Luận án Hiệu ứng từ nhiệt của hợp kim Ni-Mn-Sn, La-(Fe,Co)-(Si,B) và Fe-(Co,Gd,Dy)-Zr chế tạo bằng phương pháp nguội nhanh

ai đỉnh nhiễu xạ chính tương ứng với pha Ni2MnSn (cấu trúc lập 
phương tâm mặt L21) và tương đối giống nhau khi nồng độ Sn (x) thay đổi. Các 
mẫu băng này khá là đơn pha Ni2MnSn so với các mẫu khối đã được nghiên cứu 
trước đây [2]. Đây chính là một ưu điểm của băng hợp kim so với hợp kim khối.  
 Hình 3.1. Giản đồ XRD của băng hợp kim Ni50Mn50-xSnx: chưa ủ nhiệt (a) và ủ 
 nhiệt ở 1123 K trong 5 h (b), hình lồng trong hình (a) là giản đồ XRD của băng 
 hợp kim với góc 2 từ 60o tới 65. 
 Bên cạnh đó, chúng ta cũng nhận thấy các đỉnh nhiễu xạ của pha tinh thể 
chính (Ni2MnSn) dịch nhẹ về phía giá trị góc 2 thấp hơn khi nồng độ Sn tăng nhẹ 
(xem hình lồng vào hình 3.1a). Điều này có nghĩa là hằng số mạng của tinh thể 
thay đổi khi thay thế một phần Sn cho Mn. Sự thay đổi của hằng số mạng có thể 
dẫn tới sự thay đổi của các trật tự từ trong hợp kim như được chỉ ra ở mục 3.2 
dưới  đây.  Ảnh  hưởng  này  cũng  được quan sát thấy  rất rõ trong các mẫu  khối 
Ni50Mn50-xSnx [2]. Hằng số mạng của pha Ni2MnSn tăng đáng kể theo nồng độ Sn 
[2]. Kết quả này cũng rất phù hợp với kết quả mà Thorsten và cộng sự [73] đã 
công bố trước đây trên hệ vật liệu này. Để khảo sát ảnh hưởng của Sn lên cấu trúc 
của  hợp  kim,  kích  thước  hạt  tinh  thể  của  các  mẫu  cũng  đã  được xác  định  bằng 
cách sử dụng công thức Scherrer–Debye: 
 58 
 k
             d               (4.1) 
 cos(  )
Trong  đó,  d:  kích  thước  hạt  tinh  thể,  k:  hệ  số  hình  dạng  và  bằng  0,9, :  bước 
sóng của tia X, : độ bán rộng của đỉnh nhiễu xạ, : góc Bragg. Kết quả cho thấy 
rằng kích thước của hạt tinh thể giảm từ 8,2 nm xuống 4,7 nm khi x tăng từ 13 
tới 15. Điều này sẽ ảnh hưởng tới tính chất từ và MCE của hợp kim như được chỉ 
ra dưới đây. 
 Như vậy, các băng hợp kim trước khi  ủ nhiệt khá là đơn pha Ni2MnSn. 
Với mục đích điều chỉnh chuyển pha từ của hợp kim, chúng tôi đã tiến hảnh ủ 
nhiệt các mẫu. Kết quả nghiên cứu trước đây đã cho thấy, các mẫu khối thể hiện 
khá đơn pha sau khi được ủ nhiệt ở 1123 K trong 5 h [2]. Tuy nhiên, các mẫu 
băng sau khi được ủ nhiệt ở chế độ này lại thể hiện đa pha (hình 3.1b). Sau khi ủ 
ở 1123 K trong 5h, cấu trúc của tất cả các mẫu băng này khác biệt rõ rệt so với 
các mẫu chưa ủ nhiệt. Ngoài pha tinh thể Ni2MnSn, các pha tinh thể khác như 
Ni3Sn2 và Mn1,77Sn đã được hình thành. Số lượng và cường độ các đỉnh nhiễu xạ 
của các mẫu băng đã ủ nhiệt này phụ thuộc vào nồng độ Sn. Như vậy, ta có thể 
nhận thấy cấu trúc tinh thể của hệ hợp kim Ni50Mn50-xSnx phụ thuộc vào sự biến 
đổi về tỷ phần các nguyên tố trong hợp kim. Chế độ xử lý nhiệt có ảnh hưởng 
lớn tới sự hình thành và phát triển pha tinh thể Ni2MnSn. Những sự thay đổi về 
cấu trúc sẽ ảnh hưởng trực tiếp tới nhiệt độ chuyển pha từ và hiệu ứng từ nhiệt 
của hợp kim. 
3.2. Tính chất từ của hợp kim Ni50Mn50-xSnx 
 Tính chất từ của các hợp kim được khảo sát bởi các phép đo từ độ trên các 
hệ  đo VSM và SQUID.  Hình  3.2  biểu  diễn  các  đường  cong  từ  nhiệt  trong  từ 
trường 12 kOe của  băng  hợp  kim  Ni50Mn50-xSnx  trước và sau khi  ủ  nhiệt.  Khi 
chưa ủ nhiệt, chúng ta nhận thấy có sự xuất hiện của cả hai loại chuyển pha từ, 
chuyển pha từ loại một (FOPT) và chuyển pha từ loại hai (SOPT), trong các mẫu 
có x = 12, 13 và 14. Sự xuất hiện của FOPT là do sự tồn tại của chuyển pha cấu 
trúc  từ  martensite  sang  austenite  (M  -  A)  và  ngược  lại.  Nhiệt  độ  chuyển  pha 
 59 
martensite - austenite (TM-A) và biên độ của chuyển pha này phụ thuộc mạnh vào 
nồng độ Sn. Nhiệt độ TM-A của hợp kim giảm nhanh chóng từ 302 xuống 182 K 
bằng sự tăng lên 2% của nồng độ Sn (từ 12 lên 14%). Tuy vậy, chuyển pha này 
lại  không  được quan sát thấy  ở  các  mẫu  với  nồng  độ  Sn 11 và 15% trong dải 
nhiệt độ từ 100 - 350 K. Như vậy, chuyển pha martensite - austenite là rất nhạy 
với nồng độ Sn trong hợp kim. Chuyển pha này tác động mạnh đến hiệu ứng từ 
nhiệt của hợp kim như được chỉ ra ở mục 3.3.  
 100 80
 x = 11 Chua u
 70 T = 1273 K, t = 15 p
 x = 12 a a
 80 x = 13 T = 1273 K, t = 30 p
 60 a a
 x = 14
 )
 ) 60 x = 15 50 x = 13
 emu/g 40
 emu/g
 (
 ( 40 
 M M
 M 30
 20 20
 10
 0
 0
 100 200 300 400 100 200 300 400
 (b)
 (a) T (K) T (K)  
 50
 x = 13
 40 x = 14
 x = 15
 )
 30
 emu/g
 (
 M 20
 10
 0
 100 200 300 400
 (c) T (K)
 Hình 3.2. Các đường cong M(T) trong từ trường 12 kOe của băng hợp kim 
Ni50Mn50-xSnx: chưa ủ nhiệt (a), ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 phút và 30 phút (b) và 
 ủ tại 1123 K trong 5 h (c). 
 60 
 Sau khi ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 và 30 phút, chuyển pha M - A vẫn tồn 
tại trong hợp kim (hình 3.2b). Bên cạnh đó, ta còn quan sát thấy nhiệt độ chuyển 
pha TM-A của mẫu tăng sau khi ủ, và tăng theo thời gian ủ. Như vậy, bằng cách 
tăng thời gian ủ nhiệt, TM-A của hợp kim đã dịch chuyển về gần nhiệt độ phòng và 
từ độ bị giảm xuống. Tuy nhiên, chuyển pha này không còn được quan sát thấy 
sau khi được ủ nhiệt ở thời gian 5 h (hình 3.2c). Trong khi đó, chuyển pha FM – 
PM, xuất hiện gần 320 K, là gần như không thay đổi bởi quá trình ủ nhiệt này. 
Mặt khác, khi so sánh với  kết  quả  nghiên  cứu  trước  đây  về  hợp  kim  khối  [2], 
chuyển pha M - A chỉ xuất hiện trong các mẫu khối với x = 0,13 - 0,15 khi đã 
được ủ nhiệt. Đây chính là điểm khác biệt của mẫu băng so với mẫu khối.  
 Hình 3.3. Đường cong MZFC(T) và MFC(T) của các băng hợp kim Ni50Mn50-xSnx 
 được đo ở từ trường 150 Oe (a, b) và 12 kOe (c). 
 Hình 3.3 biểu  diễn  các  đường  từ  nhiệt ZFC và FC, MZFC(T)  và  MFC(T), 
của băng hợp kim Ni50Mn50-xSnx (x = 13 và 14) khi chưa ủ nhiệt. Ở từ trường 
thấp 150 Oe, hình 3.3a và 3.3b cho thấy rõ đặc trưng của các mẫu với sự đồng 
tồn tại chuyển pha cấu trúc và chuyển pha từ [68, 72, 73]. Từ các đường từ độ 
 61 
phụ thuộc nhiệt độ này, chúng tôi đã xác định các nhiệt độ chuyển pha FM - PM 
 A M
của pha ausenite (TC ) và nhiệt độ chuyển pha FM - PM của pha martensite (TC ) 
cho  các  mẫu.  Để  dễ  mô  tả,  ta  kí  hiệu  nhiệt  độ  bắt  đầu  và  kết  thúc  của  pha 
 A A
austenite là  Ts và  Tf .  Cả  hai pha martensite và austenite có thể  tồn  tại  (trong 
 A A
khoảng  Ts đến  Tf ) ở các hợp kim Ni50Mn50-xSnx với nồng độ Sn thích hợp. Hai 
pha này đều là FM. Tuy nhiên, pha martensite có tính FM yếu hơn. 
 Nhìn chung, khi tăng nhiệt độ, nhiều mẫu hợp kim Ni50Mn50-xSnx thể hiện 
 M
tính đa pha từ. Từ độ giảm đến mức tối thiểu tại nhiệt độTC , sau đó bắt đầu tăng 
 A A
nhanh ở nhiệt độ  Ts , sự gia tăng này nhanh chóng dừng lại ở nhiệt độ  Tf . Quá 
trình chuyển pha cuối cùng là từ FM sang PM xảy ra ở nhiệt độ Curie của pha 
 A
austenite  TC . Với sự tăng lên của nhiệt độ, mẫu x = 13 thể hiện một chuyển pha 
 M
tại  250 K, mà được biết là nhiệt độ Curie của pha martensit  TC  [128]. Chuyển 
pha này không xuất hiện trong mẫu x = 14, bởi vì trong mẫu này pha austenite là 
thống  trị.  Chuyển  pha  loại  một  martensite  -  austennite  xuất  hiện  trong  cả  hai 
mẫu, với TM-A = 255 K cho mẫu x = 13 và TM-A = 182 K cho mẫu x = 14. Sự dịch 
chuyển nhiệt độ TM-A xuống dưới nhiệt độ thấp hơn của mẫu x = 14 là phù hợp 
với các quan sát trước cho rằng đóng góp của sự thêm vào Sn (tăng nồng độ) làm 
phát triển pha austenite, cuối cùng dẫn tới sự biến mất hoàn toàn của chuyển pha 
M - A khi x > 18 [68, 72]. Sự chia tách giữa MFC(T) và MZFC(T) xuất hiện tại 
 M
nhiệt độ 235 K (< TC ) đối với mẫu x = 13 và 178 K (< TM-A) với x = 14. Mức độ 
chia tách này tăng khi nồng độ Sn giảm, ở đó pha martensit là thống trị [72]. Mặt 
khác, sự đồng tồn tại của các tương tác FM và AFM, và/hoặc các đám FM trong 
các hợp kim Ni50Mn50-xSnx có thể tạo ra các trạng thái trật tự sắt từ tương tác gần 
trong pha mactensit mà được biểu lộ ở sự phân tách của FC - ZFC trên đường 
 A
cong từ nhiệt [68, 72]. Khi T > TM-A, một chuyển pha FM - PM (TC ) xuất hiện 
 A
trong pha austenite. Các giá trị  TC   được  xác  định  từ  giá  trị  cực  tiểu  của  các 
đường dM/dT là 302 K cho x = 13 và 310 K cho x = 14. Chú ý rằng, có một gò 
 62 
nhô lên được đánh dấu bởi dấu * trong hình 3.3 có thể liên quan tới sự không 
đồng đều trong cấu trúc tinh thể hoặc liên quan tới sự có mặt của các đám FM, 
mà  thường  chỉ  có  trong các băng Ni50Mn50-xSnx  xung quanh nhiệt  độ  bắt  đầu 
chuyển sang martensite [72]. Đặc tính này chỉ được quan sát thấy trong các băng 
Ni50Mn50-xSnx khi được đo trong các từ trường thấp nhưng không xuất hiện khi 
từ trường trở nên đủ cao (xem hình 3.3c, đường cong MFC(T) khi H = 12 kOe). 
3.3. Hiệu ứng từ nhiệt của hợp kim Ni50Mn50-xSnx 
 Để nghiên cứu ảnh hưởng của nồng độ Sn lên hiệu ứng từ nhiệt của hệ hợp 
kim Ni50Mn50-xSnx trong biến thiên từ trường 12 kOe, chúng tôi đã tiến hành đo một 
loạt các đường từ nhiệt ở các từ trường khác nhau (hình 3.4). Từ các đường cong từ 
nhiệt của các mẫu băng hợp kim trong các từ trường khác nhau, chúng tôi suy ra sự 
phụ thuộc của từ độ vào từ trường, M(H), ở các nhiệt độ khác nhau (hình 3.5). Các 
nghiên cứu trước đây đã cho thấy rằng những số liệu lấy từ các đường cong từ hóa 
ban đầu được đo trực tiếp và các số liệu lấy ra từ các đường cong từ nhiệt được đo ở 
các từ trường khác nhau là hoàn toàn trùng khớp [2, 25]. Và độ biến thiên entropy 
từ  Sm được xác định từ các số liệu M(H) bằng cách sử dụng phương trình (1.7).  
 60
 12 kOe 40
 5 kOe 12 kOe
 50 10 kOe 10 kOe
 2 kOe 5 kOe
 2 kOe
 1 kOe 30
 40 700 Oe 1 kOe
 ) 700 Oe
 500 Oe )
 -1
 300 Oe -1 500 Oe
 300 Oe
 200 Oe
 200 Oe
 30 70 Oe
 20 100 Oe
 100 Oe 
 70 Oe
 50 Oe
 50 Oe
 M (emu.g M
 M (emu.gM 20
 30 Oe 30 Oe
 20 Oe 20 Oe
 10
 10
 0
 0
 100 150 200 250 300 350 400 450 100 200 300 400
 (a)
 T (K) (b) T (K)
 Hình 3.4. Các đường cong M(T) của các băng hợp kim Ni50Mn37Sn13 trước khi ủ 
nhiệt (a) và sau ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 phút (b) được đo trong các từ trường 
 khác nhau. 
 63 
 40
 289 K
 294 K
 30
 )
 T = 2 K = T
 T = 5 K = T
 20 
 emu/g
 (
 M M
 32 9 K
 10
 269 K
 0
 0 5 10 15
 H (kOe)
Hình 3.5. Sự phụ thuộc của từ độ vào từ trường tại các nhiệt độ khác nhau của băng hợp 
 kim Ni50Mn37Sn3 trước khi ủ nhiệt (a) 
 6
 Chua u
 Ta= 1273 K, 
 ) 4 t = 15 p
 a
 -1
 .K
 -1 2
 kg
 J.
 (
 m
 S
 0
 -2
 250 275 300 325
 T (K)
 Hình 3.6. Các đường cong Sm(T) trong biến thiên từ trường 12 kOe của mẫu băng 
 Ni50Mn37Sn3 trước và sau khi ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 phút. 
 Các đường cong  Sm(T) với  H = 12 kOe của mẫu Ni50Mn37Sn13 trước và 
sau khi ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 phút được trình bày trên hình 3.6. Các đường 
 Sm(T) của cả hai mẫu đều có hai cực trị ngược dấu nhau. Một cực trị tương ứng 
với hiệu ứng từ nhiệt dương và một ứng với hiệu ứng từ nhiệt âm. MCE âm ( Sm 
 64 
> 0) tương ứng với chuyển pha loại một và MCE dương ( Sm < 0) tương ứng với 
chuyển  pha  loại hai trong vật  liệu.  Biến  thiên  entropy  từ  cực  đại  dương  và  âm 
 -1 -1 -1 -1
tương ứng là | Sm|max = 5,7 J.kg .K  và |- Sm|max = 1,4 J.kg .K  đối với mẫu chưa 
 -1 -1 -1 -1
ủ nhiệt, | Sm|max = 5,2 J.kg .K  và |- Sm|max = 1,9 J.kg .K  (với  H = 12 kOe) đối 
với mẫu đã ủ nhiệt. Các giá trị | Sm|max này lớn hơn giá trị của hợp kim khối Ni-
 -1 -1 -
Mn-Sn một cách tương ứng là | Sm|max = 1,9 J.kg .K   và |- Sm|max = 1,38 J.kg
1.K-1 đã được nghiên cứu trước đây [2]. Điều này chứng tỏ MCE trong các mẫu 
băng hợp kim đã được cải thiện đáng kể so với mẫu khối. Cần chú ý rằng với chế 
độ ủ nhiệt thích hợp, cả biến thiên entropy từ cực đại và dải nhiệt độ hoạt động 
của  hợp  kim  có  thể  điều  chỉnh  về  vùng  nhiệt  độ  phòng. Có thể  quan sát thấy 
trong hình 3.6, bằng cách ủ nhiệt tại 1273 K trong 15 phút, biến thiên entropy từ 
dương cực đại của băng hợp kim Ni50Mn37Sn13 dịch chuyển từ  265 tới  285 K 
và biến thiên entropy từ cực đại âm của mẫu này, xuất hiện tại  310 K, tăng từ 
1,4 tới 1,9 J.kg-1.K-1. Độ bán rộng của đường cong biến thiên entropy từ âm của 
các mẫu băng là khá lớn (> 20 K). Cả hiệu ứng từ nhiệt dương và âm của các 
mẫu băng xảy ra gần vùng nhiệt độ phòng. Như vậy, có thể kết hợp tất cả MCE 
dương và MCE âm của vật liệu cho ứng dụng làm lạnh bằng từ trường tại nhiệt 
độ phòng. Bên cạnh đó, ảnh hưởng của các điều kiện ủ lên hiệu ứng từ nhiệt của 
các băng Ni-Mn-Sn cần phải khảo sát hơn nữa để thu được sự tối ưu của hiệu 
ứng này cho các ứng dụng thực tế.   
 Để tiếp tục nghiên cứu MCE trong các mẫu Ni50Mn50-xSnx (x = 13 và 14) 
trong các biến thiên từ trường khác nhau, các đường đẳng nhiệt, M(H), đã được 
đo xung quanh nhiệt độ chuyển pha trong các biến thiên từ trường khác nhau lên 
tới 50 kOe (hình 3.7). Quan sát trên hình 3.7a, trong vùng nhiệt độ từ 250 tới 258 
K,  ta  nhận  thấy  có  một  sự  tăng  đột  ngột  của  từ  độ  trong  các  đường  M(H)  tại  từ 
trường  38 kOe, phù hợp với chuyển pha M - A [68, 72, 73]. Mẫu x = 14 cũng có 
biểu hiện giống như vậy (các đường M(H) tại 160, 166 và 170 K trong hình 3.7b) 
xảy ra tại từ trường  45 kOe. Bên cạnh đó, chúng ta cần chú ý rằng các giá trị của 
từ độ bão hòa (Ms) trong pha sắt từ austenite của mẫu x = 14 (Ms   80 emu/g) 
 65 
lớn hơn khá nhiều  so  với x = 13 (Ms    55 emu/g). Từ  các  đường cong M(H) 
được biểu diễn trong hình 3.7,  Sm của các mẫu Ni50Mn50-xSnx (x = 13 và 14) đã 
được tính toán bằng cách sử dụng phương trình (1.7). 
Hình 3.7. Các đường cong M(H) của các băng hợp kim x = 13 (a) và x = 14 (b) đo 
 tại các nhiệt độ khác nhau. 
 Hình 3.8 biểu diễn các đường cong  Sm(T) của các mẫu x = 13 và 14 khi 
biến thiên từ trường lên tới 50 kOe. Chúng ta có thể quan sát thấy sự xuất hiện 
hiệu ứng từ nhiệt dương và âm trong cả hai mẫu hợp kim. Các giá trị  Sm tăng 
theo từ trường. Khi  H = 50 kOe, biến thiên entropy từ cực đại  Smmax tương 
 -1 -1 -1 -1
ứng với MCE âm là 22 J.kg .K  và 20 J.kg .K  tại TM-A = 255 K và 165 K lần 
lượt cho x = 13 và 14. Các giá trị này lớn hơn của hợp kim khối Ni50Mn37Sn13 
 -1 -1 -1 -1
( Smmax    18  J.kg .K )  [73,  128]  hoặc  Gd5Si2Ge2  (| Sm|max    19  J.kg .K ) 
[49]. Tuy nhiên, các giá trị  Smmax chỉ duy trì ở một dải nhiệt độ hẹp (TFWHM   
5 K) do bản chất của chuyển pha loại một M - A. Do vậy, các giá trị RC tương 
đối nhỏ, như được chỉ ra dưới đây.    
 66 
Hình 3.8. Các đường cong Sm(T) của các băng Ni50Mn50-xSnx với x = 13 (a) và x 
 = 14 (b) trong biến thiên từ trường lên tới 50 kOe. Hình lồng trong mỗi hình 
 tương ứng với sự phụ thuộc vào từ trường của RC xung quanh nhiệt độ chuyển 
 A
 pha TM-A và TC . 
 Đối với trường hợp của MCE dương, cực tiểu của đường cong  Sm(T) xuất 
 A -1 -1
hiện tại  TC  cho cả hai mẫu. Khi  H = 50 kOe, |- Sm|max chỉ đạt cỡ 4 J.kg .K , 
nhưng các đường cong  Sm(T) mở rộng hơn, do bản chất của SOPT. Bên cạnh đó, 
ta còn quan sát thấy mẫu x = 13 xuất hiện một đỉnh entropy từ âm |- Sm|max   1 
 67 
J/kg.K khi  H = 50 kOe tại 225 K (đặc trưng cho chuyển pha từ tại nhiệt độ Curie 
của pha martensite).  
 Khả  năng  làm  lạnh  từ  RC  phụ  thuộc  vào  biến  thiên  từ  trường  H  xung 
 A
quanh TM-A và  TC  được biểu diễn trong hình lồng trong hình 3.7. Chúng ta có thể 
 A
nhận thấy RC tăng theo nồng độ Sn. Đặc biệt là ở xung quanh  TC , RC tăng từ  
160 J.kg-1 (với x = 13) lên  270 J.kg-1 (với x = 14) trong biến thiên từ trường 50 
kOe. Một điều đáng lưu ý, ở từ trường 50 kOe, mẫu x = 13 có biến thiên entropy 
từ tại T  ( S     22 J.kg-1.K-1) lớn gấp hơn năm lần so với tại  TA (- S   
 M-A m max C   m max
 -1 -1 -1
   4 J.kg .K ), nhưng lại có RC chỉ bằng một nửa (RC   75 J.kg  xung quanh TM-A 
 -1 A
và    160  J.kg   xung  quanh  TC ).  Một cách tương tự,  mẫu  x  = 14 có RC xung 
 A -1 -1
quanh  TC  (RC   270 J.kg ) lớn gấp hơn bốn lần tại TM-A (RC   65 J.kg ). Như 
 A
vậy,  sự  mở  rộng  của  các  đường  cong  Sm(T) xung quanh  TC ,  do  bản  chất  của 
SOPT, đã làm tăng đáng kể RC của vật liệu.  
3.4. Chuyển pha và các tham số tới hạn của hợp kim Ni50Mn50-xSnx 
  Để hiểu rõ hơn sự khác nhau về độ lớn của MCE được xác định xung quanh 
các nhiệt độ chuyển pha trong hợp kim Heusler Ni50Mn50-xSnx, chúng tôi đã khảo 
sát các biểu hiện tới hạn của chúng ở gần các nhiệt độ chuyển pha này. Hiện tại, 
rất khó để phân tích các biểu hiện tới hạn của chuyển pha loại hai martensite của 
mẫu băng Ni50Mn50-xSnx (x = 13), khi trạng thái FM và AFM cùng tồn tại, và gần 
chuyển pha M - A. Đối với chuyển pha austenite, các biểu hiện tới hạn trong vùng 
 A
TC  được đặc trưng bởi các tham số tới hạn ,  và , tương ứng với sự phụ thuộc 
của từ độ tự phát vào nhiệt độ MS(T) ở T < TC, sự phụ  thuộc  vào nhiệt độ của 
 -1
nghịch đảo của độ cảm từ ban đầu 0 (T) ở T > TC, và từ độ phụ thuộc từ trường 
M(H) tại T = TC. Theo lý thuyết, các hệ thức này được biểu diễn theo các hệ thức 
(1.14), (1.15) và (1.16) [121]. Thêm vào đó, trong vùng tới hạn, các giả thiết thống 
kê [121] tiên đoán rằng từ độ là một hàm phụ thuộc vào từ trường H và nhiệt độ 
 A A
rút gọn  = (T - TC )/TC  theo phương trình (1.18).  
 68 
 1
 Hình 3.9. Các dữ liệu Ms(T) và o ()T và các đường đã được làm khớp theo các 
 phương trình (1.14) và (1.16), và theo giả thuyết thống kê (1.18) của hợp kim 
 Ni50Mn50-xSnx với x = 13 (a, b) và x = 14 (c, d). 
 1
 Từ độ từ phát MS(T) và nghịch đảo của độ cảm từ ban đầu  o ()T của vật 
liệu có thể thu được bằng cách làm khớp tuyến tính các đường Arrot tại từ trường 
cao [10]. Từ giao điểm của các đường thẳng làm khớp với các trục M2 và H/M, ta có 
thể xác định được từ độ tự phát và nghịch đảo độ cảm từ ban đầu tại các nhiệt độ 
 -1
khác nhau. Bằng cách làm khớp các số liệu MS(T) và 0 (T) theo các hệ thức (1.14) 
 A
và (1.16), chúng ta thu được các tham số tới hạn ,  và TC . Đối với mẫu x = 13, các 
 A
giá trị tới hạn đã được xác định:  = 0,385   0,035 và  TC  = 303,4   0,6 K từ việc 
 A
làm khớp các dữ liệu MS(T) theo phương trình (1.14), và  = 1,083   0,060 và TC  = 303,9 
 -1
  0,3 K từ việc làm khớp các dữ liệu 0 (T) theo phương trình (1.16) đã được xác 
 69 
 A
định (hình 3.9a). Giá trị trung bình  TC  của chúng 303,6 K sẽ được sử dụng cho các 
  +
phân tích về sau. Với các tham số tới hạn này, việc vẽ các đường M/  theo H/  
cho thấy các dữ liệu M(H) sẽ ngả về hai phía của đường cong, một tương ứng với 
 A
nhiệt độ dưới  TC  (nhánh  f , tương ứng với pha FM) và nhánh khác tương ứng với 
 A
nhiệt độ trên  TC  (nhánh  f , tương ứng với pha PM) (hình 3.9b). Phân tích tương tự 
được thực hiện cho mẫu x = 14. Như được chỉ ra trong hình 3.9c và 3.9d, mẫu này 
 A
có  = 0,496   0,015,  = 1,2024   0,059, và  TC  = 304,5 K (đã lấy trung bình từ hai 
phép làm khớp). Sử dụng hệ thức Widom (1.17), chúng ta thu được các giá trị  là 
3,82 và 3,01 tương ứng với x = 13 và 14. Giá trị này gần với các giá trị thu được từ 
 A
việc làm khớp các đường từ hóa đẳng nhiệt tại nhiệt độ T    TC  theo phương trình 
(1.15). Việc tính các tham số tới hạn theo các phương trình (1.14), (1.15) và (1.16), 
và kiểm tra lại theo giả thuyết thống kê (phương trình (1.18)) đã chứng tỏ tính chính 
 A
xác của các giá trị TC ,  và  thu được trong công việc thực nghiệm của chúng tôi. 
 So sánh với các kết quả thu được từ các mô hình tiêu chuẩn, bao gồm thuyết 
trường trung bình (MFT), mô hình Heisenberg 3D và mô hình Ising 3D (bảng 1.1) 
[121], chúng tôi nhận thấy rằng các giá trị  thu được từ các  mẫu băng này ( = 
1,083  và  1,024  tương  ứng  cho  x  =  13  và  14)  là  rất  gần  với  mô  hình  MFT.  Tuy 
nhiên, trong khi giá trị  cho x = 13 là gần với giá trị của mô hình Heisenberg 3D 
thì giá trị  của mẫu x = 14 gần với MFT. Điều này thể hiện sự tồn tại của trật tự sắt 
từ tương tác gần trong mẫu x = 13, nhưng lại tồn tại trật tự sắt từ tương tác xa trong 
 A
mẫu x = 14 khi T <  TC . Sự xuất hiện của trật tự FM tương tác gần trong mẫu x = 13 
là hợp lí, do sự đồng tại của các tương tác FM/AFM tương ứng với pha martensite 
và chuyển pha M - A [68, 73].