L'effet du plasma de contact hors équilibre sur les propriétés structurelles et magnétiques des spinelles Mn Х Fe3 − X О4

Contexte

La capacité des spinelles nanodispersifs avec des métaux polyvalents à former un certain nombre de solutions et de composés solides offre des possibilités illimitées de contrôler les propriétés technologiques des composés spinelles. Pendant longtemps, une grande attention de nombreux chercheurs a été accordée aux investigations des ferrites de manganèse (Fe₃ O₄ − Mn₃ O₄ système) en raison de leur large application dans l'industrie. Ils sont largement utilisés dans les fours à micro-ondes et les dispositifs de stockage magnétique, ainsi que comme catalyseurs hautement actifs dans la production d'hydrogène via la déshydrogénation du méthane en éthylène ou acétylène, des adsorbants [1,2,3,4,5,6].

La synthèse du spinelle de ferrite de manganèse est technologiquement complexe. Actuellement, il existe peu de méthodes pour la synthèse de particules de ferrite de manganèse, telles que la céramique [7], la coprécipitation [8,9,10,11,12], la méthode hydrothermale [13], la micelle inverse [14, 15], le sol- gel [16], méthode de combustion [17], mécanosynthèse [18,19,20], technologies à haute énergie [21, 22] et dopage mécanique [23, 24]. Les méthodes d'hydrophase permettent de réguler la composition, la cristallinité et la morphologie des particules.

De telles méthodes ont été étudiées par de nombreux chercheurs et sont appliquées avec succès pour la synthèse de ferrites [9, 25, 26] avec une taille de particule de 30 à 50 nm à 50 à 150 °С, ce qui est nettement inférieur à celui de la technologie céramique. En règle générale, les méthodes d'hydrophase comprennent plusieurs étapes:la première - dépôt, la seconde - synthèse directe de ferrite, réalisée en raison de l'oxydation, du vieillissement, etc. Les méthodes d'initiation de la deuxième étape principale de la synthèse de ferrite par traitement aux ultrasons, micro-ondes l'influence, l'ultraviolet et diverses décharges [27,28,29] ont été utilisés récemment. Lors du traitement des solutions avec décharge de CNP, un complexe compliqué de réactions chimiques impliquant des particules radicalaires et des électrons libres se produit. Les principaux produits de ces interactions sont l'oxygène, l'hydrogène et le peroxyde d'hydrogène. L'activité oxydante des solutions « activées » plasmochimiquement peut être utilisée pour la synthèse de composés d'oxyde complexes.

Le spectre d'émission [30,31,32] a montré que les principales contributions au spectre d'émission du plasma de vapeur d'eau sont OH, l'hydrogène atomique et le radical oxygène. Dans le cas du mode bulle, lorsque les streamers remplissent toute la bulle, une émission importante provient du second système positif d'azote et de l'ion azote (premier système négatif). La décharge fonctionne selon deux modes différents. Pour les petites conductivités du liquide, la décharge est une décharge directe de streamer liquide (mode liquide). Ce mode est similaire aux décharges corona typiques dans l'eau. Pour des conductivités supérieures généralement à 45 μS cm ⁻¹ une grosse bulle de vapeur se forme. En mode bulle, les streamers sont situés à l'interface bulle-liquide. Le rendement de formation de peroxyde d'hydrogène dépend de la puissance avec un maximum pour les puissances intermédiaires. L'efficacité de formation de peroxyde d'hydrogène est significativement plus faible en mode bulle qu'en mode liquide. Dans le travail [33], les paramètres cinétiques des électrons pour la décharge à barrière diélectrique avec une électrode liquide à pression atmosphérique ont été estimés. Ainsi, nous pouvons supposer que le CNP possédera une activité chimique en ce qui concerne son application dans la réalisation des différents processus oxydo-réducteurs.

Nos études préliminaires sur le traitement plasma des solutions ont montré que la composition de la solution oxydante synthétisée dépend d'un large éventail de facteurs [29]. L'utilisation de CNP garantit un degré élevé d'homogénéité dans la distribution des composants à la fois dans la solution initiale et dans le produit formé lors de l'oxydation, ce qui stimule une interaction efficace entre eux avec la formation de ferrites de structure et de composition homogènes.

Le but du travail est d'étudier la possibilité d'obtenir du Mn _{Х de taille nanométrique} Fe_{3 − Х 4} spinelle à partir de solutions aqueuses utilisant un plasma de contact hors équilibre. Les ferrites étant des solutions solides, il est important d'établir le degré d'homogénéité de leur structure et de leur concentration dans les conditions de synthèse choisies. La méthode expérimentale consistait en une comparaison de ferrospinel obtenu à partir de sulfates de manganèse et de fer à différents ratios de cations.

Une telle recherche comparative des échantillons permet d'établir l'influence de la composition chimique de la solution initiale et des conditions de synthèse sur l'état de phase structurale des composés préparés par traitement CNP.

Méthodes

Pour la synthèse de ferrite de manganèse, les auteurs ont utilisé des solutions aqueuses de FeSO₄ ·7H₂ O, MnSO₄ ·5H₂ O, et une solution aqueuse de NaOH a été utilisée comme précipitant. Nous avons utilisé des solutions 0,5 M de sels de fer et de manganèse. Tous les produits chimiques et solvants employés pour la synthèse étaient de qualité analytique et utilisés tels que reçus sans autre purification. De l'eau déminéralisée a été utilisée comme solvant dans toute la procédure.

Des études préliminaires [25] ont montré qu'à un pH < 11, des oxydes et oxyhydroxydes non magnétiques se sont formés, de sorte que deux séries d'échantillons ont été préparées. Le premier défini à рН = 11,5 initial et le second à 12,5. Les composés coprécipités ont été préparés en versant sous agitation continue le mélange correspondant de solutions de sulfate avec le rapport de cations nécessaire. Le traitement ultérieur a été effectué à l'aide de CNP.

Le traitement a été effectué dans un réacteur cylindrique avec un diamètre intérieur de 45 mm et une hauteur de 85 mm. Le mélange réactionnel a été refroidi par circulation continue d'eau froide dans l'enveloppe extérieure. L'une des électrodes en acier inoxydable (diamètre 4 mm) était située dans la partie inférieure du réacteur, et l'autre (diamètre 2,4 mm) était située à 10 mm au-dessus de la surface de la solution. La tension initiale a été délivrée au transformateur élévateur. Le courant alternatif de la bobine secondaire était transmis au pont redresseur, puis, maintenant une tension pulsée, était transmis via une résistance de ballast aux électrodes du réacteur. L'unité d'allumage était en outre reliée à l'anode. Cette unité formait des impulsions d'une amplitude allant jusqu'à 15 kV sur une largeur de 1,5 ms. Les impulsions étaient strictement synchronisées avec la phase de la tension pulsée. Au moment où l'impulsion d'allumage s'est formée, il y a eu une panne entre les électrodes du réacteur dans l'espace sous vide créé par raréfaction à 0,06-0,08 MPa. La résistance a fortement chuté et un courant d'anode a commencé à circuler, créant ainsi une décharge. La tension de combustion de la décharge est restée presque inchangée à 750-900 V. Le courant dans l'espace de décharge a été déterminé par la résistance du plasma et la tension appliquée au système formé par la décharge de plasma et le contrôleur de ballast. La tension était contrôlée par le principe de la méthode des phases, c'est-à-dire que la tension anodique moyenne appliquée au réacteur dépendait de la phase de la tension pulsée à l'anode et de l'instant auquel une impulsion d'allumage était délivrée.

Le plasma est apparu à l'instant d'allumage et s'est éteint lorsque les pulsations de tension d'anode se sont terminées (Fig. 1). La fréquence de répétition du processus était de 100 Hz. Le courant de décharge a été contrôlé en changeant l'instant d'allumage par rapport à la phase des pulsations de tension d'anode avec un dispositif de synchronisation. La durée du traitement plasmatique variait de 10 à 40 min. Tous les précipités ont été lavés jusqu'à réaction négative sur l'ion sulfate. Les précipités lavés et filtrés ont été séchés à 150 °C. Propriétés magnétiques relatives (de saturation aimantation I _S (emu ² /g), la force coercitive Нс (Oe)) ont été évaluées par magnétomètre [29].

Le pilier du plasma de contact hors équilibre entre l'électrode en phase gazeuse et la surface du liquide

La concentration de Mn ²⁺ dans les échantillons obtenus a été déterminé par complexométrie. La concentration de fer a été déterminée à l'aide des méthodes au permanganate et au bichromate. Afin de surveiller le processus de réaction, le réacteur a été équipé d'un système d'électrodes. Le [Fe ²⁺ ]/[Mn ²⁺ ] rapport en Mn _х Fe_{3 − х 4} composé a été calculé selon la formule :

et les valeurs étaient égales à х = 0 ; 0,2, 0,4, 0,6, 0,8, 0,9, 1, 1,1, 1,2 et 1,3 ont été choisis. Spectres de réflexion infrarouge à transformée de Fourier des ferrites de manganèse Mn _x Fe_3 − x O₄ (x = 0,0, 0,2, 0,4, 0,6, 0,8, 0,9, 1,0, 1,1, 1,2, 1,3) ont été mesurés dans un rayon de 400 à 4 000 cm ⁻¹ gamme en utilisant un spectromètre infrarouge à transformée de Fourier (FTIR) Nicolet iS10. Pour étudier les transformations se produisant lors du chauffage des poudres obtenues, nous avons utilisé l'analyse thermique différentielle (DTA) et l'analyse thermogravimétrique différentielle (DTG). Les courbes DTA, perte de masse TG et taux de perte de masse DTG ont été enregistrées sur le Derivatograph Q-1500D (F. Paulik, J. Paulik et L. Erdey). La température a varié dans la plage de 20 à 1000 °C à une vitesse de chauffage de 10°/min. -Al₂ O₃ a servi de référence. La masse de chaque échantillon était de 200 mg. La morphologie des poudres de ferrite et la taille des particules ont été étudiées en microscopie électronique à balayage. La composition de phase (XRD) et la structure des échantillons de ferrite ont été étudiées à l'aide du diffractomètre à rayons X DRON-2 en C®-K_α monochromatisé radiation. La taille des cristallites et le degré de microdéformations ont été calculés en utilisant une méthode d'approximation. La taille et la forme des particules ont été déterminées au microscope électronique « Jem 1010 » (JEOL) à une tension de valeur de travail de 200 kV. La microscopie électronique à balayage avec microanalyse aux rayons X a été réalisée à l'aide de REMMA-102 (SELMI, Ukraine).

Résultats et discussion

Les propriétés des matériaux magnétiques à base de ferrites de manganèse dépendent de leur état structurel et de phase. La synthèse de ces ferrites nécessite la préparation d'un produit monophasique à structure spinelle n'ayant pas d'oxyde de fer résiduel ou d'autres phases, qui sont des produits intermédiaires de formation de ferrite à partir d'oxydes. À égalité avec la composition des phases, les propriétés magnétiques sont significativement influencées par l'oxydation des cations fer et manganèse, et le caractère de leur emplacement dans le site du réseau cristallin de spinelle. On sait que les cations divalents (Zn ²⁺ , Mn ²⁺ ) sont majoritairement localisées en positions tétraédriques et trivalentes (Fe ³⁺ )—dans les positions octaédriques du réseau cristallin de spinelle. Selon la théorie de la relaxation de Néel, un tel arrangement fournit une valeur maximale de l'aimantation du matériau. Lors de la préparation des ferrites, oxydation de Mn ²⁺ à Mn ³⁺ est possible, qui peut s'accompagner d'une réduction de Fe ³⁺ à Fe ²⁺ et réarrangement des cations dans les sous-réseaux, avec transfert partiel de Fe ²⁺ en tétraèdre et Mn ³⁺ —en nœuds octaédriques du réseau cristallin, ce qui a un impact négatif sur les propriétés magnétiques des ferrites. Oxydation du Mn ²⁺ se produit au taux le plus élevé à 900–1000 °С, et des conditions optimales pour le frittage des ferrites de manganèse pour la technologie céramique—1000–1200 °С. Les données disponibles dans diverses sources de la littérature sur la discussion de la structure magnétique et des propriétés des ferrites de manganèse sont contradictoires, ce qui est probablement lié à la variation de l'arrangement des ions fer et manganèse et à leur polyvalence. Les données de la dépendance du paramètre de réseau sur la valeur de х dans le cas de diverses technologies, permettent d'assumer le caractère d'arrangement cationique dans le réseau.

Les résultats de l'évaluation des échantillons préparés peuvent être formulés comme suit :tous les échantillons contiennent de l'eau chimiquement liée en diverses quantités. Dans les deux ensembles, la teneur en eau la plus élevée se trouve dans les échantillons avec х = 0.4, 1.1…1.3. Le premier ensemble a montré de faibles propriétés magnétiques (Figs. 2 et 3), et n'a donc pas été examiné en détail.

Dépendance de l'aimantation à saturation sur le rapport molaire des cations à différents рН : 1—рН = 11,5 et 2—рН = 12,5

Dépendance de la force coercitive sur le rapport molaire des cations à différents рН :1—рН = 11,5 et 2—рН = 12,5

Comme on peut le voir sur la figure 1, il y a quelques différences dans l'aimantation à saturation des deux ensembles. La valeur la plus élevée pour l'ensemble 1 correspond au rapport 1,1 Mn_1.0 Fe_0.9 Mn_{0.1 4} . La valeur la plus élevée est atteinte à рН = 12,5 et un rapport de х = 0,8 (Mn_0,8 Fe_0.2 Fe_{2 4} ). Ce rapport est différent de la ferrite de manganèse stoechiométrique.

En évaluant l'aimantation à saturation, on peut dire que les échantillons nos. 1, 2, 3 et 8 ont des valeurs plus faibles en raison de leur structure amorphe et de la présence de phases non magnétiques.

La figure 4 montre des modèles XRD d'échantillons du deuxième ensemble. Les modèles XRD peuvent être divisés en deux catégories :les premiers échantillons 6 à 10 qui ont une structure cristalline monophasée correspondant à la ferrite en phase spinelle (JCPDS 10-0467). Des lignes relativement nettes et intenses de ferrites en phase spinelle peuvent être observées sur les motifs XRD des échantillons. Les raies liées aux phases oxydes de Fe₂ O₃ et MnO _x sont absents sur les modèles XRD (Fig. 4).

Diagrammes XRD de ferrite obtenus à différents rapports de composants (tableau 1) :A—Fe₃ O₄ , B—MnFe₂ O₄ , C—Mn₃ O₄ , et D—β-MnO₂

Le deuxième ensemble a moins cristallin avec peu de phases présentes. Sur les modèles XRD des échantillons, préparés avec une teneur en manganèse plus élevée, les lignes sont légèrement élargies, ce qui peut indiquer des changements dans sa structure par rapport à l'échantillon stoechiométrique. La présence d'autres phases en cas de teneur plus élevée en manganèse a été trouvée en utilisant la méthode XRD. Les pics larges peuvent être observés sur les modèles XRD, qui peuvent être indexés comme (311) de la phase spinelle de la ferrite (JCPDS 74-2403). Dans la région des angles correspondant aux raies les plus intenses pour Fe₃ O₄ et Mn₃ O₄ , un halo de faible intensité est observé, ce qui peut indiquer la présence de ces oxydes dans les échantillons. Il existe une corrélation claire entre les caractéristiques magnétiques et le degré de cristallinité et d'homogénéité du produit.

Tenant compte du fait que Mn ²⁺ cations sont les plus grands de tous, on pourrait supposer que la valeur de x augmente, il est possible d'augmenter le paramètre de maille. L'analyse des modèles XRD (Fig. 5) montre que le paramètre du réseau cristallin а = 8.4196 А (pour la ferrite de manganèse tétragonale stoechiométrique MnFe₂ O₄ а = 8,51 ). Une valeur sensiblement plus petite du paramètre de réseau peut être expliquée par la formation de ferrite de manganèse à рН = 12,5 suivant le mécanisme de formation de magnétite. Lors de l'oxydation de Mn ²⁺ :

Dépendance du paramètre de réseau cristallin sur le rapport cationique х

3Mn ²⁺ →2Mn ³⁺ +□

des lacunes se forment, ce qui facilite la réduction des paramètres de maille. La magnétite est formée dans le deuxième ensemble, et la substitution progressive des cations de fer par des cations de manganèse conduit à une réduction des propriétés magnétiques au rapport 0,4 (le premier pic) suivant 1-1,1, correspondant à la ferrite de manganèse stoechiométrique. L'analyse des Fig. 2 et 3 permet d'établir que la formation des composés du deuxième ensemble se produit selon le mécanisme de formation de la maghémite.

Comme indiqué dans le tableau 1, ferrite Mn _Х Fe_{3 − X 4} a été obtenu dans la nanogamme. La taille moyenne des cristallites des nanoparticules Mn _Х Fe_{3 − X 4} étaient compris entre 5 et 8 nm et atteignaient un maximum à x = 0. Le Mn _{Х calculé} Fe_{3 − X 4} la taille cristalline a dépassé la taille des cristallites de ferrite dans l'image TEM quatre fois en raison de l'agrégation de nanoparticules.

De plus, le tableau 1 montre la variation de la température de Curie, paramètre de réseau avec le rapport x en FeMn_2 − x O₄ . La température de curie diminue à mesure que la teneur en cations manganèse augmente. Comme on peut le savoir, la température de Curie est principalement déterminée par l'interaction de super échange la plus forte dans les ferrites. Les facteurs diminuant cette interaction conduisent à une diminution de la température de Curie. Avec une augmentation de la teneur en manganèse, le paramètre de maille augmente (tableau 1). Cela conduit à une augmentation des distances ioniques ainsi qu'à une diminution de la température de Curie.

La présente hypothèse nécessite une étude supplémentaire. L'analyse des modèles de dérivatographie indique la formation de ferrite de manganèse dans les échantillons nos. 4 et 5 et isomorphisme des propriétés pour les échantillons 5 à 10 (Fig. 6). Les composés de composition variée sont formés dans les échantillons 1 à 5. Les pertes de masse les plus faibles sont également observées pour les compositions stoechiométriques. Les premières régions des motifs de dérivatographie démontrent divers effets endo- et exothermiques correspondant à l'oxydation des cations de manganèse et de fer. La région à haute température correspond au réarrangement du réseau cristallin (effets endo sans changer la masse).

Modèles de dérivatographie des échantillons synthétisés à рН = 12,5

Les courbes DTG montrent que pour toutes les compositions la perte de masse principale correspond à la perte d'eau libre à 100 °С et liée à 160 °С. Pour la composition 4, correspondant à la ferrite stoechiométrique, des pics exothermiques sont observés, qui correspondent à l'oxydation du cation manganèse à différents états d'oxydation. Dans le travail [34], les auteurs ont présenté l'ensemble suivant de réactions se produisant à différentes températures.

1. 1.

   3 Fe ²⁺ →2Fe ³⁺ +□température 280 °C

2. 2.

   4 Mn ³⁺ →3Mn ⁴⁺ +□température 330 °C

3. 3.

   3 Mn ²⁺ →2Mn ³⁺ +□température 360 °C

4. 4.

   3Mn ⁴⁺ +□→4Mn ³⁺ température 420 °C

5. 5.

   2 Mn ²⁺ →Mn ³⁺ température 600 °C

Lors du chauffage à 450-500 °С une structure de γ-Fe₂ O₃ le type est formé.

On peut supposer que les pics à 600 °С correspondent à l'oxydation et à la réduction des cations fer et manganèse. Une oxydation supplémentaire s'accompagne d'une transition du réseau cubique au réseau rhomboédrique, dans lequel tous les cations sont trivalents. La formation de α-Fe₂ O₃ et α-Mn₂ O₃ se produit dans une plage de 600 à 1000 °С. L'analyse XRD des produits obtenus après chauffage à 1000 °С indique la présence de phase magnétique de ferrite de manganèse rhomboédrique pour les échantillons avec un rapport stoechiométrique de fer et de manganèse formé à partir d'oxydes de fer et de manganèse.

De plus, lors de l'entêtement des échantillons de 1 à 10 à 1 000 °С (tableau 1), la formation d'oxydes complexes de fer et de manganèse se produit via un mécanisme similaire. Les composés formés ont des pics similaires quelle que soit la composition initiale. Ceci est lié à la structure rhomboédrique, dans laquelle tous les cations sont trivalents. Étant donné que l'hématite et la hausmannite ont une structure similaire, tous les modèles XRD ont un caractère similaire.

Selon les résultats MET, tous les échantillons synthétisés à l'aide de la méthode CNP sont composés de particules de forme facettée régulière, avec une taille allant de 50 à 100 nm (Fig. 7). Le produit est monodispersé avec une taille de particule moyenne de 70 à 80 nm. Les particules facettées observées sont polycristallines. Les données acquises par SEM confirment que les grosses particules de ferrite sont composées de très petites particules primaires et que leur taille n'est pas en accord avec les valeurs calculées à l'aide de la taille des cristallites (tableau 1).

Image TEM (a ) et image SEM (b ) de l'échantillon no. 4 set 2

Il est connu d'après les sources de la littérature que dans les modèles IR de γ-Fe₂ O₃ et Fe₃ O₄ , il existe deux groupes principaux de lignes caractéristiques permettant de juger des différences structurelles complexes. Ce sont des lignes liées aux vibrations des liaisons М–О et М–О–Н. Introduction de différents ions métalliques dans l'oxyde de fer, provoquant une distorsion de symétrie de l'environnement de coordination de Fe ³⁺ ou des changements dans la constante de liaison Fe-O, peuvent conduire à la division ou au déplacement des lignes caractéristiques des vibrations de la liaison Fe-O. En cas de distribution homogène d'ions de nature différente dans le réseau cristallin de la structure spinelle, nous ne pouvons généralement observer que le décalage des maxima des oscillations caractéristiques de la raie d'absorption.

La figure 8 montre les spectres IR des échantillons étudiés. La distribution spectrale sur 1200 cm ⁻¹ est assez indépendant de la composition de l'échantillon (Fig. 8).

Spectres de réflexion IR d'échantillons avec рН = 12,5 synthétisé à différents rapports de cations

La réflexion dans cette région est causée par la présence d'eau qui est adsorbée à la surface de Fe_3 − x Mn _x O₄ micro-granulés ou noyés dans leur réseau cristallin. Les bandes dans un rayon de 1 200 à 1 700 cm ⁻¹ La plage est liée aux vibrations de flexion H–O–H et à celles comprises entre 2 400 et 3 700 cm ⁻¹ sont dues aux vibrations d'étirement des liaisons O-H.

La plus grande sensibilité des spectres de réflexion aux changements de composition a lieu dans un rayon de 400 à 1 200 cm ⁻¹ plage, typique des vibrations d'étirement de Fe(Mn)–O (jusqu'à 700 cm ⁻¹ ), Fe(Mn)–OH et Fe(Mn)–OH₂ obligations (plus de 700 cm ⁻¹ ). La position spectrale de la bande la plus intensive varie avec le x en changeant. Son plus grand décalage, de 715 cm ⁻¹ dans le Fe₃ O₄ spectre (x = 0,0) jusqu'à 688 cm ⁻¹ , se produit pour l'échantillon avec x = 0,8. L'élargissement de cette bande avec le x une augmentation est également observée (Fig. 8). De plus, une nouvelle bande à 445 cm ⁻¹ est détecté en toute confiance dans les spectres d'échantillons avec x =0,8 et 0,9. En plus de ces caractéristiques, il faut mentionner une redistribution spectrale importante dans le x = 0,4 spectre, suite à l'élévation de 1039 cm ⁻¹ bande de réflexion par rapport à la bande à 715 cm ⁻¹ dans le x  = 0,0 spectre.

Conformément aux données cristallographiques, les ions métalliques (Mn, Fe) peuvent occuper des positions avec l'oxygène tétraédrique et octaédrique voisin [35]. Les positions les plus probables pour les ions manganèse à la concentration de x < 1.3 sont les positions tétraédriques correspondant au Mn ²⁺ état de charge. L'apparition des ions manganèse de coordination octaédrique avec le même état de charge est détectée pour les valeurs de x dans une fourchette de 0,8 à 1,2. Le remplissage des positions octaédriques avec Mn ³⁺ les ions commencent à x = 1.0, et la partie d'entre eux à x = 1,3 ne représente pas plus de 23 % de la quantité totale d'ions manganèse [35].

C'est la raison pour expliquer les changements observés dans le x = 0,8 spectre en commençant le remplissage des positions octaédriques avec Mn ²⁺ ions.

Le relèvement des 1039 cm ⁻¹ groupe dans le x  = 0,4 spectre peut être lié aux variations structurelles des ions métalliques (Mn, Fe) voisins, ce qui entraîne un changement de quantité de mouvement dipolaire.

Une analyse plus détaillée est, malheureusement, compliquée par le chevauchement essentiel des bandes élargies qui est typique des solutions solides contenant des complexes tétraédriques et octaédriques avec des atomes centraux dont les masses sont proches les unes des autres.

Conclusions

Dans le présent travail, nous avons trouvé une nouvelle voie pour la synthèse de ferrite de manganèse ultrafine de type Mn _Х Fe_{3 − X 4} dans un large Mn ²⁺ plage de substitution de x par coprécipitation avec traitement CNP. La coprécipitation suivie d'un traitement CNP est une méthode efficace pour la préparation de poudre de ferrite de manganèse. Les propriétés magnétiques de Mn _Х Fe_{3 − X 4} échantillons ont été augmentés avec l'augmentation des valeurs de pH. Le processus de ferritisation n'a été efficace qu'à pH = 12,5. La formation de composés à pH = 11,5 se produit par le mécanisme de la formation de maghémite. Des propriétés magnétiques élevées présentaient une ferrite nanodispersée obtenue à un pH = 12,5, x =0,6-0,8. La taille moyenne des cristallites variait de 50 à 80 A. Les ferrites nanodispersées avaient une forme à facettes et des particules uniformes. Le motif XRD indique les nanocristaux à phase unique de spinelle avec une structure de spinelle cubique à 0 < x <0.8.

La spectroscopie FTIR a confirmé les résultats des mesures magnétiques. La diminution de la valeur de la saturation magnétique commençant par x = 1.0 est dû au remplissage des positions octaédriques avec Mn ²⁺ ions.

Abréviations

CNP :

Contact plasma hors équilibre

DTA :

Analyse thermique différentielle

DTG :

Analyse thermogravimétrique différentielle

FTIR :

Transformée de Fourier infrarouge

I_S :

Aimantation de saturation

SEM :

Microscopie électronique à balayage

T_C :

Température

TG :

Perte de masse

XRD :

Diffraction des rayons X

Нс :

Force coercitive (Oe)