Магнитный гистерезис микрогетерогенных систем на основе 3d- и 4f- переходных металлов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.11 ВАК РФ

Министерства высшего и среднего специального образования Республики Узбекистан ■

Ферганским Государственным университет

Тевфик ЭСКИ

ВЛИЯНИЕ СОСТОЯНИЯ ПОЛЯРИЗАЦИИ СВЕТА НА ОПТИЧЕСКИЕ II ФОТОГАЛЬВЛ1ШЧЕСКИЕ ЭФФЕКТЫ В ПОЛУПРОВОДНИКАХ II В ПОЛУПРОВОДНИКОВЫХ СТРУКТУРАХ

Андижон - 2000

На пиарах р^описи

" 3 ипп ж

СЕМЕНОВА Елена Михайловна

МАГНИТНЫЙ ГИСТЕРЕЗИС МИКРОГЕТЕРОГЕННЫХ СИСТЕМ НА ОСНОВЕ 3(1- И 4Н1ЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ

01.04.11 — физика магнитных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Тверь 2000

Работа выполнена на кафедре магнетизма Тверского государственного университета.

Научный руководитель кандидат физико-математических наук,

доцент Н.П. Супонев

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор A.C. Андреенко

кандидат физико-математических наук, доцент Б.Б. Педько

Ведущая организация Государственный научно-исследова-

тельский институт физических проблем им. Ф.В. Лукина, г. Москва

Защита состоится 3 ¿енэмЛ- 2000 г. в со часов на заседании диссертационного совета К 063.97.12 в Тверском государственном университете по адресу: 170002, г. Тверь, Садовый пер., 35, ауд. 226.

Автореферат разослан аSL- 2000 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета, в кандидат физ.-мат. наук --М.Б. Ляхова

/

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Редкоземельные металлы (РЗМ, Я) и их сплавы занимают важное место в современном металловедении. Сплавы РЗМ составляют обширный класс магнетиков и обладают широким спектром уникальных магнитных характеристик, благодаря которым они эффективно используются в ряде отраслей промышленности — металлургии, приборостроении, авиационной и космической технике, атомной энергетике, электронике и других.

На основе сплавов РЗМ с металлами группы железа разработан ряд современных магнитотвердых материалов: 8шСо5, (8ш,гг)(Со,Си,Ре)2 и Ж-Ре-В. Наиболее перспективными для высокотемпературных применений являются постоянные магниты типа (8т,2г)(Со,Си,Ре)2, которые наряду с высокими значениями максимального энергетического произведения (ВН)тах = 30-38 МГс-Э характеризуются высокой температурной стабильностью благодаря величине температуры Кюри более 800°С.

Исследованиям структуры и магнитных свойств сплавов и порошковых постоянных магнитов (К,2г)(Со,Си,Ре)2 посвящено большое число работ. Однако целый ряд вопросов, касающихся кинетики формирования структуры, особенностей процессов перемагничивания и механизмов магнитного гистерезиса остаются до конца не выясненными.

Долгое время общепринятым было мнение, что в сплавах типа (Н.,2г)(Со,Си,Ре)г и порошковых магнитах на их основе высококоэрцитивное состояние реализуется за счет задержки смещения доменных границ на выделениях вторичных фаз [1, 2]. В рамках этого механизма хорошо описываются процессы перемагничивания данных сплавов в магнитных полях, направленных вдоль оси легкого намагничивания (ОЛН) образцов. Однако, проведенные в последние годы исследования процессов перемагничивания сплавов в полях, ориентированных под углом к ОЛН образцов, выявили новые закономерности [3, 4]. Обнаружено, что угловые зависимости коэрцитивной силы не подчиняются закону Нс(ф) = Нс(0)/собф, который должен выполнятся для механизма задержки смещения доменных границ. Такое поведение сплавов может быть связано со смешанным механизмом их магнитного гистерезиса: задержкой смещения доменных границ и необратимым вращением вектора спонтанной намагниченности 1$.

Цель и задачи исследования. Целью данной работы являлось проведение систематических исследований процессов перемагничивания образцов сплавов (11,2г)(Со,Си,РеХ с Л = Бгп, вс! в произвольно ориентированных полях и анализ полученных результатов в рамках модели о смешанном механизме их магнитного гистерезиса.

В качестве объектов исследования выбраны две группы сплавов:

1) (8шо,852го,15)(Соо,7оСио,о9рео;21)г, где г = 6,1; 6,4; 6,7.

2) (Ос1о,852го,15)(Соо,7оСио,о9ре0,21)2, где г = 5,2; 5,6; 6,0; 6,4; 6,7. Были поставлены следующие задачи:

- подготовить образцы сплавов (К,гг)(Со,Си,Ре)2 с широкими интервалами изменения структурного состояния и коэрцитивной силы;

- исследовать процессы перемагничивания образцов в произвольно ориентированных внешних магнитных полях и построить угловые зависимости магнитных характеристик;

- выполнить теоретические расчеты угловых зависимостей коэрцитивной силы для модельных гетерогенных систем с двумя механизмами перемагничивания: задержкой смещения доменных границ и необратимым вращением вектора 15;

- провести анализ результатов в рамках модели о смешанном механизме магнитного гистерезиса сплавов (Я,2г)(Со,Си,Ре)2.

Научная новизна. Впервые проведены систематические исследования процессов перемагничивания сплавов (Ко,852год5)(Со0,7оСио,о9ре0)21)г, где Я = Бш, Сс1; г = 5,2-6,7; в произвольно ориентированных полях.

Выявлены особенности угловых зависимостей намагниченности образцов сн(ф) в постоянных по величине магнитных полях Н. Показано, что ход кривых он((р) может быть описан только с учетом, как процессов смещения доменных границ, так и вращения вектора спонтанной намагниченности 1$.

На основе анализа зависимостей остаточной намагниченности ог(Н) и перестройки доменной структуры показано, что поворот вектора магнитного поля Н относительно ОЛН образцов сопровождается процессами необратимого вращения вектора. 15 в низкоанизотропных областях структурной составляющей В.

Впервые получены спеченные гетерогенные композиции на основе порошков сплавов Бт(Со,Си)б0 и Ш2Ре14В. Установлена возможность реализации в данных системах высококоэрцитивного состояния, обусловленного смешанным механизмом перемагничивания.

Проведены теоретические расчеты угловых зависимостей коэрцитивной силы для модельных микрогетерогенных систем со смешанным

механизмом магнитного гистерезиса: задержкой смешения доменных границ и необратимым вращением вектора 1$. Полученные модельные зависимости удовлетворительно согласуются с экспериментальными кривыми Нс(ф) для сплавов (11^г)(Со,Си,Ре)2.

На основе анализа обнаруженных особенностей процессов пере-магничивания и известных данных о микроструктуре сплавов (11^г)(Со,Си,Ре)2 показано, что в них реализуются как задержка смещения доменных границ, так и необратимое вращение вектора 15 в центральных областях «ячеек» тонкой микроструктуры составляющей В, которые имеют состав К2(Со,Ре)п и низкую величину поля анизотропии.

Положения, выносимые на защиту. На защиту выносятся результаты исследования процессов перемагничивания образцов сплавов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 и спеченных гетерогенных композиций на основе порошков сплавов 8т(Со,Си)6 0 и Ш2Ре14В в произвольно ориентированных внешних полях, а также методика численного расчета угловых зависимостей магнитных характеристик при смешанном механизме магнитного гистерезиса.

Практическая значимость. Полученные результаты могут быть использованы при разработке постоянных магнитов на основе многокомпонентных сплавов типа (Я,2г)(Со,Си,Ре)г с заданными магнитными характеристиками.

Апробация результатов. Основные материалы диссертации опубликованы в научной печати, докладывались на XVI Международной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (г. Москва, 1998 г.), Московском международном симпозиуме по магнетизму, посвященном памяти Е.И. Кондорского (г. Москва, 1999 г.), Международной конференции студентов и аспирантов по фундаментальным наукам «Ломоносов-99» (МГУ, 1999 г.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано девять печатных работ.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов и списка цитированной литературы. Работа изложена на 136 страницах машинописного текста, содержит 73 рисунка, 7 таблиц. Список цитируемой литературы содержит 112 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается выбор сплавов (К,2г)(Со,Си,Ре)2 в качестве объектов исследования и актуальность изучения механизма их магнитного гистерезиса. Формулируются цель и задачи работы.

Первая глава состоит из четырех параграфов и представляет собой литературный обзор. Рассмотрены данные о диаграммах состояния, кристаллической структуре и магнитных свойствах сплавов на основе 11-Со. Особое внимание уделено анализу современных данных о структуре, фазовом составе, магнитных свойствах и процессах перемагничивания гетерогенных сплавов (К^г)(Со,Си,Ре)2. Обсуждаются основные модели магнитного гистерезиса.

Вторая глава состоит из трех параграфов и посвящена методике проведения эксперимента. Подробно описаны методы подготовки образцов, проведения структурных исследований и магнитных измерений.

Сплавы получали методом высокочастотной индукционной плавки в атмосфере аргона в тиглях из алунда. В качестве исходных компонентов использовались металлы чистотой: Бгп, N(1 - 99,9 %, вс1 - 99,76%, Со -99,99%, Си - 99,9999%, Ре - 99,99 %, Ъх - 99,98%. Масса слитков составляла 200-300 г. Плавка проводилась в установке «Донец-1» по следующему режиму: быстрый нагрев до образования расплава, выдержка в расплавленном состоянии для более однородного перемешивания в течение 1-2 минут и охлаждение со средней скоростью 1-2°С-с"1. Полученные слитки были крупнозернистыми с размерами зерен 2-5 мм.

Термические обработки проводились в накатной вакуумной печи, изготовленной на основе печи сопротивления СУОЛ. Высокотемпературная обработка сплавов (И,2г)(Со,Си,РеХ представляла собой трехчасовую гомогенизацию при 1170-1185°С с закалкой до комнатной температуры. Низкотемпературная обработка включала в себя изотермический отжиг при 800°С в течение 2, 5, 10 и 20 часов и последующее охлаждение до 400°, которое проводилось двумя способами. При ТО-1 образцы закаливались до комнатной температуры, при ТО-2 - медленно охлаждались до 400°С со средней скоростью 2°С-мин"1.

В экспериментах по получению спеченных гетерогенных композиций на основе сплавов 8т(Со,Си)5 и Кс12Ре14В проводились операции измельчения слитков до размеров частиц 1-10 мкм в центробежно-планетарной мельнице М-36П, формования порошковых брикетов методом влажного прессования в ориентирующем поле 15 кЭ и спекания в печи сопротивления СШВЛ-0,6/16И2.

Магнитные измерения выполнены методом вибрационного магнитометра на сферических образцах диаметром 2-3 мм (массой 50-100 мг), которые представляли собой одно зерно сплава. Перед измерениями образцы текстуровались в медных капсулах в канифоли в ориентирующем поле 15 кЭ. Погрешность измерения удельной намагниченности по отношению к эталонному образцу из отожженного никеля не превышала 1,5%, точность измерения магнитного поля - 2,5%. Намагничивание образцов осуществлялось в статических полях электромагнита магнитометра до 32 кЭ или в импульсных полях до 100 кЭ.

Микроструктура и доменная структура образцов исследовалась на металлографическом микроскопе ^ОРНОТ-ЗО. Микроструктура выявлялась методом химического травления, доменная структура - с помощью полярного эффекта Керра.

Третья глава состоит из четырех параграфов и посвящена экспериментальным исследованиям процессов перемагничивания сплавов (К,2г)(Со,Си,Ре)2 с 11 = 8т(1) и Сс1(2) во внешних полях, ориентированных под углом к ОЛН образцов.

В первом параграфе приведены основные характеристики исследованных сплавов (Ко,852го,15)(Соо,7оСио,о9рео,21)г> где вё; ъ = 5,6-6,7.

Выбор химических составов сплавов был обусловлен следующими причинами. При изменении стехиометрического соотношения ъ сплавов в указанном интервале содержание двух основных структурных составляющих А и В образцов (рис.1) изменяется в широких пределах: с ростом г увеличивается объем В и уменьшается А [5]. Известно [6], что составляющие сплавов существенно различаются по тонкой микроструктуре и химическому составу: А — обогащена медью и характеризуется величиной г ~ 6,0; В - обогащена железом и имеет ъ ~ 8,5. Целью варьирования режимов термической обработки являлось получение различного структурного состояния составляющих А и В образцов и, следовательно, изменение величины коэрцитивной силы в широких пределах от 1 до более 30 кЭ.

Сплавы с вс! вызывают самостоятельный интерес в связи с фер-римагнитным характером упорядо-

Рис.1. Микроструктура сплава (Оа0.85гГо.,5)(СО0,70Си0,09ре0.2,)б.0 на призматической плоскости

чения. Кроме того, по сравнению со сплавами с Бш они характеризуются меньшими значениями коэрцитивной силы (до 15 кЭ), что позволяло исследовать их полные петли гистерезиса в статических полях электромагнита магнитометра до 32 кЭ.

Во втором параграфе приведены результаты исследования угловых зависимостей магнитных характеристик образцов (Н,7г)(Со,Си,Ре)2.

На рис.2 приведены угловые зависимости коэрцитивной силы образцов (Оао,85гго,,5)(Соо,7оСио,о9рео,21)2. Видно, что кривые Нс(ф) не подчиняются закону Нс(ф) = Нс(0)/соз ф, который должен выполнятся при механизме задержки смещения доменных границ. Ход угловых зависимостей Нс1 зависит от стехиометрического соотношения ъ сплавов: с ростом ъ, и соответственно, увеличением в них объемного содержания составляющей В, наблюдается все более низкий ход кривых. Режим термических обработок также существенно влияет на характер кривых Нс(ф): как для ТО-1, так и для ТО-2 увеличение длительности отжига изменяет ход зависимостей от экстремального до монотонно убывающего (рис.3). Эта закономерность связана с изменениями тонкой микроструктуры в со, п Рис.2. Угловые зависимости ставляющих А и В сплавов в процессе „„_„„,„, „„„„ „„ , ,„„„, „

г коэрцитивнои силы образцов

термообработок. (Оё0,85гг0,15)(Со„.70Сио.о:>Ре0,21)2

НС(Ф)/НС(0)

н(ф)/н(0)

г = 6,4

1,2 ТО-1

1,0

0,8

0,6: «

0 15

15 30 45 60 75 Ф,

Рис.3. Угловые зависимости коэрцитивной силы образцов (Ос1„,852Го,,5)(СОо,7оСио,о9Рео.21)г

Угловые зависимости коэрцитивной силы образцов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 с вс! аналогичны кривым Нс(ср) для сплавов с Бш [2, 3]. Таким образом, исходя из аномального для механизма задержки смещения доменных границ характера угловых зависимостей коэрцитивной силы, можно сделать вывод, что во всей группе гетерогенных сплавов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 процессы перемагничивания при воздействии внешнего магнитного поля под углом к ОЛН образцов происходят не только за счет смещения доменных границ, но и за счет процессов вращения вектора 15.

Для исследования вклада только процессов необратимого вращения 15 были построены экспериментальные зависимости остаточной намагниченности образцов (0^,85гго,и)(Соо,7оСио,о9рео,21)г с 2. = 6,0; 6,4 от величины размагничивающего поля Н для двух случаев (рис.4). В первом случае (кривые стг'(Н)) размагничивающее поле воздействовало вдоль ОЛН образцов, во втором случае (кривые сг2(Н)) после аналогичного размагничивания ОЛН образца поворачивалась на угол ср = 45° от направления Н, после чего поле уменьшалось до нуля. Остаточная намагниченность измерялась в обоих случаях вдоль ОЛН. Выбор угла поворота был связан с тем, что по теоретическим расчетам при ср = 45° поле необратимого скачка вектора 15 минимально и равно половине поля анизотропии НА.

Установлено, что после дополнительного воздействия поля Н под углом ф = 45° наблюдается значительное падение остаточной намагниченности: для всех образцов кривые ог2(Н) идут ниже кривых стг'(Н). Рассчитанные зависимости Дсг(Н) = ог'(Н) — аг2(Н) имеют экстремальный характер, причем максимальная разница Дстг(Н) соответствует величине внешних полей близких к Нс1 образцов и достигает более 50% ст5.

о /а, %

г

а/а, %

Г 8*

г=6,0

3100

-50

50

100

0

0

-50

-50

Н, кЭ-20 -15 -10 -5 0 Н, кЭ -20 -15 -10 -5 0

:1-100

Рис.4. Зависимости аг и Даг от величины внешнего поля для образцов (Ос1о.85ггол5)(Соо,7оСио,о,Рео,2,)2

Полученные экспериментальные данные подтверждают сосуществование двух механизмов перемагничивания в исследованных образцах. Можно предложить следующее объяснение различного хода кривых ог'(Н) и аг2(Н). При воздействии внешнего поля Н вдоль ОЛН в образцах проходят процессы смещения доменных границ, а также вращения вектора 15 в тех областях образцов, где поля анизотропии НА не превышают величину поля Н. При дальнейшем воздействии поля Н под углом Ф = 45° к ОЛН проходят дополнительные процессы необратимого вращения в тех областях, где Н < НА < 2Н.

Для построения модели процессов перемагничивания сплавов (К,2г)(Со,Си,Ре)2, необходимо установить в какой из структурных составляющих образцов происходят процессы необратимого вращения вектора 15. Были проведены исследования доменной структуры образцов (Ос1о,852го,15)(Соо,7оСио,о9рео,21Х, размагниченных двумя способами. В первом случае образец размагничивался в поле Н вдоль ОЛН; во втором - подвергался воздействию размагничивающего поля Н сначала вдоль ОЛН, а затем под углом ср = 45° к ОЛН. Анализ микрофотографий показал, что после дополнительного размагничивания при ср = 45° изменяется характер доменной структуры в обеих структурных составляющих. Однако если это изменение в составляющей А или незначительно (г = 6,0; 6,2; 6,4) или практически отсутствует (г = 6,3), то для всех образцов составляющая В заметно перемагничивается. После воздействия размагничивающего поля Н вдоль ОЛН доменная структура составляющей В, как правило, представляет собой слабо развитую сетку тонких доменов, а после дополнительного воздействия поля Н под углом 45° к ОЛН заполняется плотной сеткой доменов. Таким образом, та часть объема образцов, которая перемагничивается в произвольно ориентированных полях за счет необратимого вращения вектора соответствует структурной составляющей В.

Полученные данные свидетельствуют о том, что в составляющей В сплавов (К,гг)(Со,Си,Ре)2 должны присутствовать области с низкой величиной константы магнитокристаллической анизотропии. На первый взгляд, наличие в сплавах низкоанизотропных областей противоречит прямому экспериментальному факту: в образцах реализуются высокие значения коэрцитивной силы, что возможно только для образцов с высокой одноосной магнитокристаллической анизотропией. Объяснить это противоречие можно, если учесть особенности тонкой «ячеистой» микроструктуры составляющей В сплавов [6]. Известно, что центральные части «ячеек» со стехиометрией близкой к 2:17 обогащены железом, а

граничная фаза «ячеек» имеет структуру типа 1:5 и обогащена медью [2]. Поскольку сплавы типа К(Со,Ре)17 характеризуются более высокими значениями намагниченности и сравнительно низкими значениями константы анизотропии, а сплавы типа К(Со,Си)5 наоборот низкой намагниченностью и более высокими константами анизотропии, то градиенты магнитных параметров в тонкой структуре сплавов (К,7г)(Со,Си,Ре)2 могут достигать высоких значений.

Известно, что при механизме гистерезиса за счет задержки смещения доменных границ на структурных неоднородностях коэрцитивность может быть описана формулой:

у - поверхностная плотность энергии доменных границ, А - обменный параметр, К - константа магнитокристаллической анизотропии.

С одной стороны, поскольку в исследованных сплавах градиенты А и К могут достигать значительных величин, то в них реализуются высокие значения коэрцитивности доменных границ и величина коэрцитивной силы образцов в целом. С другой стороны, в произвольно ориентированных полях процессы перемагничивания происходят как за счет смещения доменных границ, так и за счет необратимого вращения вектора Is в низкоанизотропных областях R(Co,Fe)i7 «ячеистой» структуры составляющей В.

В третьем параграфе представлены результаты исследований процессов перемагничивания образцов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z во вращающемся постоянном магнитном поле. Для всех исследованных образцов построены угловые зависимости намагниченности ан(ср) в постоянном по величине магнитном поле Н и выявлены их общие закономерности.

В отсутствие внешнего магнитного поля зависимости а„(<р) качественно идентичны и согласуются с законом сн(ф) = a„(0)-cos9 во всем диапазоне углов от 0° до 360°. При увеличении внешнего магнитного поля их характер в интервале 0-90° качественно не меняется, однако наблюдается их все более высокий ход.

В интервале углов от 90° до 270° кривые ан(<р) имеют различный ход в зависимости от величины Н. При Н < Hcj кривые ан(ф) имеют один минимум при ~ 180°, причем с увеличением поля абсолютное значение намагниченности а„(180°) понижается. Следует также отметить, что в интервале углов 180-270° ход кривых ан(ф), измеренных при Н~Нс1, близок к нулевым значениям. При Н > Нс1 кривые ан(ф) имеют два минимума при углах близких к 90° и 270°, причем величина проекции на-

магниченности на направление поля остается положительной, что связано с перемагничиванием образцов.

При любых полях на участке 270-360° ход кривых качественно близок к сг„(ср) = сти(0)-созф. Важно отметить, что при средних значениях Н, близких к Нс1, ан(0) Ф с„(360), то есть при повороте ОЛН образца на 360° намагниченность не возвращается в исходное значение. Зависимости Ао(Н) = ст„(0) - стн(360°) от величины внешнего поля имеют экстремальный характер (рис.5), причем максимальное значение Да„, которое в некоторых случаях достигает 70% о5, наблюдается в полях близких к коэрцитивной силе.

В работе проведен анализ вклада процессов смещения доменных границ и вращения вектора в угловые зависимости намагниченности. Предложена схема расчета кривых о„(ф) с учетом только процессов смещения доменных границ по экспериментальным петле гистерезиса и кривым возврата, измеренным вдоль ОЛН образцов. В качестве основных моментов расчета можно указать следующее. Кривым с„(ф) в интервале углов ф = 0-90° можно поставить в соответствие кривую размагничивания в полях от +Н до 0; при ф = 90-180° - кривую размагничивания от 0 до -Н; при ф = 180-270° - кривую возврата от -Н до 0; и при при ф = 270-360° - кривую возврата от 0 до +Н.

На рис.6 изображены угловые зависимости намагниченности о„(ф), полная петля гистерезиса и кривые возврата монокристалла 8шСозСи2, для которого реализуется механизм задержки смещения доменных границ. По предложенной модели проведен расчет угловых зависимостей о„(ф) и получено хорошее совпадение экспериментальных и рассчитанных кривых сн(ф). Для образца (Ос1о,852го, 15ХСоо,7оСи0,о9ре0121)5,6 рассчитанные только с учетом процессов смещения угловые зависимости намагниченности Стц(ф) идут ниже, чем экспериментально измеренные °к(ф) (рис.7). Это несовпадение кривых связано с вкладом процессов обратимого и необратимого вращения вектора I при повороте поля Н относительно ОЛН образца.

Дет/а ,100%

Оа„.852го.15(Соо.7оСи„,о9рео,!1)2

Рис.6. Угловые зависимости намагниченности в полях 2 (1), 3 (2), 4 кЭ (3) (а) и полная петля гистерезиса с кривыми возврата (б) для образца БтСозСиг

Рис.7. Угловые зависимости намагниченности в полях 2 (1), 4 (2), б кЭ (3) (а) и полная петля гистерезиса с кривыми возврата (б) для образца (ОС1о,852ГО, 15)(СОо,7оСи0,09ре0.21)5.6

Несовпадение значений намагниченности при повороте ОЛН образцов на 360° связано с сильным влиянием внутренних размагничивающих полей. Самый низкий ход имеют кривые возврата для предварительно полностью размагниченных образцов, поэтому зависимости Дан от величины внешнего поля имеют максимум вблизи Нс[.

В четвертом параграфе рассмотрены процессы перемагничивания сплавов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 в поле, действующем под углом к ОЛН.

Для сплавов Сс10>852г0| ^(Соо^оСио^Рео.г Ог с г = 6,0 и 6,4, прошедших термические обработки по режимам ТО-1 и ТО-2 длительностью 5, 10 и 20 часов измерены экспериментальные кривые размагничивания сф'(Н) во внешнем поле, ориентированном под углом ср к ОЛН образцов (рис.8). Кроме того, по экспериментальным кривым размагничивания

образцов вдоль ОЛН исходя из предположения, что перемагничивание происходит только за счёт смещения доменных границ, был проведён расчёт модельных кривых размагничивания а<р2(Н) для каждого значения угла (р и построены зависимости Даф(Н) = оф'(Н) - сф2(Н) (рис.8).

Н,

Н, кЭ-30 -25 -20 -15 -10 -5 0 Н,кЭ-30 -25 -20 -15 -10 -5 0 Рис.8. Кривые с'(Н) (1), а2(П) (2) и Да(Н) (3) для образцов

(О<111,852Г0.15)(С00,70Си0,09ре0,21)б,0

Экспериментальные кривые размагничивания оф'(Н) в больших полях имеют практически линейный участок, которому соответствуют процессы обратимого вращения вектора от ОЛН образцов к направлению действия поля. Поскольку эти процессы проходят тогда, когда образцы уже намагничены до насыщения вдоль ОЛН, можно полагать, что они соответствуют высокоанизотропным областям, которые перемагни-чиваются по механизму смещения доменных границ.

Вычитанием вклада обратимого вращения из значений Доф(Н) были получены значения Доф'(Н) для ф = 45° (рис.9). Можно считать, что зависимости ДОф'(Н) качественно показывают вклад процессов необратимого вращения вектора 15 при перемагничивании образцов. Зависимости Да,р'(Н) имеют экстремальный характер. Величина максимума на кри-

Аа/а , % Ас/а , %

В7

Н, кЭ Н, кЭ

Рис.9. Зависимости Дст'(Н) образцов (Ос1о.852го.15)(Соо.7оСио,о9рео,21)6.0

вых Дстф'(Н) растёт как с увеличением длительности изотермического отжига при 800°С, так и после проведения медленного охлаждения после отжига, то есть при переходе от режима ТО-1 к ТО-2.

Величина поля, которому соответствует максимум на кривой Даф'(Н), зависит от т. сплава и режима термической обработки. При увеличении длительности отжига и при переходе от режима ТО—1 к ТО—2 наблюдается смещение максимумов в сторону больших по величине размагничивающих полей. По величине поля, при котором наблюдается максимум на кривых Даф'(Н), сделана оценка средней величины поля анизотропии фазы, в которой проходят необратимые процессы вращения вектора 1$ (таблица 1).

Таблица 1. Поля анизотропии фазы сплавов (ос10,85гг0,15)(со0170си0,09ре0,21)2, в которой проходят необратимые процессы вращения вектора 18 (НА, кЭ)

г ТО-1 ТО-2

5 ч. 10 ч. 20 ч. 5 ч. 10 ч. 20 ч.

6,0 5 8 9 11 12 15

6,4 4 7 9 6 15 15

Динамика изменения поля анизотропии фазы в процессе термических обработок для сплавов с т. = 6,0 и 6,4 одинакова, а величины НА этой фазы для образцов, подвергнутых отжигам как по режимам как ТО-1, так и ТО-2 в течение 20 часов совпадают. Это свидетельствует о том, что в обоих образцах фаза, в которой происходят процессы вращения вектора 15, имеет одинаковый химический состав. Величина НА= 15 кЭ этой фазы хорошо коррелирует с величиной поля, в котором наблюдает-

ся первый перегиб на кривой намагничивания образцов в трудном направлении из состояния, размагниченного знакопеременным полем.

В работе проведен подробный анализ и показано, что ход кривых Дср'(Н) исследованных образцов хорошо согласуется с предположением о том, что процессы необратимого вращения вектора 15 происходят в центральных областях «ячеек» составляющей В.

Четвертая глава посвящена моделированию процессов перемагничи-вания гетерогенных систем.

В первом параграфе представлены результаты исследования процессов перемагничивания спеченных гетерогенных композиций на основе порошков сплавов РЗМ с Биметаллами. Чтобы экспериментально промоделировать систему со смешанным механизмом перемагничивания, была предпринята попытка создания искусственных гетерогенных композиций, состоящих из областей, перемагничивание в которых происходит по разным механизмам.

В качестве исходных сплавов были выбраны 5т(Со0,бСио,4)6,0 и №2Ре14В. Оба сплава являются магнитоодноосными, но принципиально различаются по магнитным характеристикам и механизму гистерезиса. Сплав Бт(Со0.бСио.4)б,о характеризуется высоким значениями константы анизотропии К] ~ 107 эрг-см"3 и коэрцитивной силы, низкой намагниченностью насыщения и механизмом магнитного гистерезиса, обусловленным задержкой смещения доменных границ. Соединение Ш2Ре14В имеет высокие значения 15 и сравнительно низкую Ьч ~ 106 эрг-см"3. В порошковых магнитах матричные зерна Ыс^РенВ перемагничиваются по механизму задержки роста зародышей обратной магнитной фазы.

На основе порошков сплавов 5т(Со0,бСи0,4)6,0 и Ис^Ре^В с размерами частиц 1-10 мкм были получены спеченные композиции с различным массовым содержанием компонентов (таблица 2).

Таблица 2. Магнитные свойства порошков и спеченных композиций

Состав Гс-см3-г1 сг, Гс см3-г"' НсЬ кЭ

Ш2Ре14В 130,9 14 0,2

8т(Со06Си0.4)б.о 29 23,5 19,25

10%Ш2Ре14В + 55,3 25 3,82

90% 8т(Со0 6Си0.4)б.о 53.4 24,3 4,78

30%Ш2Ре14В + 76,3 6 0,22

70% 8т(Соо.6Сио.4)б.о 81,4 6,8 0,24

50%Кс12Ре14В + 124,6 <1 <0,1

50% 8т(Со0 6Си0.4)б.о 107 <1 <0,1

Угловые зависимости коэрцитивной силы образцов имеют ниспадающий характер и не описываются ни законом Нс(ф) = Нс(0)/соБф, ни кривой Стонера-Вольфарта. Можно указать в качестве основной закономерности, что с увеличением в композициях массового содержания Nd2Fe14B наблюдается более низкий ход кривых Нс(ф).

Для спеченных композиций всех составов измерены угловые зависимости намагниченности сг„(ф) в постоянном магнитном поле Н. При величине поля Н < Нс1 на кривых ст„(ф) наблюдается один минимум при ф = 180° в области отрицательных значений намагниченности, при Н > НС1 присутствуют два минимума при ф = 90° и 270°. Высокий ход кривых ан(ф) в больших по величине полях свидетельствует о значительном вкладе процессов вращения вектора Is.

Таким образом, угловые зависимости коэрцитивной силы и намагниченности исследованных спеченных гетерогенных композиций во многом аналогичны кривым Нс1(ф) и стн(ф) для сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z. Это является еще одним подтверждением смешанного механизма магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов типа (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z.

Второй параграф посвящен теоретическим расчетам угловых зависимостей коэрцитивной силы гетерогенных систем.

В основу расчетов была заложена модель гетерогенной системы, в которой сосуществуют две коллинеарные фазы с одноосной анизотропией, причем в одной фазе реализуется механизм вращения вектора спонтанной намагниченности Is (область ВВН), в другой - механизм задержки смещения доменных границ (область СДГ). Численные расчеты зависимостей Нс(ф) проводились по специально разработанной компьютерной программе для IBM PC с использованием среды разработки Delphi 4.0.

Для моделирования угловых зависимостей коэрцитивной силы гетерогенной системы в данной модели можно варьировать параметры: намагниченность насыщения областей ВВН (10 и СДГ (12), константу анизотропии области ВВН (КО, коэрцитивную силу области СДГ вдоль OJIH (Н0) и объемы областей (V, и V2).

В качестве составляющих модельной гетерогенной системы рассматривались две основные фазы, присутствующие в «ячеистой» структуре сплавов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z, а именно фазы типа Gd2(Co,Fe)n (область ВВН) и Gd(Co,Cu)5 (область СДГ), намагниченность насыщения которых принималась равной 600 Гс и 250 Гс, соответственно. Исходя из полученной экспериментально величины НА= 15 кЭ для областей ВВН Kt = 4,5-Ю6 эрг-см'3. Варьировались два параметра: коэрцитивная сила

областей СДГ и относительная намагниченность насыщения областей ВВН (1ввн = 1,-У! / + 1ГУ2)).

Установлено, что характер модельных угловых зависимостей коэрцитивной силы зависит от относительной намагниченности областей ВВН и СДГ и соотношения между величинами поля анизотропии областей ВВН и коэрцитивной силы областей СДГ. На рис.10 приведены рассчитанные кривые НС(Ф) для постоянных соотношений Н0сдг/НАввн при различной относительной намагниченности 1ввн. Видно, что с ростом объема областей ВВН, характер кривых Нс(ф) изменяется от экстремального до монотонно убывающего. Аналогичные изменения хода угловых зависимостей коэрцитивной силы наблюдается для сплавов (11,Ег)(Со,Си,Ре)2 при увеличении стехиометрического соотношения г, которому соответствует уменьшение объема составляющей В.

Н(ф)/Н(0)

4,5 4,0 ■ Н0СДГ/НАВВ1'=0,13 ' 20%Д

3,5

3,0

2,5

2,0 ' 50%\ \

1,5

1,0 ^---- 70%

0,5

О 15 30 45 60 75 <р, °

НС(Ф)/НС(0)

Рис.10. Расчетные угловые зависимости коэрцитивной силы при фиксированном соотношении НоСДГ/НАввн с различной относительной намагниченности областей 1ввн

Н(ф)/Нс(0)_ Нс(ф)/Нс(0)_

0 15 3 0 4 5 6 0 75 Ч>, " 0 15 30 45 60 75 Ф, °

Рис.11. Расчетные угловые зависимости коэрцитивной силы модельных гетерогенных систем с фиксированной относительной намагниченностью 1ввн при варьировании соотношения полей НоСДГ/НАввн

Рис. 11 иллюстрирует изменение характера угловых зависимостей коэрцитивной силы модельных гетерогенных систем с постоянной относительной намагниченностью областей ВВН при варьировании соотношения полей НоСДГ7нАВБН. Сравнение этих зависимостей с характером изменения кривых Нс(ф) образцов (5т,7г)(Со,Си,Ре)2 от длительности изотермического отжига показывает их хорошее совпадение.

Для более качественно описания экспериментальных угловых зависимостей коэрцитивной силы, необходимо применять более сложные модели процесса перемагничивания. Необходимо учитывать, что в реальных сплавах наблюдаются значительные вариации химического состава и, следовательно, коэрцитивная сила областей с механизмом смещения доменных границ, а также поля анизотропии в областях с механизмом вращения вектора спонтанной намагниченности могут изменяться в широких пределах. Тем не менее, полученные модельные кривые угловых зависимостей коэрцитивной силы дают хорошее качественное согласие с экспериментальными данными, что в дальнейшем может позволить прогнозировать гетерогенные системы с заданными свойствами.

Выводы. Основные результаты работы сводятся к следующему:

1. Впервые проведены систематические исследования процессов перемагничивания образцов сплавов (1^852^,15)(Со0,7оСио,о9рео,21)2, где Я = Бт, Ос1; ъ = 5,2-6,7; в произвольно ориентированных полях. Сплавы были подвергнуты гомогенизации при 1170-1175°С и изотермическому отжигу при 800°С длительностью 5-20 часов с последующей закалкой (ТО-1) или медленным охлаждением (ТО-2) до 400°С. Образцы имели различное структурное состояние и величину коэрцитивной силы от 1 до более 30 кЭ.

2. Измерены угловые зависимости намагниченности сн((р) образцов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 в постоянных по величине магнитных полях Н. Выявлены основные особенности хода кривых он(ср) в зависимости от величины поля, коэрцитивной силы и интервала углов ф между направлением Н и ОЛН образцов.

3. Предложена методика расчета угловых зависимостей намагниченности о„(ф) по петле гистерезиса и кривым возврата вдоль ОЛН образцов. Показано, что для монокристалла 8шСо3Си2 рассчитанные зависимости о„(ф) хорошо согласуются с экспериментальными, а кривые для образцов (11,2г)(Со,Си,Ре)2 не могут быть описаны с учетом только процессов смещения доменных границ. Предложено объяснение механизма влияния обратимого и необратимого враще-

ния вектора 1$ на характер кривых о((р) образцов со смешанным механизмом перемагничивания.

4. Построены зависимости остаточной, намагниченности ог(Н) образцов (Сс1,гг)(Со,Си,Ре)2 от величины размагничивающего поля, действующего под углами ф = 0° и 45°. Обнаружено, что поворот вектора Н относительно ОЛН образцов сопровождается процессами необратимого вращения вектора спонтанной намагниченности. Наибольшая разница хода кривых аг(Н) наблюдается в полях близких к величине Нс1 и для образцов с ъ = 6,0 и 6,4 достигает более 50% от намагниченности насыщения.

5. Исследования доменной структуры образцов (Ос1,2г)(Со,Си,Ре)г после воздействия размагничивающего поля вдоль ОЛН и под углом ф = 45° показали, что та часть объема сплавов, которая перемагни-чивается за счет необратимого вращения вектора 15, соответствует структурной составляющей В.

6. Для образцов (Ос1,гг)(Со,Си,Ре)г с г = 6,0 и 6,4 измерены кривые размагничивания стф(Н) в полях, направленных под углами ф = 0-75° к ОЛН. Построены модельные кривые оф(Н) в рамках предположения, что перемагничивание образцов происходит только за счет смещения доменных границ. На основе сравнительного анализа экспериментальных и модельных кривых стф(Н) сделана оценка полей анизотропии областей, перемагничивающихся за счет необратимого вращения вектора 15.

7. Впервые получены спеченные гетерогенные композиции на основе порошков сплавов 8ш(Со,Си)6 и Ыс^РеиВ. Установлена возможность реализации в данных системах высококоэрцитивного состояния обусловленного комплексным механизмом перемагничивания.

8. Проведены теоретические расчеты угловых зависимостей коэрцитивной силы для модельных микрогетерогенных систем со смешанным механизмом магнитного гистерезиса: задержки смещения доменных границ и необратимого вращения вектора 15. Полученные модельные зависимости удовлетворительно согласуются с экспериментальными кривыми Нс1(ф) для сплавов (Я,2г)(Со,Си,Ре)2.

9. Анализ обнаруженных особенностей процессов перемагничивания и известных данных о микроструктуре сплавов (К,2г)(Со,Си,Ре)г показал, что в них реализуются как задержка смещения доменных границ, так и необратимое вращение вектора 15 в низкоанизотропных областях структурной составляющей В.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Супонев Н.П., Дегтева О.Б., Семенова Е.М. Исследование процессов перемагничивания спеченных гетерогенных композиций на основе порошков сплавов Nd-Fe-B и Sm-Co-Cu // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1997. С 38—48.

2. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Исследование механизмов магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов на основе R-Co // Материалы первой научно-практической конференции студентов и аспирантов высших учебных заведений г. Твери. Тверь, 1999. С.25-27.

3. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Исследование процессов перемагничивания сплавов типа (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z в произвольно ориентированных внешних магнитных полях // Ученые записки ТвГУ. Изд-во ТвГУ, 1999. С.73-77.

4. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Смешанный механизм магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов типа (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z // Международная конференция студентов и аспирантов по фундаментальным наукам "Ломоносов-99". Секция "Физика". Сборник тезисов. Физический факультет МГУ, 1999. С.171-172.

5. Семенова Е.М., Ляхова М.Б., Супонев Н.П. Угловые зависимости магнитных характеристик и механизмы магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов на основе R-Co // Тезисы докладов XVI Международной школы-семинара "Новые магнитные материалы микроэлектроники". Москва, 1998. С.555-556.

6. Lyakhova М.В., Semenova Е.М., Suponev N.P. The mixed mechanism of a magnetic hysteresis in heterogeneous (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys // Moscow International Symposium on Magnetism devoted to the memory of E.I. Kondorskii. MISM99. June 20-24, 1999. Book of Abstracts. Moscow, 1999. P.280.

7. Семенова E.M., Ляхова М.Б., Чебышева M.B.. Исследование угловых зависимостей намагниченности сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в постоянном магнитном поле // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1999. С 109-120.

8. Семенова Е.М., Ляхова М.Б., Клыгин С.А.. Исследование процессов необратимого вращения при перемагничивании сплавов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z в произвольно ориентированных полях // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1999. С. 121—129.

9. Lyakhova M.B., Semenova E.M., Suponev N.P. The mixed mechanism of a magnetic hysteresis in heterogeneous (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys // Moscow International Symposium on Magnetism devoted to the memory of E.I. Kondorskii. MISM99. June 20-24, 1999. Proceeding of MISM'99. Part 2. Moscow, 1999. P.352-355.

Список цитированной литературы

1. Microstructure and properties of step aged rare earth alloy magnets / R.K. Mishra, G.Thomas, T. Yoneyama et. al. // J. Appl. Phys. 1981. V.52/N.3. P.2517—2519.

2. Fidler G., Scalicky P., Rothwarf F. High resolution electron study Sm(Co,Fe,Cu,Zr)7,5 magnets // IEEE Trans. Magn. 1983. V.MAG-19. N.5. P.2041-2043!

3. Angular dependences of coercive field in (Sm,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys / N.P. Suponev, R.M. Grechishkin, M.B. Lyakhova, Yu.E. Pushkar // J. Magn. Magn. Mat. 1996. V.157-158. P.367-377.

4. Ляхова М.Б., Пушкарь Ю.Е. Особенности процессов перемагничи-вания сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в зависимости от ориентации внешнего магнитного поля // Электротехника. 1997. №3. С. 12-16.

5. Пушкарь Ю.Е., Ляхова М.Б., Бабушкин Ю.В. Влияние комплексного легирования на микроструктуру и магнитные свойства монокристаллов на основе интерметаллических соединений GdCo5 и Gd2Coi7 // Высокочистые вещества. 1988. №4. С. 164-169.

6. Структура и магнитные свойства сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe в высококоэрцитивном состоянии. 2. Модель формирования структуры / Н.П. Супонев, А.Г. Дормидонтов, В.В. Левандовский, Е.Б. Шамори-кова, Е.М. Некрасова // Физика магнитных материалов. Тверь, 1992. С.78-98.

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. СТРУКТУРА И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ

НА ОСНОВЕ РЗМ И Зс1-МЕТАЛЛОВ.

§1.1. Кристаллическая структура и магнитные свойства соединений R-Co.

§ 1.2. Процессы перемагничивания квазибинарных соединений

R(Co,Cu)z.

§ 1.3. Структура и магнитные свойства сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z.

1.3.1. Химический состав, магнитные свойства и термические обработки.

1.3.2. Микроструктура и фазовый состав.

1.3.3. Формирование высококоэрцитивного состояния.

1.3.4. Доменная структура и процессы перемагничивания.

1.3.5. Угловые зависимости коэрцитивной силы.

§ 1.4. Основные механизмы магнитного гистерезиса.

Редкоземельные металлы (РЗМ, R) и их сплавы занимают важное место в современном металловедении. Сплавы редкоземельных металлов составляют обширный класс магнетиков и обладают широким спектром уникальных магнитных характеристик [1-9], благодаря которым они эффективно используются в ряде современных отраслей промышленности - металлургии, приборостроении, авиационной и космической технике, атомной энергетике, электронике и в ряде других.

На основе сплавов редкоземельных металлов с металлами группы железа разработан ряд современных магнитотвердых материалов, к их числу относятся SmCo5, Sm-Zr-Co-Cu-Fe и Nd-Fe-B [10-12].

Рекордные значения максимального энергетического произведения (ВН)тах = 50 МГс-Э реализованы в порошковых постоянных магнитах на основе сплавов Nd-Fe-B [13, 14]. В последние годы постоянные магниты этого типа нашли очень широкое промышленное применение в связи с их экстремальными свойствами и низкой стоимостью по сравнению с магнитами, содержащими кобальт. Однако существенным недостатком постоянных магнитов Nd-Fe-B является низкая температурная стабильность магнитных характеристик вследствие невысоких значений температуры Кюри (Тс ~ 300°С) и коэрцитивной силы (Нс ~ 9 кЭ), что в значительной мере ограничивает область их практического применения.

Наиболее перспективными для высокотемпературных применений являются постоянные магниты типа Sm-Zr-Co-Cu-Fe, которые наряду с достаточно высокими значениями максимального энергетического произведения (ВН)тах = 30-38 МГс-Э характеризуются высокой температурной стабильностью характеристик благодаря величине температуры Кюри более 800°С.

Исследованиям структуры и магнитных свойств сплавов и порошковых постоянных магнитов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z посвящено большое число работ. Однако целый ряд вопросов, касающихся кинетики формирования структуры, особенностей процессов перемагничивания и механизмов магнитного гистерезиса остаются до конца не выясненными.

Долгое время общепринятым было мнение, что в сплавах типа (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z и порошковых магнитах на их основе высококоэрцитивное состояние реализуется за счет задержки смещения доменных границ на выделениях вторичных фаз. В рамках этого механизма хорошо описываются процессы перемагничивания данных сплавов в магнитных полях, направленных вдоль оси легкого намагничивания (ОЛН) образцов. Однако, проведенные в последние годы исследования поведения сплавов в полях, ориентированных под углом к ОЛН образцов, выявили новые закономерности. Было обнаружено, что угловые зависимости коэрцитивной силы не подчиняются закону Нс(ф) = Hc(0)/coscp, который должен выполнятся для механизма задержки смещения доменных границ. Такое поведение сплавов может быть связано со смешанным механизмом их магнитного гистерезиса: задержки смещения доменных границ и необратимого вращения вектора спонтанной намагниченности.

На основании вышеизложенного в данной работе была поставлена следующая задача: систематически исследовать процессы перемагничивания образцов сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z с R = Sm, Gd в произвольно ориентированных полях и провести анализ полученных результатов в рамках модели о смешанном механизме их магнитного гистерезиса.

Диссертация содержит введение, четыре главы, заключение и список цитированной литературы.

выводы

1. Проведены исследования процессов перемагничивания образцов сплавов (Ro,85Zro,i5)(Coo,7oCuo,o9Feo,2i)z, где R = Sm, Gd; z = 5,2-6,7; в произвольно ориентированных полях. Сплавы были подвергнуты гомогенизации при 1170—1175°С и изотермическому отжигу при 800°С длительностью 5-20 часов с последующей закалкой (ТО-1) или медленным охлаждением (ТО-2) до 400°С. Образцы имели различное структурное состояние и величину коэрцитивной силы от 1 до более 30 кЭ.

2. Измерены угловые зависимости намагниченности аи(ср) образцов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в постоянных по величине магнитных полях Н. Выявлены основные особенности хода кривых ан(ф) в зависимости от величины поля, коэрцитивной силы и интервала углов ф между направлением Н и ОЛН образцов.

3. Рассмотрена модель процесса перемагничивания за счет смещения доменных границ при вращении вектора Н относительно ОЛН образцов. Показано, что для монокристалла SmCo3Cii2 угловые зависимости намагниченности, рассчитанные по петле гистерезиса и кривым возврата, хорошо согласуются с экспериментальными. Кривые сн(ф) для образцов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z не могут быть описаны с учетом только процессов смещения доменных границ. Предложено объяснение механизма влияния обратимого и необратимого вращения вектора Is на характер кривых с(ф) образцов со смешанным механизмом перемагничивания.

4. Построены зависимости остаточной намагниченности стг(Н) образцов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z от величины размагничивающего поля, действующего под углами ф = 0° и 45°. Обнаружено, что поворот вектора Н относительно ОЛН образцов сопровождается процессами необратимого вращения вектора спонтанной намагниченности. Наибольшая разница хода кривых аг(Н) наблюдается в полях близких к величине Hd и для образцов с z = 6,0 и 6,4 достигает более 50% от намагниченности насыщения.

5. Исследования доменной структуры образцов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z после воздействия размагничивающего поля вдоль ОЛН и под углом ср = 45° показали, что та часть объема сплавов, которая перемагничивается за счет необратимого вращения вектора Is, соответствует структурной составляющей В.

6. Для образцов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z с z = 6,0 и 6,4 измерены кривые размагничивания оф(Н) в полях, направленных под углами (р = 0-75° к ОЛН. Построены модельные кривые оф(Н) в рамках предположения, что перемагничивание образцов происходит только за счет смещения доменных границ. На основе сравнительного анализа экспериментальных и модельных кривых аф(Н) сделана оценка полей анизотропии областей, перемагничивающихся за счет необратимого вращения вектора Is.

7. Впервые получены спеченные гетерогенные композиции на основе порошков сплавов Sm(Co,Cu)6 и Nd2Fei4B. Установлена возможность реализации в данных системах высококоэрцитивного состояния обусловленного комплексным механизмом перемагничивания.

8. Проведены теоретические расчеты угловых зависимостей коэрцитивной силы для модельных микрогетерогенных систем со смешанным механизмом магнитного гистерезиса: задержки смещения доменных границ и необратимого вращения вектора Is. Полученные модельные зависимости удовлетворительно согласуются с экспериментальными кривыми Hd(cp) для сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z.

9. Анализ обнаруженных особенностей процессов перемагничивания и известных данных о микроструктуре сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z показал, что в них реализуются как задержка смещения доменных границ, так и необратимое вращение вектора Is в центральных областях «ячеек» тонкой микроструктуры составляющей В, которые имеют состав R2(Co,Fe)i7 и низкую величину поля анизотропии.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Супонев Н.П., Дегтева О.Б., Семенова Е.М. Исследование процессов перемагничивания спеченных гетерогенных композиций на основе порошков сплавов Nd-Fe-B и Sm-Co-Cu // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1997. С 38-48.

2. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Исследование механизмов магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов на основе R-Co // Материалы первой научно-практической конференции студентов и аспирантов высших учебных заведений г. Твери. Тверь, 1999. С.25-27.

3. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Исследование процессов перемагничивания сплавов типа (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z в произвольно ориентированных внешних магнитных полях // Ученые записки ТвГУ. Изд-во ТвГУ, 1999. С.73-77.

4. Семенова Е.М., Чебышева М.В. Смешанный механизм магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов типа (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z // Международная конференция студентов и аспирантов по фундаментальным наукам "Ломоносов-99". Секция "Физика". Сборник тезисов. Физический факультет МГУ, 1999. С. 171-172.

5. Семенова Е.М., Ляхова М.Б., Супонев Н.П. Угловые зависимости магнитных характеристик и механизмы магнитного гистерезиса гетерогенных сплавов на основе R-Co // Тезисы докладов XVI Международной школы-семинара "Новые магнитные материалы микроэлектроники". Москва, 1998. С.555-556.

6. Lyakhova М.В., Semenova Е.М., Suponev N.P. The mixed mechanism of a magnetic hysteresis in heterogeneous (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys // Moscow International Symposium on Magnetism devoted to the memory of E.I. Kondorskii. MISM99. June 20-24, 1999. Book of Abstracts. Moscow, 1999. P.280.

7. Семенова Е.М., Ляхова М.Б., Чебышева М.В. Исследование угловых зависимостей намагниченности сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в постоянном магнитном поле // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1999. С 109-120.

8. Семенова Е.М., Ляхова М.Б., Клыгин С.А. Исследование процессов необратимого вращения при перемагничивании сплавов (Gd,Zr)(Co,Cu,Fe)z в произвольно ориентированных полях // Межвуз. сб. "Физика магнитных материалов". Тверь, 1999. С.121-129.

9. Lyakhova М.В., Semenova Е.М., Suponev N.P. The mixed mechanism of a magnetic hysteresis in heterogeneous (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys // Moscow International Symposium on Magnetism devoted to the memory of E.I. Kondorskii. MISM99. June 20-24, 1999. Proceeding of MISM'99. Part 2. Moscow, 1999. P.352-355.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ ПО ОБЗОРУ И ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ

ИССЛЕДОВАНИЯ

Из всех современных магнитотвердых материалов наиболее перспективными для высокотемпературных применений являются постоянные магниты на основе многокомпонентных сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z, которые характеризуются высокой температурной стабильностью характеристик благодаря величине температуры Кюри более 800°С. Наибольшие в данной группе материалов значения (ВН)тах = 30-38 МГс-Э реализованы в сплавах с R = Sm. Разработаны составы сплавов с частичным замещением самария на тяжелые РЗМ, на основе которых получены постоянные магниты с нулевыми температурными коэффициентами индукции. Самостоятельный интерес представляют собой ферримагнитные сплавы с R = Gd, в которых наблюдается температурный рост намагниченности и в интервале 20-200°С. В последние годы разработаны уникальные постоянные магниты состава Sm(CobaiFeyCuxZr0j033)z с большим содержанием меди, для которых величина коэрцитивной силы имеет высокую стабильность в интервале температур от комнатной до 527°С.

Исследованиям структуры и магнитных свойств сплавов и порошковых постоянных магнитов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z посвящено большое число работ. Однако целый ряд вопросов, касающихся кинетики формирования структуры, особенностей процессов перемагничивания и механизмов магнитного гистерезиса остаются до конца не выясненными.

Долгое время общепринятым было мнение, что в сплавах типа (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z и порошковых магнитах на их основе высококоэрцитивное состояние реализуется за счет задержки смещения доменных границ на выделениях вторичных фаз. В рамках этого механизма магнитного гистерезиса хорошо описываются процессы перемагничивания сплавов в магнитных полях, направленных вдоль ОЛН образцов. Однако в последние годы выявлены особенности поведения сплавов в полях, ориентированных под углом к ОЛН образцов. Было обнаружено, что угловые зависимости коэрцитивной силы не подчиняются закону Нс(ф) = Hc(0)/cos9, который должен выполнятся для механизма задержки смещения доменных границ. Такое поведение сплавов может быть связано со смешанным механизмом их магнитного гистерезиса: задержки смещения доменных границ и необратимого вращения вектора спонтанной намагниченности.

В связи с этим целью данной работы являлось проведение систематических исследований процессов перемагничивания образцов сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z с R = Sm, Gd в произвольно ориентированных полях и анализ полученных результатов в рамках модели о смешанном механизме их магнитного гистерезиса.

В рамках выбранной цели исследований в работе были поставлены следующие конкретные задачи:

- подготовить образцы сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z с R = Sm, Gd с широкими интервалами изменениями структурного состояния и коэрцитивной силы;

- исследовать процессы перемагничивания образцов в произвольно ориентированных внешних магнитных полях и построить угловые зависимости магнитных характеристик;

- провести теоретические расчеты угловых зависимостей коэрцитивной силы для модельных гетерогенных систем с двумя механизмами перемагничивания: задержки смещения доменных границ и необратимого вращения вектора спонтанной намагниченности;

- провести анализ полученных результатов в рамках модели о смешанном механизме магнитного гистерезиса сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z.

ГЛАВА 2. МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТА

§ 2.1. Приготовление образцов

В качестве объектов исследования были выбраны сплавы следующих составов:

1) (Smo,85Zro45)(Coo,7oCuo,o9Feo,2i)z, где z=6,l; 6,4; 6,7.

2) (Gdo>85Zrai5)(Coo,7oCuo,o9Feo>2i)z, где z=5,2; 5,6; 6,0; 6,4; 6,7.

В качестве исходных компонентов использовались металлы высокой степени чистоты: Sm, Nd - 99,9 %, Gd - 99,76%, Со - 99,99%, Си - 99,9999%, Fe - 99,99 %, Zr - 99,98%. Перед приготовлением шихты поверхность исходных металлов очищалась от окислов и обезжиривалась. Взвешивание шихты проводилось на аналитических весах ВЛА-200г-М с точностью до ± 1 мг.

Исходные сплавы получали методом высокочастотной индукционной

-J плавки в атмосфере особо чистого аргона (содержание влаги менее 0,02 г-м , азота - 0,0005 %, кислорода - 0,001 %), давление которого в рабочей камере после вакуумного обезгаживания составляло 1,1-1,2 атм. Выплавка слитков массой 200-300 г проводилась в индукционной печи "Донец-1". Редкоземельные металлы способны активно взаимодействовать с большинством тигельных материалов[106], чтобы этого избежать использовались тигли из алунда (AI2O3), который является одним из наиболее пассивных к РЗМ.

Среди компонентов исследованных сплавов наибольшей летучестью обладает самарий [16]. Путем сравнения массы шихты и слитка были установлены потери на испарение самария для каждого режима плавки - от 0,5 до 1,5 мас.%. В дальнейшем содержание самария в шихте завышалось на величину этих потерь. Аналогичным образом учитывались потери на испарение и окисление других компонентов сплавов. В отдельных случаях цирконий вводился в шихту в виде лигатуры состава ZrFe2, бор - в виде лигатуры состава Fe2B.

Плавка проводилась по следующему режиму: резкий нагрев до образования расплава, выдержка в расплавленном состоянии для более однородного перемешивания в течение 1-2 минут и охлаждение слитка со средней скоростью 1-2°С с"1. Полученные таким образом слитки были крупнозернистыми с размерами зерен 2-5 мм.

Термические обработки сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z проводились в накатной вакуумной печи, изготовленной на основе печи сопротивления СУОЛ-0,4.4/12-М2-У4.2. Температура контролировалась стандартной термопарой платинородий-платина ПП-1, подключенной к потенциометру ПП-63. Вакуумная система включала в себя форвакуумный насос ВН-461М и диффузионный насос Н-100. Вакуумная трубка изготовлялась из кварца и представляла собой полый цилиндр длиной около 1 м и внутренним диаметром 30 мм, запаянный с одного конца. Система позволяла проводить быстрый нагрев и охлаждение путем накатывания и скатывания разогретой печи на трубку. При термических обработках образцы помещались в танталовые контейнеры, которые практически не взаимодействуют с парами редкоземельных металлов.

Высокотемпературная обработка сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z представляла собой трехчасовую гомогенизацию при 1170-1185°С с последующей закалкой до комнатной температуры. Целью такой обработки являлось выравнивание химического состава сплавов, то есть получение пересыщенных однородных твердых растворов в структурных составляющих образцов.

Низкотемпературная обработка сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z включала в себя изотермический отжиг при температуре 800°С в течение 2, 5, 10 и 20 часов и охлаждение после отжига, которое проводилось двумя способами. При ТО-1 образцы закаливались до комнатной температуры, при ТО-2 - медленно охлаждались до 400°С со средней скоростью 2°С-мин"1. Целью такого варьирования режимов термической обработки являлось получение различных структурных состояний образцов и, следовательно, изменение величины коэрцитивной силы в широких пределах.

В экспериментах по получению гетерогенных композиций на основе сплавов Sm(Co,Cu)5 и Nd2Fei4B проводились операции измельчения, формования порошковых брикетов и спекания.

Сплавы грубо измельчались в чугунной ступке до размеров частиц менее 300 мкм, нужная фракция выделялась с помощью сита. Тонкое измельчение до размеров частиц 1-10 мкм проводилось в центробежно-планетарной мельнице М-36П. В качестве мелющих тел применялись закаленные шары из стали ШХ диаметром от 4 до 8 мм. Соотношение между массой порошка и массой мелющих тел составляло 1:6, единичная загрузка порошка в кювету -60 г. в качестве ПАВ использовался этиловый спирт. Время размола изменялось в пределах 6-8 минут. Для предотвращения возможного перегрева порошка после каждой минуты размола делался 10-минутный перерыв для охлаждения кюветы.

Формирование порошковых брикетов проводилось методом влажного прессования с взаимно перпендикулярными направлениями приложенного давления и ориентирующего поля. Прессформа из немагнитной стали устанавливалась между полюсами электромагнита ФЛ-1, ориентирующее поле достигало 15 кЭ. Этот способ позволял при приложении давления 5-103 Н-см"2 получать брикеты с плотностью порядка 50% от плотности литого состояния. Такая плотность требует спекания при повышенной температуре, однако высокая степень текстуры и ее однородность дает возможность реализовать в образцах постоянных порошковых магнитов высокие магнитные характеристики. Плотность спеченных образцов определялась методом гидростатического взвешивания.

Высокотемпературные обработки (спекание и гомогенизация) гетерогенных композиций проводились в печи сопротивления СШВЛ-0,6/16И2 с применением геттера, в качестве которого использовался крупный порошок Sm-Co с содержанием самария 36-37 вес.%. Спекание проводилось в вакууме

10"3 мм рт. ст., где процесс идет более активно, гомогенизация - в атмосфере особо чистого аргона при давлении 1,5 атм.

Прецизионные измерения магнитных свойств одноосных высокоанизотропных магнетиков, к которым относятся большинство соединений R-Co, можно осуществить только на достаточно совершенных монокристаллах. В случае многокомпонентных сплавов, содержащих несколько коллинеарных фаз, как псевдомонокристаллические можно рассматривать образцы, не содержащие межзеренных границ, то есть образцы, представляющие собой одно зерно сплава.

В данной работе образцы для измерений и металлографических исследований выкалывались из крупнозернистых поликристаллических слитков. Предварительный отбор зерен производился при раскалывании слитка по характеру скола, огранке зерен и хрупкости. Отобранным зернам придавалась сферическая форма диаметром 2-3 мм путем обкатки на абразивном круге средней зернистости. При необходимости для снятия напряженного поверхностного слоя проводилась электрохимическая полировка образцов в насыщенном растворе хромового ангидрида в ортофосфорной кислоте при плотности тока 5-10 А-см"2 в течение 1-2 минут.

Проверка качества образцов, то есть наличия в них только одного зерна, осуществлялась по данным магнитных измерений: по намагниченности насыщения, величина которой определялась из данных измерений на достаточно большом количестве образцов данного состава; по величине намагниченности вдоль оси трудного намагничивания в состоянии после снятия намагничивающего поля, которая должна быть равна нулю. Кроме того, в необходимых случаях окончательный контроль числа зерен исследованных образцов проводился по характеру их микроструктуры и доменной структуры на базисной плоскости образцов, находящихся в состоянии, размагниченном знакопеременным убывающим по величине полем. Сочетание этих методик давало достаточно полную аттестацию качества образцов.

§ 2.2. Магнитные измерения

Измерения магнитных характеристик и исследования процессов перемагничивания проводилось в открытой магнитной цепи методом вибрационного магнитометра.

Образцам придавалась сферическая форма, для которой точно определен размагничивающий фактор формы N = 0,33. Магнитометр, использованный в работе, позволял проводить измерения на сферах диаметром 2-3 мм и массой 100 ± 50 мг. В качестве источника постоянного магнитного поля использовался электромагнит с максимальной величиной поля ±32 кЭ в рабочем зазоре 10 мм, питание электромагнита позволяло плавно регулировать величину поля. Установка давала возможность определять величину удельной намагниченности образцов, измерять полные и частные петли гистерезиса, кривые возврата и кривые намагничивания под произвольными углами к направлению оси легкого намагничивания образцов.

Намагничивание образцов осуществлялось в статических полях электромагнита до 32 кЭ и при необходимости в импульсных полях до 100 кЭ, создаваемых в соленоиде конденсаторной импульсной установки.

Перед измерениями намагниченные образцы в медных капсулах помещались в ориентирующее магнитное поле 15 кЭ, создаваемое электромагнитом специального текстуровального устройства. Капсулы с образцами заливались расплавленной канифолью и до полного ее застывания выдерживались в магнитном поле (рис. 24). Капсула с образцом плотно вставлялась в шток магнитометра. Такой способ текстуровки позволял обеспечить жесткую фиксацию оси легкого намагничивания образца в выбранном для измерения направлении. канифоль образец медная капсула внешнее поле Н

Рис.24. Образец в медной капсуле, залитый канифолью (в разрезе)

Вибрационный магнитометр - прибор для измерения магнитных свойств в разомкнутой магнитной цепи [107,108]. Магнитная цепь является разомкнутой, если выполняется соотношение — >4, где D - ширина межполюсного d пространства электромагнита, d — диаметр или линейный размер исследуемого образца вдоль оси поля. В основу измерительной схемы вибромагнитометра положен индукционно-непрерывный метод, который основан на измерении ЭДС индукции, возникающей в системе специальных измерительных катушек при изменении магнитного потока, создаваемого образцом. Изменение магнитного потока достигается путем периодического перемещения (вибрации) образца относительно измерительных катушек.

В вибрационном магнитометре зависящий от амплитуды А и частоты вибрации f измеряемый сигнал Еи = k„AfMH делится на контрольный сигнал Ек = kKAfMK, то есть истинный сигнал равен: k1LfAMiL = K ист Е„ k„ f А М„

К "К К где К - постоянная калибровки, включающая в себя ки, кк и Мк. Отсюда следует, что выходной сигнал Еист пропорционален только магнитному моменту Мист испытуемого образца, который в процессе исследования меняется по амплитуде и знаку как функция внешнего магнитного поля в межполюсном пространстве электромагнита.

Блок схема вибрационного магнитометра приведена на рис.25. Для измерения перемагничивающего поля используется холловский тесламетр (17), сигнал с которого для прямого считывания подается на цифровой вольтметр, а также через блок сопряжения 21 на координату «X» самописца. Измеряемый сигнал Еист с блока 20 поступает на цифровой вольтметр, где производится непосредственный отсчет текущего значения величины, пропорциональной магнитному моменту единицы массы (удельной намагниченности) испытуемого образца. Одновременно через блок сопряжения 22 он подается на координату «Y» самописца.

17

10

13

21

11 Коррекция массы

14 11

18 19

Самописеи

20

22

Рис.25. Блок-схема вибрационного магнитометра

При приближении к полям 14-18 кЭ начинается насыщение полюсов, а затем и деталей ярма электромагнита. Это приводит к кажущемуся уменьшению измеряемого сигнала - магнитному изображению. Поэтому, начиная с некоторой величины напряженности магнитного поля Н, измеряемый сигнал выражается как

Uy~k(H>a(H), (8) где су(Н) - удельная намагниченность, к(Н) - коэффициент, определяющий ложное изменение измеряемого сигнала и зависящий от напряженности магнитного поля. Чтобы избавиться от возникшей погрешности измерения, не1 обходимо умножить измеряемый сигнал на величину к(Н)

Эта операция осуществляется в блоке 20: сигнал с выхода блока 17, пропорциональный напряженности магнитного поля Н, поступает на блок выделения модуля 18, а с его выхода на блок 19 - блок формирования зависимости у 1 1

-и далее на множительный вход блока 20. Зависимость к(Н) к(Н) формируется из зависимости к(Н), измеренной экспериментально с помощью имитирующего образец объекта с постоянным, не зависящим от величины намагничивающего поля, магнитным моментом (катушки малых размеров).

Измерения намагниченности исследуемого образца на вибрационном магнитометре проводятся путем сравнения с намагниченностью эталонного образца. В данной работе использовался эталон из отожженного никеля массой 100 ± 1 мг, для которого магнитный момент единицы массы известен с достаточной точностью - 54,4 Гс-см3-г"' в поле 10 кЭ при комнатной температуре [109, 110].

Максимальная погрешность измерения магнитного момента единицы массы определяется как

§м = 5со + §иу, (9) где 5со - погрешность аттестации эталонного образца, а 5иу - погрешность измерительного устройства. В связи с отсутствием аттестованных стандартных образцов магнитного момента насыщения, погрешность измерения оценивается по отношению к эталонному образцу и не превышает 1,5 %.

Точность измерения перемагничивающего поля определяется в основном параметрами преобразователя Холла типа ПХЭ 605.817В и не превышает 2,5 %.

§ 2.3. Структурные исследования

Особое место при исследовании микроструктуры и доменной структуры методами оптической металлографии занимает методика подготовки металлографических шлифов. Сплавы (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z являются гетерогенными и представляет собой суперпозицию нескольких структурных составляющих, отличающихся по своим механическим свойствам. В связи с этим требовалась длительная и аккуратная подготовка поверхности шлифов.

После предварительного намагничивания исследуемые сферические образцы заливались эпоксидной смолой в алюминиевые оправки в форме полых цилиндров диаметром 10 мм и высотой 3-5мм и до затвердевания смолы помещались в ориентирующее поле, создаваемое постоянными магнитами.

Шлифы готовились на базисной и призматической плоскостях образцов. Предварительно плоскость шлифа выводилась на шлифовальном бруске средней зернистости. Шлифовка образцов производилась вручную на стеклянных пластинах с применением алмазных паст с крупностью частиц абразива от 10 до 3 мкм. Полировка осуществлялась на пастах крупностью от 2 до 0,5 мкм на фильтровальной бумаге. После каждой смены пасты производилась ультразвуковая отчистка образцов в этиловом спирте, чтобы избежать дополнительных дефектов. Эта операция позволяла значительно улучшить качество поверхности шлифа.

Микроструктура исследуемых образцов выявлялась методом химического травления. Использовались травители двух составов [111]:

1) Концентрированная HNO3 - 1-5 вес.%, этиловый спирт — остальное.

2) FeCb - 5 вес.%, концентрированная НС1 - 10 вес.%, этиловый спирт -85 вес.%.

Применялись обычный и голодный режимы травления. При обычном режиме травления образец помещался в травитель, который перемешивался для обеспечения постоянного контакта поверхности шлифа со свежим раствором. При голодном режиме травления поверхность шлифа протиралась ватным тампоном, пропитанным травителем. В обоих случаях процесс проводился при комнатной температуре, причем время травления определялось экспериментально и составляло для различных образцов от нескольких секунд до 1-2 минут. Протравленные образцы промывались под струей воды, затем в этиловом спирте и высушивались на воздухе. Также необходимо отметить, что важной операцией являлась тонкая полировка образца непосредственно перед травлением для снятия окисленного поверхностного слоя.

Доменная структура образцов выявлялась методом полярного эффекта Керра. Для достижения нужного магнитного состояния образец помещался в специальную держалку, предохраняющую шлиф от повреждения, и подвергался воздействию магнитного поля в электромагните вибрационного магнитометра.

Микроструктура и доменная структура образцов исследовалась на металлографическом микроскопе NEOPHOT-30. Наблюдение и фотографирование производились при освещении ксеноновой лампой в режимах светлого поля или поляризованного света. Фотографирование осуществлялось на листовой фототехнической пленке типа ФТ-101 в кассетах размером 9x12 см. Увеличение полученных изображений определялось по фотографии объект-микрометра.

ГЛАВА 3. ПРОЦЕССЫ ПЕРЕМАГНИЧИВАНИЯ СПЛАВОВ (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z В ПРОИЗВОЛЬНО ОРИЕНТИРОВАННЫХ ПОЛЯХ

§3.1. Выбор объектов исследования и аттестация образцов

В работе была поставлена задача: исследовать процессы перемагничивания гетерогенных высококоэрцитивных образцов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в произвольно ориентированных полях и провести анализ полученных данных в рамках модели о смешанном механизме их магнитного гистерезиса.

В качестве объектов исследования были выбраны сплавы двух групп:

1) (Smo,85Zro;i5)(Coo,7oCuo,o9Feo,2i)z, где z = 6,1; 6,4; 6,7.

2) (Gdo,85Zroj5)(CoojoCuo,o9Feo,2i)z, где z = 5,2; 5,6; 6,0; 6,4; 6,7.

Выбор таких химических составов сплавов был обусловлен следующими причинами. При изменении стехиометрического соотношения z в указанных пределах объемное содержание двух основных фазовых составляющих А и В в образцах и величина их коэрцитивной силы изменяются в широких пределах (рис.11, 12). Сплавы группы 2 имеют ферримагнитный характер упорядочения и в связи с этим вызывают самостоятельный интерес, кроме того, они характеризуются меньшими значениями коэрцитивной силы по сравнению со сплавами группы 1. Статические магнитные поля до 32 кЭ, создаваемые электромагнитом использованного в работе вибрационного магнитометра, позволяли исследовать полные петли гистерезиса в основном для образцов сплавов группы 2.

Сплавы подвергались термическим обработкам по двум режимам. Во всех случаях слитки гомогенизировались в течение 3 часов при 1170°С (группа 1) и 1185°С (группа 2). Низкотемпературный изотермический отжиг проводился при 800°С в течение 5, 10 и 20 часов, после которого в одном случае образцы закаливались до комнатной температуры (режим ТО-1), а во втором - медленно охлаждались до 400°С со средней скоростью 2°С-мин"1 (режим ТО-2). В результате таких термических обработок варьировалось структурное состояние и величина коэрцитивной силы образцов в широких пределах.

Магнитные измерения и структурные исследования проводились на сферических образцах диаметром 2-3 мм, которые выкалывались из термо-обработанных слитков и представляли собой одно зерно сплава.

Первоначально все отобранные для исследований образцы были аттестованы: измерены полные петли гистерезиса в координатах "удельная намагниченность о - внешнее магнитное поле Н", определены значения намагниченности насыщения as, остаточной намагниченности ar и коэрцитивной силы Hd. Полученные данные представлены в таблице 2.

На рис.26 в качестве примера приведена микроструктура на базисной и призматической плоскостях образцов (Sm0,85Zro,i5)(Coo,7oCuo,09Fe0,21)6,4, которая является типичной для всех исследованных сплавов. Структурные составляющие сплавов обозначены А (черная), В (серая) и С (белая). По картинам химического травления на призматических плоскостях образцов точечным методом Глаголева определены относительное объемное содержание Усе структурных составляющих А и. В (таблица 2).

Рис.26. Микроструктура сплава (Gdo,85Zro,i5)(Coo,7oCuo,o9Feo,21)6,0 на призматической (а) и базисной (б) плоскостях

1. Вонсовский С.В. Магнетизм // М., Наука. 1971. 1032 С.

2. Кондорский Е.И. Зонная теория магнетизма. 4.1 // М., МГУ. 1976. 320 С.

3. Редкоземельные ферро- и антиферромагнетики / К.П. Белов, М.А. Белян-чикова, Р.З. Левитин, С.А. Никитин // М., Наука. 1965. 320 С.

4. Белов К.П. Редкоземельные магнетики и их применение // М., Наука. 1980. 239 С.

5. Никитин С.А. Магнитные свойства редкоземельных металлов и сплавов // М., МГУ. 1989. 248 С.

6. Белов К.П. Звездин А.К., Кадомцева A.M., Левитин Р.З. Ориентационные переходы в редкоземельных магнетиках // М., Наука. 1979. 320 С.

7. Кринчик Г.С. Физика магнитных явлений // М., МГУ. 1976. 367 С.

8. Тейлор К., Дарби М. Физика редкоземельных соединений // М., Мир. 1974.374 С.

9. Тикадзуми С. Физика ферромагнетизма. Магнитные свойства вещества // М., Мир. 1983.302 С.

10. Ю.Несбитт Е., Верник Д. Постоянные магниты на основе редкоземельныхэлементов //М., 1977. 168 С. П.Дерягин А.В. Редкоземельные магнитожесткие материалы // Успехи физических наук. 1976. Т.20. Вып.З. С.393-438.

11. Мишин Д.Д. Процессы намагничивания и перемагничивания в магнетиках //Калинин. 1973. 150 С.

12. New material for permanent magnets on a base of Nd and Fe / M. Sagava, S. Fujimura, N. Togawa et al. // J. Appl. Phys. 1984. У.55. N.6. P.2083-2087.

13. Narasimhan K.S.V.L. Iron-based rare-earth magnets // J. Appl. Phys. 1985. V.57.N.1.P.4081-4085.

14. Kim A.S. // J. Appl. Phys. 1997. V.81. P.5609.

15. Савицкий E.M., Терехова В.Ф. Металловедение редкоземельных металлов //М., Наука. 1975.271 С.

16. Буравихин В.А., Егоров В.А. Кристаллическая структура редкоземельных интерметаллидов // Иркутск, 1976. 280 С.

17. Buschow K.H.J. Rare earth-cobalt intermetallic compounds // Philips Res. Rept. 1971. N.26. P.49-64.

18. Buschow K.H.J. Intermetallic rare earth compounds // Phys. Stat. Sol.(a). 1971. V.7. P. 199-215.

19. Физика и химия редкоземельных элементов. Справочник / Под ред. К. Гшнайдера, Л. Айринга // М., Металлургия. 1982. 336 С.

20. Королев А.В., Ермоленко А.С. Магнитная кристаллографическая анизотропия интерметаллического соединения SmCo5 // ФММ. 1973. Т.36. Вып.5. С.957-964.

21. Карпенко В.П., ИрхинЮ.П. Магнитная анизотропия редкоземельных сплавов // ЖЭТФ. 1973. Т.64. Вып.2. С.756-759.

22. Кристаллическое поле и магнитная анизотропия в соединениях RCo5 / Ю.П. Ирхин, Е.И. Заболоцкий, Е.В. Розенфельд, В.П. Карпенко // ФТТ. 1973. Т. 15. С.2963-2966.

23. Карпенко В.П. К теории магнитной анизотропии соединений RCo5 // ФТТ, 1973. Т.15. С.3714-3716.

24. Ермоленко А.С., Королев А.В. Особенности магнитного гистерезиса в монокристаллах RCo5 //ФММ. Т.36. Вып.1. 1973. С.52-59.

25. Ермоленко А.С., Королев А.В., Шур Я.С. Монокристаллы SmCo5 с магнитной энергией 32 миллиона гаусс эрстед // Письма в ЖЭТФ. 1973. Т. 17. Вып.8. С.499-501.

26. Deryagin A.V., Barabanova Е.А., Ulyanov A.I. Coercive forse and crystal structure of RT5 single crystals //Phys. Stat. Sol. (a). 1975. V.31. P.391-397.

27. DasD.K. Twenty million product samarium-cobalt magnet // IEEE Trans. Magn. 1969. V.MAG-5. N.l. P.214-215.

28. Постоянные магниты из сплавов на основе кобальта и редкоземельных металлов / P.M. Гречишкин, И.Г. Леонович, Д.Д. Мишин, А.И. Цирков //

29. Кандаурова Г.С., Оноприенко Л.Г. Основные вопросы теории магнитной доменной структуры//Свердловск. 1977. 124 С.

30. New permanent magnet materials / E.A. Nesbitt, R.H. Willens, R.C. Sherwood et al. // J. Appl. Phys. Lett. 1968. V. 12. P.361-362.

31. Магнитные свойства монокристаллов Gd(Co,Cu)5 вблизи точки магнитной компенсации / Д.Д. Мишин, B.C. Бирюков, Н.П. Супонев // Сплавы редких и тугоплавких металлов с особыми физическими свойствами. М., Наука. 1979. С.155—157.

32. Tawara Y., Senno Н. Cerium, cobalt and copper alloys as a permanent magnet material // Japan. J. Appl. Phys. 1968. V.7. P.966-967.

33. Доменная структура и процесс перемагничивания монокристаллов SmCo3Cu2 / А.А. Лукин, Н.П. Супонев, К.И. Первухин // Физика магнитных материалов. Калинин, 1975. №3. С.113-117.

34. Лукин А.А. Доменная структура в монокристаллах РЗМСо5.хМх / Физика магнитных материалов. Калинин, 1977. №4. С.85-89.

35. Магнитные свойства монокристаллов квазибинарных соединений РЗМ(Со,М)у (5<у<8,5) / P.M. Гречишкин, Д.Д. Мишин, B.C. Бирюков и др. // Физика магнитных пленок. Иркутск, 1977. С.137-145.

36. Лукин А.А., Супонев Н.П., Первухин К.И. Доменная структура и процесс перемагничивания монокристалла SmCo3Cu2.-B кн.: Физика магнитных материалов. Калинин, 1975. С.113-117.

37. Постоянные магниты из сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe / Д.Д. Мишин, Н.П. Супонев, А.Г. Пастушенков и др. // Изв. АН СССР. Сер. Металлы. 1980. №2. С. 190-191.

38. New resin-bonded Sm2Coi7 type magnets / Т. Shimoda, I. Okonogi, K. Kasai, K. Teraishi // IEEE Trans. Magn. 1980. V.MAG-16. N.5. P.991-993.

39. Мишин Д.Д., Левандовский В.В. Исследование влияния термических обработок на магнитные свойства многокомпонентных сплавов на основе Sm-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов. Калинин, 1980. С.27-30.

40. Microstructure and properties of step aged rare earth alloy magnets / R.K. Mishra, G.Thomas, T. Yoneyama et. al. // J. Appl. Phys. 1981. V.52/ N.3. P.2517-2519.

41. Левандовский B.B., Супонев Н.П. Исследование процессов намагничивания и перемагничивания сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов. Калинин, 1981. С.54-62.

42. Yoneyama Т., Fukuno A., Ojima T. Sm2(Co,Cu,Fe,Zr)i7 magnets having high iHc and (BH)max // Ferrites Proc. ISF3. Kyoto, 1980, Tokyo, Dordrecht, 1983. P.362-365.

43. Mildrum H.F., Krupar J.B. High coercive forse 2-17 type Smi.xErx (Co0.69Fe0.22Cu0.08Zr0.02)7.22 magnets with a low temperature coefficient // J.Less-Comm. Metals. 1983. V.93. P.261-297.

44. High energy product temperature compensated permanent magnets for device used at high operating temperatures / H.A. Leupold, E. Potenziani, J.P. Clarke, A. Tauber / IEEE Trans. Magn. 1984. V.MAG-20. N.5. P. 1572-1574.

45. High coercivity 2:17 cobalt rare-earth magnets / H.A. Leupold, E. Potenziani, A. Tauber, H.F. Mildrum // J.-Appl. Phys. 1984. V.55.N.6. P.2097-2099.

46. Сплавы P3M-Zr-Co-Cu-Fe с повышенной температурной стабильностью / М.Б. Ляхова, В.В. Левандовский, А.Г. Пастушенков, С.М. Егоров //Физика магнитных материалов. Калинин, 1985. С. 117-127.

47. Camp F.E., Narasimhan K.S.V.L., Murt J.C. Temperature compensation in the "2:17" type magnets // IEEE Trans. Magn. 1985. V.MAG-21. N.5. P.1970-1972.

48. Магнитные свойства, фазовый состав и доменная структура высококоэрцитивных сплавов Gd-Zr-Co-Cu-Fe / М.Б. Ляхова, Ю.Е. Пушкарь, Е.Б. Шаморикова, Ю.В. Бабушкин // Физика магнитных материалов. Калинин, 1985. С.90-105.

49. М.Б. Ляхова, Ю.Е. Пушкарь. Доменная структура сплава Gd-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов. Калинин, 1983. С.77-81.

50. Rare earth Permanent Magnets for High Temperature Applications. / J.F. Liu, Y. Zhang, Y. Ding, D. Dimitrov, G.C. Hadjipanayis // Proc. fifteenth intern, workshop on Rare-Earth Magnets and their applications. Germany, Dresden, 1998. P.607-622.

51. Влияние термических обработок на магнитные свойства сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe различного фазового состава / О.И. Русанов, Ю.Е. Пушкарь, М.Б. Ляхова, Н.Н. Гусева // Физика магнитных материалов, Тверь. 1990. С. 81-93.

52. Пушкарь Ю.Е., Ляхова М.Б. Влияние термических обработок на формирование высококоэрцитивного состояния в сплавах Gd-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов. Калинин, 1987. С. 118-125.

53. Храбров В.И., Пузанова Т.З., Шур Я.С. Обратимые изменения коэрцитивной силы и структурного состояния сплава Sm-Co-Cu-Fe-Zr при низкотемпературной обработке//ФММ. 1979. Т.48. Вып.5. С.921-926.

54. Фазовый состав сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe / Н.П. Супонев, Ю.В. Титов, Е.Б. Шаморикова, Т.В. Симонишвили, В.В. Левандовский, А.Г. Дормидонтов // Физика магнитных материалов. Калинин, 1987. С.33-50.

55. Фазовый состав гомогенизированных сплавов Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z и его влияние на магнитную твердость / Г.В. Иванова, А.Г. Попов, JI.M. Магат и др. // ФММ. 1985. Т.59. Вып.6. С.1114-1121.

56. Пушкарь Ю.Е., Ляхова М.Б., Бабушкин Ю.В. Влияние комплексного легирования на микроструктуру и магнитные свойства монокристаллов на основе интерметаллических соединений GdCo5 и Gd2Coi7 // Высокочистые вещества. 1988. №4. С. 164-169.

57. Рентгеновское исследование структурных превращений в спеченных магнитах типа Sm2(Co,Fe,Cu,Zr)i7 // Гавико B.C., Магат Л.М., Иванова Г.В. и др./ФММ. 1984. Т.58. Вып.6. С.1117-1120.

58. Kianvash A., Harris I.R. Metallografic studies of a 2-17-type Sm(Co,Fe,Cu,Zr)8)92 magnetic alloy //J. Less-Corn. Met. 1984. V.98. P.93-108.

59. Satyanarayana M.V., Fujii H., Wallace W.E. Magnetic properties of substituted Sm2Coi7.xTx compounds (T У, Ti, Zr and Hf) // J. Appl. Phys. 1982. V.55. N.3. P.2374-2376.

60. Дегтева О.Б., Пушкарь Ю.Е., СупоневН.П. Структура и магнитные свойства сплавов Sm-Zr-Co и Gd-Zr-Co // Физика магнитных материалов. Калинин, 1983. С.50-58.

61. Gupta Н.О., Malik S.K., Wallace W.E. Anomalious magnetic behaviour of GeixMxCo5 (M-Zr, Hf) alloys // J. Magn. Magn. Mat. 1984. V.42. N.3. P.239-242.

62. Gupta H.O., Wallace W.E., Oswald E. Magnetic behaviour of PrixMxCo5 compounds (M-Ti, Zr, Hf) // J. Magn. Magn. Mat. 1984. V.50. P.339-342.

63. Пушкарь Ю.Е., Ляхова М.Б., Гусева H.H. / Влияние концентрации d-элементов на микроструктуру и магнитные свойства сплавов Gd-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов, Калинин. 1986. С.75-81.

64. Fidler G., Scalicky P., Rothwarf F. High resolution electron study Sm(Co,Fe,Cu,Zr)7,5 magnets // IEEE Trans. Magn. 1983. V.MAG-19. N.5. P.2041-2043.

65. Rabenberg L., Mishra R., Tomas G. Microstructures of precipitation hardened SmCo permanent magnets // J. Appl. Phys. 1982. V.53. N.3, P.2389-2391.

66. Rabenberg L., Mishra R., Tomas G. Comments on "High resolution electron microscope study of Sm(Co,Cu,Zr)7.5 magnets" // IEEE Trans. Magn. 1983. V.MAG-19. N.6. P.2723-2724.

67. Ray A.E. Metallurgical behaviour of Sm(Co,Fe,Cu,Zr)z alloys // J. Appl. Phys. 1984. V.55. N.6. P.2094-2096.

68. Ray A.E The development of high energy product permanent magnets from 2:17 RE-TM alloys // IEEE Trans. Magn. 1984. V.MAG-20. N.5. P.1614-1618.

69. Hadjipanayis G.C. Magnetic hardening in Zr-substituted 2:17 rare earth permanent magnets // J. Appl. Phys. 1984. V.53. N6.P.2091-2093.

70. Термомагнитный анализ процессов, приводящих к высококоэрцитивному состоянию сплавов Sm(Co,Cu)6 и Sm(Co,Cu,Fe,Zr)7;4 / В.И. Храбров, Я.С. Шур, А.Г. Попов и др. // ФММ. 1985. Т.59. Вып.1. С.47-55.

71. Potenziani Е., Choe K.S., Paul D.I. Ferromagnetic coercivity of Sm-Co alloys // IEEE Trans. Magn. 1982. V.MAG-18. T.6. P.1457-1459.

72. Kronmuller H., Durst K.D., Ervens W., Fernengel W. Micromagnetic analysis of precipitation hardened permanent magnets // IEEE Trans. Magn. 1984. V.MAG-20. N.5. P.1559-1561.

73. Liu J.F., Hadjipanayis G.C. Demagnetization curves and coercivity mechanism in Sm(Co,Cu,Fe,Zr)z magnets // J. Magn. Magn. Mat. 1999. V.195. P.620-626.

74. High-temperature magnetic properties and microstructural analysis of Sm(Co,Cu,Fe,Zr)z permanent magnets / J.F. Liu, Y. Zhang, G.C. Hadjipanayis // J. Magn. Magn. Mat. 1999. V.202. P.69-76.

75. Ray A.E. // J. Appl. Phys. 1990. V.67. P.4972.

76. Zhang В., Blachere J.R., Soffa W.A., Ray A.E. // J. Appl Phys. 1998. V.64. P.5729.

77. Durst K.D., Kronmuller H., Ervens W. // Phys. Stat. Sol. (a). 1998. V.108. P.403.

78. Chui S.T. Pinning of domain walls in finite temperatures. / J. Magn. Magn. Mat. 1999. V.202. P. 133-140.

79. Исследование фазового состава, структуры и магнитных свойств сплава Sm2CoioFe32Cui.2Zro.4 / Тейтель Е.И., Попов А.Г., Майков В.Г. и др. // ФММ. 1983. Т.55. Вып.2. С.349-357.

80. Иванова Г.В., Магат JI.M. Распад пересыщенных твердых растворов и обратимые изменения коэрцитивной силы сплавов для постоянных магнитов // Физические свойства магнитных материалов. Свердловск, 1982. С 45-49.

81. Структурные превращения и коэрцитивная сила сплавов Sm(Co,Fe,Cu,Zr)7.4 / Иванова Г.В., Магат JI.M., Попов А.Г. и др. // ФММ. 1982. Т.53. Вып.4. С.687-694.

82. Perri A.J. The eutectoid transformation of Sm(Co,Cu)5 // IEEE Trans. Magn. 1976. V.MAG-12. N.3. P.962-964.

83. Торчинова P.C., Терехова B.C., Савицкий E.M. Сплавы самария и перспективы их применения // Редкоземельные металлы, сплавы и соединения. М., Наука. 1973. С. 166-168.

84. Доменная структура и процессы перемагничивания магнитов из сплава Sm-Co-Cu-Fe-Zr. Пузанова Т.З., Попов А.Г., Шур Я.С. и др. // ФММ. 1981. Т.51.В.З. С.542-546.

85. Пузанова Т.З. Доменная структура и процессы перемагничивания спеченных магнитов из сплавов на основе SmCos и Sm2Co.7 // Физические свойства магнитных материалов. Свердловск. 1982. С.55-62.

86. Hadjipanayis G.C., Hazeltin R.C., Lowless K.R., Morton L.C. Magnetic domains in rare earth-cobalt permanent magnets // IEEE Trans. Magn., 1982, V.MAG-18, N.6. P. 1460-1462.

87. Li D., Strnat К J. Domain structure of two Sm-Co-Cu-Fe-Zr "2:17" magnets during magnetization reversal // J. Appl. Phys., 1984. V.55. N.6. P.2103-2105.

88. Ляхова М.Б., Левандовский В.В. Доменная структура высококоэрцитивных сплавов Sm-Zr-Co-Cu-Fe // Физика магнитных материалов, Калинин. 1982. С.80-86.

89. Угловые зависимости коэрцитивной силы сплавов (Sm,Zr)(Co,Cu,Fe)z / С. Ораби, Н.П. Супонев, М.Б. Ляхова, Ю.Е. Пушкарь // Физика магнитных материалов. Тверь, 1992. С.20-27.

90. Особенности процессов перемагничивания постоянных магнитов (Sm,Zr)(Co,Cu,Fe)z / С. Ораби, Ю.Г. Пушкарь, М.Б. Ляхова, Д.Д. Мишин // Журнал технической физики. 1993. Т.63. Вып.4. С. 177-183.

91. Angular dependences of coercive field in (Sm,Zr)(Co,Cu,Fe)z alloys / N.P. Suponev, R.M. Grechishrin, M.B. Lyakhova, Yu.E. Pushkar // J. Magn. Magn. Mat. 1996. V.157-158. P.367-377.

92. Ляхова М.Б., Пушкарь Ю.Е. Особенности процессов перемагничивания сплавов (R,Zr)(Co,Cu,Fe)z в зависимости от ориентации внешнего магнитного поля // Электротехника. 1997. №3. С. 12-16.

93. Stancu A., Papusoi С., Spinu L. Mixed-type models of hysteresis // J. Magn. Magn. Mat. 1995. P. 124-130.

94. StonerE.S, Wohlfarth E.P. A mechanism of magnetic hysteresis in heterogeneous alloys // Phil. Trans. Roy. Soc. London. 1948. V.240-A. P.599-642.

95. Браун А., Вестбрук Д. Методы получения интерметаллидов // Интерметаллические соединения. М.: Металлургия. 1970. С. 197-232.

96. Автоматизированные установки контроля магнитных свойств постоянных магнитов / А.Г. Пастушенков, В.И. Кононов, В.М. Горохов, А.Ю. Ивлев, А.К. Никифоров, Н.П. Супонев // Электротехника. 1997. № 9. С.4-8.

97. Graham C.D. Iron and nickel as magnetization standards // J. Appl. Phys. 1982. V.53. P.2032-2034.

98. Steingroever E. Measurements methods and standards for commercial rare earth permanent magnets // Intern, symp. on magnetic anisotropy and coercivity in RE-Transition metal alloys. Vienna, Austria, 1982. P.297-304.

99. Пшеничнов Ю.П. Выявление тонкой структуры кристаллов // Москва, 1974. 71 С.

100. Илюшин А.С. Введение в структурную физику редкоземельных интерметаллических соединений//М., МГУ. 1991. 177 С.1. БЛАГОДАРНОСТИ

101. Считаю своим приятным долгом выразить глубокую благодарность моему научному руководителю кандидату физ.-мат. наук, доценту Супоневу Николаю Петровичу за предложенную тему диссертации, научное руководство и обсуждение полученных результатов.

102. Выражаю глубокую благодарность кандидату физ.-мат. наук, доценту Ляховой Марине Борисовне за постоянное внимание, помощь в экспериментальной работе и плодотворное обсуждение результатов.

103. Хочу поблагодарить также Чебышеву Марину и студента Клыгина Сергея за помощь при проведении магнитных измерений.

104. Благодарю всех сотрудников кафедры магнетизма за поддержку данной работы.