WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

ХОВАЙЛО Владимир Васильевич ФЕРРОМАГНЕТИКИ С ПАМЯТЬЮ ФОРМЫ:

ФАЗОВЫЕ ПЕРЕХОДЫ И ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА Специальность - 01.04.11 физика магнитных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Москва-2010

Работа выполнена в Институте радиотехники и электроники им. М.В. Котельникова РАН

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Ю.Г. Пастушенков доктор физико-математических наук, профессор В.Н. Прудников доктор физико-математических наук, профессор Ю.И. Чумляков

Ведущая организация:

ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН

Защита состоится 23 декабря 2010 года в _____ часов на заседании Специализированного Совета Д 501.001.70 в Московском государственном университете им М.В. Ломоносова по адресу: 119899, ГСП, Москва, Воробьевы Горы, МГУ, физический факультет, ауд. _____.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке физического факультета МГУ.

Автореферат разослан “___” __________ 2010 г.

Ученый секретарь Специализированного Совета Д 501.001.70, доктор физико-математических наук, профессор Плотников Г.С.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы Твердые растворы Mn-содержащих сплавов Гейслера Ni2MnZ (Z = Al, Ga, In, Sn, Sb), в которых структурный переход из низкотемпературной мартенситной в высокотемпературную аустенитную фазу происходит в ферромагнитной матрице (ферромагнетики сплавы с памятью формы), являются в настоящее время объектами интенсивных фундаментальных и прикладных исследований.

С точки зрения фундаментальной физики ферромагнетики с памятью формы интересны тем, что в них наблюдается сложная последовательность фазовых переходов, которая включает в себя структурные, магнитные, магнитоструктурные и модуляционные переходы. На момент постановки задачи исследований имелась разрозненная информация о фазовых диаграммах ферромагнетиков с памятью формы и их магнитных свойствах. В результате исследований, представленных в диссертационной работе, была построена фазовая диаграмма системы сплавов Ni2+xMn1Ga, установлены области существования магнитных, структурных и модулированных x фаз и развита теория, хорошо объясняющая особенности фазовой диаграммы данных сплавов. Некоторые сплавы систем с Z = In, Sn, Sb демонстрируют необычный магнитоструктурный фазовый переход из высокотемпературной ферромагнитной фазы в низкотемпературную фазу с нулевой спонтанной намагниченностью [1]. Первоначально предполагалось, что это обусловлено инверсией обменного взаимодействия, посредством которого были объяснены подобные переходы в интерметаллических соединениях FeRh [2] и Mn3GaC [3]. Представленные в данной работе результаты, полученные на сплаве системы Ni-Mn-In, доказали, что на самом деле в этих сплавах реализуется уникальный фазовый переход из высокотемпературной ферромагнитной в низкотемпературную парамагнитную фазу.

Практический интерес к ферромагнетикам с памятью формы обусловлен прежде всего тем, что в низкотемпературной мартенситной фазе они демонстрируют необычайно большие (до 10%) деформации [4], возникающие за счет магнитоиндуцируемой переориентации мартенситных вариантов. Величины магнитодеформаций в этих материалах, в десятки раз превосходящие магнитострикцию редкоземельных сплавов, таких как Tb1-xDyxFe2 (Terfenol-D), открывают новые перспективы для создания магнитоуправляемых сенсоров и актюаторов. Необходимо отметить, что эти впечатляющие результаты были получены на монокристаллических образцах, предварительно подвергнутых термомагнитомеханической обработке. С практической точки зрения более привлекательным является использование поликристаллических образцов. Поскольку в этом случае магнитодеформации возникают за счет смещения температуры мартенситного перехода магнитным полем, решение этой задачи требовало систематического исследования магнитных свойств аустенитной и мартенситной фаз.

Потенциальные области практического применения ферромагнетиков с памятью формы не ограничиваются использованием гигантских магнитодеформаций. В последние годы активно ведутся научные исследования и инженерные разработки, направленные на создание бытовых охлаждающих устройств нового типа - «магнитных холодильников», в которых в качестве рабочего тела используются твердотельные материалы с большим («гигантским») магнитокалорическим эффектом (МКЭ).

Исследования показали, что гигантский МКЭ часто наблюдается при магнитоструктурных фазовых переходах 1-го рода, где он обусловлен суммированием энтропийных вкладов магнитной и решеточной подсистем. Наряду с Gd5(Si1-xGex)4, La(Fe1-xSix)13, MnAs и MnFe(P,As) ферромагнетики с памятью формы демонстрируют гигантский МКЭ и, ввиду их дешевизны и нетоксичности, рассматриваются как один из самых перспективных материалов для применений в технологии экологичных и высокоэффективных «магнитных холодильников» [5]. В подавляющем большинстве случаев исследование МКЭ в Ni2MnZ ограничивается определением изотермического изменения магнитной энтропии Sm из данных магнитных измерений; прямые измерения МКЭ (адиабатического изменения температуры Tad) и его особенностей в окрестности магнитных фазовых переходов 1-го рода ферромагнетиков с памятью формы практически не проводились.

Поскольку и магнитодеформации, и гигантский магнитокалорический эффект являются следствиями сильной взаимосвязи магнитной и упругой подсистем, изучение магнитных и структурных свойств ферромагнетиков с памятью формы на основе сплавов Гейслера Ni2MnZ представляет собой актуальную задачу как с фундаментальной, так и с практической точки зрения.

Цель работы Целью данной работы являлось установление фазовых диаграмм, изучение магнитных свойств и исследование магнитокалорических и магнитодеформационных свойств ферромагнитных сплавов с памятью формы Ni-Mn-Z (Z = Ga, In, Sn).

В задачи работы входило:

1. Построение фазовой диаграммы и исследование магнитных свойств системы сплавов Ni2+xMn1-xGa;

2. Изучение влияния старения на температуру и особенности мартенситного превращения в высокотемпературных сплавах с памятью формы Ni2+xMn1-xGa;

3. Исследование магнитных свойств и фазовых переходов в лентах и тонких пленках ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Ga;

4. Изучение фазовых переходов и магнитных свойств ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Z (Z = In, Sn);

5. Исследование магнитодеформаций в поликристаллических образцах сплавов NiMn-Ga;

6. Комплексное исследование магнитокалорических свойств сплавов Ni-Mn-Z (Z = Ga, In, Sn) со связанными магнитоструктурными переходами.

Научная новизна работы определяется положениями, выносимыми на защиту 1. Построена фазовая диаграмма семейства сплавов Ni2+xMn1-xGa. Установлены области существования магнитных, структурных и модулированных фаз. Предложена физическая модель, на основе которой развита теория, хорошо объясняющая особенности фазовой диаграммы данных сплавов.

2. Обнаружено явление частичной стабилизации мартенсита в высокотемпературных сплавах с памятью формы, приводящее к аномальному протеканию прямого и обратного термоупругого мартенситного превращения.

Двухступенчатый характер прямого и обратного мартенситного превращения возникает из-за сосуществования метастабильного (где конфигурация точечных дефектов не удовлетворяет кристаллографической симметрии решетки) и стабилизированного старением (где конфигурация точечных дефектов соответствует кристаллографической симметрии решетки) аустенита и мартенсита, соответственно.

3. Установлены композиционные зависимости температуры предмартенситного перехода Tp на тройной фазовой диаграмме системы сплавов Ni-Mn-Ga. Показано, что для всех серий сплавов приведенная намагниченность m = M(Tp)/M(0K)= 0,8±0,05, что подтверждает результаты первопринципных расчетов.

4. В субмикронных пленках Ni-Mn-Ga температура мартенситного перехода зависит от толщины пленки, что вызвано влиянием упругих напряжений, возникающих при отжиге из-за большого различия в коэффициенте теплового расширения пленки и подложки.

5. В сплавах Ni-Mn-Ga магнитные обменные взаимодействия в мартенситной фазе больше обменных взаимодействий в аустенитной фазе. В сплавах Ni-Mn-Z (Z = Sn, In) наблюдается обратная ситуация, что приводит к необычной последовательности фазовых переходов, при которой парамагнитная мартенситная фаза расположена между двух ферромагнитных фаз – низкотемпературной мартенситной и высокотемпературной аустенитной.

6. Обнаружен и исследован эффект гигантских магнитодеформаций в поликристаллах ферромагнетиков с памятью формы.

7. Прямыми методами исследован магнитокалорический эффект в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn, In) со связанными магнитоструктурными переходами. Обозначены основные факторы, влияющие на величину и особенности поведения адиабатического изменения температуры Tad в ферромагнетиках с памятью формы при магнитных фазовых переходах 1-го рода.

Научная и практическая значимость работы Подробные экспериментальные исследования фазовых переходов в семействе ферромагнитных сплавов с памятью формы Ni2+xMn1-xGa позволили установить области существования магнитных, структурных и модулированных фаз. Обнаружено, что магнитоструктурный фазовый переход «парамагнитный аустенит ферромагнитный мартенсит», который представляет интерес как с фундаментальной, так и практической стороны, реализуется в широкой области концентраций. Предложена физическая модель, на основе которой развита теория, хорошо объясняющая особенности фазовой диаграммы данных сплавов. Получены неопровержимые экспериментальные доказательства того, что в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Sn, In) наблюдается необычная последовательность фазовых переходов, при которой парамагнитная мартенситная фаза расположена между двух ферромагнитных фаз – низкотемпературной мартенситной и высокотемпературной аустенитной.

Обнаруженное явление частичной стабилизации мартенсита в высокотемпературных сплавах с памятью формы, приводящее к аномальному протеканию прямого и обратного термоупругого мартенситного превращения, является важным фактором, который должен учитываться при практическом применении этих материалов.

Изучение гигантских магнитодеформаций в поликристаллах ферромагнетиков с памятью формы, проведенное в настоящей работе, дает важный вклад в развитие нового класса интеллигентных материалов – ферромагнитных сплавов с памятью формы.

Исследование прямыми методами магнитокалорического эффекта в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn, In) со связанными магнитоструктурными переходами позволяют оценить практические перспективы использования этих сплавов в качестве активного элемента твердотельного термодинамического устройства – «магнитного холодильника».

Актуальность, научная новизна и практическая ценность диссертационной работы подтверждается высоким уровнем цитирования опубликованных статей. На работы автора ссылались более 1000 раз, список наиболее цитируемых публикаций приведен в таблице I.

Таблица I. Наиболее цитируемые публикации.

Публикация Число цитирований* A.N. Vasil'ev, A.D. Bozhko, V.V. Khovailo, et al., Phys. Rev. B 59 (1999) 1113 2А.Н. Васильев, В.Д. Бучельников, Т. Такаги, В.В. Ховайло, Э.И. Эстрин, УФН 173 (2003) 5P. Entel, V.D. Buchelnikov, V.V. Khovailo, et al., J. Phys. D: Appl. Phys. 39 (2006) 865 V.V. Khovailo, V. Novosad, T. Takagi, et al., Phys. Rev. B 70 (2004) 174413 V.V. Khovailo, T. Takagi, J. Tani, et al., Phys. Rev. B 65 (2002) 092410 V.V. Khovailo, T. Takagi, A.D. Bozhko, et al., J. Phys.: Condens. Matter 13 (2001) 9655 V. V. Khovaylo, V.D. Buchelnikov, R. Kainuma, et al., Phys. Rev B 72 (2005) 224408 V.V. Khovailo, K. Oikawa, T. Abe, and T. Takagi, J. Appl. Phys. 93 (2003) 8483 V.V. Khovailo, T. Abe, V.V. Koledov, et al., Mater. Trans. 44 (2003) 2509 А.Д. Божко, А.Н. Васильев, В.В. Ховайло и др., ЖЭТФ 115 (1999) 1740 * по состоянию на 10.09.2010г. Источник данных: ISI Web of Science (http://apps.isiknowledge.com/) Личный вклад автора состоит в обнаружении явления частичной стабилизации мартенсита в высокотемпературных сплавах с эффектом памяти формы, в постановке задач, приготовлении и термообработке образцов, проведении всех основных экспериментальных работ, обработке и обсуждении результатов, формулировке выводов. Феноменологическое описание фазовых переходов проводилось В.Д.

Бучельниковым, С.В. Таскаевым и В.Г. Шавровым. Термомеханический анализ и просвечивающая электронная микроскопия проводились в Университете Балеарских остовов (Испания) С. Сегуи и Дж. Понсом. Тонкие пленки были приготовлены в Университете Тохоку (Япония) М. Оцукой. Ленточные образцы Ni-Mn-Ga были получены методом спинингования в ИФМ УрРАН (г. Екатеринбург). Некоторые измерения магнитных свойств были проведены А.В. Королевым (ИФМ УрРАН).

Исследования методом Мессбауэровской спектроскопии проводились в Университете Синшу (Япония) Ю. Амако. Измерения в импульсным магнитных полях были выполнены в Институте физики твердого тела Токийского университета (Япония).

Прямые измерения магнитокалорического эффекта проведены в Тверском государственном университете К.П. Скоковым.

Апробация работы Основные результаты работы были представлены на следующих конференциях и симпозиумах: International Conference on Magnetism (ICM-2003, -2006, -2009), Международная зимняя школа физиков-теоретиков (“Коуровка”-2006, -2008, -2010), Moscow International Symposium on Magnetism (MISM-2002, -2005, -2008), European Symposium on Martensitic Transformations (ESOMAT-2003, -2006, -2009), Международная школа-семинар “Новые магнитные материалы микроэлектроники” (НМММ-2000, -2002, -2004, -2006), International Conference on Magnetic Refrigeration at Room Temperature (TERMAG-2005, -2007, -2009, -2010), International Magnetics Conference (INTERMAG-1999, -2008), International Symposium on Relationship between Magnetic and Structural Properties (2000), международный семинар «Магнитные фазовые переходы» (2005, 2007), International Seminar on Shape Memory Alloys and Related Technology (SMART-1999, -2000), международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (2003, 2007), International Conference on Functional Materials (ICFM-2003, 2005, -2007, -2009), European Materials Research Society Fall Meeting (E-MRS-2005, 2007), Euro-Asian Symposium “Trend in Magnetism” (EASMAG-2004), Joint European Magnetic Symposium (JEMS-2004, -2006), Materials Research Society Fall Meeting (MRS2009).

Публикации По теме диссертационной работы опубликовано 6 обзорных статей и глав в монографиях и 52 статьи в рецензируемых журналах, входящих в перечень ВАК.

Список основных публикаций приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации Диссертация состоит из введения, семи глав, заключения и списка цитируемой литературы. Объем диссертации 326 страниц, включая 117 рисунков, 5 таблиц, оглавление и список литературы из 341 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность работы, дается краткий обзор литературы по ферромагнетикам с памятью формы, формулируются цели и задачи работы, отмечается новизна и практическая ценность работы, приводятся положения, выносимые на защиту, и кратко излагается структура и содержание работы.

Подавляющее большинство ферромагнетиков с памятью формы являются Mnсодержащими сплавами Гейслера Ni2MnZ (Z = Al, Ga, In, Sn, Sb) со структурой аустенитной фазы типа L21. Эту структуру можно представить в виде объемноцентрированной кубической решетки, в которой атомы Ni занимают позиции в центре куба, а атомы Mn и Z, чередуясь, занимают угловые позиции. В сплавах Ni2MnZ магнитный момент ~ 4 B локализован в основном на атомах марганца, вклад атомов никеля в полный магнитный момент не превышает 0,3 B [6].

В первой главе приводятся результаты исследований мартенситного и магнитного фазовых переходов в тройных и квазичетверных (с добавками 3d-переходных металлов) ферромагнетиках с памятью формы Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn), фазового перехода «порядок – беспорядок», а также влияние объемной магнитострикции на фазовую диаграмму сплавов Ni2+xMn1-xGa. В первом разделе главы представлены композиционные зависимости температур мартенситного Tm и магнитного TC фазовых переходов сплавов Ni2+xMn1-xGa (0 x 0,36), полученные из измерений электросопротивления, низкополевой магнитной восприимчивости и калориметрических измерений. Из построенной фазовой диаграммы этих сплавов видно (рис. 1), что частичное замещение Mn на Ni приводит к тому, что температура мартенситного перехода Tm растет, а температура Кюри TC понижается. Эти тенденции приводят к тому, что в сплаве с х = 0,18 мартенситный и магнитный переходы происходят одновременно. Связанный магнитоструктурный фазовый переход 1-го рода «ферромагнитный мартенсит парамагнитный аустенит» наблюдается в довольно широком композиционном интервале 0,18 x 0,27. В сплавах с х > 0,27 Tm > TC и, таким образом, мартенситное превращение происходит в парамагнитной матрице.

6Ni2+xMn1-xGa Ni2+xMn1-xGa 6 Tm 5 TC 5 44350 32200 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0. (x) (x) Рис. 1. Экспериментальная фазовая Рис. 2. Полное изменение энтропии при диаграмма сплавов Ni2+xMn1-xGa.

термоупругом мартенситном превращении в сплавах Ni2+xMn1-xGa.

Повышение температуры мартенситного перехода Tm можно объяснить, учитывая важную роль электронной концентрации в стабилизации структуры Гейслера L21. В работе [7] было предположено, что структурный переход в сплавах Ni-Mn-Ga происходит при касании поверхности Ферми и границы зоны Бриллюэна. Увеличение электронной концентрации при замещении Mn на Ni приводит к раздуванию поверхности Ферми и таким образом к повышению Tm.

Поскольку в Mn-содержащих сплавах Гейслера магнитный момент находится на атомах Mn и температура Кюри ТС зависит от расстояния между ближайшими атомами Mn, понижение ТС в сплавах Ni2+xMn1-xGa вызвано разбавлением магнитной подсистемы при замещении Mn на Ni. Немонотонная зависимость температуры магнитоструктурного перехода от избытка Ni x объясняется как вызванная различием между виртуальными температурами Кюри аустенитной TCA и мартенситной TCM фаз (TCA < TCM) и конкуренцией между ростом электронной T (K) S (J/mole K) концентрации и разбавлением магнитной подсистемы, происходящей на фоне сильного магнитоупругого взаимодействия. Теоретическое изучение фазовых переходов показало, что объемная магнитострикция модифицирует фазовую диаграмму сплавов Ni2+xMn1-xGa, приводя к существенному уширению композиционного интервала, в котором наблюдается магнитоструктурный переход.

Далее в главе рассматривается полное изменение энтропии S при мартенситном переходе в сплавах Ni2+xMn1-xGa. Впервые показано, что, в отличие от немагнитных сплавов с памятью формы, полное изменение энтропии S при мартенситном переходе в ферромагнетиках с памятью формы сильно зависит от композиции (рис. 2). Поскольку мартенситное превращение протекает по бездиффузионному механизму, полное изменение энтропии может быть представлено как S = Svib + Sel + Smag, где Svib, Sel и Smag обозначают соответственно фононный, электронный и магнитный вклады в S. Анализ этих вкладов указывает на то, что рост S в сплавах Ni2+xMn1-xGa (0 x 0,20) обусловлен увеличением вклада Smag в полное изменение энтропии, в то время как понижение S в сплавах с x 0,обусловлено, по-видимому, ростом температуры мартенситного перехода.

В конце первой главы приводятся экспериментальные результаты по 5 Ni2.16-xCoxMn0.84Ga влиянию 3d-переходных металлов на 5 Ni2.16Mn0.84-yCoyGa y = 0.структурные и магнитные фазовые Ni2.20-zFezMn0.80Ga 4переходы в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, 4Sn). Наиболее полно изучалось влияние x = 0.x = 0.3сплавления с ферромагнитными y = 0.3металлами Fe и Co, которые частично z = 0.2замещались как вместо Ni, так и вместо z = 0.Mn. Показано, что температуры фазовых 27.58 7.60 7.62 7.64 7.66 7.68 7.переходов в Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn) зависят (e/a) от позиции Co (или Fe). В случае Рис. 3. Температура мартенситного перехода в Fe- и Co-содержащих сплавах замещения атомов Ni температура Ni-Mn-Ga как функция электронной мартенситного перехода Tm сплавов Niконцентрации e/a.

T (K) Mn-Z быстро понижается, в то время как температура Кюри TC увеличивается.

Замещение атомов Mn стабилизирует низкотемпературную фазу, приводя к росту Tm, но не оказывает существенного влияния на TC, которая практически не изменяется. Полученные экспериментальные данные показывают, что сплавление с 3d-переходными химическими элементами позволяет эффективно управлять температурами фазовых переходов в ферромагнетиках с памятью формы Ni-Mn-Z.

Кроме этого, полученные зависимости температуры мартенситного перехода Tm от электронной концентрации e/a (рис. 3) позволяют сделать количественную оценку Tm в квазичетверных сплавах Ni-Mn-Z еще до их приготовления.

Вторая глава посвящена изучению особенностей протекания мартенситного превращения в состаренных сплавах с памятью формы Ni-Mn-Ga и описанию обнаруженного явления частичной стабилизации мартенсита, которое возникает после долговременной выдержки образцов при комнатной температуре.

Исследования проводились на (a) образцах сплава Ni57.5Mn17.5Ga25, которые --предварительно подвергались ---1-1-1Ni57.5Mn17.5Gaвремя старения 13(b) Taging = 528 K 0ч 1215ч aging 210ч 15ч 1120ч 30ч 10 (c) 1160ч -1-100 90ч -1-2500 510 520 530 540 550 560 5T (K) 460 480 500 520 540 560 5 T (K) Рис. 4. Калориметрические кривые, измеренные при нагреве, сплава Рис. 5. Калориметрические измерения Ni57.5Mn17.5Ga25, до старения (0ч) и сплава Ni2,30Mn0,70Ga: (а) до старения; (b) после старения (5 – 90 ч) при старение in-situ при 541 К в течении 1 ч;

температуре Taging = 528 K (c) после in-situ старения Поток теплоты (a.u.) Поток теплоты (a. u.) долговременному (на протяжении более 5 лет) старению при комнатной температуре. Для этих образцов температура начала обратного мартенситного превращения AsRT 540 К, а температура Кюри TC = 344 К. В главе показано, что это приводит к появлению ряда особенностей в протекании мартенситного превращения, которые обусловлены частичной стабилизацией мартенсита. В частности, в первом разделе главы показано, что предварительная долговременная выдержка при комнатной температуре приводит к необычной зависимости температуры мартенситного превращения при последующем старении в высокотемпературной аустенитной фазе.

В разделе 2 показано, что последующее старение в мартенситной фазе при 520 K < T < AsRT приводит к аномальному (двухступенчатому) протеканию как обратного (из мартенситного в аустенитное состояние, рис. 4), так и прямого (из аустенитного в мартенситное состояние, рис. 5), мартенситного превращения.

Двухступенчатый характер прямого и обратного мартенситного превращения, наблюдавшийся при помощи калориметрических измерений (рис. 4, 5), был подтвержден также измерениями электрического сопротивления и оптическими наблюдениями, проведенными in-situ.

Аномальное протекание прямого и обратного мартенситного перехода в сплаве, состаренном в мартенситном состоянии при T > 520 K, объясняется следующим образом. Как известно, причиной стабилизации мартенсита (т.е.

повышения температуры обратного мартенситного перехода As) является перераспределение (путем диффузии) точечных дефектов таким образом, чтобы их конфигурация соответствовала симметрии низкотемпературной фазы [8].

Поскольку различные точечные дефекты (вакансии, дефекты упаковки, включения и т.д.) имеют разную энергию активации Ea, то в случае старения образца при комнатной температуре только дефекты с наименьшей Ea, а именно вакансии, будут участвовать в процессе диффузии. При продолжительном времени старения это будет приводить к частичному увеличению As, т.е. к неполной стабилизации мартенсита. При последующем старении образца при T > Affresh, где Affresh соответствует температуре окончания обратного превращения для случая метастабильного («свежего») мартенсита, часть низкотемпературной фазы, в которой конфигурация точечных дефектов не удовлетворяет симметрии низкотемпературной фазы, будет изотермически переходить в аустенитное состояние в случае, если свободная энергия равновесной аустенитной фазы меньше свободной энергии метастабильной мартенситной фазы. Таким образом, после охлаждения образца ниже температуры окончания прямого мартенситного превращения Mf состояние образца можно рассматривать как состоящее из смеси «свежего» и стабилизированного мартенсита. Это приводит к двухступенчатому характеру обратного мартенситного превращения, наблюдаемого при последующем нагреве (рис. 4).

В случае старения при более высокой температуре, Т = 541 К, необходимо учесть, что, поскольку температура старения находится вблизи температуры пика обратного мартенситного превращения Ap, переход в материнскую (аустенитную) фазу происходит как путем обычного атермического превращения, так и посредством контролируемого диффузией изотермического превращения.

Стабильность аустенитных фаз, формируемых посредством этих механизмов, не будет идентичной из-за сосуществования «свежего» (в котором конфигурация точечных дефектов не соответствует кубической симметрии аустенитной фазы) и состаренного (в котором конфигурация точечных Fresh-P I II III IV RTS-P дефектов соответствует Stable-P Fresh-M кристаллографической RTS-M симметрии Stable-M высокотемпературной фазы) аустенита. Это приводит к тому, что состаренный аустенит переходит в Tмартенситное состояние при более высокой температуре, Температура чем «свежий» (рис. 5с).

Рис. 6. Свободная энергия Гиббса мартенситной и Все описанные выше аустенитной фаз. Fresh-M и Fresh-P (пунктирные линии) - несостаренное («свежее») состояние, эффекты могут быть легко RTS-M и RTS-P (линии с точками) – состояние поняты, если рассмотреть после старения при комнатной температуре, Stable-M и Stable-P (сплошные линии) – свободную энергию Гиббса равновесное (состаренное) состояние T (RTS) A (RTS) T (fresh) p Энергия Гиббса аустенитной и мартенситной фаз. На рис. 6 показаны свободные энергии мартенситой и аустенитой фаз для случая несостаренного («свежего») состояния (пунктирные линии, обозначенные как Fresh-M и Fresh-P, соответственно), состояния, состаренного при комнатной температуре (линии с точками, обозначенные как RTS-M и RTS-P) и равновесного (состаренного) состояния (сплошные линии, обозначенные как Stable-M и Stable-P). В случае, если образец переходит в несостаренное мартенситное состояние и хранится при комнатной температуре в течение долгого времени, свободная энергия мартенсита понижается. Свободная энергия мартенсита, состаренного при комнатной температуре, однако, выше, чем свободная энергия термодинамически стабильного мартенсита. Из рис. 6 видно, что старение в интервале (I) приводит к обыкновенному эффекту стабилизации мартенсита. Более интересная картина наблюдается в случае старения в температурном интервале (II). Поскольку в этом интервале свободная энергия мартенсита, состаренного при комнатной температуре, выше, чем свободная энегрия равновесного аустенита, старение в этом температурном интервале приводит сначала к формированию аустенитной фазы. Поскольку свободная энергия равновесного аустенита выше, чем свободная энергия равновесного мартенсита, старение в течение более продолжительных времен приводит к стабилизации мартенсита. Когда старение происходит в температурном интервале (III), наблюдается эффект стабилизации аустенита.

Поскольку процессы диффузии в материнской фазе P, имеющей кубическую симметрию, значительно быстрее, чем в тетрагональной мартенситной фазе M, аустенитная фаза P достигает равновесного состояния в значительно более короткое время, чем время, необходимое для понижения свободной энергии мартенситной фазы M. Это приводит к появлению двух аномалий на соответствующей калориметрической кривой охлаждения образца, состаренного в этом температурном интервале (рис. 5). Наконец, старение в температурном интервале (IV), соответствующему аустенитному состоянию, т.е. при температурах, выше температуры пика Ap мартенсита, старение стабилизирует материнскую фазу P.

В третьей главе приводятся результаты исследований модуляционных (предмартенситного и межмартенситного) фазовых переходов в сплавах Ni-Mn-Ga.

Из литературы известно, что при предмартенситном переходе, наблюдаемом при Tp ~ 260 K в стехиометрическом Ni2MnGa, общая кубическая симметрия кристаллической решетки сохраняется, однако в ней возникают модуляции с 2периодом, равным шести межатомным 2расстояниям в направлении [220].

2Предполагается, что причиной 2возникновения предмартенситного 2перехода в сплавах Ni-Mn-Ga является 2нестинговые особенности поверхности 2 Ni2Mn1-xGa1+x 2Ферми [9,10]. Первопринципные расчеты, Ni2+xMn1-xGa 2проведенные Ли и др. [11] указывают на -0.06 -0.03 0.00 0.03 0.06 0.(x) то, что вектор нестинга q зависит от намагниченности и что при соотношении Рис. 7. Зависимость температуры M(Tp)/M(0K) 0,8, где M(0K) и M(Tp) предмартенситного перехода Tp от состава в сплавах Ni2+xMn1-xGa, Ni2Mn1намагниченность насыщения аустенита Ga1+x и Ni2Mn1+xGa1-x.

x при 0 К и при Tp, соответственно, q совпадает с экспериментально наблюдаемым смягчением [0] TA2 моды при = 0,33.

В первом разделе главы представлены результаты экспериментальной проверки теоретических расчетов. Были проведены исследования предмартенситного перехода в трех сериях сплавов Ni2+xMn1-xGa, Ni2Mn1-xGa1+x и Ni2Mn1+xGa1-x, представляющих собой различные разрезы фазовой диаграммы тройной системы NiMnGa. Зависимость Tp от композиции этих сплавов, определенная из измерений электросопротивления, показана на рис. 7. Полученные данные показали, что Tp остается практически постоянной (Tp ~ 260 – 265 K) при увеличении электронной концентрации e/a (системы сплавов Ni2+xMn1-xGa и Ni2Mn1+xGa1-x) и быстро понижается при уменьшении e/a (система сплавов Ni2Mn1Ga1+x). Измерения намагниченности насыщения аустенитной фазы и ее x экстраполяция до Т = 0 К показали, что во всех сплавах отношение m = M(Tp)/M(0K) = 0,8±0,05, что хорошо согласуется с результатами первопринципных P T (K) расчетов [11]. Согласие теории и эксперимента является сильным аргументом в пользу нестинговой гипотезы возникновения предмартенситного перехода.

Экспериментальные результаты, полученные для системы сплавов Ni2+xMn1Ga, указывают на то, что предмартенситная фаза, существующая в интервале x температур 200 – 260 К в стехиометрическом Ni2MnGa, постепенно подавляется при увеличении х из-за повышения температуры мартенситного перехода Tm.

Мартенситный и предмартенситный переходы сливаются в области концентраций х = 0,06 – 0,08, а для образца с х = 0,09 аномалии, соответствующих предмартенситному переходу, не обнаружены, что говорит о том, что предмартенситная фаза полностью исчезла в этой критической композиции. В феноменологической теории фазовых переходов в сплавах Ni2+xMn1-xGa показано, что добавление в выражение для свободной энергии дополнительного параметра порядка , учитывающего модуляцию кристаллической решетки высокотемпературной фазы, приводит к существованию предмартенситного перехода. Результаты теоретических расчетов показали, что температура предмартенситного перехода как функция концентрации в сплавах Ni2+xMn1-xGa пересекает линию мартенситного фазового перехода при х 0,11. Это значение критической концентрации находится в хорошем качественном согласии с экспериментально установленным значением, х = 0,09.

Во втором разделе главы представлены результаты исследований межмартенситных фазовых переходов, которые изучались на поликристаллическом сплаве (в ат.%) Ni54Mn21Ga25 и монокристалле Ni52,6Mn23,6Ga23,8. Магнитные, транспортные и рентгеновские измерения Ni54Mn21Ga25 показали, что в этом сплаве межмартенситный переход TI наблюдается только при охлаждении; отсутствие межмартенситного перехода при нагреве обусловлено большим температурным гистерезисом межмартенситного перехода и близостью мартенситного превращения к TI; другими словами, при нагреве межмартенситный переход не успевает реализоваться из-за перехода образца в аустенитное состояние. На основании рентгеновских измерений было установлено, что при охлаждении из высокотемпературной фазы образец переходит сначала в мартенситную фазу с 5слойной модуляцией (10М), которая сменяется в результате межмартенситного перехода на 7-слойную (14М). Тип модуляции сильно влияет на транспортные свойства образца, в частности, различие в электросопротивлении 5- и 71.слойного мартенсита достигает 15%, 1.что превышает изменение 1.0.сопротивления при переходе из 0.100 150 200 250 3мартенситного в аустенитное состояние 0.7 T (K) (рис. 8). Как известно (см. например 0.0.[12]), электросопротивление в 0.приближении определяется формулой Ni54Mn21Ga0. = m*/neffe2, 0.80 120 160 200 240 280 320 3где m* - эффективная масса, neff – число T (K) электронов проводимости, e – заряд Рис. 8. Температурные зависимости электрона и - время релаксации. электросопротивления сплава Ni54Mn21Ga25. На вставке показано Поскольку можно ожидать, что время относительное отличие в между кривой нагрева и охлаждения релаксации в мартенсите с 5- и 7слойной модуляцией примерно одинаково, тот факт, что 10M > 14M указывает на то, что 10М фаза имеет меньшее число электронов проводимости, что может быть обусловлено нестинговыми особенностями поверхности Ферми. Фазовые переходы в монокристалле Ni52,6Mn23,6Ga23,8 изучались при помощи калориметрии, термомеханического анализа, электрического сопротивления, просвечивающей электронной микроскопии и измерения магнитных свойств. Полученные экспериментальные результаты указывают на то, что в этом сплаве реализуется, наряду с переходом аустенит – мартенсит, следующая обратимая последовательность межмартенситных фазовых переходов 10М 14М 2М. Здесь приняты следующие обозначения: 10М – фаза с 5-слойной модуляцией, 14М – фаза с 7слойной модуляцией и 2М – немодулированная мартенситная фаза. Аномалии калориметрических, механических, транспортных и магнитных свойств, соответствующие температурам прямых и обратных межмартенситных переходов, указывают на большой (~ 100 К) температурный гистерезис этих переходов. Это вероятно обусловлено тем, что свободные энергии этих фаз незначительно отличаются друг от друга. Электронно-микроскопические исследования, (%) (T)/ (325 K) проведенные в температурных областях стабильности каждой из мартенситных фаз, указывают на присутствие незначительного количества фазы с другой модуляцией на фоне основной, доминирующей фазы. Подобное сосуществование двух (и более) мартенситных фаз, в особенности 10М и 14М, является типичным для сплавов Ni-Mn-Ga (см. например [13]). Отметим, что отсутствие четкой аномалии электросопротивления, соответствующей окончанию межмартенситного перехода 10М 14М в сплаве Ni54Mn21Ga25 (рис. 3.2), также указывает на то, что обе фазы сосуществуют в области температур T < TI = 283 K. Влияние магнитного поля Н на температуры межмартенситных переходов оценивалось из температурных зависимостей электросопротивления, которое измерялось при нагреве со скоростью 1 К/мин в нулевом магнитном поле и в поле Н = 5 Тл.

Температуры межмартенситных переходов в поле и без поля определялись как положения экстремумов на кривых производной сопротивления по температуре d/dT. Сравнение полученных данных показало, что в поле Н = 5 Тл температуры 2М 14М и 14М 10М переходов смещаются в сторону более высоких температур на 6 и ~3 K, соответственно. Поскольку магнитные измерения указывают на отсутствие скачка намагниченности при межмартенситных переходах, было предположено, что смещение температур переходов обусловлено анизотропными магнитоупругими взаимодействиями, а именно из-за механических напряжений, индуцируемых магнитным полем. Оценка вклада магнитоупругого взаимодействия в смещение температур переходов T в поле насыщения Hs проводилась по формуле [14] T(Hs) = 181(dc/dT)-1, (1) где 1 - магнитоупругий параметр, c - напряжение, необходимое для индуцирования соответствующей фазы. Подставляя доступные в литературе численные значения 1 = - 1,2 и – 0,57 МПа для 10М и 2М мартенситов, соответственно, и (dc/dT) = - 1,7 МПа/К для перехода 2М 14М [15,16] в формулу (1), получим для этого перехода T(Hs) 6 К, что находится в хорошем согласии с экспериментом.

Глава 4 посвящена изучению фазовых переходов в лентах и тонких пленках ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Ga и Co-Ni-Ga. В первом разделе посвящен фазовым переходам в тонких пленках, изготовленных методом лазерной абляции и магнетронного напыления, изученных посредством магнитных и транспортных измерений, и их структуре, исследованной методом просвечивающей электронной микроскопии и рентгеновской дифракции.

Химический состав пленок Ni-Mn-Ga субмикронной (< 1 м) толщины, приготовленные методом лазерной абляции, значительно отличался от химического состава мишеней, что, вероятно, явилось причиной того, что мартенситное превращение в них не наблюдалось. В случае Co-Ni-Ga толщиной м, для которой различие в химическом составе мишени и пленки оказалось незначительным, мартенситная немодулированная фаза наблюдалась при комнатной температуре посредством электронной микроскопии. Отсутствие аномалии, соответствующей мартенситному превращению, на температурной зависимости электрического сопротивления, измеренной до 400 К, указывает вероятно на то, что переход в аустенитное состояние происходит при более высокой температуре. Далее в разделе рассматриваются особенности фазовых переходов в поликристаллических субмикронных пленках Ni-Mn-Ga в зависимости от композиции мишени, типа подложки, температуры отжига и толщины пленок.

Были исследованы две серии (А и Б) пленок толщиной от 0,1 до 5 м, осажденных на подложки нескольких типов (оксид алюминия, полимер, кварц и стекло) методом радиочастотного магнетронного напыления.

Рентгеновские исследования 3показали, что использование в 3качестве мишеней сплавов 3Ni49,5Mn28,0Ga22,5 и Ms Ni52Mn24Ga24 способствовало Mf 3 As формированию в отожженных Af 3пленках серий А и Б мартенситных структур 10М и 0 1 2 3 4 Толщина пленки (m) 14М, соответственно. На температурных зависимостях Рис. 9. Зависимости температуры прямого и обратного мартенситного превращений от толщины намагниченности, пленок серии А, осажденных на оксид алюминия.

дифференциальной T (K) сканирующей калориметрии и электрического сопротивления наблюдались аномалии, типичные для массивных ферромагнетиков с памятью формы на основе сплавов Гейслера. Было обнаружено, что характерные температуры начала и окончания прямого (Ms и Mf) и обратного (As и Af) переходов зависят от толщины пленок. Приведенные на рис. 9 данные по зависимостям температур переходов от толщины пленок серии А были получены из измерений электросопротивления.

Значения температур определялись с погрешностью ± 1К. Из рис. 9 видно, что наибольшее смещение температур мартенситного превращения наблюдается в субмикронной области толщин. Этот факт можно объяснить следующим образом.

При отжиге пленка, осажденная на подложку, кристаллизуется таким образом, что плотноупакованные плоскости {110} кубической фазы растут предпочтительно в плоскости пленки. Большое отличие в коэффициенте теплового расширения NiMn-Ga и оксида алюминия приводит к генерации напряжений в пленке.

Распределение поля напряжений поперек пленки будет различным для разных толщин пленок, что будет влиять на температуру мартенситного превращения.

Во втором разделе рассматривается влияние сверхбыстрой закалки на физические свойства лент ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Ga.

Исследования проводились на лентах (в ат.%) Ni54Mn21Ga25 толщиной 30 – 40 м, полученной методом спинингования в ИФМ УрРАН (г. Екатеринбург). Был проведен сравнительный анализ температурных зависимостей электрического сопротивления, термоэдс, магнитосопротивления, теплового расширения, магнитных (намагниченности и низкополевой магнитной восприимчивости) и структурных свойств массивного образца-свидетеля и приготовленной ленты. Установлено, что 0 1 2 3 H (MA/m) сверхбыстрая закалка слава Рис. 10. Кривые намагничивания массивного Ni54Mn21Ga25 измельчает (круг) и быстрозакаленного (квадрат) сплава микроструктуру до 1 мкм (в 500 раз Ni54Mn21Ga25, измеренные при Т = 1,8 К.

M (emu/g) по сравнению с размером зерна в массивном образце) и понижает степень сверхструктурного L21 упорядочения, что качественно приводит к значительному увеличению механической устойчивости, прочности и пластичности, в частности при термоциклировании через область мартенситного перехода. Магнитный фазовый переход и обратимое термоупругое мартенситное превращение сохраняются. Температурный гистерезис в быстрозакаленном сплаве сокращается по сравнению с крупнокристаллическим сплавом. Частичное атомное разупорядочение исходной L21 сверхструктуры в быстрозакаленном сплаве приводит к появлению конкурирующих ферро- и антиферромагнитных взаимодействий. При гелиевых температурах это сказывается на температурных и полевых зависимостях магнитных характеристик сплава (рис. 10). В частности, в результате сверхбыстрой закалки сплава намагниченность насыщения M, измеренная при Т = 1,8 К, уменьшается практически в полтора раза. Достаточно узкая и симметричная петля гистерезиса для образца–свидетеля в быстрозакаленном сплаве становится асимметричной и на порядок уширяется.

Кроме этого, после охлаждения в магнитном поле она смещается в направлении поля охлаждения, т.е. наблюдается эффект обменной анизотропии. В то же время степень локализации магнитного момента и другие электронные характеристики в результате разупорядочения структурного состояния практически не меняются.

Это свидетельствует об устойчивости электронной зонной структуры вблизи уровня Ферми к разупорядочению.

В пятой главе описываются магнитные свойства Ni-Mn-Z (Z = Ga, In, Sn), особенности магнитных свойств сплавов с магнитоструктурными фазовыми переходами и взаимосвязь между магнитными свойствами и кристаллической структурой.

В первом разделе приводятся результаты систематических исследований магнитных свойств системы сплавов Гейслера Ni2+xMn1-xGa (0 x 0,19).

Определены температурные зависимости спонтанной намагниченности Ms(T), температуры Кюри TC, температуры структурных фазовых переходов мартенситаустенит Tm сплавов, а также скачки намагниченности M при этом структурном переходе. Построенные из измерений намагниченности зависимости TC и Tm от концентрации никеля хорошо согласуются с данными, полученными другими методами. Из концентрационной зависимости магнитного момента сплава Ms(0) определены магнитные моменты никелевой и марганцевой подсистем. Показано, что приведенная намагниченность аустенитной и мартенситной фаз зависит от температуры примерно одинаковым образом (рис. 11). Сравнивая зависимости m(t) мартенситной и аустенитной фаз и считая, что отличие этих зависимостей обусловлено тем, что температура Кюри мартенситной фазы выше, чем аустенитной, можно восстановить гипотетическую относительную намагниченность мартенситной фазы при высоких температурах (выше Tm) (она показана сплошной линией на рис. 11) и определить виртуальную температуру Кюри мартенситной фазы. Как видно из рис. 11, из такого сопоставления следует, что виртуальные температуры Кюри мартенситной фазы примерно на 17% выше, чем температуры Кюри соответствующих сплавов в аустенитной фазе. Это значение примерно в два раза больше, чем определенное в [16] в рамках феноменологической теории Ландау.

Измерения показали, что парамагнитная восприимчивость сплавов Ni2+xMn1Ga подчиняется закону Кюри-Вейсса. Были построены концентрационные x зависимости парамагнитной температуры Кюри (x) и эффективного момента eff(x) сплавов. Из зависимости eff(x) рассчитаны эффективные моменты компонент сплава, сопоставление которых с магнитными моментами компонент позволили сделать заключение о влиянии эффектов, обусловленных делокализацией носителей магнетизма.

Нетривиальной особенностью фазовой 1,диаграммы сплавов Ni2+xMn1-xGa 0,является то, что (x) аустенитной фазы 0,6 Ni2+xMn1-xGa x=пересекает линию магнито0, x=0.структурного фазового перехода в x=0.0, x=0.области концентраций x ~ 0,20 (см. рис.

x=0.0,1). Этот факт является твердым 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,доказательством того, что температура, t=T/Tc при котором наблюдается связанный Рис. 11. Зависимость приведенной магнитоструктурный переход, выше намагниченности сплавов m=Ms(T)/Ms(0) от приведенной температуры T/Tc.

температуры виртуальной точки Кюри.

s s m=M (T)/M (0) Выдвинуто предположение, что знание концентрационной зависимости (x) позволяет установить значение виртуальной точки Кюри высокотемпературной фазы в случае связанных магнитоструктурных переходов.

Из экспериментальных данных следует, что температура мартенситного перехода изученных сплавов смещается в сторону высоких температур при возрастании магнитного поля. Это смещение слабо возрастает при увеличении концентрации никеля и сравнительно невелико (1-2 K при изменении поля на 2 Тл).

Проведенные измерения скрытой теплоты мартенситного перехода (рис. 2) позволили показать, что экспериментальные величины смещения Tm с полем согласуются с теоретически рассчитанными по термодинамическому соотношению Клайперона-Клаузиуса для фазовых переходов первого рода.

Во втором разделе приводятся результаты исследования магнитных свойств сплавов Ni-Mn-Sn и Ni-Mn-In. Измерения проводились на двух сериях Snсодержащих образцов, (в ат.%) Ni50+xMn37-xSn13 и Ni50+xMn39-xSn11 и на образце Ni50Mn34.8In15.2. Отличие данных сплавов от системы Ni2-xMn1-xGa состоит в том, Mf (a) direct MT что они характеризуются избытком марганца, что приводит к возникновению reverse MT антиферромагнитных взаимодействий Ni50Mn34.357Fe0.5In15.2 As [17]. Эти проявляется в комплексных 0 50 100 150 200 250 300 350 4полевых и температурных зависимостях (б) магнитных свойств этих сплавов.

FC Конкуренция обменных взаимодействий в H = 0.05 T мартенситной фазе приводит к возникновению обменной анизотропии, ZFC 0 50 100 150 200 250 300 350 4заключающейся в смещении петли T (K) гистерезиса в сторону отрицательных Рис. 12. Результаты измерений ДСК (а) полей в образце, охлажденном в и намагниченности (b) сплава магнитном поле из парамагнитного Ni50Mn34.357Fe0.5In15.состояния до низких температур. При низких температурах магнитное состояние образцов может быть охарактеризовано как спин-стекольное. Эффект обменной анизотропии наблюдается при Поток теплоты (a. u.) M (emu/g) температурах ниже температуры спин-стекольного замерзания, которая равна ~ К и ~ 125 K для сплавов Ni-Mn-Sn и Ni-Mn-In, соответственно. Поскольку в этих материалах температура Кюри аустенита TCA выше температуры Кюри мартенсита TCM, подбором химической композиции можно получить необычную последовательность фазовых переходов, при которой парамагнитная мартенситная фаза расположена между двух ферромагнитных фаз – низкотемпературной мартенситной и высокотемпературной аустенитной (рис. 12). Необходимо отметить, что в ряде работ низкотемпературная мартенситная фаза с нулевой спонтанной намагниченностью рассматривалась как антиферромагнитная.

Проведенные нами исследования методом Мессбауэровской спектроскопии наглядно доказали, что она является парамагнитной (рис. 13).

В разделе 3 рассматриваются Ni50Mn34.357Fe0.5In15.особенности магнитоструктурных фазовых переходов во внешних магнитных полях. Фазовые переходы 6 «ферромагнитный мартенсит парамагнитный аустенит» в сплавах Ni-Mn-Ga и «парамагнитный 0 50 100 150 200 250 300 3мартенсит ферромагнитный T (K) аустенит» в сплавах Ni-Mn-Sn и NiРис. 5.3. Эффективное поле Hhf в Mn-In являются связанными Ni50Mn34.357Fe0.5In15.2 как функция температуры. Hhf в образце, охлажденном магнитоструктурными перехода.

от 352 K показано треугольником.

Отличительной особенностью магнитных свойств этих материалов является то, что они демонстрируют ярко выраженные метамагнитные аномалии на полевых зависимостях намагниченности. Поскольку возникновение этих аномалий обусловлено магнитоиндуцированным переходом (полным или частичным) в фазу с большей намагниченностью, метамагнитная аномалия будет иметь обратимый характер только в ограниченном температурном интервале и, как правило, в сильных магнитных полях.

hf H (T) Шестая глава посвящена изучению магнитодеформационных откликов в спеченных порошках и поликристаллах сплавов Ni-Mn-Ga. Существование мартенситного перехода в ферромагнитной матрице позволяет влиять на характерные температуры мартенситного превращения и топологию мартенситной фазы при помощи магнитного поля. Это открывает возможность управления эффектом памяти формы посредством магнитных полей. В общем случае изменить линейные размеры ферромагнитного сплава с памятью формы при помощи магнитного поля можно двумя путями: (а) смещением температуры мартенситного перехода; и (б) переориентацией мартенситных вариантов. Во втором случае магнитодеформации могут достигать несколько процентов, но, как правило, они легко подавляются приложением внешней нагрузки [18]. В Главе 6 исследован первый механизм получения магнитодеформаций в поликристаллах и спеченных порошках ферромагнетиков с памятью формы Ni2+xMn1-xGa.

Смещение температуры мартенситного перехода Tm магнитным полем H описывается формулой T = MHTm/q, где M – разность намагниченностей между мартенситной и аустенитной фазами, q – скрытая теплота перехода. В случае, если переход происходит из ферромагнитного мартенсита в парамагнитный аустенит, формула приобретает вид T = MМHTm/q, где ММ – намагниченность мартенситной фазы. Очевидно, что для получения значительных магнитодеформаций 0.путем смещения температуры -0.02 Ni2.18Mn0.82Ga мартенситного перехода наряду с T = 350.7 K 1 цикл -0. 2 цикл чувствительностью мартенситного 3 цикл -0.перехода к приложению магнитного -0.поля важную роль играет также -0.10 стрикция перехода, а точнее изменение линейных размеров при -0.-5 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4 переходе – чем больше изменение H (T) линейных размеров на один градус, тем большую величину Рис. 14. Магнитодеформация в спеченном порошке сплава Ni2,18Mn0,82Ga при магнитодеформации можно получить температуре, фиксированной в при одних и тех же условиях.

окрестности мартенситного перехода l/l (%) Как известно, двухсторонний эффект памяти формы характеризуется значительными изменениями линейных размеров, достигающих значений порядка процента, и, что немаловажно, эти изменения являются обратимыми. Таким образом, тренировка образцов на двухсторонний эффект памяти формы является перспективной для получения больших значений магнитодеформаций. На рис. показан результат измерения магнитодеформации в спеченном порошке сплава Ni2,18Mn0,82Ga, который был натренирован на двухсторонний эффект памяти формы. Из рисунка видно, что приложение магнитного поля 5 Тл приводит к сокращению образца на 0,12% за счет смещения температуры мартенситного перехода. Отметим, что без предварительной тренировки на двухстороннюю память формы магнитодеформации в этом сплаве при идентичных условиях достигали не более 0,04%.

Глава 7 посвящена исследованию магнитокалорического эффекта (МКЭ) в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn) со связанными магнитоструктурными фазовыми переходами. Представлены результаты экспериментальных измерений изотермического изменения магнитной энтропии Sm и адиабатического изменения Ni2.18Mn0.82Ga Ni2.20Mn0.80Ga температуры Tad.

Ni2.22Mn0.78Ga Ni2.24Mn0.76Ga Ni2.27Mn0.73Ga В первом разделе приводятся результаты для изотермического изменения магнитной энтропии Sm, которая исследовалось для серии сплавов Ni2+xMn1Ga (0,18 x 0,27) и для сплава Ni-Mn-Sn с 330 340 350 360 370 380 3x T (K) добавкой кобальта Ni50Mn36Co1Sn13. Sm Рис. 15. Изотермическое изменение определялось из полевых зависимостей магнитной энтропии в сплавах Ni2+xMn1-xGa, определенное из намагниченности при помощи соотношения полевых зависимостей намагниченности. МаксвеллаНесмотря на то, что, строго говоря, соотношение (2) неприменимо к фазовым переходам 1-го рода, Шнайдер и Печарский [5] предположили, что оно может использоваться для вычисления Sm в случае «размытых» фазовых переходов 1-го рода. Поскольку в исследуемых поликристаллах ферромагнетиков с памятью формы температурный интервал между началом и окончанием фазового превращения равен 6–12 К, эти переходы с хорошим приближением можно считать «размытыми».

m S (J/kg K) H M S = dH (2) T Наряду с этим, проводились «прямые» измерения Sm с помощью методики, описанной в работе [19]. Изотермическое изменение магнитной энтропии Sm сплавов Ni2+xMn1-xGa (0,18 x 0,27), вычисленное из полевых зависимостей намагниченности, показано на рис. 15. Наибольшие изменения магнитной энтропии, |Sm| > 25 Дж/кгК, наблюдаются в сплавах Ni2,18Mn0,82Ga и Ni2,20Mn0,80Ga;

дальнейшее увеличение избытка атомов Ni в сплавах с x > 0,20 приводит к монотонному понижению пикового значения Sm. С одной стороны, наблюдаемая тенденция в композиционной зависимости Sm обусловлена тем, что замещение атомов Mn на атомы Ni приводит к разбавлению магнитной подсистемы (магнитный момент сплавов Гейслера Ni-Mn-Ga обусловлен главным образом атомами Mn). С другой стороны, это наблюдение является прямым подтверждением выдвинутого в [20] предположения о том, что гигантские значения изотермического изменения магнитной энтропии в материалах с магнитными фазовыми переходами 1-го рода обусловлены вкладом структурной подсистемы и, таким образом, пропорциональны полному изменению энтропии S при магнитоструктурном переходе. Данные, приведенные на рис.

2, явно указывают на то, что сплавы Ni2,18Mn0,82Ga и Ni2,20Mn0,80Ga характеризуется наибольшим изменением полной энтропии S.

Рис. 16. Изотермическое изменение Изотермическое изменение магнитной магнитной энтропии в сплавах Ni2,19Mn0,81Ga, измеренное «прямым» энтропии Sm сплавов Ni2+xMn1-xGa (0,методом (черные квадраты) и x 0,24), полученное из «прямых» определенное из полевых зависимостей намагниченности при помощи измерений (рис. 16), находится в соотношения Максвелла (кривые 3 и 4).

качественном согласии с зависимостью, приведенной на рис. 15. Сравнение количественных значений Sm, полученных двумя разными методиками, указывает на то, что Sm, измеренное «прямым» методом, меньше Sm, вычисленной при помощи соотношения Максвелла.

Аналогичная ситуация наблюдается в сплаве Ni50Mn36Co1Sn13, где Sm, вычисленное из полевых зависимостей намагниченности, оказалось больше, чем Sm, определенное из температурных зависимостей теплоемкости, измеренной в поле и без поля. На наш взгляд, это свидетельствует о том, что использование соотношения Максвелла (2) приводит к завышенному значению Sm. Это указывает в первую очередь на то, что при фазовых переходах 1-го рода резкое изменение намагниченности с температурой, приводящее к большим значением |(M(T,H)/T)H|, не характеризует в полной мере чувствительность спиновой подсистемы к влиянию внешнего магнитного поля. Одной из основных причин является то, что даже в окрестности магнитоструктурного фазового перехода воздействие магнитного поля на спиновую подсистему будет незначительным, если виртуальная температура Кюри низкотемпературной фазы значительно выше температуры магнитоструктурного перехода.

Во втором разделе рассмотрено адиабатическое изменение температуры Tad в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn), которое измерялось на установке, описанной в работе [21]. Полученные данные указывают на то, что Sm не характеризует в полной мере МКЭ в ферромагнетиках с памятью формы. В качестве примера в разделе 2 рассматривается сплав Ni2,19Mn0,81Ga, теплоемкость H = 18.5 кЭ Ni2.19Mn0.81Ga которого в магнитном поле H = 1. нагрев охлаждение сообщалась в работе [22]. Исходя из 1.этих данных показано, что 0.сообщавшиеся в ряде работ 0.0.4 «гигантские» значений Sm, 0.2 полученные из соотношения (7.1) (см. например [23]), являются 300 320 340 360 3сильно завышенными. Так, T (K) величина Sm, опубликованная в Рис. 17. Температурные зависимости адиабатического изменения температуры Tad работе [23], предполагает, что в Ni2,19Mn0,81Ga, измеренные при нагреве и охлаждении. адиабатическое изменение ad T (K) температуры в Ni2,19Mn0,81Ga должно достигать значений Tad ~ 10 К при изменении магнитного поля H = 2 Тл. В действительности экспериментально измеренное Tad оказалось примерно на порядок меньше ожидаемого (рис. 17).

Далее показано, что для объяснения этого различия также необходимо принять во внимание магнитную неоднородность образца в области магнитоструктурного перехода. Учитывая то, что виртуальная температура Кюри аустенитной фазы значительно ниже температуры магнитоструктурного перехода (см. рис. 1), часть образца, который находится в парамагнитном аустенитном состоянии, не дает вклада в Tad и, более того, действует как паразитная нагрузка.

Похожие результаты были также получены для системы Ni-Mn-Sn. Так, в 1.Охлаждение сплаве Ni50Mn36Co1Sn13, в 0.котором наблюдается обратный МКЭ (т.е. образец 0.нагрев охлаждается при вводе Ni50Mn36Co1Sn-0.магнитного поля), (0H) = 1.9 T экспериментально измеренная -1.величина Tad не превышала 175 200 225 250 275 300 325 31,5 К. Более того, оказалось, T (K) что Tad, измеренная при Рис. 18. Температурные зависимости Tad в отогреве образца, значительно Ni50Mn36Co1Sn13, измеренные при отогреве (круги) больше Tad, измеренного при и охлаждении (треугольники) образца охлаждении (рис. 18). Это различие обусловлено прежде всего термодинамикой мартенситных превращений.

А именно, из-за разности в температурных интервалах стабильности аустенитной и мартенситной фаз, магнитоиндуцируемый структурный фазовый переход наблюдается только в случае отогрева образца. Таким образом, Tad, измеренная при отогреве, имеет вклад как от магнитной, так и от структурной подсистем, в то время как величина Tad, измеренная при охлаждении, определяется только магнитной подсистемой.

ad T (K) В заключении сформулированы основные результаты диссертационной работы:

1. В результате систематических исследований фазовых переходов в системе сплавов Ni2+xMn1-xGa было установлено, что на фазовой диаграмме этих сплавов существует четыре области со следующими последовательностями фазовых переходов: (а) парамагнитный аустенит ферромагнитный аустенит ферромагнитный модулированный аустенит ферромагнитный мартенсит; (б) парамагнитный аустенит ферромагнитный аустенит ферромагнитный мартенсит; (в) парамагнитный аустенит ферромагнитный мартенсит; (г) парамагнитный аустенит парамагнитный мартенсит ферромагнитный мартенсит. Широкий (0,18 х 0,27) композиционный интервал, в котором реализуется магнитоструктурный фазовый переход «парамагнитный аустенит ферромагнитный мартенсит» обусловлен влиянием объемной магнитострикции на параметры кристаллической решетки.

2. Обнаружено и исследовано новое явление: частичная стабилизация мартенсита в высокотемпературных сплавах с эффектом памяти формы, которое приводит к аномальному протеканию прямого и обратного термоупругого мартенситного превращения. Двухступенчатый характер прямого и обратного мартенситного превращения возникает из-за сосуществования метастабильного (в котором конфигурация точечных дефектов не удовлетворяет кристаллографической симметрии решетки) и стабилизированного низкотемпературным старением (в котором конфигурация точечных дефектов соответствует кристаллографической симметрии решетки) аустенита и мартенсита, соответственно.

3. Фазовые переходы в тонких (субмикронных) пленках ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Ga зависят от толщины пленки. Эта зависимость обусловлена влиянием полей напряжений, генерируемых при отжиге пленок, осажденных на подложку, на температуры фазовых переходов.

4. В сплавах Ni-Mn-Ga обменные взаимодействия в мартенситной фазе больше обменных взаимодействий в аустенитной фазе. Оценки, сделанные на основании магнитных измерений и анализа фазовой диаграммы сплавов Ni2+xMn1Ga, показывают, что виртуальная температура Кюри мартенситной фазы TCM на x ~50 К больше виртуальной температуры Кюри аустенитной фазы TCA.

5. Впервые экспериментально доказано, что низкотемпературная мартенситная фаза с нулевой спонтанной намагниченностью в сплавах Ni-Mn-In является парамагнитной, а не антиферромагнитной. Таким образом, в ферромагнетиках с памятью формы Ni50Mn25+xZ25-x (Z = In, Sn) реализуется уникальный магнитоструктурный фазовый переход их высокотомпературной ферромагнитной в низкотемпературную парамагнитную фазу.

6. Исследованы магнитодеформации в спеченных порошках и поликристаллах ферромагнетиков с памятью формы Ni-Mn-Ga. Изменение линейных размеров образцов при приложении магнитного поля происходило за счет смещения температуры мартенситного перехода. Была достигнута магнитодеформация 0.12% во внешнем магнитном поле 5 Тл.

7. Проведены комплексные исследования магнитокалорического эффекта (изотермического изменения магнитной энтропии Sm и адиабатического изменения температуры Tad) в сплавах Ni-Mn-Z (Z = Ga, Sn) со связанными магнитоструктурными фазовыми переходами. Обнаружено, что в этих сплавах оценка адиабатического изменения температуры, проведенная из данных для Sm и теплоемкости, приводит к завышенным значениям Tad по сравнению с экспериментально измеренным. Это различие обусловлено магнитной неоднородностью в области магнитоструктурного перехода и различием в виртуальных температурах Кюри высоко- и низкотемпературной фаз.

Необратимый характер Tad, наблюдавшийся экспериментально при циклическом вводе – выводе магнитного поля вызван термодинамическими особенностями температурно- и магнито-индуцированными мартенситными превращениями.

Цитируемая литература [1] Kainuma R., Imano Y., Ito W., Sutou Y., Morito H., Okamoto S., Kitakami O., Oikawa K., Fujita A., Kanomata T., Ishida K. Magnetic-field-induced shape recovery by reverse phase transformation // Nature. – 2006. – V. 439. – P. 957-960.

[2] Moruzzi V.L., Marcus P.M. Antiferromagnetic-ferromagnetic transition in FeRh // Phys. Rev.

B. – 1992. – V. 46. – P. 2864-2873.

[3] Kaneko T., Kanomata T., Shirakawa K. Pressure effect on the magnetic transition temperatures in the intermetallic compounds Mn3MC (M=Ga, Zn and Sn) // J. Phys. Soc. Jpn. – 1987. – V. 56. – P. 4047-4055.

[4] Sozinov A., Likhachev A.A., Lanska N., Ullakko K. Giant magnetic-field-induced strain in NiMnGa seven-layered martensitic phase // Appl. Phys. Lett. – 2002. – V. 80. – P. 1746-1748.

[5] Gschneidner K. A., Jr., Pecharsky V. K., Tsokol A. O. Recent developments in magnetocaloric materials // Rep. Prog. Phys. – 2005. – V. 68. – P. 1479-1539.

[6] Webster P.J., Ziebeck K.R.A. Heusler alloys. // Landolt-Brnstein New Series. – 1988. – V.

III/19c. – P. 75-185.

[7] Webster P.J., Ziebeck K.R.A., Town S.L., Peak M.S. Magnetic order and phase transition in Ni2MnGa // Philos. Mag. B. – 1984. – V. 49. – P. 295-310.

[8] Ren X., Otsuka K. Origin of rubber-like behavior in metal alloys // Nature. – 1997. – V. 389.

– P.579-582.

[9] Zheludev A., Shapiro S.M., Wochner P., Schwartz A., Tanner L.E. Phonon anomaly, central peak, and microstructures in Ni2MnGa // Phys. Rev. B. – 1995. – V. 51. – P.11310-11314.

[10] Opeil C.P., Mihaila B., Schulze R.K., Manosa L., Planes A., Hults W.L., Fisher R.A., Riseborough P.S., Littlewood P.B., Smith J.L., Lashley J. C. Combined experimental and theoretical investigation of the premartensitic transition in Ni2MnGa // Phys. Rev. Lett. – 2008. – V. 100. – P.165703.

[11] Lee Y., Rhee J.Y., Harmon B.N. Generalized susceptibility of the magnetic shape-memory alloy Ni2MnGa // Phys. Rev. B. – 2002. – V. 66. – P. 054424.

[12] Абрикосов А.А. Основы теории металлов. – М.: Наука, 1987.

[13] Pons J., Chernenko V.A., Santamarta R., Cesari E. Crystal structure of martensitic phases in Ni-Mn-Ga shape memory alloys // Acta mater. – 2000. – V. 48. – P. 3027-3038.

[14] Chernenko V.A., Babii O., L’vov V.A., McCormick P.G. Martensitic transformations in NiMn-Ga system affected by external fields // Mater. Sci. Forum. – 2000. – V. 327-328. – P. 485488.

[15] Chernenko V.A., Kokorin V.V., Babii O.M., Zasimchuk I.K. Phase diagrams in the Ni-MnGa system under compression // Intermetallics. – 1998. – V. 6. – P. 29-34.

[16] Chernenko V.A., L’vov V.A., Zagorodnyuk S.P., Takagi T. Ferromagnetism of thermoelastic martensites: Theory and experiment // Phys. Rev. B. – 2003. – V. 67. – P. 064407.

[17] Brown P.J., Gandy A.P., Ishida K., Kainuma R., Kanomata T., Neumann K.-U., Oikawa K., Ouladdiaf B., Ziebeck K.R.A. The magnetic and structural properties of the magnetic shape memory compound Ni2Mn1.44Sn0.56 // J. Phys.: Condens. Matter. – 2006. – V. 18. – P. 22492259.

[18] Murray S.J., Marioni M., Allen S.M., O’Handley R.C., Lograsso T.A. 6% magnetic-fieldinduced strain by twin-boundary motion in ferromagnetic Ni–Mn–Ga // Appl. Phys. Lett. – 2000.

– V. 77. – P. 886-888.

[19] Гамзатов А.Г., Алиев А.М., Батдалов А.Б., Абдулвагитов Ш.В., Мельников О.В., Горбенко О.Ю. Магнитокалорический эффект в Ag-допированных манганитах лантана // Письма в ЖТФ. – 2006. – Т. 32. – С. 16-21.

[20] Pecharsky V.K., Gschneider K.A., Jr., Pecharsky A.O., Tishin A.M. Thermodynamics of the magnetocaloric effect // Phys. Rev. B. – 2001. – V. 64. – P. 144406.

[21] Tishin A. M., Spichkin Y. I. The Magnetocaloric Effect and Its Applications. – Institute of Physics, 2003.

[22] Kanomata T. Proceedings of the International Seminar on Shape Memory Alloys and Related Technologies (Institute of Fluid Science, Sendai, Japan, 1999), p. 12.

[23] Khan M., Stadler S., Craig J., Mitchell J., Ali N. The overlap of first- and second-order phase transitions and related magnetic entropy changes in Ni2+xMn1-xGa Heusler alloys // IEEE Trans. Magn. – 2006. – V. 42. – P. 3108-3110.

Список основных публикаций по теме диссертационной работы 1. Vasil’ev A.N., Bozhko A.D., Khovailo V.V., Dikshtein I.E., Shavrov V.G., Buchel’nikov V.D., Matsumoto M., Suzuki S., Takagi T., Tani J. Structural and magnetic phase transitions in shape-memory alloys Ni2+xMn1-xGa // Phys. Rev. B. – 1999. – V. 59. – P.

1113-1120.

2. Божко А.Д., Васильев А.Н., Ховайло В.В., Дикштейн И.Е., Коледов В.В., Селецкий С.М., Тулайкова А.А., Черечукин A.A., Шавров В.Г., Бучельников В.Д. Магнитные и структурные фазовые переходы в ферромагнитных сплавах с памятью формы Ni2+xMn1-xGa // ЖЭТФ. – 1999. – T. 115. – C. 1740-1755.

3. Vasil’ev A.N., Estrin E.I., Khovailo V.V., Bozhko A.D., Ischuk R.A., Matsumoto M., Takagi T., Tani J. Dilatometric study of Ni2+xMn1-xGa under magnetic field // Int. J. Appl.

Electromagn. Mech. – 2000. – V. 12. – P. 35-40.

4. Khovailo V.V., Takagi T., Vasil’ev A.N., Miki H., Matsumoto M., Kainuma R. On order – disorder (L21 B2) phase transition in Ni2+xMn1-xGa Heusler alloys // phys. stat. sol.

(a). – 2001. – V. 183. – P. R1-R3.

5. Бучельников В.Д., Заяк А.Т., Васильев А.Н., Далидович Д.Л., Шавров В.Г., Такаги Т., Ховайло В.В. Фазовые переходы в ферромагнитных сплавах Ni2+xMn1-xGa с учетом модуляционного параметра порядка // ЖЭТФ. – 2001. – T. 119. – C. 1166-1175.

6. Khovailo V.V., Takagi T., Bozhko A.D., Matsumoto M., Tani J., Shavrov V.G.

Premartensitic transition in Ni2+xMn1-xGa Heusler alloys // J. Phys.: Condens. Matter. – 2001. – V. 13. – P. 9655-9662.

7. Khovailo V.V., Takagi T., Tani J., Levitin R.Z., Cherechukin A.A., Matsumoto M., Note R.

Magnetic properties of Ni2.18Mn0.82Ga Heusler alloys with a coupled magnetostructural transition // Phys. Rev. B. – 2002. – V. 65. – P. 092410.

8. Takagi T., Khovailo V., Nagatomo T., Matsumoto M., Ohtsuka M., Abe T., Miki H.

Mechanical and shape memory properties of ferromagnetic Ni2+xMn1-xGa alloys // Int. J.

Appl. Electromagn. Mech. – 2002. – V. 16. – P. 173-179.

9. Filippov D.A., Khovailo V.V., Koledov V.V., Krasnoperov E.P., Levitin R.Z., Shavrov V.G., Takagi T. The magnetic field influence on magnetostructural phase transition in Ni2.19Mn0.81Ga // J. Magn. Magn. Mater. – 2003. – V. 258-259. – P. 507-509.

10. Khovailo V.V., Oikawa K., Abe T., Takagi T. Entropy change at the martensitic transformation in ferromagnetic shape memory alloys Ni2+xMn1-xGa // J. Appl. Phys. – 2003. – V. 93. – P. 8483-8485.

11. Васильев А.Н., Бучельников В.Д., Такаги Т., Ховайло В.В., Эстрин Э.И.

Ферромагнетики с памятью формы // УФН. – 2003.– T. 173. – C. 577-608.

12. Khovailo V.V., Abe T., Koledov V.V., Matsumoto M., Nakamura H., Note R., Ohtsuka M., Shavrov V.G., Takagi T. Influence of Fe and Co on phase transitions in Ni-Mn-Ga alloys // Mater. Trans. – 2003. – V. 44. – P.2509-2512.

13. Khovailo V.V., Oikawa K., Wedel C., Abe T., Sugiyama K., Takagi T. Effect of intermartensitic transitions on transport properties of Ni2.16Mn0.84Ga alloy // J. Phys.:

Condens. Matter. – 2004. – V. 16. – P. 1951-1961.

14. Khovailo V.V., Kainuma R., Abe T., Oikawa K., Takagi T. Aging-induced complex transformation behavior of martensite in Ni57.5Mn17.5Ga25 shape memory alloy // Scripta Mater. – 2004. – V. 51. – P. 13-17.

15. Aliev A., Batdalov A., Bosko S., Buchelnikov V., Dikshtein I., Khovailo V., Koledov V., Levitin R., Shavrov V., Takagi T. Magnetocaloric effect and magnetization in a Ni-Mn-Ga Heusler alloy in the vicinity of magnetostructural transition // J. Magn. Magn. Mater. – 2004. – V. 272-276. – P. 2040-2042.

16. Khovailo V.V., Chernenko V.A., Cherechukin A.A., Takagi T., Abe T. An efficient control of Curie temperature TC in Ni-Mn-Ga alloys // J. Magn. Magn. Mater. – 2004. – V. 272276. – P. 2067-2068.

17. Chung C.Y., Chernenko V.A., Khovailo V.V., Pons J., Cesari E., Takagi T. Thin films of ferromagnetic shape memory alloys processed by laser beam ablation // Mater. Sci. Eng.

A. – 2004. – V. 378. – P. 443-447.

18. Khovailo V.V., Novosad V., Takagi T., Filippov D.A., Levitin R.Z., Vasil’ev A.N. Magnetic properties and magnetostructural transitions of Ni2+xMn1-xGa shape memory alloys // Phys.

Rev. B. – 2004. – V. 70. – P. 174413.

19. Chernenko V.A., L’vov V.A., Khovailo V., Takagi T., Kainuma R., Kanomata T., Suzuki T.

Interdependence between the magnetic properties and lattice parameters of Ni-Mn-Ga martensite // J. Phys.: Condens. Matter. – 2004. – V. 16. – P. 8345-8352.

20. Segui C., Chernenko V.A., Pons J., Cesari E., Khovailo V., Takagi T. Low temperatureinduced intermartensitic transformations in Ni-Mn-Ga single crystal // Acta Mater. – 2005.

– V. 53. – P. 111-120.

21. Chernenko V.A., Cesari E., Khovailo V., Pons J., Segu C., Takagi T. Intermartensitic phase transformations in Ni–Mn–Ga studied under magnetic field // J. Magn. Magn.

Mater. – 2005. – V. 290-291. – P. 871-873.

22. Chernenko V.A., Ohtsuka M., Kohl M., Khovailo V.V., Takagi T. Transformation behavior of Ni-Mn-Ga thin films // Smart Mater. Structures. – 2005. – V. 14. – P. S245S252.

23. Пушин В.Г., Коуров Н.И., Королев А.В., Казанцев В.А., Юрченко Л.И., Коледов В.В., Шавров В.Г., Ховайло В.В. Влияние сверхбыстрой закалки на физические свойства сплава Ni54Mn21Ga25 // ФММ. – 2005. – T. 99. – C. 64-74.

24. Коуров Н.И., Королев А.В., Пушин В.Г., Коледов В.В., Шавров В.Г., Ховайло В.В.

Электрические и магнитные свойства быстрозакаленного сплава Ni2.16Mn0.84Ga // ФММ. – 2005. – T. 99. – C. 38-44.

25. Khovaylo V.V., Buchelnikov V.D., Kainuma R., Koledov V.V., Ohtsuka M., Shavrov V.G., Takagi T., Taskaev T., Vasiliev A.N. Phase transitions in Ni2+xMn1-xGa with a high Ni excess // Phys. Rev. B. – 2005. – V. 72. – P. 224408.

26. Khovailo V.V., Buchel’nikov V.D., Levitin R.Z., Takagi T., Vasil’ev A.N. Phase diagrams and magnetic properties of ferromagnetic shape memory alloys // Progress in Ferromagnetism Research / Ed. Murray V.N. – Nova Science Publishers Inc, 2006. – P.

293-327. Рунов В.В., Черненков Ю.П., Рунова М.К., Гаврилюк В.Г., Главацкая Н.И., Гукасов А.Г., Коледов В.В., Шавров В.Г., Ховайло В.В. Спиновые корреляции и мезоструктура в Ni-Mn-Ga // ЖЭТФ. – 2006. – T. 129. – C. 117-130.

28. Entel P., Buchelnikov V.D., Khovailo V.V., Zayak A.T., Adeagbo A.W., Gruner M.E., Herper H.C., Wassermann E.F. Modeling the phase diagram of magnetic shape memory Heusler-based alloys // J. Phys. D: Appl. Phys. – 2006. – V. 39. – P. 865-889.

29. Buchelnikov V.D., Khovailo V.V., Takagi T. The thermal expansion coefficient and volume magnetostriction of Heusler Ni2MnGa alloys // J. Magn. Magn. Mater. – 2006. – V. 300. – P. e459-e461.

30. Buchelnikov V.D., Taskaev S.V., Aliev A.M., Batdalov A.B., Gamzatov A.M., Korolyov A.V., Kourov N.I., Pushin V.G., Koledov V.V., Khovailo V.V., Shavrov V.G., Grechishkin R.M. Magnetocaloric effect in Ni2.19Mn0.81Ga Heusler alloys // Int. J. Appl. Electromagn.

Mech. – 2006. – V. 23. – P. 65-69.

31. Бучельников В.Д., Васильев А.Н., Коледов В.В., Таскаев С.В., Ховайло В.В., Шавров В.Г. Магнитные сплавы с памятью формы - фазовые переходы и функциональные свойства // УФН. – 2006. – T. 176. – C. 900-906.

32. Шавров В. Г., Бучельников В.Д., Васильев А.Н., Коледов В.В., Таскаев С.В., Ховайло В.В. Магнитоуправляемая память формы и гигантский магниокалорический эффект в сплавах Гейслера // Известия РАН. Серия физическая. – 2008. – T. 72. – C. 559561.

33. Бучельников В.Д., Загребин М.А., Таскаев С.В., Шавров В. Г., Коледов В.В., Ховайло В.В. Новые сплавы Гейслера с метамагнитоструктурным фазовым переходом // Известия РАН. Серия физическая. – 2008. – T. 72. – C. 596-600.

34. Khovaylo V., Koledov V., Shavrov V., Ohtsuka M., Miki H., Takagi T., Novosad V. Influence of cobalt on phase transitions in Ni50Mn37Sn13 // Mater. Sci. Eng. A. – 2008. – V. 481482. – P. 322-325.

35. Khovaylo V., Kainuma R., Ishida K., Omori T., Miki H., Takagi T., Datesman A. New aspects of martensite stabilization in Ni-Mn-Ga high-temperature shape memory alloy // Philos. Mag. – 2008. – V. 88. – P. 865-882.

36. Entel P., Buchelnikov V.D., Gruner M.E., Hucht A., Khovailo V.V., Nayak S.K., Zayak A.T. Shape memory alloys: a summary of recent achievements // Advances in Shape Memory Materials / Ed. Chernenko V.A. – Trans Tech Publications, Ltd, 2008. – P. 2141.

37. Khovaylo V.V., Skokov K.P., Koshkid’ko Yu.S., Koledov V.V., Shavrov V.G., Buchelnikov V.D., Taskaev S.V., Miki H., Takagi T., Vasiliev A.N. Adiabatic temperature change at firstorder magnetic phase transitions: Ni2.19Mn0.81Ga as a case study // Phys. Rev. B. – 2008. – V. 78. – P. 060403(R).

38. Ховайло В.В., Коледов В.В., Шавров В.Г., Рычкова О.В. Магнитомеханические свойства ферромагнетиков с памятью формы Ni2+xMn1–xGa, полученных методом электроимпульсного спекания // Материаловедение. – 2008. – №8. – C. 61-39. Khovaylo V.V., Kanomata T., Tanaka T., Nakashima M., Amako Y., Kainuma R., Umetsu R.Y., Morito H., Miki H. Magnetic properties of Ni50Mn34.8In15.2 probed by Mssbauer spectroscopy // Phys. Rev. B. – 2009. – V. 80. – P. 144409.

40. Buchelnikov V.D., Sokolovskiy V.V., Herper H.C., Ebert H., Gruner M.E., Taskaev S.V., Khovaylo V.V., Hucht A., Dannenberg A., Ogura M., Akai H., Acet M., Entel P. Firstprinciples and Monte Carlo study of magnetostructural transition and magnetocaloric properties of Ni2+xMn1-xGa // Phys. Rev. B. – 2010. – V. 81. – P. 094411.

41. Khovaylo V.V., Skokov K.P., Gutfleisch O., Miki H., Takagi T., Kanomata T., Koledov V.V., Shavrov V.G., Wang G.F., Palacios E., Bartolom J., Burriel R. Peculiarities of the magnetocaloric properties in Ni-Mn-Sn ferromagnetic shape memory alloys // Phys. Rev.

B. – 2010. – V. 81. – P. 214406.

42. Khovaylo V.V., Skokov K.P., Gutfleisch O., Miki H., Kainuma R., Kanomata T.

Reversibility and irreversibility of magnetocaloric effect in a metamagnetic shape memory alloy under cyclic action of a magnetic field // Appl. Phys. Lett. – 2010. – V. 97.

– P. 052503.




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

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.