Известия РАН. Серия физическая, 2019, T. 83, № 7, стр. 876-878

На сегодняшний день усовершенствование свойств постоянных магнитов базируется исключительно на экспериментальных результатах, а их теоретическое обоснование зачастую носит противоречивый характер, поэтому существует необходимость в более подробном изучении процессов перемагничивания в этих материалах.

Цель настоящей работы – создание на основе феноменологического подхода схемы моделирования процессов перемагничивания в одноосных высокоанизотропных ферромагнетиках на основе соединений редкоземельных металлов с 3d-переходными металлами.

Феноменологический подход к решению поставленной задачи заключается в том, чтобы, с одной стороны, учесть индивидуальные свойства микрообъемов и их статистику, с другой стороны, избежать необходимости точных расчетов и учета локальных фундаментальных магнитных характеристик, не рассматривая внутренние процессы в локальных областях, точная оценка которых в настоящее время практически невозможна [1].

Учет статистического распределения магнитных параметров микрообъемов при дальнейшем анализе позволил проводить оценку влияния различных воздействий (термической обработки, способов размагничивания, способов текстурирования) на формирование гистерезисных свойств материала. Существенным моментом в предлагаемом подходе является учет при рассмотрении процессов перемагничивания магнитостатического взаимодействия между микрообъемами, который проводили, используя результаты работы [2].

Высокие значения энергии магнитной кристаллической анизотропии в этих соединениях предопределяют невозможность реализации при перемагничивании механизма вращения вектора намагниченности (когерентного и некогерентного), поэтому в работе рассмотрены только два механизма: трудность зародышеобразования обратной магнитной фазы и трудность отрыва доменной стенки от места закрепления.

В магнитах из соединений Nd₂Fe₁₄B и SmCo₅, когда процесс перемагничивания определяется зародышеобразованием, особенностью данного механизма является зависимость поля возникновения зародыша обратной намагниченности Н_о в конкретном микрообъеме от величины намагничивающего поля Н_m, приложенного перед размагничиванием. Введение зависимости Н_о(Н_m) позволяет учитывать распределение параметров Н_о и эффективность влияния намагничивающего поля по микрообъемам материала [3].

Для создания модельного ансамбля, имитирующего анализируемый материал, необходимо задать следующие параметры: намагниченность насыщения J_s, H_anis – поле анизотропии, Н_s – поле насыщения, $Н _{о }^{{max}}$ – предельное поле образование зародыша, выше которого Н_о перестает зависеть от намагничивающего поля Н_m, Angle – угол между осью легкого направления анизотропии микрообъема и внешним полем, А = dH_o/dH_m – угол наклона зависимости Н_о(Н_m), характеризующий влияние намагничивающего поля.

Далее в рамках предлагаемой модели проводятся численные эксперименты, соответствующие внешнему воздействию на анализируемый материал. Моделирование гистерезисных свойств выполнялось программой FMRM, основанной на феноменологическом подходе к процессам перемагничивания, разработанном в настоящей работе работе. Данное программное обеспечение позволяло варьировать значения параметров модели, визуально сравнивая теоретические кривые в каждый момент расчета с результатами экспериментов, проведенных ранее. Подобное моделирование позволило объяснить целый ряд особенностей процессов перемагничивания и магнитного поведения в магнитах на базе соединений SmCo₅ и Nd₂Fe₁₄B [4].

В настоящей работе предложенный подход был использован для моделирования процессов перемагничивания в материале, гистерезисные свойства которого определяются трудностью отрыва доменной стенки. Таким материалом является сплав Sm₂Co₁₇, в котором доменная стенка закрепляется на выделениях фазы типа SmCo₅ в матричной фазе типа Sm₂Co₁₇.

Процесс перемагничивания заключается в прохождении доменной стенки через ансамбль микрообъемов фазы типа Sm₂Co₁₇ и закреплении ее на выделениях фазы типа SmCo₅. Схема такого процесса изображена на рис. 1а.

Рис. 1.

а – Схема численной модели материала; б – экспериментальные частные петли для сплава SmCo, Fe, Cu, Zr)_7.5 в высококоэрцитивном состоянии; в – сравнение рассчитанных и экспериментальных данных для сплава Sm(Co, Fe, Cu, Zr)_7.5, в высококоэрцитивном состоянии.

В данном случае введен параметр, характеризующий эффективность закрепления доменной стенки Н_кр, который фактически заменил параметры Н_о, Н_о(Н_m) и А = dH_o/dH_m. При этом Angle – угол отклонения оси кристалла от направления легкого намагничивания в поликристаллическом материале. Остальные параметры: J_s, H_anis, Н_s сохраняют свой физический смысл.

В качестве примера на рис. 1б, 1в представлены измеренные экспериментально частные петли гистерезиса образца сплава Sm (Co, Fe, Cu, Zr)_7.5, после оптимальной термической обработки (рис. 1б) и результаты моделирования ансамбля, имитирующего этот образец (рис. 1в). При расчете использовали следующие значения параметров ансамбля: Н_кр – поле отрыва доменной стенки от места закрепления 2240 кА · м^–1 (28 кЭ) с дисперсией 800 кА · м^–1 (10 кЭ), J_s = 0.92 Тл, H_anis= 4800 кА · м^–1 (60 кЭ).

Для проверки адекватности моделирования проверили реакцию модели на такой фактор, как изменение доменной структуры при различной однородности материала. Наиболее ярко доменная структура будет различаться для образцов с различным распределением Н_кр, то есть при большой дисперсии Н_кр. При этом доменная структура будет мелкой, так как часто встречаются различные места закрепления. В случае идеально однородного материала Н_кр одинаково по всему объему и доменная стенка проходит большое расстояние, то есть домены будут крупные.

В первом случае распределение Н_кр задавали функцией Гаусса с дисперсией параметра Н_кр, равной 800 кА/м (10 кЭ). В этом случае в полях, близких к коэрцитивной силе, доменная структура в поле, чуть меньшем поля Н_с (рис. 2а) будет почти такая же, как в поле, чуть больше поля Н_с (рис. 2б), так как распределение Н_кр носит симметричный характер.

Рис. 2.

Моделирование доменной структуры в случае, когда распределение Н_кр задано функцией Гаусса: а – поле меньше Н_с – 200 кА · м^–1 (25 кЭ), б – поле больше Н_с – 2400 кА · м^–1 (30 кЭ). Моделирование доменной структуры в случае, когда распределение Н_кр постоянно: в – поле меньше Н_с – 2000 кА · м^–1 (25 кЭ), г – поле больше Н_с – 2400 кА · м^–1 (30 кЭ).

Во второй ситуации задавали параметр Н_кр постоянным, то есть места закрепления были почти одинаковой эффективности и доменная стенка в полях, меньших и больших Н_с, будет проходить большие расстояния. Доменная структура будет крупнее (рис. 2в, 2г). Таким образом, предложенный способ моделирования, основанный на феноменологическом подходе, вполне адекватно отражает процессы перемагничивания в данном материале.