Спасибо, что посетили Природу. Версия браузера, которую вы используете, имеет ограниченную поддержку CSS. Для получения наилучших результатов мы рекомендуем вам использовать более новую версию браузера (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). При этом, чтобы обеспечить постоянную поддержку, мы будем отображать сайты без стилей и JavaScript.
Магнитные свойства твердого гексаферрита SrFe12O19 (SFO) контролируются сложными взаимоотношениями его микроструктуры, что определяет их актуальность для применения в постоянных магнитах. Выберите группу наночастиц SFO, полученных методом золь-гель-синтеза самовозгорания, и выполните углубленную структурную порошковую рентгеновскую дифракцию (XRPD) с помощью анализа профиля линии G (L). Полученное распределение кристаллитов по размерам показывает очевидную зависимость размера вдоль направления [001] от метода синтеза, приводящую к образованию чешуйчатых кристаллитов. Кроме того, методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) был определен размер наночастиц SFO и оценено среднее количество кристаллитов в частицах. Эти результаты были оценены, чтобы проиллюстрировать образование однодоменных состояний ниже критического значения, а активационный объем получен на основе измерений намагниченности, зависящих от времени, с целью выяснения процесса обратного намагничивания магнитотвердых материалов.
Наноразмерные магнитные материалы имеют большое научное и технологическое значение, поскольку их магнитные свойства существенно отличаются от их объемного размера, что открывает новые перспективы и применения1,2,3,4. Среди наноструктурных материалов гексаферрит М-типа SrFe12O19 (SFO) стал привлекательным кандидатом для применения в постоянных магнитах5. Фактически, в последние годы было проведено много исследовательских работ по настройке материалов на основе SFO в наномасштабе с помощью различных методов синтеза и обработки для оптимизации размера, морфологии и магнитных свойств6,7,8. Кроме того, ему уделяется большое внимание в исследованиях и разработках систем обменной связи9,10. Его высокая магнитокристаллическая анизотропия (K = 0,35 МДж/м3), ориентированная вдоль оси c его гексагональной решетки 11,12, является прямым результатом сложной корреляции между магнетизмом и кристаллической структурой, кристаллитами и размером зерен, морфологией и текстурой. Поэтому управление вышеуказанными характеристиками является основой удовлетворения конкретных требований. Рисунок 1 иллюстрирует типичную гексагональную пространственную группу P63/mmc SFO13 и плоскость, соответствующую отражению исследования анализа профиля линии.
Среди сопутствующих характеристик уменьшения размера ферромагнитных частиц образование однодоменного состояния ниже критического значения приводит к увеличению магнитной анизотропии (из-за более высокого отношения площади поверхности к объему), что приводит к появлению коэрцитивного поля14,15. Широкая область ниже критического размера (DC) в твердых материалах (типичное значение составляет около 1 мкм) и определяется так называемым когерентным размером (DCOH)16: это относится к методу наименьшего объема для размагничивания в когерентном размере. (DCOH), выраженный как активационный объем (VACT) 14. Однако, как показано на рисунке 2, хотя размер кристалла меньше, чем DC, процесс инверсии может быть непоследовательным. В компонентах наночастиц (НП) критический объем реверса зависит от магнитной вязкости (S), а его зависимость от магнитного поля дает важную информацию о процессе переключения намагниченности НЧ17,18.
Вверху: схематическая диаграмма эволюции коэрцитивного поля в зависимости от размера частиц, показывающая соответствующий процесс перемагничивания (адаптировано из 15). SPS, SD и MD обозначают суперпарамагнитное состояние, однодоменное и мультидоменное состояние соответственно; DCOH и DC используются для обозначения диаметра когерентности и критического диаметра соответственно. Внизу: эскизы частиц разного размера, показывающие рост кристаллитов от монокристалла до поликристалла.
Однако в наномасштабе также были введены новые сложные аспекты, такие как сильное магнитное взаимодействие между частицами, распределение по размерам, форма частиц, беспорядок на поверхности и направление легкой оси намагничивания, все из которых усложняют анализ19. 20 . Эти элементы существенно влияют на распределение энергетического барьера и заслуживают внимательного рассмотрения, влияя тем самым на режим перемагничивания. Исходя из этого, особенно важно правильно понять корреляцию между магнитным объемом и физическим наноструктурированным гексаферритом М-типа SrFe12O19. Поэтому в качестве модельной системы мы использовали набор СФО, приготовленных восходящим золь-гель методом, и недавно провели исследования. Предыдущие результаты показывают, что размер кристаллитов находится в нанометровом диапазоне и вместе с формой кристаллитов зависит от используемой термообработки. Кроме того, кристалличность таких образцов зависит от метода синтеза, и для выяснения связи между кристаллитами и размером частиц необходим более детальный анализ. Чтобы выявить эту взаимосвязь, с помощью анализа просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) в сочетании с методом Ритвельда и анализа профилей линий высокостатистической порошковой рентгеновской дифракции были тщательно проанализированы параметры кристаллической микроструктуры (т. е. кристаллиты, размер частиц, форма). . XRPD). Структурная характеристика направлена на определение анизотропных характеристик полученных нанокристаллитов и доказательство возможности анализа профиля линии как надежного метода для характеристики расширения пика до наноразмерного диапазона (ферритовых) материалов. Установлено, что объемно-взвешенное распределение кристаллитов по размерам G(L) сильно зависит от кристаллографического направления. В этой работе мы показываем, что дополнительные методы действительно необходимы для точного извлечения параметров, связанных с размером, для точного описания структуры и магнитных характеристик таких порошковых образцов. Также был изучен процесс обратного намагничивания с целью выяснения связи между характеристиками морфологической структуры и магнитным поведением.
Анализ Ритвельда данных порошковой рентгеновской дифракции (XRPD) показывает, что размер кристаллитов вдоль оси c можно регулировать путем подходящей термической обработки. Это, в частности, показывает, что наблюдаемое в нашем образце уширение пика, вероятно, связано с анизотропной формой кристаллитов. Кроме того, соответствие между средним диаметром, проанализированным Ритвельдом, и диаграммой Уильямсона-Холла (
Светлопольные ПЭМ-изображения (а) SFOA, (b) SFOB и (c) SFOC показывают, что они состоят из частиц пластинчатой формы. Соответствующее распределение размеров показано на гистограмме панели (df).
Как мы также заметили в предыдущем анализе, кристаллиты реального образца порошка образуют полидисперсную систему. Поскольку рентгеновский метод очень чувствителен к блоку когерентного рассеяния, для описания тонких наноструктур необходим тщательный анализ данных порошковой дифракции. Здесь размер кристаллитов обсуждается посредством характеристики объемно-взвешенной функции распределения кристаллитов по размерам G(L)23, которую можно интерпретировать как плотность вероятности обнаружения кристаллитов предполагаемой формы и размера, а ее вес пропорционален это. Объем в анализируемом образце. При призматической форме кристаллитов можно рассчитать средний объемно-взвешенный размер кристаллитов (среднюю длину стороны в направлениях [100], [110] и [001]). Поэтому мы выбрали все три образца SFO с различными размерами частиц в виде анизотропных хлопьев (см. ссылку 6), чтобы оценить эффективность этой процедуры для получения точного распределения размеров кристаллитов наноразмерных материалов. Чтобы оценить анизотропную ориентацию кристаллитов феррита, был проведен анализ профиля линий на основе данных XRPD выбранных пиков. Испытанные образцы SFO не содержали удобной (чистой) дифракции высшего порядка от одного и того же набора кристаллических плоскостей, поэтому было невозможно отделить вклад в уширение линии от размера и искажения. В то же время наблюдаемое уширение дифракционных линий, скорее всего, связано с размерным эффектом, а средняя форма кристаллитов подтверждается анализом нескольких линий. На рис. 4 сравнивается объемно-взвешенная функция распределения кристаллитов по размерам G(L) вдоль определенного кристаллографического направления. Типичной формой распределения кристаллитов по размерам является логнормальное распределение. Одной из характеристик всех полученных распределений по размерам является их унимодальность. В большинстве случаев такое распределение можно объяснить каким-то определенным процессом образования частиц. Разница между средним расчетным размером выбранного пика и значением, полученным в результате уточнения Ритвельда, находится в пределах допустимого диапазона (учитывая, что процедуры калибровки приборов в этих методах различны) и такая же, как и для соответствующего набора плоскостей по Дебай. Полученный средний размер соответствует уравнению Шеррера, как показано в Таблице 2. Тенденция среднеобъемного размера кристаллитов двух разных методов моделирования очень похожа, а отклонение абсолютного размера очень мало. Хотя с Ритвельдом могут быть разногласия, например, в случае с отражением (110) SFOB, они могут быть связаны с правильным определением фона по обе стороны от выбранного отражения на расстоянии 1 градус 2θ в каждом направление. Тем не менее, отличное согласие между двумя технологиями подтверждает актуальность метода. Из анализа уширения пиков очевидно, что размер вдоль [001] имеет специфическую зависимость от метода синтеза, что приводит к образованию чешуйчатых кристаллитов в SFO6,21, синтезированном золь-гель методом. Эта особенность открывает возможность использования этого метода для создания нанокристаллов избранной формы. Как мы все знаем, сложная кристаллическая структура SFO (как показано на рисунке 1) является основой ферромагнитного поведения SFO12, поэтому характеристики формы и размера можно регулировать, чтобы оптимизировать конструкцию образца для применения (например, в качестве постоянного связанный с магнитом). Мы отмечаем, что анализ размера кристаллитов является мощным способом описания анизотропии формы кристаллитов и еще больше усиливает ранее полученные результаты.
(а) SFOA, (б) SFOB, (в) выбранное отражение SFOC (100), (110), (004) – объемно-взвешенное распределение кристаллитов по размерам G(L).
Чтобы оценить эффективность процедуры получения точного распределения кристаллитов нанопорошковых материалов по размерам и применить ее к сложным наноструктурам, как показано на рисунке 5, мы подтвердили, что этот метод эффективен в нанокомпозитных материалах (номинальные значения). Точность корпуса состоит из SrFe12O19/CoFe2O4 40/60 мас.%. Эти результаты полностью согласуются с анализом Ритвельда (см. подпись к рисунку 5 для сравнения), и по сравнению с однофазной системой нанокристаллы SFO могут подчеркнуть более пластинчатую морфологию. Ожидается, что эти результаты позволят применить этот анализ профиля линий к более сложным системам, в которых несколько различных кристаллических фаз могут перекрываться без потери информации об их соответствующих структурах.
Объемно-взвешенное распределение кристаллитов G(L) по размерам избранных рефлексов SFO ((100), (004)) и CFO (111) в нанокомпозитах; для сравнения соответствующие значения анализа Ритвельда составляют 70(7), 45(6) и 67(5) нм6.
Как показано на рисунке 2, определение размера магнитного домена и правильная оценка физического объема являются основой для описания таких сложных систем и четкого понимания взаимодействия и структурного порядка между магнитными частицами. Недавно магнитное поведение образцов SFO было подробно изучено с особым вниманием к процессу обращения намагничивания с целью изучения необратимой составляющей магнитной восприимчивости (χirr) (рис. S3 является примером SFOC)6. Чтобы глубже понять механизм перемагничивания в этой наносистеме на основе феррита, мы провели измерение магнитной релаксации в обратном поле (HREV) после насыщения в заданном направлении. Рассмотрим \(M\left(t\right)\proptoSln\left(t\right)\) (более подробную информацию см. на рисунке 6 и в дополнительных материалах), а затем получите активационный объем (VACT). Поскольку его можно определить как наименьший объем материала, который можно последовательно перевернуть в событии, этот параметр представляет собой «магнитный» объем, участвующий в процессе разворота. Наше значение VACT (см. Таблицу S3) соответствует сфере диаметром примерно 30 нм, определяемой как когерентный диаметр (DCOH), который описывает верхний предел перемагничивания системы за счет когерентного вращения. Хотя существует огромная разница в физическом объеме частиц (SFOA в 10 раз больше, чем SFOC), эти значения довольно постоянны и малы, что указывает на то, что механизм перемагничивания всех систем остается одинаковым (что соответствует тому, что мы утверждаем). это однодоменная система) 24 . В конце концов, VACT имеет гораздо меньший физический объем, чем анализ XRPD и TEM (VXRD и VTEM в Таблице S3). Следовательно, можно сделать вывод, что процесс переключения происходит не только за счет когерентного вращения. Обратите внимание, что результаты, полученные с использованием разных магнитометров (рис. S4), дают весьма схожие значения DCOH. В связи с этим очень важно определить критический диаметр однодоменной частицы (DC), чтобы определить наиболее разумный процесс обращения. По результатам нашего анализа (см. дополнительный материал) можно сделать вывод, что полученный ВАКТ имеет некогерентный механизм вращения, поскольку ДК (~0,8 мкм) очень далек от ДК (~0,8 мкм) наших частиц, т.е. образования доменных стенок нет. Затем получили мощную поддержку и получили однодоменную конфигурацию. Этот результат можно объяснить образованием области взаимодействия25,26. Мы предполагаем, что монокристаллит участвует в области взаимодействия, которая распространяется на взаимосвязанные частицы из-за неоднородной микроструктуры этих материалов27,28. Хотя рентгеновские методы чувствительны только к тонкой микроструктуре доменов (микрокристаллов), измерения магнитной релаксации свидетельствуют о сложных явлениях, которые могут происходить в наноструктурированных SFO. Следовательно, оптимизируя нанометровый размер зерен SFO, можно предотвратить переход к процессу многодоменной инверсии, тем самым сохранив высокую коэрцитивную силу этих материалов.
(а) Временная кривая намагничивания СФОС, измеренная при различных значениях HREV обратного поля после насыщения при -5 Тл и 300 К (указаны рядом с экспериментальными данными) (намагниченность нормирована по весу образца); для наглядности на вставке показаны экспериментальные данные поля 0,65 Тл (черный кружок), которое лучше всего соответствует (красная линия) (намагниченность нормирована на исходное значение M0 = M(t0)); (б) соответствующая магнитная вязкость (S) является обратной функцией поля SFOC A (линия является ориентиром для глаза); (c) схема механизма активации с деталями физического/магнитного масштаба длины.
Вообще говоря, перемагничивание может происходить посредством ряда локальных процессов, таких как зарождение доменной стенки, распространение, а также фиксация и открепление. В случае однодоменных ферритовых частиц механизм активации опосредован зародышеобразованием и запускается изменением намагниченности, меньшим, чем общий объем перемагничивания (как показано на рисунке 6c)29.
Разрыв между критическим магнетизмом и физическим диаметром означает, что некогерентная мода является сопутствующим событием переворота магнитных доменов, что может быть связано с неоднородностями материала и неровностями поверхности, которые коррелируют с увеличением размера частиц 25, что приводит к отклонению от состояние однородного намагничивания.
Следовательно, можно сделать вывод, что в этой системе процесс перемагничивания очень сложен, а усилия по уменьшению размеров в нанометровом масштабе играют ключевую роль во взаимодействии микроструктуры феррита и магнетизма. .
Понимание сложных взаимосвязей между структурой, формой и магнетизмом является основой для проектирования и разработки будущих приложений. Анализ профиля линий выбранной рентгенограммы SrFe12O19 подтвердил анизотропную форму нанокристаллов, полученных нашим методом синтеза. В сочетании с анализом TEM была доказана поликристаллическая природа этой частицы, и впоследствии было подтверждено, что размер SFO, исследованный в этой работе, был меньше критического диаметра однодоменного домена, несмотря на признаки роста кристаллитов. На этом основании мы предлагаем необратимый процесс намагничивания, основанный на образовании области взаимодействия, состоящей из взаимосвязанных кристаллитов. Наши результаты доказывают тесную корреляцию между морфологией частиц, кристаллической структурой и размером кристаллитов, которые существуют на нанометровом уровне. Целью данного исследования является выяснение процесса перемагничивания жестких наноструктурированных магнитных материалов и определение роли характеристик микроструктуры в результирующем магнитном поведении.
Образцы были синтезированы с использованием лимонной кислоты в качестве хелатирующего агента/топлива в соответствии с методом самовозгорания золь-гель, описанным в ссылке 6. Условия синтеза были оптимизированы для получения образцов трех разных размеров (SFOA, SFOB, SFOC), которые были Получены соответствующими отжигами при различных температурах (1000, 900 и 800°С соответственно). В таблице S1 суммированы магнитные свойства и показано, что они относительно схожи. Аналогичным способом был также приготовлен нанокомпозит SrFe12O19/CoFe2O4 40/60 мас.%.
Дифракционную картину измеряли с использованием CuKα-излучения (λ = 1,5418 Å) на порошковом дифрактометре Bruker D8, ширина щели детектора была установлена равной 0,2 мм. Используйте счетчик VANTEC для сбора данных в диапазоне 2θ 10-140°. Температуру во время записи данных поддерживали на уровне 23 ± 1 °С. Отражение измеряется методом пошагового сканирования, длина шага всех тестируемых образцов составляет 0,013° (2тета); максимальное пиковое значение расстояния измерения составляет -2,5 и +2,5° (2тета). Для каждого пика всего рассчитано 106 квантов, а для хвоста — около 3000 квантов. Для дальнейшего одновременного анализа были выбраны несколько экспериментальных пиков (отдельных или частично перекрывающихся): (100), (110) и (004), которые возникают при угле Брэгга, близком к углу Брэгга линии регистрации SFO. В экспериментальную интенсивность вносилась поправка на коэффициент поляризации Лоренца, а фон удалялся с предполагаемым линейным изменением. Стандарт NIST LaB6 (NIST 660b) использовался для калибровки прибора и расширения спектра. Используйте метод деконволюции LWL (Луер-Вейгель-Лубутен) 30,31 для получения чистых дифракционных линий. Этот метод реализован в программе профильного анализа PROFIT-software32. В результате аппроксимации измеренных данных интенсивности образца и стандарта с помощью псевдофункции Фойгта извлекается соответствующий правильный контур линии f(x). Функция распределения по размерам G(L) определяется из f(x) с помощью процедуры, представленной в ссылке 23. Для получения более подробной информации обратитесь к дополнительному материалу. В качестве дополнения к анализу профиля линии программа FULLPROF используется для выполнения анализа Ритвельда данных XRPD (подробности можно найти в Maltoni et al. 6). Короче говоря, в модели Ритвельда дифракционные пики описываются модифицированной псевдофункцией Томпсона-Кокса-Гастингса. Уточнение данных по ЛеБейлу было выполнено по стандарту NIST LaB6 660b, чтобы проиллюстрировать вклад прибора в уширение пика. В соответствии с рассчитанной полушириной (полная ширина при половине пиковой интенсивности) уравнение Дебая-Шеррера можно использовать для расчета средневзвешенного по объему размера кристаллической области когерентного рассеяния:
Где λ — длина волны рентгеновского излучения, К — коэффициент формы (0,8–1,2, обычно равный 0,9), θ — угол Брэгга. Это касается: выбранного отражения, соответствующего набора плоскостей и всего рисунка (10-90°).
Кроме того, для ПЭМ-анализа для получения информации о морфологии частиц и распределении по размерам использовался микроскоп Philips CM200, работающий при 200 кВ и оснащенный нитью LaB6.
Измерение релаксации намагниченности выполняется двумя разными приборами: системой измерения физических свойств (PPMS) от магнитометра с вибрирующим образцом Quantum Design (VSM), оснащенной сверхпроводящим магнитом 9 Тл, и MicroSense Model 10 VSM с электромагнитом. Поле 2 Тл, образец насыщается в поле (μ0HMAX:-5 Тл и 2 Тл соответственно для каждого прибора), а затем прикладывается обратное поле (HREV), чтобы привести образец в область переключения (около HC ), а затем регистрируется затухание намагниченности как функция времени в течение 60 минут. Измерение проводят при 300 К. Соответствующий объем активации оценивают на основе тех измеренных значений, которые описаны в дополнительном материале.
Мускас Г., Якуб Н. и Педдис Д. Магнитные возмущения в наноструктурированных материалах. В новой магнитной наноструктуре 127-163 (Elsevier, 2018). https://doi.org/10.1016/B978-0-12-813594-5.00004-7.
Матье Р. и Нордблад П. Коллективное магнитное поведение. В новом тренде магнетизма наночастиц, страницы 65-84 (2021). https://doi.org/10.1007/978-3-030-60473-8_3.
Дорманн Дж.Л., Фиорани Д. и Тронк Э. Магнитная релаксация в системах мелких частиц. Прогресс в химической физике, стр. 283–494 (2007). https://doi.org/10.1002/9780470141571.ch4.
Селлмайер, Д.Д. и др. Новая структура и физика наномагнитов (приглашены). J. Application Physics 117, 172 (2015).
де Хулиан Фернандес, К. и др. Тематический обзор: прогресс и перспективы применения постоянных магнитов из твердого гексаферрита. Дж. Физика. D. Подать заявку на физику (2020).
Мальтони, П. и др. Путем оптимизации синтеза и магнитных свойств нанокристаллов SrFe12O19 двойные магнитные нанокомпозиты используются в качестве постоянных магнитов. Дж. Физика. D. Подать заявку на физику 54, 124004 (2021).
Саура-Музкиз, М. и др. Выясните взаимосвязь между морфологией наночастиц, ядерной/магнитной структурой и магнитными свойствами спеченных магнитов SrFe12O19. Нано 12, 9481–9494 (2020).
Петрекка М. и др. Оптимизация магнитных свойств твердых и мягких материалов для производства постоянных магнитов обменных пружин. Дж. Физика. D. Подать заявку на физику 54, 134003 (2021).
Мальтони П. и др. Регулируйте магнитные свойства твердо-мягких наноструктур SrFe12O19/CoFe2O4 посредством состава/фазового взаимодействия. Дж. Физика. Химия С 125, 5927–5936 (2021).
Мальтони П. и др. Исследуйте магнитное и магнитное взаимодействие нанокомпозитов SrFe12O19/Co1-xZnxFe2O4. Дж. Маг. Маг. альма-матер. 535, 168095 (2021).
Пуллар, Р.Ц. Шестиугольные ферриты: обзор синтеза, характеристик и применения гексаферритовой керамики. Редактировать. альма-матер. наука. 57, 1191–1334 (2012).
Момма, К. и Изуми, Ф. ВЕСТА: система 3D-визуализации для электронного и структурного анализа. J. Applied Process Crystallography 41, 653–658 (2008).
Педдис Д., Йонссон П.Е., Лаурети С. и Варваро Г. Магнитное взаимодействие. Границы нанонауки, стр. 129–188 (2014). https://doi.org/10.1016/B978-0-08-098353-0.00004-X.
Li, Q. и др. Корреляция между размером/доменной структурой высококристаллических наночастиц Fe3O4 и магнитными свойствами. наука. Представитель 7, 9894 (2017).
Коуи, Дж. М. Д. Магнитные и магнитные материалы. (Издательство Кембриджского университета, 2001). https://doi.org/10.1017/CBO9780511845000.
Лауретти, С. и др. Магнитное взаимодействие в нанопористых компонентах CoFe2O4, покрытых диоксидом кремния, с кубической магнитной анизотропией. Нанотехнологии 21, 315701 (2010).
О'Грейди, К. и Лейдлер, Х. Ограничения, связанные с магнитными носителями записи. Дж. Маг. Маг. альма-матер. 200, 616–633 (1999).
Лаворато, Г.С. и др. Магнитное взаимодействие и энергетический барьер в двойных магнитных наночастицах ядро/оболочка усилены. Дж. Физика. Химия С 119, 15755–15762 (2015).
Педдис Д., Каннас К., Мусину А. и Пиккалуга Г. Магнитные свойства наночастиц: помимо влияния размера частиц. Химия один евро. Дж. 15, 7822–7829 (2009).
Эйкеланд А.З., Стингачиу М., Мамахел А.Х., Саура-Музкиз М. и Кристенсен М. Улучшение магнитных свойств путем управления морфологией нанокристаллов SrFe12O19. наука. Представитель 8, 7325 (2018).
Шнайдер К., Расбанд В. и Элисейри К. NIH Image to ImageJ: 25 лет анализа изображений. А. Нат. Метод 9, 676–682 (2012).
Ле Бэйль А. и Луэр Д. Гладкость и достоверность распределения кристаллитов по размерам при рентгеноструктурном анализе. J. Applied Process Crystallography 11, 50-55 (1978).
Гонсалес, Дж. М. и др. Магнитная вязкость и микроструктура: зависимость активационного объема от размера частиц. J. Applied Physics 79, 5955 (1996).
Ваваро Г., Агостинелли Э., Теста А.М., Педдис Д. и Лаурети С. в области магнитной записи сверхвысокой плотности. (Дженни Стэнфорд Пресс, 2016). https://doi.org/10.1201/b20044.
Ху Г., Томсон Т., Реттнер К.Т., Рау С. и Террис Б.Д. Наноструктуры Co/Pd и перемагничивание пленок. J. Application Physics 97, 10J702 (2005).
Хлопков К., Гутфляйш О., Хинц Д., Мюллер К.-Х. и Шульц, Л. Эволюция области взаимодействия в текстурированном мелкозернистом магните Nd2Fe14B. J. Application Physics 102, 023912 (2007).
Мохапатра Дж., Син М., Элкинс Дж., Битти Дж. и Лю Дж. П. Зависимое от размера магнитное упрочнение в наночастицах CoFe2O4: эффект наклона поверхностного спина. Дж. Физика. D. Подать заявку на физику 53, 504004 (2020).
Время публикации: 11 декабря 2021 г.
