WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

  ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ РФ

ГОУ ВПО “ИРКУТСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ”

  На правах рукописи

Гаврилюк Алексей Александрович

МАГНИТНЫЕ И МАГНИТОУПРУГИЕ СВОЙСТВА АМОРФНЫХ

МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ  ЖЕЛЕЗА

01.04.07.– физика конденсированного состояния

01.04.11.– физика магнитных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора физико-математических наук

Иркутск - 2010

Работа выполнена на кафедре электроники твердого тела ГОУ ВПО “Иркутский государственный университет.

Официальные оппоненты:

доктор физико – математических наук, профессор Глезер А.М.

ЦНИИ ЧЕРМЕТ им. Л.П.Бардина, г. Москва

доктор физико – математических наук, профессор  Грановский А.Б.

МГУ им М.В. Ломоносова, г. Москва

доктор физико – математических наук, профессор  Калинин Ю.Е.

Воронежский государственный технический университет

г. Воронеж.

Ведущая организация:

Сибирский Федеральный Университет

г. Красноярск.

Защита состоится “ 22 ”  сентября  2010 года  в  10.00  часов в аудитории на заседании  диссертационного совета Д 212.074.04  в Иркутском государственном университете по адресу: 665003, г. Иркутск, бульвар Гагарина, 20.

С диссертацией можно ознакомиться в Научной библиотеке Иркутского государственного университета.

Автореферат разослан  “____“_____________2010 г.

Ученый секретарь

диссертационного Совета Д 212.074.04

к.ф.-м.н., доцент  Мангазеев Б.В.

Актуальность проблемы. Физика аморфных металлических сплавов (АМС) является одной из быстроразвивающихся областей физики конденсированного состояния. Большой интерес, который привлекают к себе АМС, обусловлен как фундаментальными, так и прикладными аспектами. Одними из наиболее перспективных АМС, как с точки зрения их практического использования, так и с точки зрения изучения особенностей структуры аморфного состояния, являются АМС на основе железа [1-4].  Обладая высокими значениями намагниченности насыщения, константы магнитострикции, магнитной проницаемости и малыми потерями на перемагничивание, такие сплавы находят применение в различных областях электроники в качестве чувствительных элементов датчиков силы, деформации, температуры, а также в  линиях задержки звуковых и ультразвуковых сигналов.

Магнитострикционные АМС на основе железа являются удобным модельным объектом, позволяющим проследить взаимосвязь механизмов перестройки доменной структуры магнитомягкого ферромагнетика с его магнитными и магнитоупругими параметрами. Несмотря на значительное число опубликованных работ, посвященных исследованию магнитных и магнитоупругих свойств АМС на основе железа, до настоящего времени отсутствовали целостные представления, связывающие между собой процессы перестройки доменной структуры сплавов, их магнитные и магнитоупругие свойства. Выработка таких представлений была затруднена из-за сложности наблюдения у  АМС доменной структуры и процессов ее перестройки под действием магнитного поля и упругих деформаций, высокой чувствительности магнитной и фазовой структур к режимам предварительных обработок, а также многообразия объектов исследований, отличающихся методами получения и геометрическим параметрами. В частности,  недостаточно полно было исследовано поведение магнитоупругих характеристик АМС на основе железа в магнитных полях, не были выявлены особенности процессов перестройки магнитной доменной структуры под действием магнитного поля и упругих напряжений в аморфных металлических пленках, лентах и проволоках,  а также не было изучено влияние рельефа поверхности и неоднородностей магнитной структуры на их магнитные и магнитоупругие свойства. Все это сдерживало практическое применение таких материалов в современной промышленности.

Целью работы являлось установление взаимосвязи процессов перестройки доменной структуры, магнитных  и магнитоупругих  свойств аморфных металлических сплавов на основе железа в виде пленок, лент и проволок.

В ходе проведения исследований решались следующие задачи:

1. Выявление закономерностей процесса перестройки доменной структуры в аморфных металлических пленках на основе железа, полученных методом ионно - плазменного напыления в магнитном поле,  и установление взаимосвязи между механизмами перемагничивания и магнитоупругими свойствами таких пленок.

2. Изучение влияния геометрических параметров образца на магнитные и магнитоупругие характеристики аморфных металлических пленок, лент и проволок, полученных различными методами.

3. Выяснение причин возникновения в аморфных металлических пленках и лентах с одноосной наведенной анизотропией отрицательного -эффекта. Установление  критерия возможности возникновения отрицательного-эффекта, связывающего между собой магнитные и магнитоупругие  параметры аморфных лент и пленок.

4. Изучение влияния начальных стадий процесса кристаллизации аморфных металлических лент и проволок на основе железа на их магнитные и магнитоупругие свойства.

5. Исследование влияния упругих растягивающих напряжений на магнитные свойства аморфных металлических проволок и лент, прошедших различные виды предварительной обработки (термическая обработка, термомагнитная обработка, обработка постоянным электрическим током).

6. Изучение влияния упругих растягивающих деформаций на величину -эффекта в аморфных металлических лентах на основе железа, прошедших как термомагнитную обработку, так и обработку постоянным током. Установление механизмов перестройки доменной структуры исследованных лент, обуславливающих изменения в характере полевых зависимостей -эффекта в результате действия растягивающих напряжений.

7. Исследование влияния неоднородностей магнитной структуры (угловой и амплитудной дисперсии анизотропии) на магнитоупругие и пьезомагнитные свойства высокомагнитострикционных аморфных металлических лент.

8 Изучение закономерностей, связанных с формированием доменной структуры в ядре аморфных металлических проволок и развитие представлений об особенностях протекания процессов ее перестройки под действием внешних магнитных полей.

Научная новизна проведенных исследований заключается в следующем:

Впервые магнитооптическим методом Керра исследованы доменная структура, процессы перемагничивания и влияние на них упругих напряжений в аморфных металлических пленках на основе железа толщиной несколько десятков микрон, полученных методом ионно - плазменного напыления в  магнитном поле. Обнаружено, что приложение растягивающих деформаций  вдоль оси трудного намагничивания приводит к уменьшению полей перемагничивания исследуемых пленок.

Показана роль последовательности приложения магнитного поля и упругих деформаций на процесс перестройки полосовой доменной структуры одноосных ферромагнетиков на примере аморфных металлических пленок на основе железа, полученных методом ионно-плазменного напыления в магнитном поле.

Установлено, что в узких полосках аморфных металлических пленок на основе железа толщиной несколько десятков микрон, полученных методом ионно-плазменного напыления, наблюдается колебательное движение доменных границ под действием переменного поля, перпендикулярного  их оси легкого намагничивания.

Показано, что изменение структуры доменных границ под действием магнитного поля, перпендикулярного оси легкого намагничивания, в аморфной металлической пленке на основе железа с одноосной наведенной анизотропией, приводит  к появлению минимума на полевой зависимости ΔЕ-эффекта и к разрыву вторых производных свободной энергии ферромагнетика по упругим и магнитным параметрам;

Установлено, что на  зависимостях ΔЕ - эффекта от величины магнитного поля у аморфных металлических лент с одноосной наведенной анизотропией,  у которых единственным переходным металлом является  железо, имеется четыре характерных участка, которые обусловлены различными механизмами перестройки их доменной структуры. Рост концентрации кобальта в аморфных металлических лентах на основе железа приводит к тому, что на аналогичной зависимости присутствует только два участка.

Предложена модель распределения намагниченности, позволяющая дать объяснение экспериментальным зависимостям величин Е-эффекта и дифференциальной магнитной проницаемости от магнитного поля в аморфных металлических лентах составов Fe64Co21B15 и Fe81.5B13.5Si3C2, прошедших обработку постоянным электрическим током на воздухе.

Показано, что неоднородный рельеф поверхности аморфных металлических лент на основе железа является одним из основных факторов, определяющих их квазистатические магнитные характеристики.

Сформулированы условия стабильности магнитных доменов различной формы, реализация которых возможна в ядре аморфных металлических проволок при приложении внешних магнитных полей. Проведена оценка энергии доменов различных конфигураций в зависимости от их размеров и приложенного магнитного поля.

Показано, что поле начала смещения верхушки домена в ядре аморфной металлической проволоки зависит от взаимной ориентации внешнего магнитного поля и намагниченности домена.

Установлено, что в магнитострикционных ферромагнитных проволоках на основе железа, имеющих неоднородную микромагнитную структуру, реализуется механизм магнитоупругого взаимодействия областей с различным распределением намагниченности.

Научная и практическая значимость.

Научная значимость работы определяется тем, что предложенные в ней модели взаимосвязи между процессами  намагничивания, магнитными и магнитоупругими свойствами аморфных металлических сплавов на основе железа могут служить  основой для понимания  аналогичных явлений, происходящих в других высокомагнитострикционных магнитомягких материалах, и значительно расширяют развитые представления о механизмах  Е-эффекта.

Практическая значимость работы определяется тем, что полученные в работе  результаты могут быть использованы при создании прецизионных  датчиков различного рода физических величин (силы, деформации и температуры и т.д.), в которых чувствительными элементами являются аморфные металлические пленки, ленты и проволоки на основе железа. В частности, показана принципиальная возможность создания на основе высокомагнитострикционных магнитных пленок и лент  высокочувствительных датчиков, работающих  на эффекте скачкообразного изменения намагниченности в результате изменения поля анизотропии образца при приложении к нему упругих растягивающих напряжений.

Определение энергетически выгодной конфигурация магнитных доменов в ядре проволоки, обладающих максимальной устойчивостью к магнитному полю, оценка  их энергии, а также установление механизмов перемагничивания ядра проволоки способствуют созданию новых импульсных устройств функциональной электроники (магнитных диодов).

Показано, что метод резонанса – антирезонанса  измерения скорости распространения магнитоупругих колебаний и величины – эффекта  может быть использован в качестве высокочувствительного метода контроля (наряду с рентгеноструктурным и дифференциальным термическим анализами) начальных стадий процесса кристаллизации магнитострикционных аморфных металлических лент.

Основные защищаемые положения.

1. Следствиями изменения структуры доменных границ в аморфных металлических пленках и лентах под действием магнитного поля, ориентированного перпендикулярно оси наведенной анизотропии,  являются  уменьшение  равновесной ширины полосовых доменов, изменение зависимости модуля упругости и магнитной проницаемости от магнитного по­ля, а также разрыв вторых производных свободной энергии ферромагнетика по его магнитным и упругим параметрам. Увеличение поля достижения максимума скорости распространения магнитоупругих колебаний при уменьшении размеров образца вдоль оси трудного намагничивания является рост значения эффективной константы анизотропии пленок и лент в результате увеличения их размагничивающего фактора.

2. Условиями возникновения отрицательного -эффекта в магнитострикционных аморфных металлических пленках и лентах с одноосной наведенной анизотропией являются низкая значение эффективной анизотропии, высокая константа магнитострикции и близкие по значениям модули упругости в отсутствие магнитного поля  и в состоянии магнитного насыщения. Первые два фактора определяют высокую чувствительность доменной структуры образцов к действию приложенных напряжений, что является условием возникновения отрицательного-эффекта.  Близкие значения модулей упругости в размагниченном состоянии и состоянии магнитного насыщения свидетельствуют о том, что основным механизмом намагничивания аморфных лент и пленок является поворот намагниченности. Уменьшение абсолютной величины отрицательного -эффекта в аморфных лентах на основе железа на стадии их кристаллизации обусловлено уменьшением константы магнитострикции, разрушением одноосной наведенной анизотропии и увеличением уровня внутренних напряжений, что приводит к уменьшению чувствительности доменной структуры к действию упругих напряжений, увеличению разности модулей упругости в состоянии магнитного насыщения и размагниченном состоянии и изменению преобладающего механизма намагничивания лент от поворота намагниченности к процессу смещения доменных границ.

3. Магнитостатическое взаимодействие, обусловленное неоднородностями тонкой структуры доменов (угловой дисперсией анизотропии) и рельефом поверхности, являются факторами, определяющими поведение магнитных и магнитоупругих характеристик аморфных металлических лент на основе железа в области слабых магнитных полей. Причиной этого являются поля рассеяния  от магнитных зарядов на доменных границах и неоднородностях рельефа поверхности аморфных лент, препятствующие протеканию в них процессов намагничивания. Рост  поля одноосной наведенной анизотропии, уменьшение намагниченности и магнитострикции в результате увеличения концентрации кобальта  в аморфных металлических лентах на основе железа приводит к  уменьшению полей рассеяния, росту чувствительности доменной структуры образцов к действию магнитного поля и изменению  полевых зависимостей магнитных и магнитоупругих характеристик в области относительно слабых магнитных полей.

4. Причиной различного поведения -эффекта от  магнитного поля. в аморфных металлических лентах на основе железа в виде узких полосок, прошедших термомагнитную обработку и обработку постоянным электрическим током, является различная степень неоднородности их магнитной структуры. В серединной части лент, прошедших обработку электрическим током, протекают процессы смещения доменных границ, что обусловливает  высокое значение остаточной индукции и появление максимума на полевой зависимости магнитной проницаемости. Приложение малых растягивающих напряжений, ориентированных  перпендикулярно оси наведенной анизотропии  аморфных металлических лент, прошедших как термомагнитную обработку, так и обработку электрическим током, приводит к росту  абсолютного  значения отрицательного Е-эффекта, что связано с уменьшением поля одноосной наведенной анизотропии.

5. Между ядром и приповерхностной областью магнитострикционных аморфных металлических проволок осуществляется механизм магнитоупругого взаимодействия, влияющий на ход зависимости модуля упругости проволоки от внешнего магнитного поля. Влияние магнитоупругого взаимодействия областей проволоки с различным распределением намагниченности на  модуль упругости определяется значением констант анизотропии ядра и приповерхностной области проволоки, а также первоначальной ориентацией намагниченности в ядре относительно приложенного магнитного поля.  Возникающие в приповерхностной области механические напряжения (сжимающие или растягивающие) и полевые зависимости модуля упругости проволоки определяется тем, составляющая  намагниченности какой области (приповерхностной или переходной) вдоль направления магнитного поля больше. В связи с этим, ход полевых зависимостей модуля упругости аморфных металлических проволок на основе железа определяется набором факторов  определяющими размеры ядра и приповерхностной области проволок, а также значения констант анизотропии этих областей.

6. Магнитный домен в ядре аморфной металлической проволоки, состоящий из цилиндрической части и двух конусообразных верхушек, обладает наименьшей энергией и минимальными размерами, устойчивыми к магнитному полю. Основным параметром, определяющим устойчивые размеры домена, является коэрцитивная сила его доменной верхушки. Минимальная длина устойчивого домена возрастает с ростом магнитного поля, ориентированного противоположно направлению намагниченности домена. В свою очередь, рост магнитного поля, ориентированного параллельно намагниченности домена, приводит к уменьшению длины устойчивого домена. Поле смещения доменной верхушки в ядре аморфной металлической проволоки, а также механизм ее продвижения на начальном этапе намагничивания (вытягивание верхушки домена или ее параллельное смещение) определяется взаимной ориентацией  внешнего магнитного поля и намагниченности в домене.

Совокупность научных положений диссертации может быть квалифицирована как решение крупной научной задачи в области физики  конденсированного состояния: “Взаимосвязь механизмов намагничивания аморфных металлических сплавов на основе железа с  их магнитными и магнитоупругими свойствами ”.

Достоверность результатов проведенных исследований

Защищаемые научные положения и выводы базируются на результатах экспериментов и проведенных расчетов, достоверность которых обеспечивается использованием современных и апробированных экспериментальных методик, статистическим характером экспериментальных исследований, анализом погрешностей измерений, применением современных аттестованных компьютерных математических программ.

Личный вклад автора

Автору диссертационной работы принадлежит постановка целей и задач исследования, определение путей их реализации и решения. Все эксперименты по исследованию доменной структуры и процессов перемагничивания аморфных металлических пленок и большинство экспериментов по изучению магнитоупругих свойств аморфных металлических пленок лент и проволок на основе железа выполнялись непосредственно автором работы. Часть экспериментов выполнено в соавторстве с исследователями, у которых автор являлся научным руководителем кандидатских диссертаций (А.Л. Семенов, А.Ю. Моховиков, Н.В.Турик).  Исследования доменной структуры и процессов ее перестройки под действием магнитных полей и упругих растягивающих напряжений в аморфных металлических пленках проводились на кафедре физики ИГПУ при сотрудничестве с А.В. Семировым и Н.П. Ковалевой. Результаты, связанные с исследованием структурных изменений, протекающих  в аморфных металлических лентах структурно - чувствительными методами, в частности, методом экзоэлектронной эмиссии, были получены при сотрудничестве с А.С. Векслером, В.И. Болдыревым и И.Л. Морозовым. Непосредственно автором или при его прямом участии дана интерпретация экспериментальных результатов, предложены описанные в диссертации новые физические модели, проведены их расчет и теоретическое обоснование. В публикациях, в которых автор диссертации занимает первую позицию, основная роль в постановке задачи, полном или  частичном получении экспериментальных результатов, их анализе и теоретическом обосновании, а также в написании и редактировании текста публикаций, принадлежит ему.  В остальных публикациях автор участвовал в постановке задачи, получении ряда экспериментальных результатов и их обсуждении, а также разработке физических моделей, объясняющих результаты эксперимента.

Апробация работы.

Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях, симпозиумах и семинарах: 6-ом Всероссийском совещании по физике магнитных материалов (Иркутск, ИГПИ, 1992); Всероссийской конференции по физике магнитных явлений (Астрахань, 1993 г); Европейском коллоквиуме по магнитным пленкам и поверхностям (ICSMF, Dsseldorf, Germany 1994); XIV–XХ международных школах-семинарах ”Новые магнитные материалы микроэлектроники” (Москва, МГУ, 1994 - 2006 гг.); 41-ой Международной конференции по магнетизму и физике магнитных материалов (Atlanta, USA, 1996);1-ом, 3-ем, 4-ом Московском международном симпозиуме по магнетизму (MISM, MSU, 1999, 2005, 2008); Intermag Conference (Kyongju, Korea, 1999); Международной конференции "Релаксационные явления в твердых телах" (Воронеж, ВГТУ 1999 г.); Седьмой всероссийской конференции с международным участием “Аморфные прецизионные сплавы. Технология – свойства – получение” (Москва, ЦНИИ Чермет им И.П.Бардина,  2000 г); Европейской конференции по магнитным материалам (EMMA-2000, Ukraine, Kiev, 2000); Евроазиатском симпозиуме “Trends in Magnetism” (Красноярск, КГУ, 2004); Международных конференциях "Функциональные материалы" ICFM-2002, 2007, 2009 (Симферополь, ТНУ, 2002, 2007, 2009 гг.); 1-ой , 2-ой и 3-ей Байкальской международных конференциях “Магнитные материалы” (Иркутск, ИГПУ, 2001, 2003, 2008 гг.); сессии РАН по проблемам магнетизма в магнитных пленках, малых частицах и наноструктурных объектах (Астрахань, АГУ, 2003 г.); 5–8-ой Международных конференциях "Действие электромагнитных полей на прочность и пластичность материалов" (Воронеж, ВГТУ, 2003, 2004, 2005, 2007 гг.); Всероссийской научной конференции “Методы создания, исследования материалов, приборов и экономические аспекты микроэлектроники” (Пенза, 2006); 13-ой Международной конференции по жидким и аморфным металлам (Екатеринбург, 2007 г.); 6-ой и 7-ой Международных конференциях "Некристаллические твердые тела” (Giiom, Spain, 2006 г.; Porto, Portugal, 2008 г); 5-ом Международном семинаре “Физико–математи-ческое моделирование систем” (Воронеж, ВГТУ, 2008 г.); Joint European Magnetic Symposia (Dublin, Ireland, ­2008 г.); Третьей Всероссийской конференции по наноматериалам (Екатеринбург.2009 г); XXI Международной конференции “Новое в магнетизме и магнитных материалах” (Москва, МГУ, 2009 г.); International Workshop on Structural and Mechanical Properties of Metallic Glasses (Barcelona, Spain, 2009 г);

Диссертационная работа выполнялась в рамках следующих проектов и программ:  гранта МО РФ по программе “Развитие научного потенциала высшей школы” (проект № 609, "Исследование магнитных и магнитоупругих свойств аморфных металлических сплавов на основе железа“ (2005 г)); грантов РФФИ (проект 05-08-18063-а “Магнитоимпедансные и магнитоупругие свойства аморфных и нанокристаллических сплавов на основе переходных металлов” (2005-2008 гг), проект 08-08-00210-а “Влияние лазерной обработки на магнитные, магнитоупругие и магнитоимпедансные свойства аморфных и нанокристаллических металлических сплавов на основе 3d-металлов” (2008-2100 гг.), проект 09-08-00406-а “Термостабильность магнитоимпедансных характеристик аморфных и наноструктурированных ферромагнитных сплавов” (2009-2011 гг.) и проект 07-08-05037-б “Развитие МТБ для проведения исследований по области знаний 08”(2007 г)); федеральной аналитической ведомственной целевой программы "Развитие научного потенциала высшей школы (2009-2010 гг.)" (проект РНП.2.2.1.1/3297); темпланов ИГУ и ИГПУ (1996-2010 гг.);

Результаты диссертационной работы опубликованы в 67 научных работах из них 33 в статьях из перечня ВАК РФ, рекомендованных для защиты докторских диссертаций, остальные в сборниках трудов, материалах и тезисах докладов  международных и всероссийских конференций по физике конденсированного состояния и физике магнитных явлений.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, девяти глав и заключения. Содержание работы изложено на 227 страницах текста, включает 126 рисунков и 7 таблиц. Список используемой литературы включает 217 наименований, включая 67 наименований работ автора диссертации.

Краткое содержание диссертации.

Во введении дано обоснование актуальности работы. Сформулированы цели и задачи исследования; показаны новизна, практическая значимость и достоверность полученных результатов, сформулированы защищаемые положения; показана апробация результатов работы, кратко изложено содержание работы.

В первой главе приводятся сведения об исследуемых образцах, их магнитных параметрах, описываются метод проведения термомагнитной обработки аморфных металлических лент, представлены методы измерения магнитных и магнитоупругих характеристик исследуемых объектов.

В качестве исследуемых образцов использовались аморфные металлические пленки на основе железа, полученные методом ионно – плазменного напыления в магнитном поле, аморфные металлические ленты, полученные методом быстрой закалки из расплава и аморфные металлические проволоки, полученные вытягиванием из расплава. Аморфные металлические пленки составов Fe45Co45Zr10, Fe81Mo9P10, Fe81Mn9P10, полученные методом ионно – плазменного напыления  в магнитном поле, имели толщину от 10 до 50 мкм. Ось легкого намагничивания (ОЛН) пленок определялась ориентацией магнитного поля в процессе их напыления. Пленки получены и сертифицированы на кафедре ФТТ ВГТУ. Выбор объектов исследования объяснялся высокими значениями индукции насыщения (1,3-1,5) Тл и константы магнитострикции (25-30).10-6, а также относительно низким значением поля наведенной анизотропии, которое не превышало 1500-2000 А/м. 

В качестве исследуемых аморфных металлических лент  были выбраны ленты составов Fе81,5B13,5Si3C2, Fe64Co21B15, Fe73Co12B15 и Fe67Co10Cr3Si5B15, полученные методом быстрой закалки из расплава. Ленты получены и сертифицированы в ЦНИИ ЧЕРМЕТ им И.П. Бардина (Москва). Толщина лент составляла 25 - 35 мкм, длина – 0,015 - 0,05м, ширина – 0,009 – 0,0011 м. Выбор объектов для исследования объяснялся высокими значениями их констант магнитострикции (25-35).10-6 и индукции насыщения (1,3-1,8) Тл. Различный состав лент позволял варьировать величину поля анизотропии, наводимой в процессе термомагнитной обработки.

В качестве исследуемых аморфных металлических проволок были выбраны проволоки состава Fе75Si10B15, полученные вытягиванием из расплава. Диаметр проволок составлял 135-140 мкм, длина – 0,02 - 0,06м. Образцы получены и сертифицированы в ЦНИИ ЧЕРМЕТ им. И. П. Бардина (г. Москва). Магнитострикция насыщения проволок составляла λs≈3.10-5, индукция насыщения - Вs≈1,5 Тл. Выбор проволок состава Fе75Si10B15 в качестве исследуемых объектов был обусловлен их высокими магнитными и магнитоупругими характеристиками. В ряде случаев для проверки предложенных моделей исследовались динамические магнитные характеристики низкомагнитострикционных аморфных металлических проволок составов Co66Fe4Nb2,5Si12,5B15 и Co66Fe4Ta2,5Si12,5B15, также полученных и сертифицированных в ЦНИИ ЧЕРМЕТ им. И. П. Бардина (г. Москва).

Перед проведением исследований аморфные металлические ленты проходили термическую или термомагнитную обработку (ТМО). Целью ТМО являлось снятие в образцах внутренних закалочных напряжений и наведение в них одноосной анизотропии с осью легкого намагничивания, ориентированной перпендикулярно длине образца. Термомагнитная обработка проводилась в вакууме  10-6 мм.рт.ст. Магнитное поле, прикладываемое в плоскости ленты в процессе ТМО, составляло 40 кА/м. Время выдержки образца при заданной температуре составляло 20 минут с последующим медленным остыванием в печи.

Другим способом обработки аморфных металлических лент и проволок являлась их обработка постоянным электрическим током на воздухе в течение 2 минут. Плотность тока обработки аморфных лент и проволок варьировалась в зависимости от состава образцов и их геометрических параметров.

Для наблюдения доменной структуры и процессов перемагничивания аморфных металлических пленок, полученных методом ионно–плазменного напыления в магнитном поле, использовался магнитооптический метод, основанный на меридиональном эффекте Керра.

Для измерения -эффекта и скорости распространения магнитоупругих колебаний в аморфных металлических лентах и пленках в виде полосок использовался метод резонанса – антирезонанса [5]. Постоянное магнитное поле и малое переменное магнитное поле (1-3 А/м), возбуждающее магнитоупругие колебания в образце, ориентированы вдоль длины исследованных полосок  Величина - эффекта рассчитывалась из выражения:

       (11.2.2)

В ряде случаев измерялась также величина

       (12.2.2)

где EH- модуль упругости образца в магнитном поле, E0 – модуль упругости в отсутствие магнитного поля, Es– модуль упругости в магнитном поле насыщения:  Скорость распространения магнитоупругих колебаний Vm.e. определялась как , где fr- резонансная частота в магнитном поле H, - резонансная частота в отсутствии магнитного поля, fa- антирезонансная частота.

Для определения квазистатических кривых намагничивания и петель гистерезиса аморфных металлических лент и проволок разработана установка, с использованием баллистического метода. Измерительное устройство состояло из 3 катушек: соленоида, создающего постоянное магнитное поле, катушки, создающей поле смещения (компенсация поля Земли), и измерительной катушки, намотанной на образец. Величины коэрцитивной силы HC, остаточной индукции Вr и дифференциальной магнитной проницаемости µ, для исследованных лент и проволок  определяли из анализа петель гистерезиса.

Для исследования динамических магнитных характеристик аморфных металлических лент и проволок разработана автоматизированная установка, которая посредством измерения динамических магнитных петель гистерезиса позволяет исследовать частотные зависимости магнитных параметров материала. Установка создана на базе АЦП ЛА-н150-14PCI и генератора ГСПФ-053. Для управления измерениями и обработки результатов разработано специализированное программное обеспечение, позволяющее осуществлять выбор режимов перемагничивания и измерения, установку начальных условий эксперимента (частоты и напряжения сигнала генератора), автоматическую запись результатов измерений в удобном для обработки виде и отображение их в виде графика на экране монитора.

Во второй  главе приводятся результаты исследований доменной структуры и процессов ее перестройки под действием магнитных полей и упругих растягивающих деформаций аморфных металлических пленок полученных методом ионно – плазменного напыления в магнитном поле.

Основными механизмами перемагничивания пленок при приложении магнитного поля вдоль ОЛН пленок являются процессы смещения доменных границ (рис.1), а при приложении магнитного поля вдоль оси трудного намагничивания (ОТН) – процессы поворота намагниченности (рис.2). Независимо от  состава и геометрических размеров  пленок, процесс  перемагничивания имеет неоднородный характер, что связано с наличием угловой и амплитудной дисперсии поля анизотропии. В  пленках наблюдается уменьшение поля намагничивания смещением доменных границ при приложении переменного магнитного поля вдоль их ОТН.

При приложении переменного магнитного поля вдоль ОТН полосок шириной 1-2 мм в них наблюдалось колебательное движение доменных границ, которое может быть объяснено на основе представлений об изменении их структуры под действием переменного магнитного поля (предположительно, блох-неелевском переходе).

Равновесная ширина полосовых доменов d определяется из условия минимума  суммы магнитостатической энергии m, связанной с взаимодействием  магнитных полюсов на краях полоски и энергии доменных границ w [6]. При изменении структуры доменных границ происходит изменение величины w [7]. В результате  уменьшается равновесная ширина полосовых доменов.

   

а б  в

  `        

  г  д е 

Рис.1. Изменение доменной структуры в процессе  перемагничивания аморфной металлической пленки состава Fe45Co45Zr10, магнитным полем, направленным вдоль ОЛН. Размер образца вдоль направления ОЛН – 0,03 м; а -=-1300 А/м, б- =-800 А/м, в– =-300 А/м, г–=300 А/м, д – = 800 А/м, е-= 1300 А/м.

Приложение упругих растягивающих деформаций, ориентированных перпендикулярно ОЛН пленок, приводит к уменьшению поля намагничивания исследованных образцов, как для перемагничивания их путем смещения доменных границ, так и для перемагничивания механизмом вращения намагниченности.

В магнитострикционных полосках с одноосной наведенной анизотропией наблюдается влияние последовательности приложения упругих растягивающих напряжений и магнитного поля на процессы перестройки доменной структуры, что объяснено на основе положений модели Стонера – Вольфарта [8] с учетом влияния растягивающих напряжений на поле анизотропии и ориентацию ОЛН образца [9].

Рассмотрены случаи: 1.Вдоль длины полоски прикладывается магнитное поле , а затем упругие растягивающие напряжения . 2.Вдоль длины полоски прикладываются упругие растягивающие напряжения , а затем магнитное поле . Влияние последовательности приложения и определяется углом наклона ОЛН полоски по отношению к направлению перпендикулярному ее длине.

          

а  б  в

Рис. 2. Изменения доменной структуры в процессе намагничивания аморфной металлической пленки состава Fe45Co45Zr10 магнитным полем перпендикулярным  ОЛН; а -, б – = 300 А/м, в – = 600 А/м.

       Если первоначально , где - поле наведенной анизотропии полоски, то  последовательность приложения и не оказывает  существенного влияния на процессы перестройки  доменной структуры в том случае, когда 450 ( - угол поворота  ОЛН под действием ), т.е. в диапазоне от =0 до . В случае последовательность приложения и определяет  процесс перестройки доменной структуры полосок. Для случая, когда угол между направлением и ОЛН составляет 900,  построена  критическая кривая, разделяющая различные процессы перестройки полосовой доменной структуры.

В третьей  главе представлены  результаты исследования влияния магнитного поля на  модуль упругости в аморфных металлических пленках и лентах с одноосной наведенной анизотропией. Изучено влияние геометрических размеров образца и температурыТМО на ход полевых зависимостей отношения в аморфных металлических лентах состава Fe81.5B13.5Si3C2. Приведены условия возникновения отрицательного - эффекта в магнитострикционных лентах и пленках с одноосной наведенной анизотропией. Объяснено поведение величины в относительно слабых магнитных полях.

Зависимость модуля упругости от можно представить в виде [10]:

       (1)

где - магнитная проницаемость вакуума, - константа одноосной наведенной анизотропии, - намагниченность насыщения. Согласно (1), с увеличением  должно наблюдаться монотонное уменьшение. Однако, в магнитных полях близких к полю анизотропии наблюдается рост величины . Поведение модуля упругости можно объяснить, исходя из предположения, что при приложении вдоль ОТН, в образце с одноосной наведенной анизотропией происходит изменение структуры доменных границ (блох-неелевский переход). С учетом вклада в энергию доменной структуры образца энергии неелевских доменных границ, получено следующее выражение для величины.

       (2)

где- концентрация, а - поверхностная плотность 1800–ных неелевских доменных границ. В магнитных полях больших поля блох – неелевского перехода происходит увеличение в результате роста . Расчеты показали, что минимум на зависимости (H) для пленок толщиной несколько десятков микрон составляет (0,50,7).

Для лент состава Fe81,5B13,5Si3C2 в виде узких полосок толщиной 25 мкм и шириной 0,001 м, прошедших ТМО при температурах 32004300С, изучены зависимости скорости распространения магнитоупругих колебаний и отношения от и  длины полосок. Установлено, что при А/м на зависимости имеется минимум, который с ростомсмещается в сторону меньших значений . В сильных магнитных полях (А/м) при всех значениях наблюдалось уменьшение (рис.3).  Чем меньше , тем  при больших наблюдается минимум на зависимости .

Для объяснения полученных результатов использованы представления о влиянии блох-неелевского перехода структуры доменных границ на зависимость . Рост размагничивающего фактора полоски при уменьшении приводит к росту поля блох-неелевского перехода. При этом минимум на зависимости смещается в область больших . При изменении в интервале 3700С4300С минимум и максимум величины соответствует одному и тому же значению.  При в интервале от 3300 до 3600С и при =4400С между полями максимума величины и минимума совпадения не наблюдалось. С ростом минимум и максимум смещаются в область больших магнитных полей. Величина минимальна при температуре ТМО = 4000С. Полученным результатам дано следующее объяснение. При низких температурах ТМО доменная структура исследованных лент из-за наличия в них внутренних напряжений неоднородна, а механизм  ее перестройки под действием представляет собой совместный процесс вращения намагниченности и смещения доменных границ. По всей видимости, процесс смещения не 1800-ных доменных границ различным образом влияет на величину и значение . Чем больше вклад процессов смещения не 1800-ных доменных границ, тем больше различие в поведении зависимостей и от  . С ростом температуры ТМО и с усилением процессов релаксации внутренних напряжений доменная структура образца приобретает однородный характер. Преобладающим механизмом  ее перестройки становится процесс поворота намагниченности, а поле максимума величины совпадает с полем минимума . При еще более высоких температурах ТМО протекает процесс кристаллизации аморфной ленты, повышающий в образце уровень внутренних напряжений. Следствием этого будет являться несовпадение полей экстремумов зависимостей и от .

Для выяснения причины минимума на зависимости проведены исследования структурных изменений, происходящих в ленте состава Fе81,5B13,5Si3C2 при проведении ТМО, методами рентгеноструктурного анализа, экзоэлектронной эмиссии и внутреннего трения.  Помимо этого, изучены полевые зависимости магнитоупругих характеристик лент состава Fе81,5B13,5Si3C2, прошедших термическую обработку (ТО) в отсутствие магнитного поля в том же интервале температур. Из полученных результатов следует, что кристаллизация в ленте Fе81,5B13,5Si3C2 начинается при 38003900С и сопровождается образованием - фазы Fe, а также соединений железа с бором и углеродом. При ТО лент одноосная анизотропия в лентах не наводится, их доменная структура остается неоднородной, а процесс ее перестройки обусловлен как поворотом намагниченности, так и смещением доменных границ. При этом с ростом в лентах протекает процесс стабилизации доменных границ, ведущий к уменьшению начальной магнитной проницаемости образца. Если преобладающим механизмом перестройки доменной структуры лент является процесс смещения не 1800-ных доменных границ, связан с соотношением:

        (3)

Из соотношения (3) следует, что с уменьшением величины и возрастают. Согласно [12], в аморфных металлических лентах на основе железа, не прошедших ТМО, имеются области, ОЛН которых лежит в плоскости образца, перпендикулярно его длине. При приложении вдоль длины образца в таких областях происходят процессы поворота намагниченности. В образцах, прошедших ТО при 3900С, вклад в изменение вносят процессы поворота намагниченности, чем и обусловлено появление минимума на зависимости . При более высоких , в результате протекания в лентах кристаллизации, возникает анизотропия с ОЛН, перпендикулярной плоскости образца. Преобладающим механизмом перемагничивания ленты становятся процессы смещения доменных границ. Как следствие этого, минимум на зависимости не наблюдается.

Особенностью аморфных металлических лент и пленок  на основе железа с наведенной анизотропией является наличие у них отрицательного -эффекта при и, ориентированных перпендикулярно ОЛН [13]. Считая, что процесс перестройки доменной структуры происходит путем поворота намагниченности, получено условие возникновения отрицательного  -эффекта:

       (4)

Полностью отрицательный - эффект в аморфных металлических лентах и пленках с одноосной наведенной анизотропией возникает при всех значениях , меньших или равных полю наведенной анизотропии . Поэтому условие для полностью отрицательного -эффекта  имеет следующий вид:

       (5)

Неравенства (4,5) выполняется для аморфных лент и пленок на основе железа с наведенной ОЛН. Из (4,5) следует, что для возникновения отрицательного - эффекта в аморфных металлических лентах и пленках необходимо низкое значение , высокое значение и близкие по значениям и .

Рис. 3. Зависимости скорости распространения магнитоупругих колебаний от  длины   ленты состава Fе81,5B13,5Si3C2 при различных значениях  магнитного поля.

Нарушение неравенств (4,5) при кристаллизации аморфных металлических лент и пленок приводит к исчезновению у них отрицательного - эффекта. Кристаллизация лент и пленок начинается на поверхности образцов. В области роста кристаллитов возникают сжимающие напряжения, ориентирующие ОЛН перпендикулярно плоскости образца. Растягивающие напряжения  вызывают поворот намагниченности вдоль длины образца. Соотношение для магнитоупругой деформации в области растягивающих напряжений можно представить в виде:

       (6)

где , , - объем области растягивающих, а - сжимающих напряжений. Поворот намагниченности в областях растягивающих напряжений заканчивается в магнитных полях , меньших, чем поле наведенной одноосной анизотропии. Поэтому, при вклад в отрицательный -эффект от поворота намагниченности в области растягивающих напряжений мал. В области сжимающих напряжений доменная структура обладает высокой устойчивостью к действию и . При этом преобладающим механизмом перестройки  доменной структуры является процесс смещения не 1800-ных доменных границ, приводящий к росту. При кристаллизации возрастает, а соотношение (4) при не выполняется и - эффект становится положительным.

На зависимостях в аморфных металлических лентах составов Fе81,5B13,5Si3C2 и Fe67Co10Cr3Si5B15 имеется четыре характерных участка (рис.4), положение которых определяется температурой ТМО. Первые два участка наблюдаются в области слабых магнитных полей (3040 А/м). С ростом в этом интервале  величина сначала уменьшается, а  затем становится близкой к нулю. В области >(3040) А/м наблюдается сначала рост отношения , а затем его уменьшение. Третий и четвертый участки на зависимостях для лент составов Fе81,5B13,5Si3C2  и Fe67Co10Cr3Si5B15, и ход зависимостей для лент составов Fe64Co21B15 и Fe73Co12B15 могут  быть описаны в рамках модели поворота намагниченности с учетом энергии доменных границ. Значение , при котором достигалось максимальное отношение , увеличивалось, а  само максимальное значение уменьшалось с ростом концентрации Co.  В то же время для лент составов Fe64Co21B15 и Fe73Co12B15 на зависимости наблюдалось только два участка, со­ответствующих третьему и четвертому участкам аналогичной зависимости для лент составов Fе81,5B13,5Si3C2 и Fe67Co10Cr3Si5B15. Полученные результаты объясняются следующим образом. В аморфных металлических лентах с высоким значением большую роль в процессах перемагничивания и магнитоупругих явлениях играет угловая дисперсия анизотропии, обусловленная внутренними напряжениями. Рост угловой дис­персии анизотропии приводит к увеличению энергии доменных границ в результате возникновения на их участках однополярных магнитных полюсов. Магнитное поле перпендикулярное ОЛН уменьшает угловую дис­персию анизотропии и, как следствие этого, энергию доменных границ. Показано, что  угол поворота намагниченности в доменах  практически не изменяется с ростом Н в интервале магнитных полей, соответствующим первым двум участкам на зависимости для лент составов Fе81,5B13,5Si3C2 и Fe67Co10Cr3Si5B15. В результате отношение уменьшается с ростом Н. При увеличении концентрации Со величина поля анизотропии, наводимая в процессе ТМО, возрастает, а значения и - уменьшаются. Такое поведение поля на­веденной анизотропии, и приводит к уменьшению влияния внутренних напряжений и неоднородностей струк­туры доменов на магнитные и магнитоупругие свойства аморфных лент в слабых магнитных полях. Так как первые два участка зависимости в ленте состава Fе81,5B13,5Si3C2 связаны с процессами перестройки тонкой структу­ры доменов, то следует ожидать исчезновения этих участков в лентах с относительно высоким содержанием кобальта, что справедливо для лент составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15. Так как в процессе ТМО в лентах наводилась одноосная анизотропия, то при при­ложении перпендикулярно ОЛН в этих лентах осуществ­лялся процесс поворота намагниченности. Такому процессу пере­стройки доменной структуры соответствуют оба участка на зависимостях у лент составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15, а также третий и четвертый участки на зависимости у лент составов Fе81,5B13,5Si3C2  и Fe67Co10Cr3Si5B15.

В четвертой  главе  рассмотрен вопрос о влиянии  изменения структуры доменных границ под действием магнитного поля, направленного перпендикулярно ОЛН ленты, на изменение магнитных и магнитоупругих параметров аморфных металлических лент на основе железа. В результате изменения структуры доменных границ уменьшается равновесная ширина полосовых доменов, а также изменяется ход зависимости модуля упругости в магнитном поле.

а б

Рис. 4. Зависимость от магнитного поля для лент состава: а - Fe81.5B13.5Si3C2, прошедших ТМО при температурах: -=3600C, -=4000С, -=4300С. б - Fe67Co10Cr3Si5B15, прошедших ТМО при температурах: : - =4100С, -=4300С.

Выражение для магнитной восприимчивости b  ленты в модели вращения намагниченности с учетом блоховских доменных границ записывается в виде:

       (7)

а выражение для магнитной восприимчивости с учетом энергии неелевских доменных границ в виде:

               (8)

Из соотношений (7,8) следует, что не зависит от , а монотонно уменьшается с ростом . Таким образом, при изменении структуры доменных границ должно наблюдаться и изменение хода зависимости .

При проведении измерений вместо использовалась величина . Результаты, полученные  для  ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2, прошедшей ТМО при = 3900С  показывают, что на зависимости имеются два характерных участка. Первый учас­ток, в области малых , характеризуется слабой зависимостью µ от . На втором участке µ монотонно уменьшается с ростом , что начинает происхо­дить в магнитных полях, близких к полю блох-неелевского перехода структуры до­менных границ. В поле блох-неелевского перехода происходит разрыв второй производной энергии доменной структуры по углу поворота намагниченности :

       (9)

Изменения магнитных и магнитоупругих пара­метров магнитострикционного ферромагнетика под действием и могут быть описаны из соотноше­ний:

;                ;

;

где - магнитоупругая деформация, а , , и - вторые производные свободной энергии фер­ромагнетика по магнитным и магнитоупругим параметрам. При блох-неелевском переходе структуры доменных границ , , и претерпевают разрыв.

Под действием , приложенных перпендикулярно ОЛН образца, происходит изменение энергии доменных границ. Соотношение для величины поля блох-неелевского перехода НB-N в случае действия запишется в виде:

       (10)

Расчеты показывают, что величина изменения поля блох – неелевского перехода структуры доменных границ под действием принимает отрицательное значение. При исследовании влияния на величину аморфной металлической ленты  состава Fе81,5B13,5Si3C2, прошедшего ТМО в интервале от 3400С до 4400С, обнаружено, что с ростом в интервале от 0 до 4•105 Па поле излома на зависимости смещается в область меньших  Н, что подтверждает сделанные выводы. На основании полученных результатов делается вывод о том, что индуцированный магнитным полем, ориентированным перпендикулярно ОЛН аморфных металлических пленок и лент, блох – неелевский переход структуры доменных границ протекает подобно фазовым переходам второго рода.

В связи с тем, что процессы перестройки тонкой структуры доменов оказывают значительное влияние на ход полевых зависимостей  магнитоупругих характеристик в области слабых магнитных полей в пятой главе рассматривается влияние амплитудной и угловой дисперсии анизотропии на  магнитоупругие характеристики узких магнитострикционных ферромагнитных полосок с одноосной наведенной анизотропией, а также пьезомагнитную восприимчивость и величину изменения намагниченности под действием упругих напряжений в  ферромагнетике  с одноосной анизотропией.

Рассматривается ферромагнетик в виде узкой полоски с ОЛН, ориентированной в его плоскости перпендикулярно длине образца. - абсолютное значение угла отклонения локальной ОЛН от ориентации наведенной ОЛН. Считается, что константа одноосной анизотропии образца K постоянна.

Вдоль длины полоски прикладываются  сначала магнитное поле , а затем упругие напряжения σ. Процесс перестройки доменной структуры осуществляется путем поворота  намагниченности в направлении действия магнитного поля. Проведен расчет значений , , пьезомагнитной восприимчивости и величины изменения намагниченности под действием σ (ΔMσ = Mσ - Mσ=0, где  Mσ=0 - намагниченность ферромагнетика при приложении к нему только , Mσ - намагниченность ферромагнетика при приложении к нему сначала , а затем  σ) в зависимости от величины. Получены следующие соотношения для :

       (11)

- угол поворота намагниченности при , - отно-

сительная часть намагниченности, для которой угол между и в результате действия стал меньшим, чем 900 в областях с локальным отклонением ОЛН -, , - часть намагниченности, для которой угол между и остается большим, чем 900, , β1 и β2- углы поворота намагниченности в областях со значениями отклонения локальных ОЛН от ориентации средней ОЛН α и -α, соответственно. Выражения для χσ в областях с отклонением локальных ОЛН от направления средней ОЛН α и -α, соответственно:

       (12)

Значение величины пьезомагнитной восприимчивости χσ и от областей с  отклонением локальных ОЛН на углы α и -α может быть получено из соотношений:

       (13)

Как следует из полученных результатов, с ростом α0 и ростом K происходит рост  значения и уменьшение величин , χσ и ΔMσ (рис. 5,6).

Влияние амплитудной дисперсии анизотропии ΔK на величины ,χσ и ΔMσ рассматривается также на основе модели вращения намагничивания. Полагается, что величина , а распределение константы одноосной анизотропии по величине подчиняется закону Гаусса. При этом - среднее значение константы одноосной анизотропии. Выражение для  величин,χσ и ΔMσ в ферромагнетике с амплитудной дисперсией анизотропии  ΔK может быть записано в виде:

       (14)

       (15)

       (16)

Показано, что уменьшается, а , χσ и ΔMσ возрастают с ростом ΔK и H (рис.5, 6). Полученный результат объясняется следующим образом. Определим величину поля Hr, препятствующего повороту намагниченности, как отношение действующего магнитного поля H к углу поворота намагниченности, усредненному по областям с различными значениями угловой и амплитудной дисперсии как и , соответственно. , - средние значения углов поворота намагниченности  для случаев угловой и амплитудной дисперсий анизотропии. Величина возрастает с ростом угловой и уменьшается с ростом амплитудной дисперсии анизотропии. В связи с этим, угловая и амплитудная дисперсия анизотропии оказывают качественно различное влияние на модуль упругости, пьезомагнитную восприимчивость и изменение намагниченности под действием упругих растягивающих напряжений.

В шестой главе рассматривается влияние начальных стадий  кристаллизации аморфных металлических лент составов Fe73Со12B15, Fe64Со21B15 и Fe81.5B13.5Si3C2 на магнитные и магнитоупругие параметры, а также влияние рельефа их поверхности лент на квазистатические магнитные характеристики. Приведены результаты исследования влияния обработки постоянным электрическим током различной плотности на воздухе на магнитные и магнитоупругие параметры лент составов Fe81.5B13.5Si3C2 и Fe64Со21B15. Проанализировано влияние упругих растягивающих напряжений на  -эффект как аморфных металлических лент, прошедших обработку постоянным электрическим током, так и лент, прошедших ТМО.

Процессы структурной релаксации и кристаллизации оказывают существенное влияние на магнитные и магнитоупругие свойства аморфных металлических лент на основе железа [14,15]. Изменения магнитных и магнитоупругих свойств исследованы для аморфных  лент составов Fe81.5B13.5Si3C2, Fe73Co21B15 и Fe64Co21B15 при протекании у них начальных стадий кристаллизации в процессе проведения ТМО. Образцы в виде узких полосок подвергались ТМО в интервале температур Т от 2900 до 4400С для лент состава Fe81.5B13.5Si3C2 и от 2900С до 3800С для лент составов Fe73Co21B15 и Fe64Co21B15. Параллельно со снятием зависимостей магнитных характеристик и - эффекта от и Т у лент определялся спектр их экзоэлектронной эмиссии. Наименьшие значения коэрцитивной силы и остаточной индукции для лент состава Fe81.5B13.5Si3C2 наблюдаются в интервале темпе­ратур от 3600С до 3900С. При дальнейшем увеличе­нии происходит  рост и . Величи­на максимальна при = 3800С. При дальнейшем росте до 4400С наблюдается уменьшение . На рисунке 7(а-е) приведены зависимости магнитных характеристик лент составов Fe73Co21B15 и Fe64Co21B15 от температуры ТМО. Наименьшие значения  и наблюдаются для обеих лент в интервале =3000-3300С. Зависимости для лент составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15 имеют одинаковый характер. В области  температур ТМО от 2900 до 3100С у исследованных лент наблюдается уменьшение  максимального значения дифференциальной магнитной проницаемости, а в области =3200-3500С –  ее увеличение. При дальнейшем увеличении вновь наблюдается уменьшение . Минимальные значения соответствуют, при которых достигаются и минимальные значения и. Таким образом, ход зависимости у лент составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15 отличается от хода аналогичной зависимости у лент состава Fe81.5B13.5Si3C2. Температуры обработки, при которых достигаются максимальные абсолютные значения отрицательного -эффекта, совпадают с температурами обработки, при которых  реализуются минимальные значениям и .

Рис.7. Зависимости величин , и от температуры ТМО аморфных металлических лент составов Fe73Со12B15 (а-в), Fe64Со21B15 (г-е).

Из анализа результатов измерений магнитных характеристик, -эффекта, спектров экзоэлектронной эмиссии с  привлечением данных рентгеноструктурного анализа и дифференциального термического анализа полученные результаты объясняются следующим образом. При низких в быстрозакаленных лентах протекают процессы релаксации внутренних напряжений, что ведет к уменьшению и . Наиболее заметно это проявляется у лент состава Fe81.5B13.5Si3C2. Такой результат связывается с более высокой ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2 по сравнению с лентами составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15. Поэтому уменьшение уровня внутренних напряжений будет оказывать более заметное влияние на изменение магнитных параметров ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2. С ростом в лентах увеличивается поле наведенной одноосной анизотропии, а основным механизмом перестройки доменной структуры лент становится механизм поворота намагниченности. Изменение механизма намагничивания лент приводит к уменьшению .Это позволяет предположить, что именно с этим связано уменьшение в диапазоне Т =2900 3100С у лент состава Fe73Co12B15 и в диапазоне Т =30003300С у лент состава Fe64Co21B15.

Изменение механизма намагничивания лент  приводит к изменению хода зависимости . Согласно модели однородного вращения намагниченности величина не зависит от , что наблюдается у лент состава Fe64Co21B15 в интервале от 3100 до 3300С. Для лент состава Fe73Co12B15 зависит от . Дано следующее объяснение поведения зависимостей у лент разного состава. В  лентах, в которых единственным металлом является Fe, и в лентах c низким содержанием Co, поле наведенной ТМО анизотропии незначительно, а значения и – высоки. Как следствие этого, влияние внутренних напряжений, даже при низком их уровне, на ход зависимостей магнитных и магнитоупругих параметров лент от остается значительным. Поэтому помимо механизма вращения намагниченности большую роль в процессе намагничивания лент играют процессы смещения доменных границ, а также процессы перестройки тонкой структуры доменов, обусловленные угловой и амплитудной дисперсией анизотропии. В результате, на зависимости возникает характерный максимум.  С ростом концентрации Со поле наведенной анизотропии возрастает, а значения Мs и s – уменьшаются, что приводит к уменьшению влияния внутренних напряжений на магнитные свойства аморфных лент в слабых магнитных полях. При этом величина не зависит от .

Кристаллизации поверхности лент составов Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15 начинает, как свидетельствуют результаты экзоэмиссионных исследований, интенсивно протекать при >3000C.  Предполагается, что кристаллический  слой у лент состава Fe73Co12B15 образуется в интервале Т от 3100С до 3300С, а у лент состава Fe64Co21B15 в интервале от 3300 до 3500. Плотность поверхностного кристаллического слоя больше, чем плотность аморфной матрицы, а его толщина значительно меньше толщины образца. Возникающие на поверхности ленты растягивающие напряжения уменьшают объем доменов с ориентацией намагниченности, не совпадающей с осью наведенной анизотропии, и константу наведенной в плоскости образца одноосной анизотропии. Сжимающие напряжения в объеме ленты незначительны и не разрушают анизотропию, наведенную ТМО. Считая, что при кристаллизации ленты на ее поверхности образуется кристаллический слой толщиной величину уменьшения константы наведенной анизотропии можно записать в виде [14,15]:

       (17)

где - плотность кристаллического слоя, - плотность аморфного материала, - коэффициент Пуассона, - толщина образца. Уменьшение константы анизотропии приводит к росту и к росту абсолютной величины  отрицательного - эффекта. Величины и при этом не должны существенно изменяться. При высоких с увеличением происходит образование значительных по величине сжимающих напряжений в объеме образца, что вызывает рост константы перпендикулярной анизотропии и появление компоненты намагниченности нормальной к плоскости ленты. Это вызывает рост и , а также уменьшение. и связаны ссоотношениями: и, - поле перпендикулярной к плоскости образца анизотропии [15,16]. Увеличение приводит к уменьшению  значения отрицательного -эффекта в лентах. Такое влияние температуры ТМО на магнитные и магнитоупругие параметры у лент состава Fe64Co21B15 имеет место в интервале Т=3500С3800С, а у лент состава Fe73Co12B15 в интервале Т =33003500С. В то же время, повышение Т у ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2 приводит к уменьшению отрицательного -эффекта и , а также к  росту и при 3803900С. Таким образом, температурная зависимость интенсивности выхода экзоэлектронов, зависимости , и  величины отрицательного -эффекта от температуры ТМО свидетельствуют о том, что на стадии кристаллизации поверхности лент составов Fe81.5B13.5Si3C2, Fe73Co12B15 и Fe64Co21B15 происходят изменения их магнитных и магнитоупругих характеристик.

Исследование влияния рельефа поверхности на магнитные свойства проводилось для аморфных металлических лент составов Fe81.5B13.5Si3C2, Fe64Co21B15 и Fe67Co10Cr3Si5B15, длиной 0,015 м, вырезанных под различными углами к оси прокатки образца (ОПЛ). Установлено, что ход кривых намагничивания, характеристики петель гистерезиса, а также значения μmax зависят от угла θ между ОПЛ и Н (таб.1). Получены зависимости поля достижения максимума магнитной проницаемости от величины угла между направлением приложения и ОПЛ у лент различного состава. Влияние неоднородного рельефа поверхности на процесс намагничивания образцов увеличивается с ростом Н, что обусловлено усилением влияния полей рассеяния, связанных с образованием магнитных полюсов на неоднородностях рельефа поверхности лент. У всех исследованных образцов рост σ  ведет к увеличению μ,, и к уменьшению разницы между значениями магнитной проницаемости у образцов, вырезанных под различными углами к ОПЛ. При этом поле достижения максимума магнитной проницаемости Нμ. возрастает. Влияние угла для лент разных составов на  их магнитные характеристики  можно связать с различным периодом неоднородностей на поверхности лент различного состава. При этом  магнитные полюса, возникающие на неоднородностях поверхности лент, будут создавать поля рассеяния по – разному влияющие на ход полевых зависимостей магнитных характеристик образцов различного состава.

       Состав

Уголмежду ОПЛ и, при котором наблюдается максимальное значение μ

Магнитное поле максимума Нμ магнитной проницаемости  μ  (А/м)

Fe81,.5B13., 5Si3C2

90

735

270

Fe64Co21B15

450

1970

152

Fe67Co10Cr3Si5B15

900

2566

75

Таб. 1.  Максимальное значение дифференциальной магнитной проницаемости μmax и поля его достижения Нμ,, от угла между Н и ОПЛ для лент различных составов.

Одним из способов обработки аморфных металлических лент является обработка их постоянным электрическим током различной плотности. При исследовании влияния обработки на воздухе постоянным электрическим током на магнитные и магнитоупругие характеристики аморфных металлических лент составов Fe81.5B13.5Si3C2 и Fe64Co21B15 получены следующие результаты.

На зависимостях величины -эффекта от для лент состава Fe81.5B13.5Si3C2, обработанных при различных j, практически во всем интервале магнитных полей наблюдается только положительный –эффект. При этом для  лент состава Fe64Co21B15 наблюдается как положительный, так и отрицательный –эффект (рис.8). Модель вращения намагниченности в приповерхностной области позволяет описать ход зависимости величины -эффекта от только у ленты состава Fe64Co21B15. Отсутствие у ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2, отрицательного -эффекта может быть связано с тем, что при обработке на воздухе электрическим током, на поверхности ленты образуется  слой соединения FeSiO, создающий значительные внутренние напряжения и разрушающий наведенную анизотропию. В результате доменная структура ленты будет иметь неоднородный характер, а основным механизмом ее перестройки под действием будет являться процесс смещения не 1800-ных доменных границ, приводящий к положительному -эффекту.

Рис.8. Зависимости величины -эффекта от магнитного поля : а – для ленты состава Fe64Co21B15 (1-=2.107A/м2, 2-=2,7.107A/м2, 3–=3,3.107A/м2, 4-=4,7.107A/м2, 5-=5,3 .107A/м2, 6-=6,6.107A/м2); б–для ленты состава Fe81.5B13.5Si3C2 (1-=4,3.107A/м2, 2-=4,6.107A/м2, 3–=4,9.107A/м2, 4-=5,2.107A/м2, 5-=5,5.107 A/м2).

Для подтверждения сделанных предположений исследованы магнитные характеристики аморфных металлических лент тех же составов. На рисунке 9 приведены  зависимости дифференциальной магнитной проницаемости от для лент прошедших обработку при различных значениях . Существование максимумов на зависимостях () свидетельствует о том, что значительную роль в процессах намагничивания лент играют процессы смещения доменных границ. Об этом же свидетельствуют высокие значения исследованных лент. Полученные результаты  могут быть объяснены, если предположить, что протекающий постоянный электрический ток наводит в приповерхностных областях  лент ось легкого намагничивания, перпендикулярную длине полосок. Так как магнитное поле от постоянного электрического тока ориентировано противоположно на  поверхностях ленты, то и ориентация намагниченности на ее противоположных  поверхностях будет иметь противоположные направления.  При этом в серединной части полосок находится область, в которой намагниченность направлена вдоль длины образцов. При приложении вдоль длины полосок в их  серединной части протекают  в основном процессы смещения доменных границ, чем и обусловлено появление максимума на зависимости (), а также  высокие значения исследованных образцов.

Для лент состава Fe64Co21B15, прошедших ТМО и обработку постоянным электрическим током, установлен характер влияния упругих растягивающих напряженийв интервале (040) МПа вдоль длины образцов, на ход полевых зависимости величины  их -эффекта. Для построения модели, объясняющей влияние на - эффект аморфных лент, с  образцов снимались петли гистерезиса. Магнитное поле и упругие растягивающие напряжения ориентированы вдоль длины полосок.

Наибольшие изменения величины отрицательного -эффекта под действием наблюдаются в лентах, прошедших ТМО при =3000-3400С (рис.10А) и в лентах, обработанных электрическим током при =(3,34,5).107А/м2 (рис.10Б). Независимо от характера обработки лент, приложение к ним относительно небольших в диапазоне от (0,40,8)МПа до (24)МПа ведет к увеличению максимального абсолютного значения отрицательного -эффекта. Рост выше определенного значения приводит к уменьшению поля достижения максимума отрицательного - эффекта. Как следует из зависимостей() и , у образцов, прошедших ТМО, величины и увеличивается с ростом (рис.11,12). При =0 величина незначительно изменяется с ростом , а величина мала, что свидетельствует о преобладающей роли механизма поворота намагниченности в процессах перестройки доменной структуры лент. При приложении величина дифференциальной магнитной проницаемости возрастает, а на зависимости появлялся характерный максимум. Такое изменение хода зависимости , а также рост при увеличении свидетельствует об изменении основного механизма намагничивания аморфных лент при приложении к ним растягивающих напряжений. Характер зависимости , а также относительно высокие значения при =0 Па для лент прошедших обработку постоянным электрическим током, свидетельствует о неоднородном характере их процесса перемагничивания, даже в отсутствии приложенных растягивающих напряжений, а также о значительном вкладе механизма смещения доменных границ в процессы перестройки их доменной структуры.

Рис.9. Зависимости магнитной проницаемостиот магнитного поля; а – лента состава Fe64Co21B15, б–лента состава Fe81.5B13.5Si3C2; (1а–=3,2.107А/м2,1б-=4.107А/м2, 2–=5,6.107А/м2, 3–=6,4.107А/м2, 4а–=7,2.107А/м2, 4б–=6,8.107 А/м2).

Поведение величины -эффекта под действием и у лент, прошедших различную обработку, качественно одинаково, что связано с идентичными механизмами перестройки их доменной структуры. Независимо от характера обработки лент при приложении к ним относительно малых максимальное значение отрицательного -эффекта возрастало, а при дальнейшем увеличении - уменьшалось. Сделан вывод о том, что условием высокой чувствительности -эффекта к действию упругих растягивающих напряжений у аморфных металлических лент является наличие однородной по всему их объему одноосной наведенной анизотропии.

В седьмой главе рассмотрено влияние различных режимов обработки (термическая обработка без магнитного поля в вакууме различной глубины, обработка постоянным электрическим током), длины образца и упругих растягивающих напряжений на магнитные свойства аморфных проволок состава Fe75Si10B15. Представлены модели,  описывающие  зависимости коэрцитивной силы и дифференциальной магнитной проницаемости от значений упругих растягивающих напряжений, на основе представлений о механизмах перемагничивания ядра проволоки. Приведены результаты исследований магнитных свойств аморфных металлических проволок состава Fe75Si10B15, прошедших термическую обработку в вакууме 5.10-6 мм. рт. ст., а также  проволок,  обработанных постоянным электрическим током на воздухе.

Наиболее чувствительным к условиям обработки параметром проволок является их остаточная индукция. Зависимости остаточной индукции проволок Вr.от температуры и величины электрического тока обработки являются качественно подобными (рис.13 а,б). Наибольшие изменения наблюдаются в диапазоне электрических токов обработки от 0,5 А до 0,8 А, что можно связать с протекающими в проволоках процессами структурной релаксации и кристаллизации. Зависимость имеет немонотонный характер и определяется уровнем внутренних напряжений проволок, величина которых в приповерхностной области проволоки составляет порядка 108 Па. При этом приложение в интервале от 6,5.105 Па до 108Па не приводит к изменению ориентации намагниченности в приповерхностной области и не вызывает роста Br. Приложение по величине близких к значениям внутренних напряжений в приповерхностной области проволоки, ведет к переориентации намагниченности вдоль линии приложения и  увеличивает Вr.

Исследования магнитных свойств аморфных металлических проволок, прошедших термическую обработку в вакууме 10-3 мм. рт. ст. в течение 30 минут в интервале температур от 3750 C до  5300 С показывают, что уменьшение длины образца от 0.04  до 0.02 м  для всех температур обработки приводит к уменьшению Вr и .  Уменьшение от 0,04 до 0,02 м  в интервале = 4254750С сопровождается появлением участка на зависимости , на котором const (рис.14). Такой результат свидетельствует об изменении основного  механизма перестройки доменной структуры образцов под действием при уменьшении . Согласно модели однородного вращения намагниченности, величина при перемагничивании образца вращением намагниченности не  зависит от .

Если основным механизмом перестройки доменной структуры образца является смещение доменных границ, то зависимость (Н) имеет максимум. Таким образом, с уменьшением от 0.04 до 0.02 м в проволоках происходит изменение механизма намагничивания их ядер, т.е. переход от смещения доменных границ к вращению намагниченности.

А

  Б

Рис.10. Зависимости величины  -эффекта от магнитного поля Н при различных значениях растягивающих напряжений :

– = 0 МПа,  – =0,8 МПа,  – = 2 МПа,  – = 4 МПа, – = 8 МПа,  – = 20 МПа.

А - для лент, прошедших ТМО при температурах : a – =3000С, б – =3200С, в – =3400С;

Б - для лент, прошедших обработку постоянным электрическим током плотностью: a-=3,3.107А/м2, б -= 4,0.107А/м2,  в - =4,5 .107 А/м2.

Рис.11.Зависимости дифференциальной магнитной проницаемости от магнитного поля Н, при различных значениях растягивающих напряжений : 

– = 0 МПа, – =0,8 МПа,  – = 2МПа, –= 4МПа, – = 8 МПа, – = 20 МПа: а – образцы, прошедшие ТМО при температуре Т=3200C; б образцы, прошедшие обработку постоянным электрическим током плотностью j= 4,0.107А/м2.

Рис.12. Зависимости остаточной индукции Br (): а – образцы, прошедшие ТМО при температуре T (–T=3000С, –T=3200С, –T= 3300С, – T=3500С);  б образцы, прошедшие обработку постоянным электрическим током плотностью j (–j = 3,3.107А/м2, -- j=4.107А/м2, –j =4,3.107А/м2,– j =4,7.107А/м2)

а  б

Рис.13. Зависимость остаточной индукции Br проволок  от температуры T их термической обработки  (а) и  от  электрического тока обработки I (б), =0,03 м.

Рис.14. Зависимость дифференциальной магнитной проницаемости проволок от магнитного поля при температуре обработки =475С: 1-0.04 м; 2-=0.03м; 3-= 0.02 м.

Изменение  механизма намагничивания проволок объясняется ростом  размагничивающего фактора их ядра при уменьшении . Вместе с тем, значение у проволок практически не зависит от и в интервале =4004750С  не превышает 10 А/м, что не согласуется с ранее полученными результатами [16], согласно которым ~1/2. Лишь при больших значениях наблюдается рост проволок, но и при этом зависимость~1/2 не выполняется (таб.2). Для объяснения полученных результатов предложена  модель продвижения доменной границы в ядре проволоки. Пусть верхушка домена, распространяющегося в ядре проволоки, имеет конусообразную форму. При этом перемагничивание ядра  на первом этапе осуществляется путем вытягивания верхушки домена вдоль длины проволоки. Функциональное выражение для энергии доменной структуры может быть записано в виде:

W -20HMsLr2+2r(4r2+b2)1/2+ 20HcwMsbr        (18)

где– длина верхушки домена, - коэрцитивная сила доменных границ. Из условий и , получим выражение для  поля смещения  верхушки домена в ядре проволоки:

= +       (19)

В результате действия происходит  рост . В случае, если в образце существует значительная амплитудная дисперсия анизотропии, то выражение для значения поля смещения доменных границ при действии , вдоль длины проволоки, можно записать в виде Нсм =Нсм =0 . (К/(К+3/2s))1/2 [17], где – значение поля смещения доменных границ при =0, . Таким образом: 

Нсм=Hcw[i/(i+)]1/2+4(1.5Asi)1/2/0MSr         (20)

Как следует из (20),  величина Нсм слабо зависит от и уменьшается с ростом. Таким образом, предложенная модель объясняет экспериментальную зависимость () в области малых значений растягивающих напряжений.

, МПа

0

12,8

32

64

128

256

А/м

7,5

7,5

9

9

10,5

13

Таб. 2. Зависимость коэрцитивной силы исследованных проволок длиной 0,04 м, обработанных при 4750С от величины , ориентированных вдоль длины образца.

В восьмой главе проведена оценка размеров и энергии доменов, реализация которых возможна в ядре аморфной металлической проволоки. Установлено влияние магнитного поля, коэрцитивной силы и длины  домена на его радиус (8.1). Определена наиболее энергетически выгодная форма домена в ядре проволоки, обладающего наибольшей устойчивостью к магнитному полю. Исследованы механизмы распространения доменной верхушки, разделяющей противоположно намагниченные домены в ядре проволоки, под действием магнитного поля (8.2).

Для определения условий существования устойчивого домена в ядре проволоки необходимо учитывать его энергетическое состояние, оценить которое можно, рассматривая две энергетические составляющие: магнитную Wmagn и диссипативную Wdis [18]. Магнитная составляющая энергии  включает магнитостатическую энергия домена, энергию доменных границ и энергию намагниченности домена в магнитном поле. В диссипативную энергию входят  энергия, затрачиваемая на перемагничивание домена и энергия, затрачиваемая на перемагничивание переходной области, разделяющей ядро и приповерхностную область. Условие устойчивого состояния домена - WmagnWdis. Рассматривались условия устойчивости для доменов, имеющих различные формы (рис.15). Энергетически выгодный размер домена находили из условия дW/дr=0, где r – радиус основания домена. Для реализации доменов, состоящих только из двух конусообразных верхушек или в виде эллипсоида вращения с доменными границами близкими к 1800-ным необходимые значения составляют несколько десятков и даже сотен А/м. Для реализации устойчивых доменов в виде цилиндра без доменных верхушек, в виде цилиндра с двумя конусообразными доменными верхушками и домена с несколькими зигзагообразными верхушками необходимое значение не превышает 10 А/м. C увеличением , противоположного намагниченности  домена, минимальная длина устойчивого домена возрастает (рис.16). Рост магнитного поля, параллельного намагниченности домена, приводит к уменьшению минимальной длины устойчивого домена. Наиболее энергетически выгодным оказываются домен, состоящий из цилиндрической части и двух конусообразных верхушек. Приблизительный интервал изменения энергий доменов в зависимости от их размеров и магнитных полей составляет 10-9-10-12 Дж.

Рис.15. Рассматриваемые конфигурации домена в ядре проволоки.

Исследованы механизмы распространения доменной верхушки, разделяющей противоположно намагниченные домены в ядре проволоки под действием магнитного поля. Верхушка, разделяющая домены с противоположной намагничен-ностью в ядре проволоки, имеет конусообразную форму. Энергию можно записать в виде , где - поверхностная плотность энергии 1800-ных доменных границ,– коэффициент, зависящий от магнитных характеристик материала, –угол при доменной верхушке . Из условия находилось значение угла   и длины верхушки при. Величина при значениях параметров, характерных для магнитомягких материалов (=0,001 0,003Дж/м2 и =0,020,03Дж/м2) при =0 составляет 20300, а (23).10-4м.

При уменьшении размеров домена  за счет параллельного смещения доменной верхушки выражение для его энергии  записывается  в виде:

       (21) Из условий и установлена величина магнитного поля , при котором начинается уменьшение размеров домена с намагниченностью противоположной направлению .

Нt1Нс+(Kt/20MSr)       (22)

Величина будет одинакова как при уменьшении домена (намагниченность в домене противоположна ), так и при его увеличении (намагниченность в домене вдоль ). Для  случая уменьшения размера домена  с намагниченностью ориентированной противоположно направлению , путем изменения угла при его верхушках, получено  выражение для поля изменения угла при верхушке домена :

        (23)

При всех выбранных значениях магнитных параметров выполняется соотношение , поэтому параллельное смещение доменной границы при уменьшении домена является предпочтительным. При изменении направления магнитного поля  на противоположное, намагниченность в домене совпадает с направлением . Если рост домена под действием осуществляется за счет вытягивания доменной верхушки, то выражение для ее поля смещения записывается в виде:

       (24)

При , а увеличение размеров домена будет происходить за увеличения угла при его верхушке. В длинных проволоках при , различие полей смещения доменной верхушки может приводить к возникновению смещенной относительно оси магнитной индукции петли гистерезиса. В таблице 3 приведены значения поля смещения динамической петли гистерезиса относительно оси магнитной индукции проволок различных составов в зависимости от частоты перемагничивающего поля. Диапазон изменений не превышает 4 А/м, что согласуется с результатами расчетов

f=100 Гц

f=1000 Гц

f=2000 Гц

f=5000 Гц

f=10000 Гц

Состав

Нсм,А/м

Нсм,А/м

Нсм ,А/м

Нсм ,А/м

Нсм, А/м

Fe75Si10B15

2,2

2,7

2,2

1,2

1,2

Co66Fe4Nb2,5Si12,5B15

3,3

3,1

3,1

2,4

1,7

Co66Fe4Ta2,5Si12,5B15

1,4

1,3

1,2

0,7

0,7

Таб. 3. Поле смещения петли гистерезиса Нсм относительно оси магнитной индукции аморфных проволок различных составов от частоты f перемагничивающего поля.

В девятой главе приведены результаты по изучению особенностей -эффекта в аморфных металлических проволоках состава Fe75Si10B15. Экспериментальное изучение - эффекта проведено для  проволок длиной от 0,05 до 0,02 м обработанных в вакууме 10-5 мм. рт. ст. в интервале от 3500С до 4750С в течение 20 минут. У исследованных проволок при =4304700С наблюдался положительный -эффект. На зависимостях максимального значения -эффекта от при  всех длинах проволок имеется мак­симумы. Величины максимумов на зависимостях - эффекта от , а также  температуры обработки, при которых максимумы достигаются, зависят от длины проволок. Максимальный -эффект достигается для образцов длиной 0,04 м, при =4304500С. Предполагается, что  немонотонный ход зависимости -эффекта от при различных длинах образцов обусловлен осо­бенностями процессов перестройки доменной структуры исследованных проволок.

Разработана модель магнитоупругого взаимодействия областей  магнитострикционной проволоки с различным распределением намагниченности. Магнитострикционная ферромагнитная проволока  состоит из трех областей: ядра, приповерхностной области и  переходной области, в которой намагниченность постепенно переходит от аксиального направления к радиальному. Распределение намагниченности в переходной области толщиной  (0,51).10-6 м определяется константами анизотропии ядра и приповерхностной области проволоки и ориентацией намагниченности в ядре проволоки. При приложении вдоль длины проволоки происходит изменение  распределения намагниченности в ее ядре. Как следствие этого,  изменяется и распределение намагниченности в переходной  области, что приводит к ее магнитоупругой деформации. Деформация переходной области влияет на деформацию приповерхностной области проволоки.  Энергия магнитоупругой связи между переходной и приповерхностной областями проволоки может быть записана в виде , где –магнитоупругая деформация переходной, а -магнитоупругая деформация приповерхностной областей проволоки, - модуль упругости приповерхностной области в магнитном поле . Характер возникающих в приповерхностной области проволоки напряжений за счет магнитоупругой связи с переходной областью определяется тем, составляющая  намагниченности какой области (приповерхностной или переходной) вдоль направления больше. Если проекция намагниченности в переходной области на направление больше, чем проекция намагниченности в приповерхностной области, то возникающие в приповерхностной области напряжения, будут растягивающими. Если имеет место обратная ситуация, то возникающие в приповерхностной области напряжения будут сжимающими. Характеристикой магнитоупругой связи является отношение , где -модуль упругости приповерхностной области проволоки без учета магнитоупругой связи. Зависимость отношения от величин и приведена на рисунке 17. Варьируя режимы термообработки можно менять значения и и изменять величину магнитоупругой связи областей проволоки с различным распределением намагниченности.

Рис.17. Зависимости отношения с учетом магнитоупругой связи и без ее учета от при различных значениях и Направление намагниченности в ядре проволоки совпадает с направлением , =5.105Па; 1–=100 Дж/м3, =200 Дж/м3; 2–=200 Дж/м3, =200 Дж/м3; 3–=200Дж/м3, =300 Дж/м3.

Основные результаты работы:

1. Установлено, что основным фактором, определяющим доменную структуру и процессы ее перестройки под действием магнитного поля в аморфных металлических пленках на основе железа толщиной  10-50  микрон, полученных методом ионно-плазменного напыления в магнитном поле, является магнитостатическое взаимодействие от магнитных полюсов на краях пленки.  Перераспределение магнитных полюсов на краях пленок и изменение структуры доменных границ под действием магнитного поля, перпендикулярного оси наведенной анизотропии, являются причиной изменения ширины доменов. Приложение упругих растягивающих напряжений, ориентированных перпендикулярно оси наведенной анизотропии пленок, приводит  к уменьшению полей их намагничивания, а сам процесс перестройки доменной структуры  пленок определяется последовательностью приложения магнитного поля и упругих растягивающих напряжений.

2. Предложена модель, объясняющая минимум на зависимости модуля упругости от  магнитного поля перпендикулярного оси наведенной анизотропии в аморфных металлических пленках и лентах. Установлены закономерности изменения магнитоупругих характеристик аморфных металлических лент, имеющих различный состав, в зависимости от их геометрических параметров и температуры термомагнитной обработки, а также условия возникновения в них отрицательного - эффекта. В слабых магнитных полях поведение модуля упругости лент может быть объяснено на основе представлений о тонкой магнитной структуре доменов.

3. Обнаружено, что изменение структуры доменных границ, индуцируемое магнитным по­лем  перпендикулярным оси наведенной анизотропии аморфных металлических пленок и лент  протекает подобно фазовым переходам второго рода.  Изменение структуры доменных границ приводит к уменьшению ширины доменов, изменению хода полевых зависимостей модуля упругости и магнитной проницаемости. В магнитном поле, равном полю блох–неелевского перехода, происходит разрыв вторых производных свободной энергии одноосного ферромагнетика по их магнитным и упругим характеристикам.

4. Показано, что в области слабых магнитных полей угловая и амплитудная дисперсия анизотропии оказывают различное влияние на модуль упругости  в магнитном поле и пьезомагнитную восприимчивость. Рост угловой дисперсии анизотропии приводит к увеличению  модуля упругости и к уменьшению  пьезомагнитной восприимчивости. Рост амплитудной дисперсии анизотропии приводит к уменьшению модуля упругости  и к увеличению пьезомагнитной восприимчивости.

5. Установлено, что неоднородный рельеф поверхности аморфных металлических лент на основе железа является одним из факторов, определяющих их магнитные свойства. Причиной является магнитостатическое взаимодействие магнитных полюсов, возникающих в результате разрыва нормальных составляющих намагниченности на неоднородностях поверхности ленты.

6. Обнаружено, что обработка постоянным электрическим током аморфных металлических лент составов Fe64Co21B15 и Fe81.5B13.5Si3C2 в виде узких полосок по-разному влияет на их магнитные и магнитоупругие свойства. Предложена модель  распределения намагниченности в лентах, прошедших обработку постоянным электрическим током, согласно которой,  намагниченность на противоположных поверхностях лент ориентирована антипараллельно. В серединной части лент находится область, в которой намагниченность направлена вдоль длины лент.

7. Изменения на полевых зависимостях величины -эффекта в результате действия упругих растягивающих напряжений у аморфных металлических лент на основе железа в виде узких полосок, прошедших как термомагнитную обработку, так и обработку постоянным электрическим током, качественно одинаковы. Данный результат связывается с идентичными механизмами перестройки их доменной структуры под действием упругих растягивающих напряжений.

8. Установлено, что уменьшение длины аморфных  проволок состава Fe75Si10B15, приводит к  смене механизма перестройки их доменной структуры, что проявляется в изменении хода полевой зависимости магнитной проницаемости. Ход зависимостей коэрцитивной силы и дифференциальной магнитной проницаемости от растягивающих напряжений в проволоках определяется как магнитными характеристиками их ядра, так и его геометрическими параметрами. Предложена модель, описывающая поведение коэрцитивной силы проволок  при приложении упругих растягивающих напряжений

9. Сформулированы условия устойчивости магнитного домена в ядре проволоки,  проведена оценка  минимальных устойчивых размеров и энергии доменов, имеющих различную форму в ядре аморфной металлической проволоки. Показано, что  поля смещения доменной  верхушки различны для случаев различной ориентации намагниченности в домене относительно направления магнитного поля.

10. Показано, что в магнитострикционных ферромагнитных проволоках, имеющих неоднородную магнитную структуру, реализуется механизм магнитоупругого взаимодействия между ядром и приповерхностной областью проволоки. Такое взаимодействие оказывает влияние на полевые зависимости  модуля упругости проволок.

Публикации  по теме диссертации, опубликованные в работах из списка ВАК РФ:

1. Зубрицкий С.М. Процессы перестройки полосовой доменной структуры и модуль упругости в аморфных металлических пленках / С.М. Зубрицкий, А.А. Гаврилюк, А.Л. Петров  // ФММ. – 1995. - Т.80.- В. 6.- С. 47-52.

2. Зубрицкий С.М. Влияние дисперсии анизотропии на магнитоупругие свойства ферромагнетика /С.М.Зубрицкий, А.Л.Петров, А.А.Гаврилюк //ФТТ.– 1995.-Т.37.-В.10.-С.3187-3190.

3. Зубрицкий С.М. Влияние последовательности приложения магнитного поля и упругих напряжений на полосовую доменную структуру и процессы ее перестройки в узких полосках / С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров, А.А. Гаврилюк // ФММ. - 1995. - Т.80. - В.3. -  С.27-33.

4. Гаврилюк А.А. Дисперсия локальной анизотропии и -эффект аморфных металлических сплавов /А.А. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров, Н.П.  Ковалева // ФММ.-1997. - Т. 84. - В. 3. - С. 5-8.

5. Гаврилюк А.А. Влияние рельефа поверхности на величину -эффекта в аморфных металлических сплавах / А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Н.П. Ковалева // ФММ. – 1997.-  Т. 84.-  В.1. - С.14-18.

6. Гаврилюк А.А. Влияние термомагнитной обработки на скорость распространения  магнитоупругих колебаний и -эффект  в неупорядоченных ферромагнетиках / А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Н.П. Ковалева // Письма в ЖТФ. – 1998. - Т.24. - В.16. - С. 79-83.

7. Гаврилюк А.А. Отрицательный -эффект в аморфных и нанокристаллических сплавах / А.А. Гаврилюк, Н.П. Ковалева, А.В. Гаврилюк // Известия Вузов. Физика. – 1998. – В. 10.-  С.121-123.

8. Гаврилюк А.А. Влияние размеров образца на скорость распространения магнитоупругих колебаний в неупорядоченных ферромагнетиках / А.А. Гаврилюк, Н.П. Ковалева, А.В.  Гаврилюк // ЖТФ. - 1999. - Т.24. - В.16.- С.79-83.

9. Болдырев В.И. Влияние структуры ферромагнетика на скорость распространения магнитоупругих колебаний / В.И. Болдырев, А.А. Гаврилюк, А.С. Векслер, С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров // Известия Вузов. Физика.- 1999.- В. 9. - С.46-49.

10. Болдырев В.И. Исследование кинетики кристаллизации аморфного металлического сплава /В.И. Болдырев, А.С. Векслер, Н.И. Носкова, А.А. Гаврилюк, Н.А. Вильданова // ФММ. - 1999. - Т. 87.- В. 5. - С.83-86.

11. Болдырев В.И. Влияние термической обработки аморфного сплава Fe64Co21B15 на спектральные особенности экзоэлектронной эмиссии / В.И. Болдырев, А.С. Векслер, А.А. Гаврилюк // Письма в ЖТФ.- 2000.- Т.26. - В.12. - С. 76-81.

12. Гаврилюк А.А. Влияние рельефа поверхности на скорость распространения магнитоупругих колебаний в аморфных металлических проволоках / А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Н.П. Ковалева // Материаловедение.- 2001.- N7.- С.45 - 47.

13. Гаврилюк А.А. Микромагнитное описание - эффекта в аморфных металлических ферромагнетиках / А.А.Гаврилюк, Б.В. Гаврилюк, А.Л. Семенов, А.В. Гаврилюк, Н.П  Ковале­ва.// Известия Вузов. Физика. -  2001.- N.7. - С. 25-28.

14. Векслер А.С. Изменение магнитных параметров аморфного металлического сплава Fе81,5B13,5Si3C2 при кристаллизации поверхности / А.С..Векслер, А.А. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров, А.Л. Семенов, З.Л. Ярычева // Неорганические  материалы. - 2001.- Т. 37. -  №5.- С. 549-551.

15. Векслер А.С. Особенности экзоэлектронной эмиссии в аморфных металлических сплавах /А.С. Векслер, А.А. Гаврилюк, И.Л. Морозов, А.Л. Семенов // ФТТ. – 2001. - Т.43. - В. 12. - С. 2113 – 2115.

16. Гаврилюк А.А. Фазовый  переход второго рода  в ферромагнетике с полосовой доменной структурой / А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Б.В. Гаврилюк, А.Л. Семенов // Известия РАН, серия физическая. – 2001.- Т.65. – В.10. - С. 1487-1491.

17. Гаврилюк А.А. “Влияние дисперсии анизотропии на пьезомагнитные свойства магнитострикционных ферромагнетиков / А.А. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, А.Л.Семенов // Известия  Вузов. Физика. -  2002. - № 6. - С. 69-74.

18. Гаврилюк А.А. Деформационное намагничивание аморфных металлических сплавов на основе железа / А.А. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров, З.Л. Ярычева // Депонировано  в ВИНИТИ. - 25.07.2002. - N. 1403 – В 2002.

19.Гаврилюк А.А. Деформационное намагничивание аморфных ферромагнетиков / А.А. Гаврилюк, А.Л.Петров, З.Л. Ярычева, С.М. Зубрицкий //Письма в ЖТФ.-2003.-В.21.-С.68-73.

20.Гаврилюк А.А. Магнитные свойства аморфных металлических проволок на основе железа / А.А. Гаврилюк, А.Ю. Моховиков, А.Л. Семенов, А.В. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, А.Л. Петров // Известия Вузов. Физика. -  2004. - В.7. - С. 56-61.

21. Гаврилюк А.А. Магнитоупругая связь в аморфных металлических микропроволоках / А.А. Гаврилюк, А. Ю. Моховиков, А.В. Гаврилюк, Н.П. Ковалева, Б.В. Гаврилюк. // ФММ. -  2005.- Т. 99. – В.4. - С.10-15.

22.Гаврилюк А.А. Магнитные свойства ферромагнетиков, обработанных электрическим током / А.А.Гаврилюк, А.Л.Семенов, А.Ю.Моховиков //Письма в ЖТФ. -2005.- Т.31.- В.6.- С.51-56.

23. Гаврилюк А.А. Влияние неоднородного рельефа поверхности  на магнитные и магнитоупругие свойства аморфных металлических сплавов на основе железа /А.А. Гаврилюк, Н.П.Ковалева, А.В.Гаврилюк, Б.В. Гаврилюк, А.Л.Семенов, А.Ю. Моховиков // Известия Вузов. Физика. - 2005. - В.7. - С. 34 – 43.

24. Гаврилюк А.А. Магнитные и магнитоупругие свойства аморфных ферромагнитных сплавов, обработанных электрическим током / А.А. Гаврилюк, А.Л. Семенов, А.Ю. Моховиков // ЖТФ. – 2006.- Т.76. - В.6. - С.64-71.

25. Гаврилюк А.В. Магнитные свойства аморфных металлических проволок /А.В. Гаврилюк, А.А. Гаврилюк, Н.П. Ковалева, А.Ю. Моховиков, А.Л.Семенов, Б.В. Гаврилюк // ФММ. – 2006. - Т.101. - В.5. - С.21-29.

26. Гаврилюк А.А. Магнитные и магнитоупругие  свойства  аморфных металлических лент Fe64Co21B15 и Fe73Co12B15 ./А.А. Гаврилюк, А.Л. Семенов, А.В. Семиров, А.В. Гаврилюк, С.М. Зубрицкий, Б.В. Гаврилюк // Известия Вузов. Физика. – 2006.- №.8.- С. 46-53.

27. Гаврилюк А.А. Влияние растягивающих напряжений на -эффект ферромагнитных лент Fe64Co21B15 / А.А.Гаврилюк, А.В. Семиров, А.Л. Семенов, А.В.Гаврилюк, Д.В. Прудников, В.О. Кудрявцев // Письма в ЖТФ. - 2007. - Т. 33. - В. 9. - С. 79-86.

28. Гаврилюк А.А. Магнитная структура и механизмы перемагничивания ядра быстрозакаленной ферромагнитной проволоки/А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Н.В. Турик, Б.В. Гаврилюк, А.В. Семиров, А.Л.Семенов //Известия Вузов. Физика.-2008-№.2.- C.67-72.

29. Гаврилюк А.А. Устойчивость магнитных доменов в аморфной металлической проволоке во внешнем магнитном поле / А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк, Б.В. Гаврилюк, А.Л. Семенов, А.В. Cемиров, Н.В. Турик // Известия Вузов. Физика. - 2009. – №.1.- C. 83-91.

30. Gavriliuk A.A. The stability of the magnetic domains inside the core of amorphous metal wire / A.A. Gavriliuk, A.Yu. Mokhovikov, A.V. Semirov, A.L. Semenov, N.V. Turik // Journal of Non-Crystalline Solids - 2008. - V. 354. -  P. 5230-5232.

31. Гаврилюк А. А. Влияние растягивающих напряжений на Е - эффект  ферромагнитных  лент  Fe64Co21B15 /А.А.Гаврилюк, А.Л.Семенов, А.В.Семиров,  А. В.Гаврилюк, Б. В. Гаврилюк, Н.В Турик, В.О. Кудрявцев // ФММ – 2009. - В.1 – С. 41 - 46.

32. Семенов А.Л. Влияние лазерной обработки на магнитные свойства аморфных металлических лент / А.Л.Семенов, А.А. Гаврилюк, С.Н. Малов, А.В. Семиров, Н.В. Турик, И.Л. Морозов, А.Ю. Моховиков // Известия Вузов. Физика. – 2009 -№.12/3 – С. 278-282

33. Семенов А.Л. Влияние лазерной обработки на динамические магнитные свойства аморфной ленты Fe64Co21B15  // А.Л. Семенов, А.А. Гаврилюк, А.В. Гаврилюк,  А.В. Семиров, А.Н. Малов, Б.В. Гаврилюк,  Н.В. Турик, А. Ю. Моховиков  // Неорганические материалы – 2010. –В.6. – С. 694–701

Список  цитированных источников

  1. Магнетизм наносистем на основе редкоземельных и 3d - переходных металлов. Хрестоматия под редакцией В. О. Васьковского // Екатеринбург: Издательство ГОУ ВПО “УрГУ”, 2007. – 265 c.

2. Скулкина Н.А. Распределение намагниченности и магнитные свойства кристаллических, аморфных и нанокристаллических магнитомягких материалов / Н.А. Скулкина // Автореферат докт. диссертации.– Екатеринбург: УрГУ, 2008.- 44с.

3.  Потапов А.П. Физическое обоснование и реализация методов направленного воздействия на функциональные свойства магнитомягких аморфных и нанокристаллических материалов /А.П.Потапов//Автореферат докт. диссертации – Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 2008.- 48 с.

4. Перов Н.С. Исследование магнитных свойств микро- и нанонеоднородных систем/ Н.С. Перов// Автореферат докт. диссертации – Москва: МГУ, 2009. – 46 с.

5. O’Dell T. Measurement of magnetomechanical coupling factor in amorphous ribbons / T. O’Dell // Phys. Stat. Sol. (a) - 1982. - V.74. – P.565 -572.

6. Игнатченко В.А. Поведение полосовой доменной структуры при намагничивании /В.А. Игнатченко,  И.Ф. Дегтярев, Ю.В. Захаров.// Известия АН СССР, сер. физическая  - 1961 .-  Т.45. – C. 1439 – 1447.

7. Torok E. J. Transition between Bloch and Neel walls /E.J. Torok, A.L. Olson, H. N. Oredson // Journ. Appl. Phys. - 1965. - V.35. – N.1. – P. 1394 - 1399.

8. Stoner E. S. / E. S. Stoner, E.P. Wohlfarth // Phil. Trans. Roy.Soc.A.- 1948. -V.20. - P.599-604.

9. Pinch H.L. Stress effects in evaporated permalloy films / H.L. Pinch, A.A. Pinto // Journ. Appl. Phys. – 1964. - V.35. - N.3. - P. 828-829.

10. Livingston J.D. Magnetomechanical properties of amorphous metals / J.D. Livingston // Phys. Stat. Sol. (a). - 1982. -V. 70. - N. 8. - P.591-596.

11. Дорофеева  Е.А. Магнитная анизотропия аморфных металлических  сплавов на основе железа  / Е.А. Дорофеева, А.Ф. Прокошин // ФММ.- 1984. – Т. 57. – В.3 - С. 500 - 505.

12. Золотухин И.В. Магнитоупругое затухание и -эффект в аморфном и нанокристаллическом сплаве  Fe40Co50Zr10Cu1 / И.В. Золотухин, Ю.Е. Калинин, И.В. Сычев,  Д.И. Шаршаков // ФММ.- 1993. – Т.76. - В.1.- С. 79-85.

13. Ok H.N. Surface crystallization and magnetic anisotropy in amorphous Fe40Ni40Mo4B18 ribbons / H.N. Ok, A.N. Morrish // Journ. Appl. Phys. – 1981. - V.52.  - N.3. - P.1835-1837.

14. Hilzinger H.R. Surface crystallization and magnetic properties in amorphous iron rich alloys / H.R.Hilzinger, G. Herzer // JMMM – 1986.  -V. 62. -  P.143-151.

15. Hilzinger H.R. Effects of surface crystallization on the magnetic properties in iron – rich metallic glasses / H.R. Hilzinger // Mater. Science and Engineering - 1988. - V. 99. - P.101-104.

16. Vazquez M. Domain structure and magnetization process of bent Fe-rich amorphous wire / M Vazquez., C.Gomez-Polo, H. Theuss, H. Kronmuller // JMMM. – 1996. - V. 164. P. 319-326.

17. Гаврилюк А.В. Влияние упругих напряжений на коэрцитивную силу пленок разной толщины /А.В. Гаврилюк, В.Г. Казаков, В.А. Иванов //Физика магнитных пленок. Красноярск. 1975. - C.84 - 86.

18. Боярченков М.А  Логические устройства на  магнитных средах с управляемым движением доменов. /М.А. Боярченков, Н.П. Васильева, Ю.Д. Розенталь // М.: Энергия. - 1978. –160 с.

40,1,38,3,36,5,34,7,32,9,30,11,28,13,26,15,24,17,22,19

2,39,4,37,6,35,8,33,10,31,12,29,14,27,16,25,18,23,20,21

20,21,18,23,16,25,14,27,12,29,10,31,8,33,6,35,4,37,2,39

 





© 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.