WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 |

Исходное состояние быстрозакаленного аморфного сплава Аморфное состояние после дополнительной малой деформации Состояние после быстрозакаленного сплава отжига для частичной нанокристаллизации Аморфное состояние после дополнительного термического воздействия на быстрозакаленный сплав Нанокристаллическое состояние после дополнительного термического воздействия на быстрозакаленный сплав 2 1 3 4 Снижение уровня внутренних напряжений Снижение уровня внутренних напряжений Рис.1. Диаграмма, описывающая структурные метастабильные состояния быстрозакаленных лент, исследованных в данной работе В разделе 3.1. были исследованы магнитные свойства и ГМИ быстрозакаленных лент сплава Fe3Co67Cr3Si15B12 в исходном состоянии и в состояниях c рaзной степенью малой пластической деформации. Образцы, как в исходном, так и деформированном состояниях имели аморфную структуру. B исходном состоянии аморфные ленты Fe3Co67Cr3Si15B12 представляют собой материал с низкой коэрцитивной силой, высокой магнитной проницаемостью и эффективной магнитной анизотропией с ОЛН вдоль длинной стороны ленты. Форма кривых ГМИ указывает на наличие областей с продольной магнитной анизотропией c незначительной дисперсией локальных осей легкого намагничивания в центральной части образца и поперечной магнитной анизотропии в приповерхностных областях.

C повышением степени деформации коэрцитивная сила и величина поля насыщения увеличивается; форма продольной квазистатической петли магнитного гистерезиса усложняется, указывая на изменения процессов намагничивания с усилением роли процессов вращения. Величина ГМИ-эффекта и гистерезис ГМИ-петель с увеличением степени пластической деформации уменьшается, пик ГМИ сдвигается в область бльших магнитных полей (Табл. 1). Величины чувствительности активного сопротивления, реактивного сопротивления и импеданса уменьшаются с десятков процентов до единиц процентов.

Возможно, при малой пластической деформации появляются дополнительные упругие напряжения, которые вносят вклад в наведенную магнитную анизотропию. Кроме того, пластическая деформация может влиять на средний размер локальных структурных неоднородностей в образце и, как следствие, модифицировать процесс движения доменных стенок. Переменное поле, создаваемое зондирующим током, может увеличивать энергию доменных стенок и их искажения.

Табл. 1. Максимальные относительные значения полного импеданса (Z/Zmax), активного сопротивления ( ), гистерезис ГМИ-петель R/R max (ГZ/Z, и ГR/R), максимальное значение ГМИ на шкале магнитного поля(Hпик), коэрцитивная сила (НС), аморфных лент Fe3Co67Cr3Si15B12 при различной степени пластической деформации Степень Z/Z max R/R max ГZ/Z ГR/R Hпик НC деформации (%) (%) (%) (%) (Э) (Э) (%) 0 140 310 40 85 0.3 0.0.6 110 210 10 12 1 0.1.0 80 140 7 8 1.3 0. Высокая чувствительность относительного изменения активного сопротивления говорит о преимуществе принципа фазового детектирования и разделенного измерения компонент импеданса для практических приложений эффекта ГМИ.

В разделе 3.2. исследованы магнитные свойства и ГМИ аморфных лент сплава Fe2.5Co64.5Cr3Si15B15, полученных методом быстрой закалки и не подверженных дополнительным термическим воздействиям. Предложена схема описания ГМИ-кривых сложной формы и их эволюции, основанная на выделении характерных точек. Показана принципиальная возможность получения высокой чувствительности (~ 300 %/Э) в заданном интервале магнитных полей без использования дополнительных термических воздействий.

В разделе 3.3. исследованы магнитные свойства и ГМИ лент сплава Fe4Co66Mo2Si16B12, полученных методом быстрой закалки и подверженных отжигу на частичную нанокристаллизацию (Tотж = o 510 C, tотж=20-30 мин). Показано, что частичная нанокристаллизация приводит к значительному снижению максимальной величины ГМИ-эффекта, росту ГМИ-гистерезиса и появлению асимметрии ГМИ-кривых во внешнем магнитном поле.

Данный факт можно объяснить выпадением нанокристаллитов Co и сплава Co3B (~50-100 нм), которые представляют собой жесткие магнитные фазы, находящиеся в магнитомягкой матрице с отсутствием кристаллографической структуры. Частичная нанокристаллизация образцов, начинающаяся с поверхности, аналогична наличию приповерхностного слоя с высокой дисперсией локальных осей эффективной магнитной анизотропии, наблюдаемой в быстрозакаленных аморфных лентах, не подверженных дополнительным термическим воздействиям.

В разделе 3.4. исследованы магнитные свойства, структурное состояние, температурная зависимость электросопротивления и ГМИ нанокристаллическиx лент сплавoв Fe73.5Si16.5B6Nb3Cu1, полученных обработкой в трех различных режимах:

- быстрозакаленные аморфные ленты Fe73.5Si16.5B6Nb3Cu1, подвергались термическому воздействию в форвакууме при температуре 520 С в течение 1 часа. Постоянное магнитное поле не прикладывалось (образец S1);

- быстрозакаленные аморфные ленты Fe73.5Si16.5B6Nb3Cu1, подвергались термическому воздействию в форвакууме при температуре 520 С в течение 1 часа. Постоянное магнитное поле напряженностью 3 кЭ в процессе термического воздействия прикладывалось поперечно образцу (образец S2);

- быстрозакаленные аморфные ленты Fe73.5Si16.5B6Nb3Cuподвергались термическому воздействию в форвакууме при температуре 520 С в течение 1 часа. Постоянное магнитное поле на первом этапе термического воздействия не прикладывалось. Затем тот же образец подвергался термическому воздействию в форвакууме при температуре 520 С в течение 1 часа в постоянном поперечном магнитном поле в плоскости ленты напряженностью кЭ (образец S3).

Рис. SРентгеновская Sдифрактограммa Sлент сплава Fe73.5Si16.5B6Nb3Cuпосле ТМО в трех режимах. Величина 82 2 (o) нанокристаллитов D 12 ± 1 нм. На вставке показан фрагмент в 440 интервале двойного 0 угла от 82 до 85.

30 60 90 2 (o) На рис. 2 представлены рентгеновские дифрактограммы всех образцов. Все основные дифракционные пики практически совпадают для образцов всех типов, что говорит о невозможности разделения кристаллографического состояния образцов S1, S2 и S3.

с помощью структурных методик, использованных в данной работе.

Поведение электросопротивления, магнитных характеристик и ГМИ-откликов различных образцов указывает на различия их структуры и наведенной магнитной анизотропии (рис. 3).

Интенсивность (усл. ед) Интенсивность (усл. ед) S(б) (a) SS-1 S-SS-1 H (Э) f (МГц) 0 10 20 -2 -1 0 1 Рис. 3. Петли магнитного гистерезиса(а) и частотные зависимости ГМИ(б) лент FeSiBNbCu после термического воздействия в трех режимах Увеличение коэрцитивности, уменьшения начальной мaгнитной проницаемости и увеличение электросопротивления “переотожженных” нанокристаллических сплавов FeSiBNbCu возможно в случае выпадения в них дополнительной мелкодисперсной фазы боридов железа Fe2B. В работе Ванг и др.показанa возможность формирования мелкодисперсной фазы боридов железа Fe2B в виде двойниковых пластин. Ввиду малого прoцентного содержания мелкодисперсной фазы боридов железа (~10%), исследование тонких особенностей структуры с помощью рентгеноструктурного анализа невозможно. В работе предлагается объяснение полученных результатов на основе предположения о сильном влиянии магнитного поля, приложенном на этапе нанокристаллизации, на морфологию мелкодисперсных включению.

Целью четвертой главы является установление связи гигантского магнитоимпедасного эффекта с магнитными свойствами неоднородных планарных пленочных структур на основе 3d-металлов (Fe, Ni) при вариации их геометрических параметров (рис. 4).

Wang N., Zhu F. and Haasen P. // Philosophical Magazine Letters.-1991.- V. 64, No. 3.- P. 157 B (T) max ( Z/Z) ( %) a б FeNi/Cu/FeNi FeNi FeNi Cu Cu FeNi FeNi Рис. 4. Пленочные структуры ферромагнетик/немагнитный проводник/ферромагнетик с незамкнутым магнитным потоком(а) и замкнутым магнитный потоком (б) При выборе толщины FeNi-слоев принималось во внимание, что при получении магнитных пленок путем напыления, возможно появление перпендикулярной магнитной анизотропии. Наличие перпендикулярной анизотропии может привести к «закритическому» состоянию образца, характеризующемуся специфической петлей магнитного гистерезиса, повышенной коэрцитивной силой, вращающейся магнитной анизотропией в плоскости пленки и мелкой полосовой доменной структурой, в доменах которой спонтанная намагниченность ориентирована под углом к плоскости пленки. Существует критическая толщина, при превышении которой появляется перпендикулярная компонента вектора спонтанной намагниченности (Lкрит(FeNi) 100 нм). Для получения заметного изменения импеданса при малых частотах необходима относительно большая толщина составляющих FeNiкомпонент. Поэтому в работе толщина FeNi-компонент составляла 130-175 нм, близкой по порядку к оценочной величинe критический толщины перехода в «закритическое» состояние.

В разделе 4.1. исследованы магнитные свойства и ГМИ пленочных структур Fe19Ni81/Сu/Fe19Ni81 при вариации ширины ферромагнитного слоя (w) от 12 до 3 м. При уменьшении ширины пленочной структуры до 1 мм ожидается существенное увеличение значения эффекта ГМИ (рис. 5). Важно отметить существование эффекта ГМИ, отличного от нуля (13% для 500 МГц) в структуре FeNi/FeNi толщиной 350 нм, полученного с помощью технологии с разгерметизацией камеры.

Рис. 5. Частотные зависимости максимальных значений ГМИ для экспериментальных образцов S1 (w=12мм), S3(w=мм), S4 (w=3 мм) и смоделированного образца S(w=1 мм).

В разделе 4.2. исследованы магнитные свойства, магнитная доменная структура и ГМИ пленочных структур Fe19Ni81/Сu/Fe19Ni81 при вариации ширины немагнитного слоя с формированием элементов с замкнутым и незамкнутым магнитным потоком. Форма продольных петель магнитного гистерезиса пленочных элементов с замкнутым магнитным потоком (рис. 6(а)) оказалась более усложненной при комплексном типе эффективной магнитной анизотропии.

Рис. 6 (а) Петли магнитного гистерезиса для образцов с замкнутым(TII) и незамкнутым(TI) магнитным потоком. (б)Магнитная доменная структура элемента с замкнутым магнитным потоком Поверхностная магнитная доменная структура выявляется по всей поверхности образца с незамкнутым магнитным потоком. Для образца с замкнутым магнитным потоком характерно существование двух четко разграниченных областей, соответствующих участкам структуры типа FeNi/FeNi находящихся в «закритическом» состоянии с мелкой доменной «страйпструктурой» и FeNi/Cu/FeNi, где векторы спонтанной намагниченности лежат в плоскости пленки (рис 6(б)).

Анализ особенностей кривых намагничивания и магнитной доменной структуры указывает на различия в магнитных свойствах и магнитной анизотропии пленочных элементов, которые отражаются на особенностях эффекта ГМИ (рис. 7(а)).

Частотные зависимости ГМИ-отношения элементов с замкнутым магнитным потоком для частот выше 150 МГц и элементов с незамкнутым магнитным потоком для частот выше МГц характеризовались тенденцией к насыщению (рис. 7(б)) Частотные зависимости, полученные с помощью моделирования методом конечных элементов, показывают данные, коррелирующие с экспериментальными.

б f (MГц) Рис. 7. (а)Полевые зависимости абсолютного значения импеданса пленочных элементов типов TI и TII. Частоты указаны в МГц. (б) Экспериментальная частотная зависимость максимальной величины Z/Z(H) для элементов типов TI и TII.

Целью главы 5 является экспериментальное исследование возможности детектирования неоднородных магнитных полей рассеяния, создаваемых ферромагнитными модельными объектами в виде плоских параллелепипедов с различной конфигурацией и положением с помощью ГМИ-планарных структур в виде лент сплава Fe2.5Co64.5Cr3Si15B15 и пленочной структуры Fe19Ni81/Сu/Fe19Ni81. Детектирование ферромагнитных пластин происходило на расстоянии 1 мм от плоскости ГМИ-элемента так, что плоскости объекта и элемента были параллельны, а проекции центров плоскостей совпадали. Размеры пластин составляли: FI- 0,65225; FII- 0,65325; FIII - 0,65525 (мм3). На рис. показано, что наличие ферромагнитного модельного объекта различной ширины вблизи ГМИ-элемента приводит к значительному изменению формы кривых ГМИ. Для математического описания процессов в системе МИ-элемент– модельный объект необходимо выделить характерные точки на МИ-кривой (например, значение ГМИ в магнитном поле H=2 Э).

Рис. 8. Полевые зависимости ГМИ для аморфной ленты Fe2.5Co64.5Cr3Si15B15,при отсутствии (кривая «S-ribbon») и в присутствии ферромагнитных пластин FI, FII и FIII (a). Зависимость величины ГМИ отклика аморфной ленты, находящейся во внешнем магнитном поле Н=Э от ширины пластины (б)

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ 1. Определены и интерпретированы магнитные свойства и ГМИ цепочки состояний композиционно однородных планарных структур в виде быстрозакалённых лент на основе Co и Fe с различной степенью магнитной неоднородности:

- Впервые для лент на основе Co показана корреляция между магнитными свойствами и магнитным импедансом в состояниях c разной степенью малой пластической деформации. C повышением степени деформации происходит изменение процессов намагничивания с усилением роли процессов вращения. Малая пластическая деформация позволяет целенаправленно изменять положение максимума ГМИ.

- Для быстрозакаленных лент Fe3Co67Cr3Si15B12, не подверженных дополнительным термическим воздействиям, получены максимальные чувствительности 300%/Э, которые превышают чувствительности традиционных МИ-материалов в виде лент, прошедших релаксационный отжиг или отжиг на нанокристаллизацию. Форма кривых МИ может быть описана с помощью модели, предполагающей наличие областей с продольной магнитной анизотропией c незначительной дисперсией локальных осей легкого намагничивания в центральной части образца и поперечной магнитной анизотропии в приповерхностных областях.

- установлено, что частичная нанокристаллизация приводит к значительному снижению максимальной величины ГМИ-эффекта, росту МИ-гистерезиса и появлению асимметрии МИ-кривых.

Предложена описание, позволяющая объяснить корреляцию между условиями проведения нанокристаллизации, магнитной предысторией, магнитными свойствами и ГМИ, принимая во внимание поля рассеяния наночастиц магнитожесткой фазы в магнитомягкой матрице.

- установлены закономерности влияния термической и термомагнитной обработок на параметры ГМИ в нанокристаллических сплавах на основе Fe. Показано, что наблюдаемые изменения кривых ГМИ могут быть обусловлены тонкими структурными преобразованиями в лентах, в частности, образованием фазы Fe2В, не выявляемой рентгеноструктурными методами.

Pages:     | 1 || 3 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»