Неорганические материалы, 2019, T. 55, № 2, стр. 148-153

ВВЕДЕНИЕ

В последнее время актуальным в области современного материаловедения и физики магнитных явлений является вопрос о возможности получения магнитных материалов с заданными параметрами. В этом смысле быстрозакаленные сплавы на основе переходных металлов в виде лент и проволок являются удобным модельным объектом. Не обладая собственной кристаллографической анизотропией, имея высокую дифференциальную магнитную проницаемость и малые потери на перемагничивание, такие сплавы в зависимости от вида и режимов их предварительной обработки могут изменять свои магнитные параметры в самом широком диапазоне.

Одним из способов целенаправленного управления магнитными параметрами таких сплавов может являться наведение в них контролируемой пластической деформации [1–3], которая должна приводить к изменению ближнего и дальнего порядка в расположении атомов. Как правило, наведение пластических деформаций в кристаллических магнитных материалах сопровождается значительным изменением магнитной проницаемости и коэрцитивной силы, что, в частности, может быть обусловлено появлением двух магнитных подсистем, обусловленных разной степенью деформации зерен [4]. В быстрозакаленных ферромагнетиках наведение пластической деформации не связано с увеличением концентрации дефектов, характерных для поликристаллических магнитных материалов.

Цель настоящей работы – исследование влияния пластической деформации различной величины на магнитные параметры быстрозакаленных ферромагнитных сплавов.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

В работе исследовались быстрозакаленные проволоки состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅ длиной 0.09 м, диаметром 135 мкм. Исследуемые образцы были получены и сертифицированы в ФГУП “ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина” (г. Москва). Константа магнитострикции λ_s проволок в недеформированном состоянии имела абсолютное значение ~10^–7–10^–8.

Наведение значительной пластической деформации только лишь приложением высоких значений растягивающих напряжений в быстрозакаленных наноструктурированных сплавах на основе переходных металлов весьма затруднительно из-за их разрушения. В связи с этим был использован способ получения пластически деформированных сплавов приложением растягивающих напряжений с одновременным пропусканием постоянного электрического тока. Наведение пластической деформации в проволоках проводилось путем пропускания по ним постоянного электрического тока плотностью j = 38.7 МА/м² на воздухе в течение 2 мин с одновременным приложением растягивающих напряжений в интервале от 5.3 до 140 МПа.

Изменения структуры проволок состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅ в процессе их предварительной обработки электрическим током не исследовались. Однако структурные исследования проволок близкого состава (Co₆₆Fe₄Nb_2.5Si_12.5B₁₅), также полученных в ФГУП “ЦНИИЧермет им. И.П. Бардина”, при их обработке постоянным электрическим током на воздухе в отсутствие растягивающих деформаций проводились в [5]. Было показано, что в диапазоне плотностей электрического тока обработки j = 4.2–7.4 МА/м² можно выделить три характерных диапазона, связанных с различными процессами структурной перестройки быстрозакаленных проволок состава Co₆₆Fe₄Nb_2.5Si_12.5B₁₅. Установлено, что структурные изменения в проволоках влияют на их магнитную проницаемость и изменяют, в частности, магнитоимпедансные параметры. Согласно рентгенофазовому анализу, исходные образцы и образцы, обработанные при j = 4.2–33.3 МА/м², имеют одинаковую дифракционную картину, которая представляет собой размытое гало без рефлексов. На дифракционной картине образца, обработанного при j = 35.4 МА/м², имеется один широкий рефлекс, на котором различимы слабые линии. Исходя из этого в [5] делается вывод о том, что на начальных стадиях формирования кристаллической структуры (при j ≤ 35.4 МА/м²) размеры образующихся кристаллитов еще достаточно малы (менее 10 нм) и однозначно идентифицировать фазы по выявленным линиям не удается. Образцы, обработанные при j = 37.4 МА/м², дают четкую дифракционную картину, позволяющую определить наличие в них кристаллических фаз α-Fe, β-Co, а также Сo₃B, CoNbB. В образцах, обработанных при j = 46.4 МА/м², четко определяются фазы α-Fe, β-Co, Co₂Si. При этом обнаруживаются следы NbCo₂ и α-Co. Таким образом, при плотности электрического тока выше 35.4 МА/м² и, соответственно, увеличении температуры проволоки активируется рост кристаллитов, и их размеры, согласно [5], могут превышать 50 нм. Замена Nb на Тa в идентичных по составу наноструктурированных сплавах на основе переходных металлов не должна сколь-либо существенно влиять на процессы их структурной релаксации и кристаллизации [6]. В связи с этим можно считать, что структурные изменения, происходящие при обработке электрическим током проволоки состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅, аналогичны структурным изменениям, происходящим в проволоке состава Co₆₆Fe₄Nb_2.5Si_12.5B₁₅.

Остаточная пластическая деформация проволок Δl/l₀ (где Δl = l_σ–l₀, l_σ – длина проволок при приложении растягивающих напряжений σ, l₀ – длина проволок при σ = 0) изменялось в интервале от 0.23 до 6.7% в зависимости от значений растягивающих напряжений, приложенных в процессе обработки электрическим током.

Измерение магнитных параметров исследуемых образцов осуществлялось индукционным методом [7]. Переменное магнитное поле в процессе измерений прикладывалось вдоль их длины. Частота перемагничивающего поля составляла 1 кГц. В процессе измерения магнитных параметров к исследуемым проволокам прикладывались растягивающие напряжения σ в интервале 7.0–140 МПа, что не приводило к возникновению в исследуемых образцах остаточных деформаций.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1 приведены зависимости магнитных параметров исследованных проволок от величины Δl/l₀. Как следует из полученных результатов, при изменении Δl/l₀ от 0.23 до 6.7% происходит уменьшение остаточной индукции B_r от 0.52 до 0.07 Тл, коэрцитивной силы Н_с – от 35 до 13 А/м и максимального значения динамической магнитной проницаемости μ_dmax= (dB/dH)_max – от 26 100 до 4800. Полученный результат свидетельствует об изменениях магнитной структуры проволок, происходящих при наведении в них пластических деформаций.

На рис. 2, 3 приведены петли гистерезиса проволок и соответствующие зависимости величин B_r, Н_с и μ_dmax от Δl/l₀ и σ. Как следует из представленных зависимостей, чем больше величина наведенных пластических деформаций Δl/l₀ в интервале от 0.23 до 3.53%, тем значительнее изменения B_r, Н_с и μ_d под действием растягивающих напряжений σ.

Рассмотрим поведение магнитных параметров проволок с различным значением Δl/l₀ в отсутствие (σ = 0) и при приложении к ним σ. На полученных зависимостях В(Н) при различных Δl/l₀ хорошо выражены два участка с разным значением дифференциальной магнитной проницаемости. Первый участок (Н = 0–(40–120) А/м) характеризуется высоким значением дифференциальной магнитной проницаемости μ_d, что свидетельствует о преобладающей роли процесса смещения доменных границ в механизме намагничивания проволоки. В более сильных магнитных полях (Н > 70–120 А/м) зависимость B(H) имеет линейный характер, т.е. μ_d не изменяется с ростом Н, что свидетельствует о том, что основным механизмом намагничивания проволок становится процесс поворота намагниченности.

Величина Δl/l₀ определяет чувствительность магнитных параметров проволок к действию σ. Так, при Δl/l₀ = 0 (рис. 2) B_r и μ_dmax практически не изменяются с ростом σ интервале 7.0–140 МПа. При увеличении Δl/l₀ до 3.53% повышение σ приводит к росту B_r и μ_dmax. В частности, B_r при Δl/l₀ = 3.53% возрастает от 0.13 Тл при σ = 0 до 0.63 Тл при σ = 140 МПа. При этом μ_dmax изменяется в интервале от 6700 до 49 100. Такой результат может свидетельствовать как об изменении основного механизма намагничивания исследованных проволок, так и об увеличении модуля константы магнитострикции λ_s. Отметим, что при дальнейшем увеличении Δl/l₀ до 6.7% наблюдается некоторое уменьшение чувствительности магнитных параметров проволок к действию σ (изменение B_r в интервале от 0.08 до 0.51 Тл и μ_dmax от 4560 до 18 880 соответственно).

Полученные зависимости B_r, Н_с и μ_dmax от Δl/l₀ при σ = 0 можно объяснить на основе следующих представлений. Согласно [6], магнитная структура быстрозакаленных проволок с константой магнитострикции близкой к нулю состоит из продольно намагниченного ядра и приповерхностной области, в которой намагниченность преимущественно имеет либо радиальную (если λ_s > 0), либо циркулярную (если λ_s < 0) ориентацию. Уменьшение B_r и μ_d проволок с ростом Δl/l₀ указывает на уменьшение объема магнитного ядра проволоки, перемагничивающегося смещением доменных границ. Взаимосвязь между радиусом r продольно намагниченного ядра и B_r выражается соотношением [8]

где B_s – индукция насыщения проволоки, R – радиус проволоки. Уменьшение объема ядра проволоки является следствием наведения радиальной магнитной анизотропии при возникновении пластических деформаций.

Коэрцитивная сила проволоки определяется в основном полем H_dw смещения доменных границ в ее ядре. В свою очередь выражение для поля смещения H_dw доменной границы в ядре проволоки может быть представлено в виде [9]

где H_c0 – коэрцитивная сила доменной границы в ядре проволоки, γ ~ (AK_l)^1/2 – ее поверхностная плотность энергии, A – параметр обменного взаимодействия, K_l –константа магнитной анизотропии ядра проволоки, обусловленная внутренними закалочными напряжениями. Пластическая деформации проволоки уменьшает значения А и K_l, что в свою очередь приводит к уменьшению γ и H_dw.

Наведение пластической деформации в исследованных проволоках является результатом их термоупругой обработки [10]. Такая обработка в быстрозакаленных ферромагнитных проволоках с положительным значением λ_s приводит к наведению радиальной магнитной анизотропии, перпендикулярной линии приложения пластических деформаций, следовательно, к увеличению объема проволоки с радиальным распределением намагниченности. В свою очередь в быстрозакаленных ферромагнитных проволоках с отрицательным значением λ_s наводится магнитная анизотропия вдоль линии приложения деформаций. Как свидетельствуют зависимости B_r(σ) и μ_dmax (σ), в проволоках с Δl/l₀ от 1.18 до 6.7% λ_s > 0. В этом случае приложение σ в процессе измерения магнитных параметров ведет к повороту намагниченности вдоль линии приложения растягивающих напряжений, что сопровождается ростом B_r и μ_dmax. Чем значительнее объем материала с радиальным распределением намагниченности, тем больше изменения B_r и μ_dmax проволок под действием σ. Вместе с тем увеличение чувствительности магнитных параметров проволок под действием пластических деформаций к σ не может быть объяснено только лишь изменением распределения намагниченности в ядре и приповерхностной области проволок. Более важным фактором в быстрозакаленных проволоках на основе кобальта может являться изменение λ_s в результате наведения пластических деформаций. Обсудим этот вопрос подробнее.

Согласно модели поворота намагниченности [11], процесс перестройки доменной структуры в области проволоки с радиальным распределением намагниченности, занимающей после наведения пластических деформаций основной объем образца, может быть описан соотношением

где K_r – константа наведенной пластическими деформациями радиальной магнитной анизотропии проволок, μ₀ – магнитная проницаемость вакуума. Из (3) получим следующее выражение для величины λ_s:где ΔK_r = K_r(σ = 140 МПа) – K_r(σ ≈ 0), Δμ_d= μ_d(σ ≈ ≈ 140 МПа) – μ_d(σ ≈ 0), ΔB_r = B_r(σ ≈ 140 МПа) – ‒ B_r(σ ≈ 0). Множитель (ΔB_r/B_s)^3/2 в (4) определяет влияние изменения объема магнитного ядра проволоки в результате приложения упругих растягивающих напряжений σ. В выражении (4) учитывается вклад в магнитострикцию только от поворота намагниченности в области с ее радиальным распределением. Процессы смещения доменных границ в ядре проволоки вследствие четности эффекта магнитострикции не вносят вклад в изменение размеров образца. Из соотношения (4) следует, что λ_s проволок с различным значением Δl/l₀ определяются по изменениям под действием σ трех параметров: ΔK_r = ΔH_krB_s/2 (ΔH_kr – изменения поля наведенной пластическими деформациями радиальной анизотропии, определяемые по изменению магнитного поля перехода от участка с высоким значением μ_d к участку с низким значением μ_d) под действием σ (рис. 2)), B_r (определяется из анализа полученных петель гистерезиса) и B_s. Значения Δμ_d определяются на том же участке петли гистерезиса, на котором происходит изменение основного механизма намагничивания проволок.

Из анализа петель гистерезиса проволок с различным значением Δl/l₀ (рис. 2) следует, что μ_d на втором участке петель гистерезиса практически не зависит от магнитного поля и может считаться постоянной величиной. В свою очередь в исследованном диапазоне Н и σ значения максимально измеренной магнитной индукции для проволок с различным значением Δl/l₀ близки, что свидетельствует о близких значениях их B_s ≈ 0.8 Тл.

Так как основным механизмом намагничивания проволок состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅ с высоким значением Δl/l₀ является поворот магнитных моментов в области с радиальным распределением намагниченности, то приложение σ приводит к уменьшению константы магнитной радиальной анизотропии K_r. При этом увеличение B_r и μ_d может быть обусловлено возросшими, по сравнению с недеформированным состоянием, значениями λ_s.

Оценочные изменения поля наведенной радиальной анизотропии ΔH_kr, возникающие под действием упругих растягивающих напряжений σ = = 140 МПа, приложенных в процессе измерения петель гистерезиса, и соответствующие значения константы магнитострикции λ_s проволок при различных величинах Δl/l₀, полученные из выражения (4), приведены на рис. 4.

Как следует из полученных результатов, константа магнитострикции λ_s изменяет знак в результате пластической деформации проволок. Само абсолютное значение λ_s возрастает c увеличением Δl/l₀ по сравнению с первоначальным значением почти на порядок. Именно это обстоятельство является основной причиной роста чувствительности магнитных параметров проволок с относительно высоким значением пластической деформации к действию упругих растягивающих напряжений.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

На основании проведенных исследований влияния наведенной пластической деформации на динамические магнитные параметры быстрозакаленных проволок состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅ сделаны следующие выводы.

Пластическая деформация наводит радиальную магнитную анизотропию, в проволоках состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅, что приводит к уменьшению их остаточной индукции, коэрцитивной силы и дифференциальной магнитной проницаемости.

Рост пластической деформации быстрозакаленных проволок состава Co₆₆Fe₄Ta_2.5Si_12.5B₁₅ в интервале от 0.23 до 6.7% приводит к увеличению чувствительности их остаточной индукции, коэрцитивной силы и дифференциальной магнитной проницаемости к действию упругих растягивающих напряжений, ориентированных вдоль длины проволоки. Такой результат может быть связан не столько с увеличением объема области проволоки с радиальным распределением намагниченности, сколько с увеличением константы магнитострикции пластически деформированных проволок.

БЛАГОДАРНОСТЬ

Выполнение работы поддержано Госзаданием РФ (проект № 3.1941.2017/4.6).