1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 121, № 2, 2020

Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 2, стр. 137-141

Влияние содержания Co на структурную стабильность и магнитомягкие свойства аморфного сплава (Fe1 – xCox)86Hf7B6Cu1

Ю. Гу a, *, Ю. Х. Чжан b, С. Ли a, Ц. Ван a, В. Ван a, К. М. Ван a, **

a Ляолинский университет науки и технологии
114044 Аньшань, Китай

b Школа материаловедения и технологии материалов, Северо-восточный университет
110004 Шеньян, Китай

* E-mail: lnasgy@126.com
** E-mail: kdwangkaiming@126.com

Поступила в редакцию 13.05.2019
После доработки 25.06.2019
Принята к публикации 02.07.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Ленты аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 были изготовлены методом закалки расплава на вращающееся колесо. Микроструктура, энергия активации кристаллизации, магнитомягкие свойства и дефекты структуры образцов были исследованы с помощью XRD (дифракционный рентгеновский анализ), TEM (просвечивающая электронная микроскопия), DTA (дифференциальный термический анализ), VSM (вибрационный магнитометр) и временной спектроскопии аннигиляции позитронов. Результаты указанных исследований свидетельствуют о том, что полученные ленты имеют аморфную структуру. Из результатов применения метода аннигиляции позитронов следует, что для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1(x = 0.4) время жизни позитрона в пустотах типа моновакансий τ1 составляет 149.0 псек. Время жизни позитрона в микропорах τ2 составляет 344.5 пс. Значения τ1 и τ2 для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1(x = 0.4) оказываются минимальными для всех образцов, что свидетельствует о том, что размеры пустот типа моновакансий и микропор в этом сплаве являются наименьшими. С учетом результатов DTA можно утверждать, что наибольшую структурную стабильность имеет аморфный сплав (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4). Результаты измерений, выполненных на вибрационном магнтометре показывают, что наилучшие магнитомягкие свойства имеет аморфный сплав (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4).

Ключевые слова: аморфные сплавы, временной спектр аннигиляции позитронов, структурная стабильность, магнитомягкие свойства

ВВЕДЕНИЕ

Новый магнитомягкий нанокристаллический сплав (Fe(Co)–M–B–Cu) был разработан на основе аморфного сплава alloy Fe–Zr–B [1]. В работе Иванабе было показано, что добавление Co в сплав или частичная замена Fe на Co может привести к повышению температуры применения и к дополнительной оптимизации магнитомягких свойств сплава [2]. Аморфные и нанокристаллические сплавы Fe(Co)–M–B–Cu (M = Zr, Nb, Hf) появились в конце двадцатого века. Они представляют собой новые магнитомягкие материалы, предназначенные для использования при высокой температуре и обладающие при этом исключительными магнитомягкими свойствами [3–5]. Одним из применений является изготовление ленточных сердечников низкочастотный и высокочастотных трансформаторов [6, 7]. В данной системе сплавов существенную роль в формировании аморфной и нанокристаллической структуры играют легирующие элементы [8–12]. Поэтому очень важно исследование влияния содержания Co на структурную стабильность и магнитомягкие свойства аморфных сплавов Fe(Co)–M–B–Cu (M = Zr, Nb, Hf). В данной статье микроструктура и структурные дефекты аморфных сплавов (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 были исследованы с использованием метода аннигиляции позитронов. Также были определены магнитные свойства аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 при частичном замещении Fe на Co.

ОПИСАНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТА

Слитки сплавов (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 изготовляли дуговой плавкой в атмосфере аргона. Аморфные ленты шириной 2 мм и толщиной 25 мкм получали методом закалки расплава на вращающееся колесо. Образцы исследовались методами дифракционного рентгеновского анализа (XRD) и просвечивающей электронной микроскопии (TEM). Для измерения намагниченности насыщения и коэрцитивной силы применяли вибрационный магнитометр (VSM). Энергию активации кристаллизации аморфных сплавов с различным составом рассчитывали с использованием дифференциального термического анализа (DTA) и метода Киссиджера. Микроструктуру и дефекты структуры образцов аморфных сплавов исследовали с применением метода аннигиляции позитронов.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1 приведены дифрактограммы сплавов (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.3,0.4,0.5,0.6) в состоянии после закалки. Все дифрактограммы имеют расширенный пик диффузного рассеяния вблизи угла 2θ = 44 град. На рис. 2a и 2б изображены микроструктура и электронограмма соответствующего участка образца сплава (Fe1 –хCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4). Можно видеть, что морфология матрицы аморфного сплава однородная, без структурных особенностей, и дифракционное кольцо представляет собой широкое диффузное кольцо. Для других образцов при TEM получены аналогичные результаты. Это свидетельствует о том, что ленты сплава (Fe1 –хCox)86Hf7B6Cu1 имеют аморфную структуру.

Рис. 1.

Дифрактограммы сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1.

Рис. 2.

Микрофотография TEM (a) и электронограмма (б) аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4).

На рис. 3 приведены DTA-кривые аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) при различных скоростях нагрева. Для других образцов получены кривые аналогичной формы. Для расчета энергии активации кристаллизации использовалось уравнение Киссинджера:

$\ln \left( {\frac{\varphi }{{T_{x}^{2}}}} \right) = - \frac{E}{{R{{T}_{x}}}} + C,$
где φ – скорость нагрева, Tx – температура кристаллизации, R – молярная газовая постоянная. Значения Tx измерялись при различных скоростях нагрева и затем строилась прямая линия $\ln \left( {{{\varphi } \mathord{\left/ {\vphantom {{\varphi } {T_{x}^{2}}}} \right. \kern-0em} {T_{x}^{2}}}} \right) - {1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 {{{T}_{x}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{x}}}}.$ Энергия активации E рассчитывалась исходя из наклона этой прямой линии.

Рис. 3.

DTA-кривые аморфного сплава (Fe1 ‒ хCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4).

В табл. 1 приведены рассчитанные значения энергии активации кристаллизации для образцов с номерами с 1 по 4. Видно, что наибольшую энергию активации кристаллизации имеет аморфный сплав (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4).

Таблица 1.

Рассчитанные значения энергии активации кристаллизации аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1

Номер образца x Энергия активации, кДж/моль
1 0.3 299
2 0.4 300
3 0.5 296
4 0.6 288

На рис. 4 показан временной спектр аннигиляции позитронов для аморфного сплава (Fe1 ‒ xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.3, 0.4, 0.5, 0.6). Характеристические параметры временного спектра аннигиляции позитронов для лент из закаленного аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = = 0.3, 0.4, 0.5, 0.6) приведены в табл. 2. Временной спектр аннигиляции позитронов для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 представляет собой суперпозицию трех компонент с различным весом, т.е. $S\left( t \right) = \sum\nolimits_{i = 1}^3 {{{{\tau }}_{i}}{{I}_{i}}} .$ Как можно видеть из табл. 2, позитроны аннигилируют в образцах. Первое время жизни (τ1) соответствует времени жизни позитрона в пустоте типа моновакансии и имеет значение, промежуточное между временем жизни позитрона (107 пс) в свободной области и временем жизни позитрона в отдельной вакансии чистого кристаллического Fe (170 пс). Это обусловлено тем, что аморфный сплав изготавливался методом закалки расплава при очень высокой скорости охлаждения, атомам недостаточно времени для распределения, и разупорядоченная структура жидкости оказывается замороженной. Атомы образуют характерные группы, называемые многоугольниками Бернала. Пустоты в таких многоугольниках таковы, что в них не может поместиться еще один атом, поэтому их объем меньше, чем объем отдельной вакансии в кристаллических материалах. Такие пустоты называются пустотами типа моновакансий. Время жизни позитрона в таких пустотах меньше, чем время жизни в отдельных вакансиях кристаллических материалов, но больше, чем время жизни в свободной области кристаллических материалов. Второе время жизни (τ2) соответствует времени жизни позитрона в микропорах. Интенсивности I1 и I2 относятся к первому времени жизни τ1 и второму времени жизни τ2 соответственно. Третье время жизни (τ3) соответствует вкладу источника позитронов с интенсивностью I3 не превышающей 2%. Это время жизни в табл. 2 не указано.

Рис. 4.

Временной спектр аннигиляции позитронов для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1.

Таблица 2.

Характеристические параметры временного спектра аннигиляции позитронов для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1

Номер образца x τ1, пс τ2, пс I1, % I2, %
1 0.3 150.2 347.6 78.01 21.99
2 0.4 149.0 344.5 76.92 23.08
3 0.5 152.2 369.6 79.99 20.01
4 0.6 149.9 350.8 77.52 22.48

Результаты, полученные при применении метода аннигиляции позитронов для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) показали, что время жизни позитрона ${{\tau }_{{\text{1}}}}$ в пустотах типа моновакансий составляет 149.0 пс. Время жизни позитрона${{{\tau }}_{{\text{2}}}}$ в микропорах составляет 344.5 пс. Значения ${{\tau }_{{\text{1}}}}$ и ${{\tau }_{{\text{2}}}}$ для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) минимальны, что свидетельствует о том, что размеры пустот типа моновакансий и микропор в данном сплаве имеют наименьшее значение. Также из табл. 2 видно, что интенсивность I1 значительно больше, чем интенсивность I2, следовательно, аннигиляция позитронов в основном происходит в пустотах типа моновакансий. Кроме того, интенсивность I1 соответствующая первому времени жизни для аморфного сплава (Fe1 ‒ xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) имеет наименьшее значение. Это означает, что число пустот типа моновакансий в аморфном сплаве (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) минимально. Аморфные сплавы термодинамически нестабильны. При определенных внешних условиях происходит нанокристаллизация. При нанокристаллизации аморфных сплавов атомы должны быть перераспределены и упорядочены. При наличии в аморфном сплаве больших пустот легче протекает как диффузия атомов, так и кристаллизация. Для аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) размеры пустот типа моновакансий и микропор имеют наименьшее значение. Исходя из результатов DTA и временного спектра аннигиляции позитронов можно сделать вывод, что наилучшей структурной стабильностью обладает аморфный сплав (Fe1 – xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4).

В табл. 3 приведены результаты измерений, выполненных на вибрационном магнитометре. Можно видеть, что образец № 2 имеет наилучшие магнитомягкие свойства. Коэрцитивная сила и намагниченность насыщения этого образца составляют 44.54 A/м и 167.32 эме/г соответственно.

Таблица 3.

Коэрцитивная сила и намагниченность насыщения аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1

Номер образца x Коэрцитивная сила, A/м Намагниченность насыщения, эме/г
1 0.3 49.28 152.86
2 0.4 44.54 167.32
3 0.5 45.48 150.27
4 0.6 47.86 137.48

Магнитные характеристики обычно подразделяются на два вида. Одни из них, такие как коэффициент магнитострикции насыщения и намагниченность насыщения, не чувствительны к структуре материала. Другие характеристики, а именно коэрцитивная сила, магнитная проницаемость и восприимчивость и остаточная магнитная индукция, чувствительны к микроструктуре материала. При наличии в материале большого числа дефектов, таких как вакансии, дислокации и т.д. магнитная проницаемость материала снижается, а коэрцитивная сила повышается при увеличении числа дефектов. Результаты применения метода аннигиляции позитронов показывают, что размеры пустот типа моновакансий и микропор в аморфном сплаве (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) имеют наименьшее значение. Поэтому коэрцитивная сила этого сплава оказывается самой низкой.

ВЫВОДЫ

Выполнено исследование структурной стабильности и магнитномягких свойств аморфных сплавов (Fe1 – xCox)86Hf7B6Cu1, основные результаты которого можно резюмировать следующим образом:

1. Результаты применения метода аннигиляции позитронов показывают, что размеры пустот типа моновакансий и микропор имеют наименьшее значение в образце аморфного сплава (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4). С учетом результатов DTA можно утверждать, что аморфный сплав (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) имеет наибольшую структурную стабильность.

2. Аморфный сплав (Fe1 –xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) имеет минимальную коэрцитивную силу 44.5 A/м и максимальную намагниченность насыщения порядка 167.32 эме/г. Аморфный сплав (Fe1 ‒ xCox)86Hf7B6Cu1 (x = 0.4) обладает наилучшими магнитомягкими свойствами.

Работа была выполнена при поддержке Государственного фонда естественных наук Китая (Грант № 51401049) и Фонда естественных наук провинции Ляонин (№ 20170540454, 20180550698, 20180550661).

Список литературы

  1. Suzuki K., Kataoka N., Inoue A., Masumoto T. High saturation magnetization and soft magnetic properties of bcc Fe–Zr–B alloys with ultrafine grain structure // Mater. T. JIM. 1990. V. 31. P. 743–746.

  2. Iwanabe H., Lu B., Mchenry M.E., Laughlin D.E. Thermal stability of the nanocrystalline Fe–Co–Hf–B–Cu alloy // J. Appl. Phys. 1999. V. 85. P. 4424–4426.

  3. Blázquez J.S., Roth S., Mickel C., Conde A. Partial substitution of Co and Ge for Fe and B in Fe–Zr–B–Cu alloys: microstructure and soft magnetic applicability at high temperature // Acta. Mater. 2005. V. 53. P. 1241–1251.

  4. Škorvánek I., Marcin J., Turčanová J.,Kováč J., Švec P. Improvement of soft magnetic properties in Fe38Co38Mo8B15Cu amorphous and nanocrystalline alloys by heat treatment in external magnetic field // J. Alloy. Compd. 2010. V. 504. P. S135–S138.

  5. Liang X.B., Kulik T., Ferenc J., Xu B.S. Thermal and magnetic properties of Hf-containing HITPERM alloys // J. Magn. Magn. Mater. 2007. V. 308. P. 227–232.

  6. Chu S.Y., Kline C., Huang M.Q., McHenry M.E. Preparation, characterization and magnetic properties of an ordered FeCo single crystal // J. Appl. Phys. 1999. V. 85. P. 6031–6033.

  7. Scott J.H.J., Chowdary K., Turgut Z., Majetich S. Neutron powder diffraction of carbon-coated FeCo alloy nanoparticles // J. Appl. Phys. 1999. V. 85. P. 4409–4411.

  8. Han M.G., Ou Y., Liang D.F., Deng L.J. Annealing effects on the microwave permittivity and permeability properties of Fe79Si16B5 microwires and their microwave absorption performances // Chin. Phys. B. 2009. V. 18. P. 1261–1265.

  9. Suzuki K., Parsons R., Zang B., Onodera K., Kishimoto H., Kato A. Copper-free nanocrystalline soft magnetic materials with high saturation magnetization comparable to that of Si steel // Appl. Phys. Lett. 2017. V. 110. P. 012407.

  10. Xue L., Yang W., Liu H., Men H., Wang A., Chang C. Effect of Co addition on the magnetic properties and microstructure of FeNbBCu nanocrystalline alloys // J. Magn. Magn. Mater. 2016. V. 419. P. 198–201.

  11. Dmitrieva N.V., Lukshina V.A., Filippov B.N., Potapov A.P. Thermal stability of magnetic properties of nanocrystalline (Fe0.7Co0.3)88Hf4Mo2Zr1B4Cu1, alloy with induced magnetic anisotropy // Phys. Met. Metallogr. 2016. V. 117. P. 976–981.

  12. Blázquez J.S., Marcin J., Varga M., Franco V. Influence of microstructure on the enhancement of soft magnetic character and the induced anisotropy of field annealed HITPERM-type alloys // J. Appl. Phys. 2015. V. 117. P. 17A301.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал