150477 (Магнитные и электрические свойства сплавов Co1-xNixTe, подвергнутых термобарическому воздействию)

МАГНИТНЫЕ И ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Co_1-xNi_xTe, ПОДВЕРГНУТЫХ ТЕРМОБАРИЧЕСКОМУ ВОЗДЕЙСТВИЮ

Введение

В [1] было показано, что в системе Co_1-xNi_xTe (0 ≤ x ≤ 1) при закалке от температур, близких к температуре солидуса, образуется непрерывный ряд твердых растворов с никель-арсенидной структурой.

Однако образцы, синтезированные в вакуумированных кварцевых ампулах, были сильно пористыми.

Для получения компактных образцов, необходимых для измерения их плотности, микротвердости, удельного электросопротивления и магнитных свойств, предварительно синтезированные сплавы растирались в порошок и подвергались термобарическому воздействию в аппаратах высокого давления (P ~ 7,0 ГПа, T ~ 1270 K) в течение 30-60 с с последующей закалкой.

Слитки, полученные с применением такой методики, не содержали видимых трещин и пор, сохраняли металлический блеск.

Приготовленные таким способом образцы использовали при измерениях плотности и микротвердости сплавов системы [2], а также их удельной намагниченности и электросопротивления, результаты исследования которых изложены в данном сообщении.

Методика эксперимента

Измерения удельной намагниченности сплавов системы Co_1-xNi_xTe (0 ≤ x ≤ 1), подвергнутых термобарическому воздействию, выполнены на порошковых образцах методом Фарадея в области температур 80-1270 K в поле H = 0,86 Т. Исследования температурной зависимости удельного электросопротивления выполнены четырехзондовым методом на образцах в виде таблеток диаметром 12 мм и высотой 6-7 мм в температурном интервале 77-730 K.

Экспериментальные результаты и их обсуждение

Рисунок 1 – Температурная зависимость удельной намагниченности сплавов системы Co_1–xNi_xTe составов x = 0–0,4, подвергнутых термобарическому воздействию (P ~ 7,0 ГПа, T ~ 1270 K).

–○– - нагрев образца;

–●– - охлаждение; пунктир - экстраполяция.

На рис.1 представлены результаты исследования температурной зависимости удельной намагниченности сплавов системы Co_1-xNi_xTe составов x = 0-0,4, подвергнутых термобарическому воздействию. Характер этих зависимостей существенным образом отличается от наблюдаемого для быстрозакаленных сплавов таких же составов [3]. Отличие состоит в том, что их величины в области температур 77-500 K значительно ниже величин удельной намагниченности быстрозакаленных сплавов. Кроме того, величины удельной намагниченности каждого образца указанных составов в данной температурной области остаются практически постоянными. Дальнейший нагрев от ~ 500 K приводит к резкому возрастанию удельной намагниченности, после которого ход зависимостей σ (T) становится практически аналогичным ходу, характерному для быстрозакаленных сплавов. Температура исчезновения магнитного упорядочения сплавов составов x = 0-0,3, подвергнутых термобарическому воздействию, практически совпадает с таковой быстрозакаленных сплавов тех же составов. При охлаждении сплавов обратный ход зависимости σ (T) сплавов, подвергнутых термобарическому воздействию, по виду схож с температурными зависимостями удельной намагниченности, полученных при нагреве быстрозакаленных сплавов.

Поведение намагниченности сплавов системы Co_1-xNi_xTe составов x = 0-0,4, подвергнутых термобарическому воздействию, можно объяснить проявлением влияния дефектности их кристаллической структуры. Наличие в решетке упорядоченных вакансий в слоях на месте ионов металла приводит к появлению слабого магнетизма сплавов. Термобарическая обработка сплавов уменьшает степень упорядочения вакансий их структуры. С уменьшением числа упорядоченных вакансий в слоях с кобальтом уменьшается и удельная намагниченность сплавов. При последующем нагревании сплавов до температур выше ~ 500 K происходит отжиг и переход к термодинамически равновесному состоянию, в результате резко возрастает число упорядоченных вакансий в слоях с ионами кобальта. В конечном результате это приводит к резкому повышению удельной намагниченности сплавов и заметным аномалиям на температурных зависимостях удельного электросопротивления.

Ход зависимостей удельной намагниченности от температуры в интервале 77-1300 K сплавов составов 0,6 ≤ x ≤ 1,0 представлен на рис.2. Он характеризует поведение сплавов указанных составов как парамагнитное.

Рисунок 2 – Температурная зависимость удельной магнитной восприимчивости сплавов системы Co_1–xNi_xTe для составов x = 0,6–1,0

Рисунок 3 – Температурные зависимости удельного электросопротивления сплавов Co_1–xNi_xTe, подвергнутых термобарической обработке.

По результатам измерений температурных зависимостей удельной намагниченности и восприимчивости заваленных сплавов построена магнитная фазовая диаграмма системы, представленная на рис.3.

Температура исчезновения магнитного упорядочения теллурида кобальта при его нагревании равна 1232 K. При замещении кобальта никелем в сплавах, вплоть до состава x = 0,4, температура Кюри плавно уменьшается до значения 1161 K, после чего она резко понижается до 982 K для состава x = 0,5.

Наличие магнитного взаимодействия в сплавах составов 0 ≤ x < 0,5 подтверждено результатами мессбауэровской спектроскопии образцов (Co_1-xNi_x) _0,98Fe_0,02Te. В сплавах составов 0,5 ≤ x ≤ 1,0 магнитного взаимодействия не наблюдалось.

Рисунок 4 – Концентрационная зависимость удельного электросопротивления сплавов системы Co_1–xNi_xTe (0 ≤ x ≤ 1,0) при различных температурах

Анализ температурных зависимостей электросопротивления сплавов системы, подвергнутых термобарической обработке, (рис.4) свидетельствует, что чистые монотеллуриды кобальта и никеля, а также сплавы на их основе, обладают металлическим характером проводимости. Концентрационные зависимости удельного электросопротивления при 77, 293 и 500 K (рис.5) имеют вид выпуклых кривых с максимумом, смещенным в сторону твердых растворов на основе теллурида кобальта (x = 0,1-0,4). Это косвенно указывает на более высокую степень дефектности их кристаллической структуры, что согласуется с выводами, сделанными из исследований концентрационной зависимости их плотности.

Заключение и выводы

По результатам измерений удельной намагниченности и восприимчивости закаленных сплавов в интервале температур 80-1300 K построена магнитная фазовая диаграмма системы Co_1-xNi_xTe, из которой следует, что сплавы составов x = 0,1-0,5 обладают магнитным упорядочением с температурой перехода в парамагнитное состояние 1232-982 K. Сплавы составов х = 0,6-1,0 парамагнитны. Термобарическая обработка (P ~ 7,0 ГПа, T ~ 1270 K) сплавов на основе теллурида кобальта составов x = 0-0,4 приводит к существенному уменьшению их удельной намагниченности в области температур до ~ 500 K. Выше указанной температуры намагниченность резко возрастает, и при ~ 700 K она практически достигает величин, наблюдаемых у закаленных сплавов.

Нитрид кремния, обладая способностью образовывать твердые растворы с большим количеством ковалентных и ионных соединений, демонстрирует широкий диапазон физико-механических свойств высокого уровня [1-3]. Si₃N₄ имеет достаточно высокую температуру разложения (1900^оС), однако в силу технологических особенностей в керамике на его основе термическая устойчивость свойств определяется состоянием межзеренных границ раздела, заполненных аморфной связкой. Уменьшить количество легкоплавкой (относительно матрицы) составляющей можно в твердорастворных композициях путем растворения связки в решетке основы. Сиалоны состава Si_6-xAl_xN_8-xO_x (x=0-4,2) в непрерывном ряду твердых растворов в системе Si₃N₄-Al₂O₃ перспективны для замены нитридкремниевой керамики в термонагруженных деталях машин.

В данной работе керамика из сиалона SiAlON была получена спеканием шихты, состоящей из смеси порошков Si₃N₄ и Al₂O₃, при температуре 1650^оС в течение 2,5 ч. Количество оксидной добавки Al₂O₃ менялось от 10 до 60 мол.%. Для восполнения потерь азота спекание проводили в среде молекулярного азота особой чистоты. Фазовый состав был изучен методом рентгеноструктурного анализа, количество фаз оценено по интенсивности отражений от плоскостей кристаллической решетки. Тонкая структура материалов исследована с помощью просвечивающей электронной микроскопии и микроэлектронографии, препараты для которой готовились утонением ионной бомбардировкой тонких фольг, вырезанных из объема керамики.

Данные по структуре керамики приведены в табл.1, описание структуры - в табл.2.

Таблица 1. Фазовый состав керамики Si_6-xAl_xN_8-xO_x

Таблица 2. Структура керамики в системе Si₃N₄ - Al₂O₃

При низком содержании оксидной фазы (10-20% Al₂O₃) в керамике процессы собирательной рекристаллизации не активируются, размер нитридкремниевых зерен около 1 мкм. Зерна матричной фазы достаточно совершенны, плотность дислокаций в них незначительна.

Картина тонкой структуры резко меняется в двухфазной матрице при примерно равном содержании нитрида кремния и сиалона. Из-за разницы коэффициентов термического расширения этих двух фаз керамика находится в упругонапряженном состоянии, это выражается огромным количеством изгибных экстинкционных контуров на электронномикроскопических снимках зеренной структуры. Механизмы релаксации упругих напряжений недостаточны для погашения напряжений.