 3001-3003.

104. Wagner W.A. Eutectic Solidification Limits and Mechanical Properties of Sm- Co-Fe Alloys // a Master Sci. Thesis, Univ. Nebraska. 2010. Vol. 7.

105. Kopte M., Mickel C., Schultz L. Fully Epitaxial, Exchange Coupled SmCo /Fe Multilayers With Energy Densities above 400 kJ/m // IEEE Trans. Magn. 2012. Vol. 48, № 11. P. 35993602.

106. Co S. et al. Exchange-Coupling Interaction in Zero- and One-Dimensional Sm2Co17/FeCo Core-Shell Nanomagnets: research-article // ACS Appl. Mater. Interfaces. American Chemical Society, 2019. Vol. 11. P. 26222-26227.

107. Klemmer T. et al. Magnetic hardening and coercivity mechanisms in L10 ordered FePd ferromagnets // Scr. Metall. Mater. 1995. Vol. 33, № 10-11. P. 1793-1805.

108. Sun S. Recent advances in chemical synthesis, self-assembly, and applications of FePt nanoparticles // Adv. Mater. 2006. Vol. 18, № 4. P. 393-403.

109. Zhu L. et al. Multifunctional L10-Mn1.5Ga Films with Ultrahigh Coercivity, Giant Perpendicular Magnetocrystalline Anisotropy and Large Magnetic Energy Product // Adv. Mater. 2012. Vol. 24, № 33. P. 4547-4551.

110. Gutfleisch O. et al. FePt Hard Magnets // Adv. Eng. Mater. 2005. Vol. 7, № 4. P. 208-212.

111. Zhang B., Soffa W.A. Magnetic domains and coercivity in polytwinned ferromagnets // Phys. Status Solidi. 1992. Vol. 131, № 2. P. 707-725.

112. Hai N.H. et al. An original route for the preparation of hard FePt // J. Magn. Magn. Mater. 2003. Vol. 257, № 2-3. P. 139-145.

113. Lyubina J. et al. Nanocrystalline hard magnetic FePt powders // J. Appl. Phys. 2004. Vol. 95, № 11. P.7474-7476.

114. Chen S., Andre P. Colloidal syntheses of FePt nanoparticles // Int. J. Nanotechnol. 2012. Vol. 9, № 1/2. P. 39.

115. Takahashi Y.K. et al. Microstructure and magnetic properties of FePt and Fe/FePt polycrystalline films with high coercivity // J. Appl. Phys. 2004. Vol. 96, № 1. P. 475-481.

116. Shima T. et al. Microstructure and Magnetic Properties for Highly Coercive FePt Sputtered Films // Mater. Trans. 2003. Vol. 44, № 8. P. 1508-1513.

117

118

119

120

121

122

123

124

125

126

127

128

129

130

131

132

133

134

135

Ristau R.A. et al. On the relationship of high coercivity and L10 ordered phase in CoPt and FePt thin films // J. Appl. Phys. 1999. Vol. 86, № 8. P. 4527-4533.

Sun S. Monodisperse FePt Nanoparticles and Ferromagnetic FePt Nanocrystal Superlattices // Science (80-. ). 2000. Vol. 287, № 5460. P. 1989-1992.

Elkins K. et al. Monodisperse face-centred tetragonal FePt nanoparticles with giant coercivity // J. Phys. D. Appl. Phys. 2005. Vol. 38, № 14. P. 2306-2309.

Rong C.B. et al. Size-dependent chemical and magnetic ordering in L10-FePt nanoparticles // Adv. Mater. 2006. Vol. 18, № 22. P. 2984-2988.

Ide Y. et al. Ultrahigh coercive force in epitaxial Fe-Pt(0 0 1) films // J. Magn. Magn. Mater.

1998. Vol. 177-181. P. 1245-1246.

Shima T. et al. Preparation and magnetic properties of highly coercive FePt films // Appl. Phys. Lett. 2002. Vol. 81, № 6. P. 1050-1052.

Okamoto S. et al. Size dependences of magnetic properties and switching behavior in FePt L01 nanoparticles // Phys. Rev. B. 2003. Vol. 67, № 9. P. 094422.

Shima T. et al. Coercivity exceeding 100kOe in epitaxially grown FePt sputtered films // Appl. Phys. Lett. 2004. Vol. 85, № 13. P. 2571-2573.

Son K. et al. Superior Magnetic Performance in FePt L1 0 Nanomaterials // Small. 2019. Vol. 15, № 34. P. 1902353.

Wang F. et al. FeAu/FePt exchange-spring media fabricated by magnetron sputtering and postannealing // Appl. Phys. Lett. 2009. Vol. 95, № 2. P. 022516.

Sun X. et al. Synthesis and magnetic properties of CoPt nanoparticles // J. Appl. Phys. 2004. Vol. 95, № 11. P. 6747-6749.

Kim J.H. et al. Monolayer CoPt magnetic nanoparticle array using multiple thin film depositions // Appl. Phys. Lett. 2007. Vol. 90, № 2. P. 023117.

Liou S.H. et al. Enhancement of coercivity in nanometer-size CoPt crystallites // J. Appl. Phys.

1999. Vol. 85, № 8. P. 4334-4336.

Christodoulides J.A. et al. CoPt and FePt thin films for high density recording media // J. Appl. Phys. 2000. Vol. 87, № 9. P. 6938-6940.

Rakshit R.K. et al. Giant coercivity nanodots and fractals in CoPt films grown on (001) SrTiO3 using pulsed laser deposition // Appl. Phys. Lett. 2006. Vol. 89, № 20. P. 202511. Köno H. On the Ferromagnetic phase in MnAl System // J. Phys. Soc. Japan. 1958. Vol. 13, № 12. P.1444-1451.

Zeng Q. et al. Structural and magnetic properties of nanostructured Mn-Al-C magnetic materials // J. Magn. Magn. Mater. 2007. Vol. 308, № 2. P. 214-226. Wei J.Z. et al. T-MnAl with high coercivity and saturation magnetization // AIP Adv. 2014. Vol. 4, № 12. P. 127113.

Patel K., Zhang J., Ren S. Rare-earth-free high energy product manganese-based magnetic

materials // Nanoscale. 2018. Vol. 10, № 25. P. 11701-11718.

136. Nummy T.J. et al. Large coercivity in nanostructured rare-earth-free Mn x Ga films // Appl. Phys. Lett. 2011. Vol. 99, № 25. P. 252506.

137. Zha C.L. et al. Nanostructured MnGa films on Si/SiO 2 with 20.5 kOe room temperature coercivity // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 110, № 9. P. 093902.

138. Gutiérrez-Pérez R.M. et al. Giant magnetization on Mn 3 Ga ultra-thin films grown by magnetron sputtering on SiO 2 /Si(001) // J. Appl. Phys. 2015. Vol. 117, № 12. P. 123902.

139. Saito T., Nishio-Hamane D. High coercivity in Mn-Ga-Cu alloys // AIP Adv. 2016. Vol. 6, № 7. P. 075004.

140. McCallum R.W. et al. Practical Aspects of Modern and Future Permanent Magnets // Annu. Rev. Mater. Res. 2014. Vol. 44, № 1. P. 451-477.

141. Yang Y.B. et al. Temperature dependences of structure and coercivity for melt-spun MnBi compound // J. Magn. Magn. Mater. 2013. Vol. 330. P. 106-110.

142. Chen T., Stutius W.E. The phase transformation and physical properties of the MnBi and Mn1.08Bi compounds // IEEE Trans. Magn. 1974. Vol. 10, № 3. P. 581-586.

143. Guo X. et al. Magnetic properties of MnBi prepared by rapid solidification // Phys. Rev. B. 1992. Vol. 46, № 22. P. 14578-14582.

144. Yang J.B. et al. Anisotropic nanocrystalline MnBi with high coercivity at high temperature // Appl. Phys. Lett. 2011. Vol. 99, № 8. P. 082505.

145. Rama Rao N. V., Gabay A.M., Hadjipanayis G.C. Anisotropic fully dense MnBi permanent magnet with high energy product and high coercivity at elevated temperatures // J. Phys. D. Appl. Phys. 2013. Vol. 46, № 6. P. 062001.

146. Kanari K. et al. Processing of magnetically anisotropic MnBi particles by surfactant assisted ball milling // J. Magn. Magn. Mater. 2017. Vol. 426. P. 691-697.

147. Rama Rao N. V et al. Nanostructured bulk MnBi magnets fabricated by hot compaction of cryomilled powders // J. Phys. D. Appl. Phys. 2013. Vol. 46, № 26. P. 265001.

148. Zhou D. et al. Preparation of Highly Textured Bi and MnBi Films by the Pulsed Laser Deposition Method // Chinese Phys. Lett. 2015. Vol. 32, № 12. P. 127502.

149. Kharel P. et al. Structural and magnetic properties of Pr-alloyed MnBi nanostructures // J. Phys. D. Appl. Phys. 2013. Vol. 46, № 9. P. 095003.

150. Вонсовский С.В. Физическая энциклопедия. том 5 / ed. Прохоров М.А. Москва: Научное издательство "Большая Российская энциклопедия," 1988.

151. Kittel C. On the theory of ferromagnetic resonance absorption // Phys. Rev. 1948. Vol. 73, № 2. P. 155-161.

152. Wu W. et al. Formation of pancakelike ising domains and giant magnetic coercivity in ferrimagnetic LuFe2O4 // Phys. Rev. Lett. 2008. Vol. 101, № 13. P. 1-4.

153. Tseng Y.C. et al. Nonzero orbital moment in high coercivity s-Fe2O 3 and low-temperature

154

155

156

157

158

159

160

161

162

163

164

165

166

167

168

169

170

171

collapse of the magnetocrystalline anisotropy // Phys. Rev. B - Condens. Matter Mater. Phys. 2009. Vol. 79, № 9. P. 1-6.

Ohkoshi S.I. et al. Large Coercive Field of 45 kOe in a Magnetic Film Based on Metal-Substituted e-Iron Oxide // J. Am. Chem. Soc. 2017. Vol. 139, № 38. P. 13268-13271. Lima E. et al. Bimagnetic CoO Core/CoFe 2 O 4 Shell Nanoparticles: Synthesis and Magnetic Properties // Chem. Mater. 2012. Vol. 24, № 3. P. 512-516.

Sharifi Dehsari H., Asadi K. Impact of Stoichiometry and Size on the Magnetic Properties of Cobalt Ferrite Nanoparticles // J. Phys. Chem. C. 2018. Vol. 122, № 51. P. 29106-29121. Iida J. et al. Magnetization and Spin Correlation of Two-Dimensional Triangular Antiferromagnet LuFe 2 O 4 // J. Phys. Soc. Japan. 1993. Vol. 62, № 5. P. 1723-1735. Ko K.T. et al. Electronic origin of giant magnetic anisotropy in multiferroic LuFe2O4 // Phys. Rev. Lett. 2009. Vol. 103, № 20. P. 207202.

Wu W. et al. Formation of pancakelike ising domains and giant magnetic coercivity in ferrimagnetic LuFe2O4 // Phys. Rev. Lett. 2008. Vol. 101, № 13. P. 1-4. Iida J., Takekawa S., Kimizuka N. Single crystal growth of LuFe2O4, LuFeCoO4 and YbFeMgO4 by the floating zone method // J. Cryst. Growth. 1990. Vol. 102, № 3. P. 398-400. Christianson A.D. et al. Three-dimensional magnetic correlations in multiferroic LuFe2O4 // Phys. Rev. Lett. 2008. Vol. 100, № 10. P. 107601.

Phan M.H. et al. Complex magnetic phases in LuFe2 O4 // Solid State Commun. 2010. Vol. 150, № 7-8. P. 341-345.

Qin Y. et al. Preparation, dielectric, and magnetic characteristics of LuFe 2O4 ceramics // J. Am. Ceram. Soc. 2013. Vol. 96, № 8. P. 2506-2509.

Viana D.S.F. et al. Ferroic investigations in LuFe2O4 multiferroic ceramics // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 110, № 3. P. 0-5.

Brooks C.M. et al. The adsorption-controlled growth of LuFe 2 O 4 by molecular-beam epitaxy // Appl. Phys. Lett. 2012. Vol. 101, № 13. P. 132907.

Wen X.L. et al. Structural and magnetic characterization of ZnCo 2 O 4 thin film prepared by pulsed laser deposition // Appl. Surf. Sci. 2015. Vol. 357. P. 1212-1216. Kim Y.J. et al. Magnetic and electrical properties of LuFe2O4 epitaxial thin films with a self-assembled interface structure // CrystEngComm. 2020. Vol. 22, № 6. P. 1096-1105. Smit J., Wijn H.P.J. Ferrites. Eindhoven: Philips Technical Library, 1959. 136-175 p. Schmitz-Antoniak C. et al. Electric in-plane polarization in multiferroic CoFe2O 4/BaTiO3 nanocomposite tuned by magnetic fields // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2013. Vol. 4, № May. P. 1-8.

Fantechi E. et al. Exploring the effect of co doping in fine maghemite nanoparticles // J. Phys. Chem. C. 2012. Vol. 116, № 14. P. 8261-8270.

Muscas G. et al. Evolution of the magnetic structure with chemical composition in spinel iron

oxide nanoparticles // Nanoscale. Royal Society of Chemistry, 2015. Vol. 7, № 32. P. 13576— 13585.

172. Limaye M. V. et al. High coercivity of oleic acid capped CoFe2O4 nanoparticles at room temperature // J. Phys. Chem. B. 2009. Vol. 113, № 27. P. 9070-9076.

173. Shirsath S.E. et al. Switching of magnetic easy-axis using crystal orientation for large perpendicular coercivity in CoFe2O4thin film // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2016. Vol. 6, № July. P. 1-11.

174. Cedeno-Mattei Y. et al. Tuning of magnetic properties in cobalt ferrite nanocrystals // J. Appl. Phys. 2008. Vol. 103, № 7. P. 07E512.

175. Dipesh D.N. et al. Influence of Al3+doping on structural and magnetic properties of CoFe2-xAlxO4Ferrite nanoparticles // J. Alloys Compd. 2016. Vol. 688. P. 413-421.

176. Li D. et al. Synthesis and Size-Selective Precipitation of Monodisperse Nonstoichiometric MxFe3-xO4 (M = Mn, Co) Nanocrystals and Their DC and AC Magnetic Properties // Chem. Mater. 2016. Vol. 28, № 2. P. 480-489.

177. Lopez-Ortega A. et al. Exploring the Magnetic Properties of Cobalt-Ferrite Nanoparticles for the Development of a Rare-Earth-Free Permanent Magnet // Chem. Mater. 2015. Vol. 27, № 11. P. 4048-4056.

178. Xu S.T. et al. Simultaneous effects of surface spins: Rarely large coercivity, high remanence magnetization and jumps in the hysteresis loops observed in CoFe2O4 nanoparticles // Nanoscale. Royal Society of Chemistry, 2015. Vol. 7, № 15. P. 6520-6526.

179. Turtelli R.S. et al. Co-ferrite - A material with interesting magnetic properties // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. 2014. Vol. 60, № 1. P. 012020.

180. Hutlova A. et al. High Coercive Field for Nanoparticles of CoFe2O4 in Amorphous Silica SolGel // Adv. Mater. 2003. Vol. 15, № 19. P. 1622-1625.

181. Pourroy G. et al. Cobalt Ferrite Co x Fe 3-x O 4 (0.4 < x < 0.7) with High Coercive Fields (2000 Oe < H c < 6000 Oe) // Le J. Phys. IV. 1997. Vol. 07, № C1. P. C1-327-C1-328.

182. Liu B.H. et al. Microstructural evolution and its influence on the magnetic properties of CoFe2 O4 powders during mechanical milling // Phys. Rev. B - Condens. Matter Mater. Phys. 2006. Vol. 74, № 18. P. 1-10.

183. Chinnasamy C.N. et al. Unusually high coercivity and critical single-domain size of nearly monodispersed CoFe2O4 nanoparticles // Appl. Phys. Lett. 2003. Vol. 83, № 14. P. 28622864.

184. Berkowitz A.E., Schuele W.J. Magnetic Properties of Some Ferrite Micropowders // J. Appl. Phys. 1959. Vol. 30, № 4. P. S134-S135.

185. Krishnan K.M. et al. Nanomagnetism and spin electronics: Materials, microstructure and novel properties // J. Mater. Sci. 2006. Vol. 41, № 3. P. 793-815.

186. Song Q., Zhang Z.J. Shape Control and Associated Magnetic Properties of Spinel Cobalt

Ferrite Nanocrystals // J. Am. Chem. Soc. 2004. Vol. 126, № 19. P. 6164-6168.

187. Bao N. et al. Formation mechanism and shape control of monodisperse magnetic CoFe 2O 4 nanocrystals // Chem. Mater. 2009. Vol. 21, № 14. P. 3458-3468.

188. Tachiki M. Origin of the Magnetic Anisotropy Energy of Cobalt Ferrite // Prog. Theor. Phys. 1960. Vol. 23, № 6. P. 1055-1072.

189. Slonczewski J.C. Origin of Magnetic Anisotropy in Cobalt-Substituted Magnetite // Phys. Rev. 1958. Vol. 110, № 6. P. 1341-1348.

190. Salazar-Alvarez G. et al. Cubic versus spherical magnetic nanoparticles: The role of surface anisotropy // J. Am. Chem. Soc. 2008. Vol. 130, № 40. P. 13234-13239.

191. Peddis D. et al. Beyond the effect of particle size: Influence of CoFe2O 4 nanoparticle arrangements on magnetic properties // Chem. Mater. 2013. Vol. 25, № 10. P. 2005-2013.

192. Tancredi P. et al. Significant coercivity enhancement at low temperatures in magnetically oriented cobalt ferrite nanoparticles // Appl. Phys. Lett. 2019. Vol. 115, № 26. P. 263104.

193. Kumar L., Kar M. Influence of Al3ion concentration on the crystal structure and magnetic anisotropy of nanocrystalline spinel cobalt ferrite // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier, 2011. Vol. 323, № 15. P. 2042-2048.

194. Mohamed M.B., Yehia M. Cation distribution and magnetic properties of nanocrystalline gallium substituted cobalt ferrite // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 615. P. 181-187.

195. Sumalatha M. et al. Raman and in-field 57Fe Mossbauer study of cation distribution in Ga substituted cobalt ferrite (CoFe2-xGaxO4) // J. Alloys Compd. 2020. Vol. 837. P. 155478.

196. Pandit R. et al. Spin canting observation and cation distribution in CoFe2-xInxO4 (0.0 < x < 1.0) ferrites through low temperature-high field Mossbauer spectral study // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 596. P. 39-47.

197. Nongjai R. et al. Magnetic and electrical properties of In doped cobalt ferrite nanoparticles // J. Appl. Phys. 2012. Vol. 112, № 8. P. 084321.

198. Krieble K. et al. Investigation of Ga substitution in cobalt ferrite (CoGaxFe2-xO4) using Mossbauer spectroscopy // J. Appl. Phys. 2008. Vol. 103, № 7. P. 07E508.

199. Sharifianjazi F. et al. Magnetic CoFe2O4 nanoparticles doped with metal ions: A review // Ceram. Int. 2020. Vol. 46, № 11. P. 18391-18412.

200. Hyeon T. et al. Synthesis of Highly Crystalline and Monodisperse Maghemite Nanocrystallites without a Size-Selection Process // J. Am. Chem. Soc. 2001. Vol. 123, № 51. P. 12798-12801.

201. Moon S.H. et al. Ultrathin Interface Regime of Core-Shell Magnetic Nanoparticles for Effective Magnetism Tailoring // Nano Lett. 2017. Vol. 17, № 2. P. 800-804.

202. Lee J.H. et al. Exchange-coupled magnetic nanoparticles for efficient heat induction // Nat. Nanotechnol. 2011. Vol. 6, № 7. P. 418-422.

203. Sun S., Zeng H. Size-Controlled Synthesis of Magnetite Nanoparticles // J. Am. Chem. Soc. 2002. Vol. 124, № 28. P. 8204-8205.

204

205

206

207

208

209

210

211

212

213

214

215

216

217

218

219

220

Tucek J. et al. s-Fe2O3: An advanced nanomaterial exhibiting giant coercive field, millimeter-wave ferromagnetic resonance, and magnetoelectric coupling // Chem. Mater. 2010. Vol. 22, № 24. P.6483-6505.

Kurmoo M. et al. Formation of nanoparticles of s-Fe2O3 from yttrium iron garnet in a silica matrix: An unusually hard magnet with a Morin-like transition below 150 K // Chem. Mater. 2005. Vol. 17, № 5. P. 1106-1114.

Ohkoshi S.I., Tokoro H. Hard magnetic ferrite: s-Fe2O3 // Bull. Chem. Soc. Jpn. 2013. Vol. 86, № 8. P. 897-907.

Gich M. et al. High- and Low-Temperature Crystal and Magnetic Structures of s-Fe 2 O 3 and Their Correlation to Its Magnetic Properties // Chem. Mater. 2006. Vol. 18, № 16. P. 38893897.

Rath C. et al. Microstructure-dependent coercivity in monodispersed hematite particles // Appl. Phys. Lett. 1999. Vol. 75, № 26. P. 4171-4173.

Lu L. et al. Understanding of the finite size effects on lattice vibrations and electronic transitions of nano a-Fe2O3 // J. Phys. Chem. B. 2005. Vol. 109, № 36. P. 17151-17156. Yao R., Cao C. Self-assembly of a-Fe2O3 mesocrystals with high coercivity // RSC Adv. 2012. Vol. 2, № 5. P. 1979.

Jin J., Ohkoshi S.I., Hashimoto K. Giant Coercive Field of Nanometer-Sized Iron Oxide // Adv. Mater. 2004. Vol. 16, № 1. P. 48-51.

Trusov L.A. et al. Ca-Al double-substituted strontium hexaferrites with giant coercivity // Chem. Commun. 2018. Vol. 54, № 5. P. 479-482.

García-Muñoz J.L. et al. Unveiling a New High-Temperature Ordered Magnetic Phase in e-Fe2O3 // Chem. Mater. 2017. Vol. 29, № 22. P. 9705-9713.

Sakurai S. et al. Reorientation phenomenon in a magnetic phase of s-Fe2O 3 Nanocrystal // J. Phys. Soc. Japan. 2005. Vol. 74, № 7. P. 1946-1949.

Popovici M. et al. Optimized synthesis of the elusive e-Fe2O3 phase via sol-gel chemistry // Chem. Mater. 2004. Vol. 16, № 25. P. 5542-5548.

Ma J., Wang Y., Chen K. Refining single-crystalline epsilon iron oxide nanorods via low-temperature aging // Adv. Powder Technol. 2019. Vol. 30, № 12. P. 3021-3027. Kubániová D. et al. Identification of ferric oxide polymorphs in nanoparticles prepared by solgel method and maximization of s-Fe2O3 content // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier B.V., 2019. Vol. 472, № September 2018. P. 96-103.

Nakaya M. et al. Preparation of Monodisperse s-Fe2O3 Nanoparticles by Crystal Structural Transformation // Cryst. Res. Technol. 2017. Vol. 52, № 11. P. 2-4. Namai A., Ohkoshi S. Crystal Structure and Magnetic Properties of e -Ru x Fe 2- x O 3 Nanosize Hard Ferrite // Chem. - A Eur. J. 2018. Vol. 24, № 46. P. 11880-11884. Namai A. et al. The synthesis of rhodium substituted s-iron oxide exhibiting super high

221

222

223

224

225

226

227

228

229

230

231

232

233

234

235

236

237

frequency natural resonance // J. Mater. Chem. C. 2013. Vol. 1, № 34. P. 5200-5206. Ohkoshi S.I. et al. Nanometer-size hard magnetic ferrite exhibiting high optical-transparency and nonlinear optical-magnetoelectric effect // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2015. Vol. 5, № March. P. 1-9.

Sakurai S. et al. Preparation of the nanowire form of s-Fe2O3 single crystal and a study of the

formation process // J. Phys. Chem. C. 2008. Vol. 112, № 51. P. 20212-20216.

Namai A. et al. Hard magnetic ferrite with a gigantic coercivity and high frequency millimetre

wave rotation // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2012. Vol. 3. P. 1035-1036.

Ohkoshi S. et al. The addition effects of alkaline earth ions in the chemical synthesis of s-

Fe2O3 nanocrystals that exhibit a huge coercive field // J. Appl. Phys. 2005. Vol. 97, № 10. P.

10K312.

Namai A. et al. Hard magnetic ferrite with a gigantic coercivity and high frequency millimetre wave rotation // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2012. Vol. 3, № 1. P. 1035. Namai A. et al. The synthesis of rhodium substituted s-iron oxide exhibiting super high frequency natural resonance // J. Mater. Chem. C. 2013. Vol. 1, № 34. P. 5200. Dionne G.F. Magnetic oxides // Magnetic Oxides. 2009. 1-466 p.

Matsuno K. et al. Multimetal-Substituted Epsilon-Iron Oxide e-Ga 0.31 Ti 0.05 Co 0.05 Fe 1.59 O 3 for Next-Generation Magnetic Recording Tape in the Big-Data Era // Angew. Chemie Int. Ed. 2016. Vol. 55, № 38. P. 11403-11406.

Ohkoshi S.I. et al. A millimeter-wave absorber based on gallium-substituted s-iron oxide

nanomagnets // Angew. Chemie - Int. Ed. 2007. Vol. 46, № 44. P. 8392-8395.

Sakurai S. et al. Synthesis, Crystal Structure, and Magnetic Properties of s-InxFe2-xO3

Nanorod-Shaped Magnets // Adv. Funct. Mater. 2007. Vol. 17. P. 2278-2282.

Ohkoshi S., Tokoro H. Hard Magnetic Ferrite: s -Fe 2 O 3 // Bull. Chem. Soc. Jpn. 2013. Vol.

86, № 8. P. 897-907.

Zhao Y., Wen G. Synthesis and magnetic properties of s-Fe2O3 by ball milling and post annealing // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier B.V., 2020. P. 167039.

Yoshikiyo M. et al. Highly Oriented Magnetic Film Composed of Ga-Substituted s-Iron Oxide and the Angular Dependence of the Magnetic Hysteresis Loops // Eur. J. Inorg. Chem. 2018. Vol. 2018, № 7. P. 847-851.

Ohkoshi S.I. et al. Mesoscopic bar magnet based on e-Fe2 O3 hard ferrite // Sci. Rep. Nature Publishing Group, 2016. Vol. 6. P. 1 -10.

Namai A. et al. Hard magnetic ferrite with a gigantic coercivity and high frequency millimetre wave rotation // Nat. Commun. Nature Publishing Group, 2012. Vol. 3. P. 1035-1036. Went J.J. et al. Ferroxdure, a class of new permanent magnet materials // Philips Tech. Rev. 1952. Vol. 13, № 7. P. 194-208.

Kojima K. Handbook of Magnetic Materials Volume 3 // Handbook of Ferromagnetic

238

239

240

241

242

243

244

245

246

247

248

249

250

251

252

253

254

Materials / ed. Wohlfarth E.P. North-Holland Publishing Company, 1982. Vol. 3. Pullar R.C. Hexagonal ferrites: A review of the synthesis, properties and applications of hexaferrite ceramics // Prog. Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2012. Vol. 57, № 7. P. 1191-1334. Shannon R.D. Revised effective ionic radii and systematic studies of interatomic distances in halides and chalcogenides // Acta Crystallogr. Sect. A. 1976. Vol. 32, № 5. P. 751-767. Albanese G., Deriu A. Magnetic properties of Al, Ga, Sc, In substituted barium ferrites: A comparative analysis // Ceramurg. Int. 1979. Vol. 5, № 1. P. 3-10.

Isalgue A., Obradors X., Tejada J. Dipolar Magnetic Anisotropy in Some Uniaxial Hexagonal Ferrites. // J. Phys. (Paris), Colloq. 1985. Vol. 46, № 9. P. 345-348.

Xu Y. et al. Theory of the Single Ion Magnetocrystalline Anisotropy of 3d Ions // Phys. Status Solidi. 1990. Vol. 157, № 2. P. 685-693.

Fuchikami N. Magnetic Anisotropy of Magnetoplumbite Ba-M // J. Phys. Soc. Japan. 1965. Vol. 20, № 5. P. 760.

Shirk B.T., Buessem W.R. Temperature Dependence of M s and K 1 of BaFe 12 O 19 and SrFe 12 O 19 Single Crystals // J. Appl. Phys. 1969. Vol. 40, № 3. P. 1294-1296. Koutzarova T. et al. Structural and Magnetic Properties and Preparation Techniques of Nanosized M-type Hexaferrite Powders // Advances in Nanoscale Magnetism. 2009. P. 183203.

Luo H. et al. Physical and magnetic properties of highly aluminum doped strontium ferrite nanoparticles prepared by auto-combustion route // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier, 2012. Vol. 324, № 17. P. 2602-2608.

Zaitsev D.D. et al. Preparation of the SrFe12O19-based magnetic composites via boron oxide

glass devitrification // J. Magn. Magn. Mater. 2006. Vol. 301, № 2. P. 489-494.

Sang Won Lee et al. The annealing temperature dependence of magnetic properties in Sr-

ferrite nanoparticles // IEEE Trans. Magn. 2003. Vol. 39, № 5. P. 2899-2901.

An S.Y. et al. Magnetic properties of Ba1-xSrxFe12O19 grown by a sol-gel method // J.

Magn. Magn. Mater. 2002. Vol. 242-245. P. 413-415.

Lotgering F.K. Magnetic anisotropy and saturation of LaFe12O19 and some related compounds // J. Phys. Chem. Solids. 1974. Vol. 35, № 12. P. 1633-1639. Iida K. et al. Hgh-Performance Ferrite Magnets: M-Type Sr-Ferrite Containing Lanthanum and Cobalt. // J. Magn. Soc. Japan. 1999. Vol. 23, № 4-2. P. 1093-1096. Kools F. et al. LaCo-substituted ferrite magnets, a new class of high-grade ceramic magnets; intrinsic and microstructural aspects // J. Magn. Magn. Mater. 2002. Vol. 242-245. P. 12701276.

Ueda H. et al. Magnetocrystalline anisotropy of La- and Co-substituted M -type strontium

ferrites: Role of Co2+ and Fe2+ // Phys. Rev. B. 2017. Vol. 95, № 22. P. 224421.

Seifert D. et al. Synthesis and magnetic properties of La-substituted M-type Sr hexaferrites // J.

Magn. Magn. Mater. 2009. Vol. 321, № 24. P. 4045-4051.

255. Choi D.H. et al. Mossbauer studies for La-Co substituted strontium ferrite // J. Magn. Magn. Mater. 2006. Vol. 304, № 1. P. e243-e245.

256. Pullar R.C. Hexagonal ferrites: A review of the synthesis, properties and applications of hexaferrite ceramics // Prog. Mater. Sci. Elsevier Ltd, 2012. Vol. 57, № 7. P. 1191-1334.

257. Zhai H.R., Liu J.Z., Lu M. Influence of Ru3+ ions on anisotropy of PbFe12O19 single crystals. 1981. Vol. 52. P. 2323-2325.

258. Sandiumenge F., Gali S., Rodriguez J. X-ray profile analysis of cation distribution in SrAlxFe12-xO19solid solution // Mater. Res. Bull. 1988. Vol. 23, № 5. P. 685-692.

259. Obradors X. et al. Cation distribution and high field magnetization studies on SrFe12-x Crx O19 // IEEE Trans. Magn. 1984. Vol. 20, № 5. P. 1636-1638.

260. De Bitetto D.J. Anisotropy fields in hexagonal ferrimagnetic oxides by ferrimagnetic resonance // J. Appl. Phys. 1964. Vol. 35, № 12. P. 3482-3487.

261. Wang S. et al. High coercivity in mechanically alloyed BaFe10Al2O19 // J. Magn. Magn. Mater. 2000. Vol. 219, № 2. P. 206-212.

262. Zaitsev D.D. et al. Synthesis of magnetic glass-ceramics in the system SrO-Fe2O3-Al2O3-B2O3 // J. Magn. Magn. Mater. 2006. Vol. 300, № 1. P. e473-e475.

263. Kazin P.E. et al. Formation of submicron-sized SrFe12-xAlxO19 with very high coercivity // J. Magn. Magn. Mater. 2008. Vol. 320, № 6. P. 1068-1072.

264. Kazin P.E. et al. Glass crystallization synthesis of ultrafine hexagonal M-type ferrites: Particle morphology and magnetic characteristics // Russ. J. Inorg. Chem. 2009. Vol. 54, № 14. P. 2081-2090.

265. Kazin E. et al. Hexaferrite submicron and nanoparticles with variable size and shape via glass-ceramic route // J. Phys. Conf. Ser. 2010. Vol. 200, № SECTION 7. P. 4-8.

266. Gorbachev E.A. et al. Synthesis and magnetic properties of the exchange-coupled SrFe10.7Al1.3019/Co composite // Mendeleev Commun. 2018. Vol. 28, № 4. P. 401-403.

267. Трусов Л.А. Синтез из оксидных стёкол и свойства субмикро- и наночастиц гексаферрита стронция. / Л.А. Трусов: дис. канд. хим. наук: 02.00.21. -М., 2010. 127 p.

268. Sato H. Liquidus Surface and Isothermal Section Diagram at 973 K in BaO-Fe2O3-(0-50 mol%)B2O3 Pseudo-ternary System // Mater. Trans. JIM. 1997. Vol. 38, № 10. P. 858-864.

269. Sato H. Liquidus Surface and Isothermal Section Diagram at 1073 K in SrO-Fe2O3-(0~50 mol%)B2O3 Pseudo-Ternary System // Mater. Trans. JIM. 1996. Vol. 37, № 11. P. 16721678.

270. Shrink B.T., Buessem W.R. Magnetic Properties of Barium Ferrite Formed by Crystallization of a Glass // J. Am. Ceram. Soc. 1970. Vol. 53, № 4. P. 192-196.

271. Zaitsev D.D. et al. Synthesis of magnetic glass ceramics containing fine SrFe12O19 particles // Mendeleev Commun. 2004. Vol. 14, № 4. P. 171-173.

272. Wang H.Z. et al. Improvement of the coercivity of strontium hexaferrite induced by substitution of Al3+ions for Fe3+ions // J. Alloys Compd. 2012. Vol. 537. P. 43-49.

273. Wang H.Z. et al. Tailoring structure and magnetic characteristics of strontium hexaferrite via Al doping engineering // J. Magn. Magn. Mater. 2017. Vol. 422. P. 204-208.

274. Yamamoto A. et al. Ten layered hexagonal perovskite Sr5Ru5-xO 15 (x = 0.90), a weak ferromagnet with a giant coercive field H c ~ 12 T // Chem. Mater. 2010. Vol. 22, № 20. P. 5712-5717.

275. Chun-Rong Lin et al. Magnetic Properties of Iron Selenide Nanocrystals Synthesized by the Thermal Decomposition // IEEE Trans. Magn. 2009. Vol. 45, № 10. P. 4275-4278.

276. Zhang H. et al. Fe3Se4 nanostructures with giant coercivity synthesized by solution chemistry // Chem. Mater. 2011. Vol. 23, № 16. P. 3769-3774.

277. Li S. et al. High Curie temperature and coercivity performance of Fe 3-x Cr x Se 4 nanostructures // Nanoscale. 2015. Vol. 7, № 12. P. 5395-5402.

278. Sen Bishwas M., Das R., Poddar P. Large increase in the energy product of Fe3Se4 by Fe-site doping // J. Phys. Chem. C. 2014. Vol. 118, № 8. P. 4016-4022.

279. Feng H.L. et al. Canted ferrimagnetism and giant coercivity in the nonstoichiometric double perovskite L a2 N i1.19 O s0.81 O6 // Phys. Rev. B. 2018. Vol. 97, № 18. P. 184407.

280. Feng H.L. et al. High-Pressure Synthesis of Lu 2 NiIrO 6 with Ferrimagnetism and Large Coercivity // Inorg. Chem. 2019. Vol. 58, № 1. P. 397-404.

281. Shimizu O. et al. Development of advanced barium ferrite tape media // J. Magn. Magn. Mater. Elsevier, 2016. Vol. 400. P. 365-369.

282. Lee H.M. et al. Preparation of Unsintered Spherical BaFe 12 O 19 Nanoparticles via an Alcohol-Assisted Spray-Pyrolysis Route // J. Am. Ceram. Soc. 2008. Vol. 91, № 9. P. 28562861.

283. Gonzâlez-Carreno T., Morales M.., Serna C.. Barium ferrite nanoparticles prepared directly by aerosol pyrolysis // Mater. Lett. 2000. Vol. 43, № 3. P. 97-101.

284. Yu H.-F., Lin H.-Y. Preparation and thermal behavior of aerosol-derived BaFe12O19 nanoparticles // J. Magn. Magn. Mater. 2004. Vol. 283, № 2-3. P. 190-198.

285. Hench L.L., West J.O.N.K. The Sol-Gel Process // Chem. Rev. 1990. Vol. 90. P. 33-72.

286. Kepert D.L. The early transition metals. London: Academic Press, 1972.

287. Patil K.C., Aruna S.T., Mimani T. Combustion synthesis: An update // Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 2002. Vol. 6, № 6. P. 507-512.

288. Svetogorov R.D., Dorovatovskii P. V., Lazarenko V.A. Belok/XSA Diffraction Beamline for Studying Crystalline Samples at Kurchatov Synchrotron Radiation Source // Cryst. Res. Technol. 2020. Vol. 55, № 5. P. 1900184.

289. Drakopoulos M. et al. I12: the Joint Engineering, Environment and Processing (JEEP) beamline at Diamond Light Source // J. Synchrotron Radiat. 2015. Vol. 22, № 3. P. 828-838.

290