ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ МАССИВНЫХ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ СПЛАВОВ CO58NI10FE5B16SI11 ПРИ ПЛАЗМЕННОМ НАПЫЛЕНИИ И ДИНАМИЧЕСКОМ КОМПАКТИРОВАНИИ

Полный текст

Введение. Применение наноматериалов и нанотехнологий в космической технике является одним из наиболее важных и перспективных направлений. Достаточно масштабное применение нанотехнологий в космической технике позволит радикально улучшить массогабаритные характеристики космических аппаратов, продлить сроки их пребывания на орбитах, решить проблемы энергообеспечения функционирования этих аппаратов. Интерес к аморфным и нанокристаллическим сплавам Co58Ni10Fe5B16Si11 обусловлен техническими характеристиками этого материала (нулевая магнитострикция, высокий уровень начальной и максимальной магнитной проницаемости и т. д.). Для практического применения требуется создание массивного материала, сохраняющего свойства наноструктурированных порошков. Наиболее освоенными являются технологии прессования в высоком вакууме, спекание под давлением, горячее изостатическое прессование, интенсивная пластическая деформация и высокотемпературная газовая экструзия [1-6]. Однако статическое компактирование порошков сопровождается рядом проблем. Холодное прессование не всегда позволяет получать плотные образцы. При горячем прессовании тяжело предотвратить рекристаллизацию и образование крупных пор на стадии высокотемпературной обработки. Перспективными для компактирования наноструктурированных порошков являются методы, использующие ударные волны [7]. Динамические методы компактирования нанопорошков позволяют преодолеть силы адгезионного сцепления, особенно значимые для наночастиц с их высокоразвитой поверхностью, и при одинаковом давлении достичь большей плотности компактных образцов [8; 9]. После прохождения ударной волны происходит быстрое охлаждение материала, при этом стабилизируются метастабильные фазы [10; 11]. Метод плазменного напыления при создании объемных наноструктурированных материалов имеет ряд преимуществ, так как позволяет наносить покрытия на изделия сложной формы. Плазменное напыление покрытий позволяет формировать материалы в аморфном и наноструктурном состоянии за счет ограничения времени пребывания напыляемых частиц в расплавленном состоянии и высоких скоростей их охлаждения на подложке до 108 К/с. В известных исследованиях [12; 13] нет целостного представления о совокупности факторов, ответственных за формирование наноструктурированного материала: не установлены механизмы формирования кристаллических и аморфных фаз в быстрозакаленных покрытиях при плазменном напылении. Данная работа посвящена изучению структуры и магнитных характеристик объемных наноструктурированных сплавов Co58Ni10Fe5B16Si11, полученных взрывным прессованием и плазменным напылением. Эксперимент. Процесс изготовления объемных образцов включал несколько технологических этапов, таких как получение аморфной ленты Co58Ni10Fe5B16Si11 путем закалки расплава, отжиг ленты с целью охрупчивания, размол ленты в порошок, плазменное напыление или динамическое компактирование. Динамическое компактирование (ДК) велось по плоской схеме. Плазменное напыление (ПН) проводилось на медную охлаждаемую основу в среде аргон-гелиевой плазмы при помощи дугового разряда. Структура, фазовый состав и магнитные свойства компактов исследовались методами электронной микроскопии, рентгеновской дифракции и корреляционной магнитометрии [14]. Измерения низкотемпературных и полевых зависимостей намагниченности выполнялись на вибрационном магнетометре в области полей от 0 до 14 кЭ и температур 77-300 К. Резонансные характеристики измерялись на стандартном спектрометре ЭПА-2М (частота 9,2 ГГц). Были исследованы основные (намагниченность насыщения М0, величина поля локальной анизотропии Ha) и интегральные (коэрцитивная сила Hc, ширина линии ФМР - DH) магнитные характеристики полученных образцов. Результаты и обсуждение. В ходе вышеприведенной технологической цепочки изготовления массивного аморфного сплава материал претерпевает существенные изменения на различных уровнях микроструктуры (атомном, субмикронном и т. д.), которые в большинстве случаев приводят к деградации технически важных магнитных характеристик сплава. С целью выделения вклада каждого из технологических этапов в формирование свойств получаемых объемных образцов были проведены сравнительные исследования магнитных характеристик на всех этапах получения компактов. Были изучены магнитные характеристики, определяемые различными уровнями структуры материала (так, например, намагниченность насыщения М0 в основном определяется фазовым составом, постоянные обмена А, спин-волновой жесткости D - ближайшим окружением магнитоактивного атома, величина поля локальной анизотропии На и размер области пространственной однородности ориентации оси этой анизотропии RL - неоднородностями материала субмикронного масштаба). Это дает возможность судить об изменениях атомной структуры и субмикpоструктуры сплава под влиянием внешних воздействий. Ранее было установлено, что оптимальные магнитные свойства объемных материалов из аморфных сплавов на основе Со реализуются при определенном взаиморасположении и весовом соотношении аморфной и микрокристаллической фаз [15], которое можно достичь варьированием режимов напыления и взрывного прессования. При ПН наиболее критичными параметрами являются мощность дугового разряда Рр (определяет скорость и температуру напыляемых частиц) и температура подложки Тп (определяет скорость закалки частиц), в случае ДК основным определяющим параметром является давление ударно-волнового нагружения Рн. Установлено, что при Рр < 20 КВт и Тп < 150 ºC для ПН и Рн < 3,2 ГПа для ДК образцы остаются рентгеноаморфными. На рис. 1 представлены электронно-микроскопические изображения объемных образцов сплава Co58Ni10Fe5B16Si11, полученных методами ДК и ПН при оптимальных режимах. По результатам энерго-дисперсионного анализа было установлено, что распределение элементов остается однородным по сечению покрытия и прессовки. В таблице представлены результаты измерения магнитных характеристик на всех этапах изготовления объемного аморфного сплава Co58Ni10Fe5B16Si11. Анализ полученных результатов свидетельствует о неизменности ближнего порядка (как топологического, так и композиционного) сплава Co58Ni10Fe5B16Si11 на всех этапах получения объемного материала при выбранных режимах компактирования (М0 ~ 600 Гс и D ~ 117 МэВ·A2 практически не изменяются). Это коррелирует с результатами дифракционных исследований. Исследования методом корреляционной магнитометрии показали, что в объемных образцах, полученных как ПН, так и ДК, исследуемый сплав находится в наноструктурированном состоянии. Из кривых намагничивания были рассчитаны значения величин поля локальной анизотропии На на всех технологических этапах (рис. 2). По значению величин На на различных этапах технологической цепочки можно предположить, что в исходной ленте локальная анизотропия определяется в основном кристаллографической анизотропией (На ~ 1 кЭ), в то время как в охрупченной ленте и порошке - вкладом внутренних напряжений (На ~ 2,5 и 14 кЭ соответственно). В плазменно-напыленных покрытиях величина На значительно уменьшается (с 14 до 1 кЭ). То есть в отличие от метода взрывного прессования (где удается уменьшить На только на одну треть до 8 кЭ), при плазменном напылении возможно снижение уровня внутренних напряжений до величины, характерной для исходной ленты. Показано, что оптимальные режимы напыления позволяют изготовить покрытия, в которых величина На будет идентична полю анизотропии исходной ленты, т. е. возможно снижение уровня внутренних напряжений до исходной величины. Этап плазменного напыления оказывает существенное влияние и на величину корреляционного радиуса (в случае кристаллических сплавов эта характеристика совпадает с размером зерна). При получении массивного аморфного сплава методом плазменного напыления значение величины RL увеличивается по сравнению с данной характеристикой частиц порошка в полтора раза, в случае же метода взрывного прессования изменение величины RL при компактировании не наблюдалось. Это свидетельствует о том, что при плазменном напылении происходит перестройка всей микроструктуры частиц порошка, а не только поверхностной части, как при динамическом компактировании. Наблюдаемые в процессе ПН-модификации субмикроструктуры сплава проявляются и в изменениях интегральных магнитных характеристик. Исследования изменений коэрцитивной силы Нс в зависимости от технологического этапа для всех образцов позволили установить, что изменение величины Нс коррелирует с поведением На (рис. 1). Величина На кроме кристаллографической анизотропии содержит вклад внутренних напряжений. По-видимому, изменение Нс в процессе изготовления объемных сплавов определяется изменением На, а именно, изменением уровня внутренних напряжений материала. а б Рис. 1. РЭМ изображения объемных аморфных Co-Ni-Fe-Si-B образцов, изготовленных плазменным напылением (a) и динамическим компактированием (б) Рис. 2. Зависимости поля локальной анизотропии и коэрцитивной силы от технологического этапа изготовления объемного образца: 1 - исходная лента; 2 - отжиг; 3 - размол; 4 - ПН или ДК Магнитные характеристики сплава Co58Ni10Fe5B16Si11 М0, Гс D, МэВ∙А2 Нс, Э На, КЭ Rс, Å Исходная лента 620 117 0,3 1 120 Охрупченная лента 600 130 0,5 2,5 70 Порошок 600 130 1 14 70 Покрытие 620 117 0,3 1 105 Компакт 620 117 0,5 8 70 Заключение. Методами плазменного напыления и динамического компактирования изготовлены объемные наноструктурированные материалы Co58Ni10Fe5B16Si11. Исследовано влияние технологических этапов получения объемных аморфных сплавов на магнитные характеристики образцов. Показано, что выбором условий плазменного напыления и динамического компактирования возможно получение объемных наноструктурированных материалов, основные магнитные свойства которых совпадают со свойствами аморфных лент идентичного химического состава.

Об авторах

Е. А. Денисова

Институт физики имени Л. В. Киренского СО РАН

Email: len-den@iph.krasn.ru
Российская Федерация, 660036, г. Красноярск, Академгородок, 50, стр. 38

Л. А. Кузовникова

Красноярский институт железнодорожного транспорта - филиал Иркутского университета путей сообщения

Российская Федерация, 660100, г. Красноярск, ул. Ладо Кецховели, 89

С. В. Телегин

Сибирский государственный аэрокосмический университет имени академика М. Ф. Решетнева

Российская Федерация, 660037, г. Красноярск, просп. им. газ. «Красноярский рабочий», 31

В. Н. Саунин

Сибирский государственный аэрокосмический университет имени академика М. Ф. Решетнева

Российская Федерация, 660037, г. Красноярск, просп. им. газ. «Красноярский рабочий», 31

А. А. Кузовников

Красноярский институт железнодорожного транспорта - филиал Иркутского университета путей сообщения

Российская Федерация, 660100, г. Красноярск, ул. Ладо Кецховели, 89

Список литературы

Дополнительные файлы