авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ РОССИЙСКАЯ БИБЛИОТЕКА - WWW.DISLIB.RU

АВТОРЕФЕРАТЫ, ДИССЕРТАЦИИ, МОНОГРАФИИ, НАУЧНЫЕ СТАТЬИ, КНИГИ

 
<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ

Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 6 |

Физическое обоснование и реализация методов направленного воздействия на функциональные свойства магнитомягких аморфных и нанокристаллических материалов

-- [ Страница 2 ] --

1. Аморфные и нанокристаллические магнитомягкие сплавы

В первом разделе кратко изложены описание структурных особенностей аморфных и нанокристаллических сплавов и возможные механизмы индуцированной магнитной анизотропии. В работе [10] была сформулирована общая концепция, согласно которой изменения ближнего порядка в процессе закалки (т.е. при реальных скоростях охлаждения) идут вплоть до температуры стеклования и структура АМС должна соответствовать равновесной структуре расплава при этой температуре. Наличие химического ближнего порядка уже в исходном (закаленном) состоянии обеспечивает устойчивость аморфной структуры. Отклонение от стехиометрии и тенденция к атомному химическому упорядочению приводят к концентрационным неоднородностям, микронеоднородностям (кластеризации). Проблему устойчивости аморфного состояния следует рассматривать как его устойчивость по отношению к кристаллическому состоянию, имея в виду конкретную кристаллическую фазу, в конкуренции с которой происходило аморфное затвердевание. Тенденция к образованию такой фазы определяет и особенности ближнего порядка в расплаве в этой области температур.

Особенности структуры магнитомягких материалов существенно сказываются на магнитных свойствах этих материалов. В свою очередь их структурные свойства сильно меняются в результате целого ряда внешних воздействий: термических, термомагнитных (в постоянных и переменных магнитных полях), а также термомеханических.

Возникла чрезвычайно важная задача. Необходимо было увязать изменение магнитных свойств в результате применения внешних воздействий со структурными особенностями этих систем.

Уже при первых исследованиях магнитных свойств аморфных материалов было обнаружено, что в исходном состоянии в процессе производства при закалке из расплава возникают хаотически распределенные внутренние напряжения. Это приводит к появлению магнитоупругой энергии в локальных областях с той или иной величиной константы магнитострикции, обуславливающей возникновение перпендикулярной анизотропии. Величина магнитоупругой энергии, обусловленная связью между анизотропными напряжениями и магнитострикцией, может быть определена следующим образом:

E = (3/2)scos2,

где –локальное напряжение, предположительно связанное с растяжением (сжатием) ленты вдоль нормали к её поверхности ; – угол между направлениями растяжения (сжатия) и намагниченности.

Кроме хаотически распределенных напряжений в аморфных материалах могут образовываться мелкие кристаллики [11,12], концентрационные неоднородности, приводящие к флуктуаций магнитной анизотропии. В аморфном сплаве Fe–P–C была обнаружена “рябь” намагниченности, обусловленная флуктуацией магнитной анизотропии [13] (появление волнообразного магнитного контраста, часто наблюдаемого с помощью лоренцовской микроскопии на тонких поликристаллических пленках).

При отжиге аморфных и нанокристаллических материалов в магнитном поле, как правило, образуется наведенная одноосная магнитная анизотропия. Ось легкого намагничивания лежит в плоскости ленты и совпадает с направлением поля при отжиге. Наличие наведенной одноосной анизотропии приводит к прямоугольности петли гистерезиса. Константа наведенной магнитной анизотропии Ku определялась из уравнения Ku= 0.5MsHs, где Ms – намагниченность насыщения, а Hs – поле, в котором достигается намагниченность насыщения.



Для сознательного регулирования магнитных свойств необходимо знание природы наведенной одноосной анизотропии. В настоящее время имеется несколько теорий, в какой-то мере объясняющих эту анизотропию. Наиболее признаны из них теория направленного упорядочения атомов или анизотропных дефектов Нееля – Танигучи [8]. Физическая концепция этого явления состоит в следующем: диполь – дипольное взаимодействие различно для разных атомных пар, имеющихся в магнитном сплаве. Следовательно, если система термически активируется в присутствии внешнего магнитного поля, то атомные пары стремятся ориентироваться таким образом, чтобы полная магнитная энергия их была минимальной. Затем при охлаждении этой системы до низких температур, при которых атомная диффузия подавлена, эти ориентации атомных пар замораживаются. В результате в системе образуется одноосная магнитная анизотропия.

Расчет дает для константы одноосной анизотропии выражение:

Ku = 9/2NCa2 Cb2l 2IS(T)2 IS(TS)2/k TS, где N – число атомов в единице объема, Ca и Cb – концентрация компонент A и B сплава, l – изменение энергии при замене двух пар атомов A – B парами A – A и B – B, IS(T) и IS(TS) – намагниченности насыщения при температуре измерения T и температуре магнитного отжига TS, k – константа Больцмана.

2. Получение аморфных и нанокристаллических магнитных материалов и методы исследования их свойств.

Этот раздел носит методический характер. В нем описана установка для получения аморфных лент методом закалки из расплава и кратко изложены методы и описана аппаратура для исследования их свойств. Получение магнитомягких нанокристаллических материалов производится в два этапа. На первом этапе методом быстрой закалки расплава на вращающийся теплоотводящий барабан получают ленты сплава в аморфном состоянии. На втором этапе в процессе термических обработок в них формируются зерна нанокристаллического размера. Термические и термомагнитные обработки аморфных и нанокристаллических лент проводили как в вакуумных установках, так и на воздухе. Формирование определенных магнитных свойств сплавов при термомагнитных обработках проводится в постоянных или переменных полях различной напряженности. Переменные (50 Гц) или постоянные магнитные поля небольшой напряженности (до 150 Э) обеспечиваются полем соленоида. В тороидальных образцах магнитное поле обеспечивается пропусканием тока через намагничивающую обмотку. Для проведения термомагнитных обработок в сильных магнитных полях отжиг проводится в электромагните (до 5–6 кЭ).

Термомеханическая обработка проводилась в вертикальной печи на длинном образце, в средней части которого обеспечивалась однородность температуры ( Т < 5°С) на длине не менее 100 мм. Охлаждение образца до комнатной температуры осуществлялось под нагрузкой. Величина растягивающих напряжений термомеханической обработки изменялась в диапазоне 200 400 МПа.

Магнитные параметры (остаточная намагниченность, коэрцитивная сила,…) получаемых аморфных и нанокристаллических лент определялись из петель гистерезиса. Основу установки для снятия индукционных петель гистерезиса составляет фотогальванометрический компенсационный микровеберметр Ф190. Максимальная напряженность магнитных полей при измерениях составляла 50 Э (40 А/см ). При необходимости измерения магнитных характеристик в более сильных магнитных полях использовался вибрационный магнитометр, где образец произвольной формы помещался или в поле катушек Гельмгольца

(400 Э) или между полюсами электромагнита (5–6 кЭ).

Для измерения динамических петель гистерезиса и электромагнитных потерь на высоких частотах применялась установка, использующая метод определения потерь пo площади динамической петли гистерезиса с автоматическим управлением данной установкой, а также приемом и обработкой экспериментальных данных. Для исследования структуры с помощью обработки сигналов ЯМР с аморфных лент был использован спектрометр спинового эха на диапазон частот

150–400 мГц, а так же использовался метод мессбауэровской спектроскопии на компьютизированном спектрометре ЯГРС–4М в режиме постоянных скоростей при 20С, с источником – 57Со в матрице хрома. Для прямых структурных исследований был применена просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения на микроскопе

JEM–200CX.

3. Аморфные магнитомягкие сплавы на основе кобальта

Уже в первой нашей работе при исследовании процессов перемагничивания аморфных сплавов состава Fe81Si7B12 ( ~ 3010-6) и Fe5Co70Si15B10 ( ~ 0) было показано, что для доведения их до насыщения необходимы высокие магнитные, по сравнению с коэрцитивной силой Нс, поля (Нс ~ 10-2 – 10-3 Э, Нs ~ 103 ). Качественно петли гистерезиса для обоих сплавов подобны.

Они аналогичны наблюдаемым в тонких магнитных пленках с большой дисперсией намагниченности. Подтверждением возможности существования такой структуры служит наличие большой разориентации намагниченности в плоскости ленты (более 20 градусов), которая определялась с помощью ЯМР. Наблюдаемые особенности намагничивания связаны, очевидно, с наличием магнитной анизотропии и ее дисперсии вдоль оси ленты. Определение среднего угла выхода намагниченности из плоскости ленты с помощью ЯГР дало угол 50 градусов для всех образцов. Угол выхода не изменялся в результате термомагнитной обработки, однако эта обработка приводила к снижению поля насыщения 1.5 кЭ (вместо 2.6 кЭ до отжига). Обзор литературных данных показывал, что аморфному сплаву состава Fe5Co70Si15B10 ( ~ 0) разные авторы приписывали различные значения индукции насыщения, температуры Кюри, удельного электросопротивления. Это, по-видимому, было связано с некоторым отклонением химического состава сплава от номинального. Нами было показано, что свойства этого сплава сильно зависят от вариации состава по бору, который трудно контролируется. В связи с этим нами было проведено систематическое исследование влияния содержания бора на основные магнитные характеристики и температуру кристаллизации. В сплаве Fe5Co70Si15B10 изменяли содержание бора от 8 до 12 ат.%, при этом точка кристаллизации Ткр возрастает от 455 до 530С. При увеличении содержания бора в указанных пределах резко уменьшается температура Кюри Тс (от 418 до 214С) и снятая в поле 2500 А/м индукция В2500, близкая к индукции насыщения Вs (от 0,87 до 0,58 Tл). Такая сильная концентрационная зависимость этих свойств от содержания бора и приводит к такому разнообразию магнитных свойств, наблюдаемых в этой системе сплавов. В области составов с недостатком бора, где более высокая точка Кюри и индукция насыщения, при отжиге при 300С в постоянном поле получается прямоугольная петля гистерезиса с максимальной магнитной проницаемостью (~106) и высокой остаточной индукцией (Вг/Вм~0.98). Это обусловлено наведением максимальной константы анизотропии (Кu) перемагничивание осуществляется одним или несколькими скачками, что приводит к существенному возрастанию электромагнитных потерь. Однако появление наведенной анизотропии приводит к стабилизации границ, поэтому коэрцитивная сила после такого отжига возрастает. Самая большая коэрцитивная сила получается при отжиге без поля. Образующаяся при охлаждении спонтанная анизотропия фиксирует локальную разориентацию магнитных моментов концентрационных неоднородностей и стабилизирует доменные границы. Отжиг в переменном поле наводит меньшую по величине одноосную анизотропии, приводя к дестабилизации доменных границ. Коэрцитивная сила, потери на перемагничивание и максимальная магнитная проницаемость уменьшаются, зато растет начальная магнитная проницаемость. Перемагничивание образца происходит более плавно, без скачкообразного движения доменных границ, происходит снижение магнитных потерь. Если увеличивать скорость охлаждения в переменном магнитном поле, то уменьшение константы анизотропии и дестабилизация границ приведут к еще большему снижению потерь и повышению начальной µо и максимальной µmax магнитных проницаемостей (таб.1). Наиболее значительное снижение магнитных потерь наблюдалось после закалки в воду в переменном магнитном поле, при закалке из-за появления закалочных напряжений возникает небольшая локальная магнитоупругая анизотропия (таб. 2), приводящая к измельчению доменной структуры.

Таб.1

град/мин µо µ m a x Нс,А/м Вг/Вm Р0.5/400 Р0.2/20 000
5 7000 600 000 0.8 0.97 0.47 20.0
100 15 000 850 000 0.6 0.96 0.35 15.7
6000 55 000 1 250 000 0.4 0.94 0.23 8.5




Р0.5/400 – потери (Вт/кг) на частоте 400 Гц и с Вm = 0.5 Тл,

Р0.2/20000 – потери на частоте 20 кГц и Вm = 0.2 Тл.

Таб. 2

Обработка µ0 µmах Нс, А/м Вr, Тл Вr/Вm
ТМО в Н~ (медл.охл.) 6 000 520 000 0.8 0.69 0.98
Закалка в воду 12 000 125 000 0.4 0.21 0.98
Закалка в воду Н~ 50 000 1 250 000 0.4 0.66 0.94

Охлаждение со скоростью 6000 град/мин и закалка в воду дают практически одинаковые результаты.

На рис.1 представлены петли гистерезиса исследованного образца после различных термообработок. Видно, что ТМО с медленным охлаждением (300°С/час) приводит к уменьшению коэрцитивной силы, повышению прямоугольности петли гистерезиса и достижению большей индукции в одном и том же максимальном поле по сравнению с охлаждением без поля. Закалка в воду без магнитного поля формирует округлую петлю гистерезиса с коэффициентом прямоугольности Вг/Вm = 0.35 и низкой коэрцитивной силой Нс = 0.4 А/м. Закалка в переменном магнитном поле приводит к высокой прямоугольности петли гистерезиса (Вг/Вm = 0.94) и такой же низкой коэрцитивной силе Нс = 0.4 А/м с самыми высокими значениями начальной и максимальной магнитных проницаемостей. Следует отметить, что уменьшение напряженности магнитного поля при ТМО ниже 2400 А/м (30 Э) приводит к уменьшению прямоугольности петли гистерезиса. При закалке в воду для тороидальных образцов большой массы или в каркасах трудно обеспечить большие скорости охлаждения, поэтому нами был предложен другой способ термомагнитной обработки. Его идея основана на том, что при перемагничивании аморфных лент при частотах выше 50 кГц вихретоковая составляющая потерь практически равна классическим.

Рис. 1 Статические петли гистерезиса образца аморфного сплава Fe5Сo71Si15B9: 1 – отжиг при 300°С с медленным охлаждением без поля (а); 2 – ТМО в переменном поле Н~ с медленным охлаждением (а); 3 – закалка в воду от 410°С (б); 4 – закалка в воду в Н~ (б).

Из этого можно сделать вывод, что при таких частотах происходит такое сильное измельчение доменной структуры, что перемагничивание в микрообластях осуществляется путем неоднородного вращения намагниченности. Если при таком перемагничивании производить отжиг образца, то следует ожидать, что, как и в случае ТМО во вращающемся магнитном поле, анизотропия наводиться не будет, а дестабилизация доменной структуры произойдет (таб. 3).

Таб.3

ТМО обработка µо P0.2/20000, Вт/кг P0.5/20000, Вт/кг
В поле 80 кГц 38000 9.8 25
В постоянном поле 5800 29.0 72

Наведенной магнитной анизотропии для сплавов с повышенным содержанием бора (Х >10) нет, так как точка Кюри низкая, и поэтому отжиги что в продольном, что в поперечном поле, а также без поля приводят к одинаковым результатам.

После отжига в продольном магнитном поле было установлено, что почти во всех образцах возникает сдвинутая по оси полей петля гистерезиса на величину Н (расстояние центра петли гистерезиса от начала координат). Причем, чем больше содержание бора, тем при большей температуре отжига Тсд появляется сдвиг петли гистерезиса. Нами было проведено систематическое исследование магнитных свойств образцов аморфного материала, обладающих сдвинутой петлей гистерезиса с целью определения физического механизма формирования сдвига, а также установления влияния этого сдвига на динамические магнитные свойства, которое до сих пор не изучалось. Если к образцу кратковременно приложить отрицательное поле (обратное по направлению относительно к предварительно прилагавшемуся) величиной в несколько десятков А/см, а затем снимать петлю в полях ± 0.25 А/cм, то величина Н уменьшится, а Нс возрастет. Можно подобрать такое обратное поле Нк (поле компенсации), после приложения которого петля становится симметричной. При дальнейшем увеличении обратного поля сдвиг петли меняет знак, и после приложения поля величиной 100…..200 А/см петля оказывается предельно сдвинутой в другую сторону. Сдвиг петли гистерезиса можно ликвидировать еще одним способом, а именно, приложив кратковременно большое поле (в несколько кА/см) перпендикулярно плоскости тороида. Все приведенные выше результаты можно объяснить, если предположить, что при отжиге в магнитомягкой матрице выделяются какие-то области с повышенной коэрцитивной силой (рис. 2), направление намагниченности которых задается полем при отжиге.

После отжига при 250°С (а) структурные исследования показывают, что в аморфной матрице образца появляются дисперсные кластеры -Со. После термообработки при 380°С (б) в структуре появляются дисперсные сегрегации фаз Co2Si и Fe3Si (с размером зерна < 5nm).

Рис. 2 Электрономикроскопические снимки структуры аморфного сплава Fe5Co70Si15B10 и картины микродифракции после термообработки при 250°С (а) и 380°С (б).


Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 6 |
 

Похожие работы:










 
© 2013 www.dislib.ru - «Авторефераты диссертаций - бесплатно»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.