Влияние термообработки на необратимые измерения свойств аморфных магнитных металлических сплавов (1102614), страница 3
Текст из файла (страница 3)
Были использованы модели как для независимого определенияположения и ширины всех пиков, так и модели, когда одновременноиспользовались данные всех пиков. Наиболее точные результаты были полученыдля модели, одновременно учитывающей положения и ширины всех пиков. ДляFe60.8Co20.2B14Si5 было найдено, что в обработанном образце происходит смещениеположения пиков, соответствующих 1-й, 2-й и 3-ей координационным сферам, всторону больших Q. Так, для 1-го пика сдвиг ∆Q=0.006±0.002 Å-1, для 2-го пика:∆Q=0.014±0.003 Å-1 и для 3-го: ∆Q=0.019±0.007 Å-1.
Сдвиг четвертого пика лежит впределах ошибки. Позиции соответствующих пиков: Q ≅ 3.13 –первый пик, 5.21 –второй пик и 6.27 – третий пик. Для оценки ошибок определения параметровфункции Лоренца в качестве весов использовались статистические ошибкиспектров рассеяния от образца и ванадия.3CT 3.5 h1201NCT0246810-1Вектор рассеяния Qx10 , nm-112-112Структурный фактор, отн. ед.Структурный фактор, отн. ед.2Рисунок 6.
Зависимость структурныхфакторов от вектора рассеяния дляобразцов Fe60.8Co20.2B14Si5. СТ 3.5h –образец,подвергавшийсякриообработке в течение 3.5 часов,NCT – необработанный образец.Для образцов Fe60.8Co20.2B14Si5 было обнаружено также изменение ширины 1-гои 2-го пиков. Ширина первого пика для необработанного образца составила3.129±0.002, а для обработанного 3.123±0.002. Для необработанного образца второйпик имеет ширину 1.45±0.02, а для обработанного 1.39±0.02.Эти изменения показывают, что криообработка оказывает сильное влияние наближайшее координационное окружение в АММС и приводит к уменьшениюсреднего интегрального межатомного расстояния в сплаве.
Уменьшение шириныпиков говорит также о происходящем в образцах локальном упорядочении.Было предположено, что неоднородности в АММС связаны с кластерами,имеющими плотность ниже средней, или так называемыми дефектами n-типа, тоесть содержащими «свободный объем». Таким образом, при структурнойрелаксации происходит уменьшение межатомных расстояний, усредненных повсему образцу, что, в свою очередь, приводит к смещению максимумов функцииS(Q). Это и было показано в эксперименте. В первом приближении относительноеизменение межатомных расстояний для ближайших соседей было оценено изсоотношения [6]:∆d / d(− ( v 3) ⋅ ∆n 2 n 2)12∼ 10−3(1)где v – объемная доля неоднородностей в образце.Также была проведена оценка изменения межатомных расстояний ближайшегоокружения d=0,05÷0,6 нм.
Из смещения положения пиков на зависимости S(Q) дляобработанногоинеобработанногообразцовбылаполученавеличина∆d/d∼(2÷4)×10-3. Подобное изменение межатомного расстояния наблюдалось и вслучае, когда образцы подвергались низкотемпературному отжигу до 550К [6].Таким образом, был сделан вывод, что криообработка, по-видимому, приводит кпохожему на низкотемпературный отжиг релаксационному процессу в аморфныхсплавах.Также в данном разделе из экспериментальных данных были рассчитанырадиальные функции распределения (РФР) для образцов АММС. Анализ этихфункций позволил более точно выявить структурные изменения, происходящие в13АММС после криообработки.
Так, на рисунке 7 приведены зависимости длянеобработанного образца Fe60.8Co20.2B14Si5 и образца после криообработки в течение3.5 часов. Радиальная функция распределения g(r) для многокомпонентного сплавапредставляетсобойсуперпозициюпарциальныхрадиальныхфункцийраспределения для каждой пары компонент. Поэтому для 3-х и болеекомпонентного сплава чаще всего возможно точно определить только первоеокружение. Для образца Fe60.8Co20.2B14Si5 на рисунке 8 приведена относительнаяразность двух РФР.
Видно, что основные изменения в структуре происходят нарасстояниях до 8Å. Атомная плотность на расстояниях до 2Å увеличивается, а наотрезке от 2 до 3Å уменьшается.1.1обработанный образец1.11.00.91.0необработанный образец02468100.812g(r), образец после криообработкиg(r), необработанный образец1.2Рисунок 7. Радиальная функцияраспределениядлясплаваFe60.8Co20.2B14Si5.Приведеныграфики для необработанногообразца и образца, обработанногопри температуре 77 К в течении 3.5часов.-1d, 10 nmРисунок 8. Относительная разностьрадиальных функций распределения(∆g(r)=g2(r)-g1(r))длясплаваFe60.8Co20.2B14Si5. Здесь g1(r) и g2(r) –радиальные функции распределениядля необработанного и обработанногообразцов, соответственно.∆g(r)/g1(r)0.020.00-0.02-0.0402468101214-1d, 10 nm14Это говорит об увеличении числа атомов в ближайшем координационномокружении, и, следовательно, об уменьшении среднего межатомного расстояния,что было подтверждено результатами, полученными из зависимостей структурногофактора S(Q).Похожие результаты были получены и для остальных сплавов.
Так, дляобразцовсплаваFe76.8Ni1.2B13.2Si8.8нарисунке9показанарассчитаннаяотносительная разность зависимостей РФР для этого сплава. Видно, что, как и вслучае сплава Fe60.8Co20.2B14Si5, после криообработки наблюдается изменениеближнего порядка в сплаве. Основные изменения наблюдаются на расстояниях до5Å, хотя небольшие изменения в РФР видны и до 12Å. На расстояниях 0.5–1.5Åатомная плотность для образца после криообработки выше, а на расстояниях 2 – 3Åниже, чем для необработанного образца.0.08Рисунок 9.
Относительная разностьрадиальных функций распределения(∆g(r)=g2(r)-g1(r))длясплаваFe76.8Ni1.2B13.2Si8.8. Здесь g1(r) и g2(r) –радиальные функции распределениядля необработанного и обработанногообразцов, соответственно.∆g(r)/g1(r)0.040.00-0.04-0.0802468101214-1d, 10 nmВо всех образцах изменения были отмечены на расстояниях менее 8 ÷ 12Å,причем основное изменение происходило на расстояниях до 4-5Å.На основе такого изменения магнитных и структурных свойств был сделанвывод, что в аморфных сплавах при криообработке происходит релаксациянапряжений и уменьшение количества локальных дефектов.15Вразделе4.3.3представленырезультатыструктурныхмалоугловыхнейтронных исследований, проведенных с целью определения параметровкластеров, возникающих в структуре образцов.
Были исследованы образцы сплавовFe76.8Ni1.2B13.2Si8.8 и Co66Fe4B15Si15.Кривые малоуглового рассеяния, полученные для необработанного образцаCo66Fe4B15Si15 и образца после 3-х часовой криообработки, представлены нарисунке10.Видно,чтоинтенсивностималоугловогорассеяниядлянеобработанного и обработанного образцов практически не отличаются. Этосвидетельствует о том, что в процессе криообработки не происходит изменений ипоявления неоднородностей в диапазоне от 30 до 500Å.150Интенсивность, см-1Необработанный образецОбразец после криообработкиРисунок 10.
Зависимость интенсивностирассеяния от переданного импульса дляобразцов Co66Fe4B15Si15. Приведенызависимостидлянеобработанногообразца и образца после криообработкив течение 3 часов.1005000.01Q, Å-10.1Данные малоуглового рассеяния, полученные на образце Fe76.8Ni1.2B13.2Si8.8,также показывают отсутствие изменений в диапазоне от 30 до 500Å. На основанииэтих данных был сделан вывод, что в АММС в процессе криообработки непроисходит структурных изменений на расстояниях порядка 100Å.Результаты анализа состава образцов с помощью Оже-спектроскопиипредставлены в разделе 4.3.4. Было показано, что данные исследования не выявилиизменения относительных концентраций в приповерхностных слоях образцовАММС после криообработки.
Также не было обнаружено захвата образцамиатомов азота в процессе криообработки.16В разделе 4.3.5 приведены результаты исследования влияния отжига намагнитные свойства АММС. Показано, что отжиг также приводит к улучшениюмагнитных свойств АММС, но при этом в процессе отжига на поверхностиобразцов появляется оксидный слой, который при увеличении времени илитемпературы отжига может ухудшить как магнитные, так и механические свойстваАММС.В разделах 4.4.1.–4.4.4 рассмотрена предложенная автором модель изменений,происходящих в аморфных сплавах в процессе криообработки.
Данная модельоснована на релаксационных изменениях, происходящих в АММС в процессекриообработки.Коэффициент диффузии D может быть выражен через микроскопическиехарактеристики атомных перескоков [7]:D = D0 exp − ( Evm + Evf)kT ,(2)где D0 = v0 a 2 , v0 – вероятность перескока вакансии, а – межатомное расстояние,Evf – энергия движения вакансий.
Сумма энергий вакансии Evm + Evf называетсяэнергией самодиффузии Qсд . Например, для двух и более компонентногоаморфногосплавакоэффициентсамодиффузиинаходитсявдиапазонеот 10-14÷10-19 см2/сек [8].В соответствии с формулируемым в физическом материаловедении первымзаконом Фика и формулой Смолуховского можно записать уравнения дляконцентрации точечных дефектов [7]. Система балансных уравнений для дефектовтипа вакансий и межузлий имеет вид:∂C j ( r , t )∂t= g j ( r , t ) − divJ j ( r , t ) − µ Di Ci ( r , t )Cv ( r , t ) − D j C j ( r , t )k 2j(3)где g j ( r , t ) – скорость генерации точечных дефектов типа j (j – обозначает дефектыnjтипа вакансии или межузельного атома), k = ∑ Sqj – сумма сил стоков типа q для2jq =1дефектов типа j; nj – число стоков типа q для дефектов типа j, C ( r , t ) –17концентрация дефектов, J ( r , t ) = − D∇C ( r , t ) , µ ≅ (12π n0 a 3 ) , где a – межатомное13расстояние (индексы i и v относятся к межузлиям и вакансиям, соответственно.).Из выражения (3) было получено, что стационарные концентрации дефектовопределяются лишь величиной скорости их генерации и уходом на стоки.
Данныестационарные концентрации дефектов ( C +j (t ) ) можно записать как:12ki2 4µ g C = 1 + − 1 ,2 µ Dv kv2 ki2 (4)12ki2 Dv 4µ g C = 1 + − 1 .2 µ Di Dv kv2 ki2 (5)+v+iРезкое охлаждение является одним из способов создания в АММС неравновесных(избыточных или «замороженных») дефектов, так как при понижении температуры,условия их равновесия сильно изменяются, и образуется избыток неравновесныхвакансий.
На основе предположения о преобладающей роли стоков вакансий, т.е.( 4µ gDv kv2 ki2 )1 и Cv+ ≈ g Dv kv2 , Ci+ ≈ g Di ki2 , был рассчитан коэффициентсамодиффузии вакансий Dv:Dv = Dv+Cv.Cv+(6)Исходя из данной модели, было рассчитано отношение коэффициентовсамодиффузии в АММС при комнатной температуре и после резкого охлажденияобразца до температуры кипящего азота ( Dn Dr ).
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
