ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2009, том 107, № 4, с. 376-382
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ ^^^^^^^^^^^^ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА
УДК 669.15:539.213.28:537.622.4
НАВЕДЕННАЯ МАГНИТНАЯ АНИЗОТРОПИЯ И СТРУКТУРА НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ Ре-Со-Си-]ЧЬ-81-В С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ Со. I. МАГНИТНАЯ АНИЗОТРОПИЯ, НАВЕДЕННАЯ ОТЖИГОМ ПОД НАГРУЗКОЙ, И ЕЕ ТЕРМИЧЕСКАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ
© 2009 г. Н. В. Дмитриева, В. А. Лукшина, Е. Г. Волкова, Н. М. Клейнерман, В. В. Сериков, А. П. Потапов
Институт физики металлов УрО РАН, 620041 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 08.04.2008 г.; в окончательном варианте - 17.06.2008 г.
Показано, что введение Со за счет Бе в аморфный сплав Реу^С^КЪ^^.^ приводит к смене типа магнитной анизотропии, возникающей в сплаве в результате термомеханической обработки (ТМехО) при 520°С. Тип наведенной магнитной анизотропии определяет функциональные характеристики этих сплавов, как магнитомягких материалов. При содержании в сплаве 10 ат. % Со наводится магнитная анизотропия с направлением легкого намагничивания поперек оси ленты (поперечная наведенная магнитная анизотропия) так же, как и в сплаве без Со. При введении в сплав 20-30 ат. % Со наведенная магнитная анизотропия (НМА) становится продольной с направлением легкого намагничивания вдоль оси ленты. Исследована термическая стабильность магнитных свойств сплавов с наведенной магнитной анизотропией.
РАС8: 75.50. Т1, 75.30. Gw
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время для улучшения динамических характеристик нанокристаллических сплавов на основе железа Ре-Си-№>-81-Б предложено [1, 2] введение в состав сплава кобальта за счет уменьшения содержания железа. Введение Со позволяет использовать сплавы при более высоких частотах [2]: после отжига в поперечном магнитном поле сплав Ре335Со40Си1КЪ381135Б9 может быть использован при намагничивании полем частотой до 100 кГц, а сплав Ре147Со58 8Си1КЪ38113 5Б9 - до 1 МГц. Кроме того, для некоторых систем нанокристаллических сплавов [3, 4] при введении Со за счет Ре отмечается улучшение температурной стабильности магнитных свойств за счет повышения температуры Кюри аморфной матрицы и нанокристаллических фаз сплава, что позволяет расширить температурный интервал использования этих сплавов на 50-70°С в сторону высоких температур.
В работе [1] для сплавов Ре788 _ хСох819Б9КЪ26Сио.6 показано, что увеличение содержания Со до 40 ат. % включительно не влияет на намагниченность насыщения, однако приводит к росту коэрцитивной силы (Нс) сплавов. В обзоре [5] отмечается, что для нанокристаллических сплавов Ре-Си-№>-81-Б с высоким содержанием кремния не наблюдается ро-
ста индукции насыщения с введением в сплав Со за счет железа. При увеличении содержания Со более 40 ат. % происходит уменьшение намагниченности насыщения сплавов [1, 5].
Рост коэрцитивной силы с ростом содержания Со в сплаве определяется не только величиной зерна [1], но и магнитострикцией насыщения (^8) сплава. Так, в работе [6] установлена корреляция изменений Нс и в образцах сплавов
(Ре1 _ ^Со^^СщМ^^^ (х = 0-0.8), нанокри-сталлизованных при оптимальных температурах, обеспечивающих минимальные значения Нс.
Ранее было исследовано влияние Со, вводимого за счет железа в нанокристаллические сплавы Ре-Си-КЪ-81-Б, на магнитные свойства сплавов после термомагнитной обработки [7], на величину константы магнитной анизотропии, наведенной при этой обработке [1]. В работе [1] показано, что с ростом содержания Со в сплаве величина константы магнитной анизотропии, наведенной термомагнитной обработкой, увеличивается. Известно также, что в процессе отжига в присутствии растягивающих напряжений (ТМехО) в сплаве Ре73.5Си1КЪ38113.5Б9 без Со наводится поперечная магнитная анизотропия [8]. Влияние введения кобальта в нанокристаллические сплавы
Ре-Си-КЪ-81-Б на магнитную анизотропию, наводимую отжигом под нагрузкой, не исследовано.
Целью настоящей работы было исследование магнитной анизотропии, наведенной отжигом под нагрузкой, и связанных с ней магнитных свойств, их термической стабильности для нанокристалличе-ских сплавов Ре735 _ хСохСи1ЫЪ38113.5Б9 (х = 10, 20, 30).
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исследуемые сплавы в виде лент толщиной 20 мкм, шириной 1 мм были получены в аморфном состоянии методом закалки из расплава на вращающийся барабан. Термомеханическая обработка проводилась в вертикальной печи, нагружение статическое, охлаждение до комнатной температуры осуществлялось в присутствии нагрузки. Величина растягивающих напряжений (а) в процессе ТМехО варьировалась в диапазоне 200-400 МПа. Нанокристаллизующий отжиг (НО), термомеханическая обработка, совмещенная с НО или выполненная после НО, проводились на воздухе при температуре 520°С.
Магнитное состояние полосовых образцов длиной 100 мм контролировалось по петлям гистерезиса, измеренным в открытой магнитной цепи баллистическим методом с помощью микрове-берметра Ф-190. Для сплавов с поперечной магнитной анизотропией в результате ТМехО из петель гистерезиса оценивалась константа наведенной магнитной анизотропии Ки (по формуле: Ки = -0.5М8#8, где М8 - намагниченность насыщения, а Н - поле, в котором достигается насыщение. Для сплавов с продольной наведенной магнитной анизотропией из петель гистерезиса оценивался коэффициент прямоугольности а = Вг/Вт, где Вг - остаточная магнитная индукция, Вт - магнитная индукция технического насыщения.
Термическая стабильность магнитных свойств сплавов, прошедших ТМехО, оценивалась при разрушении наведенной магнитной анизотропии (НМА). Образцы сплавов с НМА выдерживались определенное время £ без внешних воздействий при температуре наведения магнитной анизотропии (520°С), а затем охлаждались до комнатной температуры. После этого измерялись их петли гистерезиса, из которых определяли Ки(г) и а(£) соответственно для сплавов с поперечной и продольной НМА. Далее строились кинетические кривые разрушения НМА, представляющие собой относительные изменения константы НМА (Ки(£)/Ки) или коэффициента прямоугольности (а(£)/а) в зависимости от времени отжига при 520°С без внешних воздействий (Ки и а - значения константы НМА и коэффициента прямоугольности сразу после ТМехО). При £ = 0 - отношение Ки(£)/Ки и а(£)/а равны 1, что соответствует состоянию сразу после обработки. Из этих кривых определя-
Таблица 1. Коэрцитивная сила (Нс) нанокристалличе-ских сплавов Р73 5 _ хСохСи1КЪ381135Б9 (х = 0, 10, 20, 30) в зависимости от продолжительности нанокристалли-зующего отжига
Продолжительность отжига при 520°С, мин Нс, А/м
0 ат. % Со 10 ат. % Со 20 ат. % Со 30 ат. % Со
30 0.40 0.72 8.75 18.3
60 0.40 0.64 11.14 31.8
120 0.40 1.59 9-13 32-40
лась термическая стабильность Ки и а в образцах сплавов с наведенной магнитной анизотропией.
ЭКСПЕРИМЕНТ И ОБСУЖДЕНИЕ
Для исследованной системы сплавов измерения намагниченности насыщения были проведены на образцах сплавов без Со и с 30 ат. % Со после нанокристаллизующего отжига. Так же, как и в работе [1], намагниченность насыщения указанных сплавов не зависит от содержания Со.
В табл. 1 представлена коэрцитивная сила образцов исследованных сплавов Бе735 _ хСохСи1КЪ381135Б9 (х = 10, 20, 30) в зависимости от продолжительности нанокристаллизующего отжига при 520°С. С увеличением времени отжига наблюдается рост коэрцитивной силы для образцов всех сплавов, кроме сплава без кобальта. При указанных длительностях отжига коэрцитивная сила образцов сплавов с 20 и 30 ат. % Со на порядок выше, чем образцов сплава с 10 ат. % Со. Т.е. так же, как и в более ранних работах [1], в исследованной системе сплавов коэрцитивная сила растет с ростом содержания Со в сплаве.
Образцы из исследуемых сплавов с различным содержанием Со были подвергнуты ТМехО (2 ч, а порядка 400 МПа), совмещенной с нанокристалли-зующим отжигом. Этот режим ТМехО обеспечивает максимальную термическую стабильность константы наведенной магнитной анизотропии для сплава без Со (Ре73 5Си1КЪ381135Б9) [9].
Влияние ТМехО на магнитные свойства исследованных сплавов представлено на рис. 1. Из рис. 1а (кривые 1 и 2) видно, что в сплаве с 10 ат. % Со (так же, как и в сплаве без кобальта [8]) в процессе ТМехО наводится поперечная магнитная анизотропия. В результате ТМехО кривые перемаг-ничивания, измеренные при приложении магнитного поля вдоль ленты, оказываются наклонными с постоянной проницаемостью в широком диапазоне магнитных полей. Величина проницаемости и диапазон магнитных полей определяются величиной растягивающей нагрузки в процессе обработки [8].
(а)
В, Тл 1.5
1.0
0.5
-3000 -2000 -1000,-/1
„ - -0.5 /
-1.01-
М/ /
/ 2,
' / у ' /
1000 2000 3000 Я, А/м
-1.5 -В, Тл 1.5
0.5 -1.0 I--1.5
100 200 300 Я, А/м
В, Тл 1.5
Ки, Дж/м3
1600
1200
800
400
Рис. 1. Кривые перемагничивания образцов сплава с 10 ат. % Со (а), петли гистерезиса образцов сплавов: б - с 20; в - с 30 ат. % Со; 1 - после нанокристализую-щего отжига в течение 2 ч; 2 - после ТМехО, совмещенной с НО (а = 350 МПа); 3 - после разрушения НМА при 520°С в течение 6 ч, а = 0.
Из рис. 16 и в (кривые 1 и 2) следует, что при содержании Со в сплаве 20 и 30 ат. % магнитная анизотропия, возникающая в результате ТМехО, становится продольной. Петли гистерезиса, измеренные при приложении магнитного поля вдоль ленты, после ТМехО (кривые 2) становятся прямо-
200 250 мин
Рис. 2. Зависимость величины Ки наведенной магнитной анизотропии от продолжительности ТМехО, совмещенной с НО (а = 200 МПа) для сплавов с 0 и с 10 ат. % Со (кривые 1 и 2).
угольными в отличие от сплава с 10 ат. % Со (рис. 1а, кривая 2). Для оценки продольной НМА в сплавах с 20 и 30 ат. % Со определяли коэффициент прямоугольности петель гистерезиса образцов сплавов после НО и ТМехО. После НО коэффициент прямоугольности петель гистерезиса а = 0.4; а после ТМехО а = 0.93-1.0. Это говорит о наличии магнитной текстуры в образцах после ТМехО.
Для более полного сравнения поперечной НМА в сплавах без Со и с 10 ат. % Со на рис. 2 для образцов этих сплавов приведена зависимость величины константы НМА от продолжительности ТМехО, совмещенной с НО. Видно, что с введением 10 ат. % Со в сплав Ре73 5Си1КЪ381135
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.