Целью работы являлось изучение влияния условий термомагнитной обработки на характер кривых намагничивания и петли гистерезиса сплава Fe_31.5B_3.5Si₃C₂. Сплав Fe_31.5Br_3.5Si₃C₂ (УСР) был получен методом быстрой закалки. Толщина сплава 30мкм. В качестве объектов для исследований использовались узкие полоски, шириной 1мм, длиной 50мм.

Перед проведением исследований образцы проходили термомагнитную обработку в интервале температур от 340° С до 440° С в течении 20 минут в вакууме 10^-6мм.рт.ст. Магнитное поле в процессе термообработки прикладывалось в направлении перпендикулярном длине образца. Величина внешнего магнитного поля, прикладываемого в процессе термомагнитной обработки составляло 40кА/м. Целью проведения термомагнитной обработки являлось как снятие внутренних закалочных напряжений, так и наведение в образцах одноосной анизотропии с осью лЈгкого намагничивания (ОЛН), ориентированной перпендикулярно длине образца. Выбор интервала температур 340° -440° С был обусловлен тем обстоятельством, что именно в указанном интервале температур в исследованных образцах начинаются процессы кристаллизации [1]. При этом основные магнитные характеристики сплавов должны значительно изменяться.

Для определения статических характеристик сплава применялся баллистический метод. Испытуемый образец. намагничивался постоянным магнитным полем приложенным перпендикулярно длине образца.

Определение точек основной кривой намагничивания заключалась в изменении напряженности намагничивающего поля . и регистрации магнитного потока ,соответствующего изменению индукции .

Метод определения точек петли гистерезиса основан на нахождении разности между индукцией , соответствующей максимальному значению намагничивающего поля и индукцией в интересующей нас точке петли гистерезиса, т.е. в данном случае определяется изменение индукции при изменении напряженности намагничивающего поля от до в интервале.

В исходном состоянии образцы имеют достаточно широкую петлю гистерезиса. Величина остаточной индукции B_r составляет » 0.22 Тл., а величина коэрцитивной силы H_c» 25А/м. Следует отметить, что вид петли гистерезиса необработанных образцов характерен для сплавов, в которых имеется значительная составляющая перпендикулярной к плоскости образца анизотропии. Это, в свою очередь, приводит к выходу намагниченности из плоскости образца. Отметим также тот факт, что для необработанных образцов в исследуемом интервале магнитных полей, насыщения намагниченности достигнуто не было. Это также может быть связано с тем, что в необработанных аморфных металлических сплавах большую роль играют участки образца с выходом намагниченности из его плоскости. Такие участки образца перемагничиваются в достаточно сильных магнитных полях.

Высокий коэффициент прямоугольности петли гистерезиса, необработанного образца свидетельствует о том, что основным механизмом перемагничивания сплава на начальном этапе является процесс смещения доменных границ, а процесс вращения намагниченности является преобладающим лишь при H>80А/м.

Как следует из рис.1.2-1.7. температура термомагнитной обработки существенно влияет на ход кривой намагничивания и вид петли гистерезиса исследованных образцов. С увеличением T_об в интервале от 340° до 360° С величина коэрцитивной силы значительно уменьшается по сравнению с необработанным сплавом, и при T_об =360° С она не превышает 8А/м. При этом резко падает прямоугольность петли гистерезиса. В интервале Т_об 360° С - 410° С величина остаточной индукции B_r не превышает 0.03Тл. Это означает, что термомагнитная обработка уменьшает величину остаточной индукции более чем в 7 раз.

Излом на кривой B(H) связан, на наш взгляд, с изменением структуры границ полосовых доменов (блох-неелевским переходом структуры доменных границ) [2]. При увеличении температуры термомагнитной обработки ширина петли гистерезиса существенно уменьшается, что свидетельствует об уменьшении потерь на перемагничивание в исследуемых образцах. Учитывая характер петли гистерезиса можно считать, что процесс перемагничивания в сплавах, обработанных при Т=360° С происходит обратимо, и для данных образцов справедливой является модель однородного вращения намагниченности. При дальнейшем росте Т_об до 440° С происходит увеличение остаточной индукции B_r и рост коэрцитивной силы H_c. Такое поведение B_r и H_c может быть связанно с начавшимися в сплаве процессами кристаллизации.

Кристаллизация аморфного металлического сплава приводит к возникновению в образце внутренних напряжений, связанных с различиями в плотностях аморфной и кристаллической фаз. При этом, возрастает значение коэрцитивной силы исследуемых образцов, и всЈ большую роль начинают играть процессы смещения доменных границ. Можно предположить, что по характеру зависимости H_c(Т_об) можно определить интервал температур, при которых начинается процесс кристаллизации сплава. Изменения, которые происходят с величиной H_c в интервале температур от 410° С до 440° С составляют примерно 300%, а изменения остаточной индукции » 250-300%. Данные, полученные из зависимостей B_r(T_об) для образцов исследованных сплавов подтверждаются структурными исследованиями (результатами дифференциального термического анализа, рентгеноструктурного анализа и т. д.)[1], которые свидетельствуют о том, что начальные стадии процесса кристаллизации протекают при температурах термомагнитной обработки Т_об=390° -430° С. Таким образом, можно утверждать, что изменения на зависимостях B_r(T_об) и Н_с(T_об) являются структурно чувствительным методами измерений, происходящих в аморфных металлических сплавах изменений.

На рис.2(а-ж) приведены графики зависимости величины дифференциальной магнитной проницаемости m _диф от H для образцов, обработанных при различных температурах. Как следует из результатов эксперимента при низких температурах термомагнитной обработки ход зависимости m _диф(H) обусловлен процессами смещения доменных границ. При этом величина максимума на зависимости m _диф(H) определяется значением коэрцитивной силы смещения доменных границ Hc и подвижностью доменных границ. В свою очередь, величины Hc и подвижность доменных границ в необработанном образце и в образцах, обработанных при низких температурах зависит от наличия в них внутренних напряжений. Так как в процессе изотермической выдержки происходит структурная релаксация внутренних напряжений в образце, его коэрцитивная сила H_с уменьшается, а и подвижность доменных границ и величина m m _диф – возрастает.

При достаточно высоких температурах термомагнитной обработки Т_об в интервале от 360° С до 410° С график зависимости m _диф(H) имеет два характерных участка. На первом участке: m _диф практически не зависит от H, а на втором участке m _диф монотонно уменьшается с ростом H. На этом участке зависимость m _диф(H) имеет вид: , где A=const.

Полученные результаты по измерению дифференциальной магнитной проницаемости сплавов отожжЈнных при температуре 360° -410° С можно объяснить исходя из следующих предположений.

В результате термомагнитной обработки в образцах наводится ось лЈгкого намагничивания в его плоскости, которая ориентирована в направлении перпендикулярном длине образца. При этом в образце реализуется полосовая доменная структура с блоховскими доменными границами: Под действием магнитного поля H, направленного вдоль длины образца, в нЈм происходит процесс вращения намагниченности. Выражение для угла поворота намагниченности a , с учЈтом энергии блоховских доменных границ может быть записано в виде:

где M_s – намагниченность насыщения, K – константа одноосной анизотропии, N₁ – плотность блоховских доменных границ, g _B – плотность блоховских доменных границ, - магнитная проницаемость вакуума.

Выражение для компоненты намагниченности M_н вдоль поля H равно:

Определяя величину магнитной восприимчивости , как , получим, что:

т.е. c не зависит от H при условии существования в образце блоховских доменных границ. Так как величина m _диф линейно зависит от c , то на начальном участке кривой намагничивания m _диф также не зависит от H. Это подтверждается результатами эксперимента. В магнитном поле H_б-н равном полю блох-неелеевского перехода:

где H_k – поле одноосной анизотропии, а g _н – плотность энергии неелевских доменных границ, происходит изменение структуры доменных границ. С учЈтом энергии неелевских доменных границ выражение для угла поворота намагниченности a ₂ может быть представлено в виде [2]:

где N₂ – число доменных границ Нееля на единицу площади, а g _Н – плотность энергии неелевских доменных границ.

Выражение для M_Н можно записать в виде:

Из соотношения учитывая, что [3], и что , получим, что где b(H) – линейно зависящая функция от Н .

Следовательно .

Таким образом, модель однородного вращения намагниченности хорошо описывает зависимость m _диф(H) для сплавов, подвергнутых термомагнитной обработке при температурах 370° С-410° С.

1. Вид петли гистерезиса значительно изменяется с ростом температуры термомагнитной обработки. При низких температурах термомагнитной обработки коэрцитивная сила и остаточная индукция уменьшается с ростом температуры обработки. При этом минимум величин H_с и B_r соответствует температурам при которых в исследованных образцах начинают протекать процессы кристаллизации аморфного металлического сплава.
2. С ростом температуры обработки образца от 410° С до 440° С наблюдается рост H_c и B_r, что может быть связанно с появлением в образце, в результате начавшихся процессов кристаллизации, внутренних напряжений, которые препятствуют процессу перемагничивания.
3. Для сплавов, обработанных при низких температурах (Т_об=340° С-360° С) m _диф(H) имеет характерный максимум, который обусловлен преобладающей ролью процессов смещения доменных границ в этих образцах. Для сплавов обработанных в интервале температур от 370° С до 440° С поведение зависимости m _диф(H) хорошо описывается моделью однородного вращения намагниченности.
4. При более высоких Т_об вновь большую роль играют процессы смещения доменных границ.

3. Петров А.Л.и др.ФММ,1995,т. 80,в. 6,стр47-51.