122945 (717061), страница 2

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 2)

Часткова кристалізація аморфного сплаву Fe₈₀Si₆B₁₄ здійснювалась шляхом проведення ізотермічних обробок зразків при температурі 420 ⁰С протягом 0,25 – 10 год. При цьому в аморфній матриці сплаву утворювались кристали, що займали до 11 об. %. Після електронного опромінення (Ф = 10¹⁷ ел/см² Т_зр ≤ 70 ⁰С) частка кристалічної фази Х_С в усіх цих зразках збільшилась. Привнесені опроміненням зміни Х_С виявились пропорційними до наявної частки кристалічної фази в зразках перед радіаційною обробкою. Відносна зміна частки кристалічної фази для всіх зразків є приблизно однаковою і становить 32 – 36 %. На цій основі показано, що радіаційно-стимульована кристалізація проходить за механізмом росту вже існуючих кристалів.

Наступні експериментальні дані відображають вплив радіації на структуру вихідних (не відпалених) аморфних сплавів на основі Fe-Si-B. В табл. 2. наведено результати впливу електронного опромінення (Ф = 2Ч10¹⁷ ел/см²) на висоту першого максимуму структурного фактора i(s₁) базових сплавів MG-1, MG-5 і легованих – MG-3, MG-8. Істотних змін інших параметрів структурного фактора внаслідок радіаційної обробки сплавів не виявлено. Видно, що більш суттєві зміни висоти першого максимуму структурного фактора спостерігаються в базових сплавах. Тобто, леговані нікелем і молібденом MG-сплави виявляються менш чутливими до дії електронного опромінення. Заслуговує на окрему увагу той факт, що незважаючи на невелику відмінність в хімічному складі, вплив опромінення на i(s₁) нелегованих сплавів MG-1 та MG-5 виявляється протилежним.

Висота першого максимуму структурного фактора сплаву MG-1 після радіаційної обробки зменшується, а MG-5 – збільшується. Це зумовило необхідність дослідження дозових залежностей характеристик сплавів.

Таблиця 2

Стан	Сплав	i(s1)	Сплав	i(s1)
вихідний	MG-1	3,65	MG-5	3,49
після опромінення		3,39		3,67
вихідний	MG-3	3,79	MG-8	3,74
після опромінення		3,82		3,80

Видно, що ця залежність має немонотонний характер. Збільшення висоти першого максимуму структурного фактора в АМС внаслідок дії іонізуючої радіації виявлено вперше. Такі зміни i(s₁) спостерігаються також при релаксуючій термообробці АМС. При цьому атомна структура сплавів стає більш однорідною, відбувається зменшення вільного об’єму, зняття внутрішніх напружень. Викликані опроміненням атомні зміщення можуть також приводити до таких структурних змін. Тому збільшення висоти першого максимуму структурного фактора в MG‑сплавах може свідчити про радіаційно-стимульовану структурну релаксацію. Зменшення i(s₁) внаслідок дії радіації свідчить про розупорядкування структури сплаву. При цьому відбувається зменшення кількості кластерів, що за типом ближнього порядку (БП) належать до переважаючих [1]. Тобто, при взаємодії високоенергетичних електронів з атомною структурою аморфного сплаву відбувається руйнування хімічно упорядкованих атомних утворень з типом БП, що відповідає -Fe(Si) та Fe₃B.

Якісно схожими виявились результати досліджень впливу γ-опромінення на структурний фактор цих же матеріалів. Показано, що радіаційна чутливість висоти першого максимуму структурного фактора легованих сплавів, як і при електронному опроміненні, значно нижча. А дозові залежності i(s₁) базових сплавів також немонотонні. Більше того, залежності висоти першого максимуму структурного фактора сплаву MG-1 від дози електронного і γ-опромінення виявились схожими. Це може свідчити про однаковість механізмів дії цих видів радіації на структуру АМС.

В табл. 3 наведено результати впливу електронного опромінення (Ф = 210¹⁷ел/см²) на температуру Кюрі Т_с та температури початку первинної Т_X1 та інтенсивної стадії первинної Т_X2 кристалізації MG-сплавів, що визначались з температурних залежностей їх намагніченості. При первинній кристалізації в структурі MG-сплавів виділяються кристали α-Fe(Si). Для легованих нікелем та молібденом сплавів MG-3 та MG-8 зміщення температур Кюрі та температур початку та інтенсивної стадії первинної кристалізації під дією електронного опромінення не виявлено. А вплив опромінення на Т_с сплавів MG-1 та MG-5 (табл. 3), як і на і(s₁) (табл. 2) виявляється протилежним. Для опроміненого сплаву MG-1 спостерігається зменшення Т_с на 7 ⁰С, а для MG-5 – збільшення на 18 ⁰С. Однак, викликані дією радіації зміни висоти першого максимуму структурного фактора і температури Кюрі MG-сплавів не корелюють між собою. Дозова залежність температури Кюрі аморфного сплаву MG-1 монотонна.

Ефекти впливу опромінення на температуру початку первинної кристалізації MG-сплавів виражені менш істотно (табл. 3). Для сплаву MG-1 спостерігається зменшення Т_Х1 сплаву на 5 ⁰С, а Т_Х1 сплаву MG-5 не змінюється. Температура інтенсивної стадії первинної кристалізації Т_Х2 помітно зростає (на 15 ⁰С) лише в сплаві MG-5. Залежності Т_Х1(Ф_е) і Т_Х2(Ф_е) сплаву MG-1 немонотонні.

Таблиця. 3

Сплав	Зразок	Тс, 0С	ТX1, 0С	ТX2, 0С
MG-1	Контрольний	386	410	492
	Опромінений	379	405	495
MG-3	Контрольний	369	423	495
	Опромінений	367	423	494
MG-5	Контрольний	340	370	450
	Опромінений	358	370	465
MG-8	Контрольний	252	375	461
	Опромінений	251	375	460

Це також свідчить про реалізацію кількох механізмів впливу опромінення на структуру сплавів. При цьому суттєвих змін зазнають кластери упорядковані за типом α-Fe.

Радіаційно-стимульовані структурні зміни в аморфних металевих сплавах пов’язані з дифузією атомів “легких” елементів, до яких в MG-сплавах належать атоми Si і B. Протилежні зміни Т_с в сплавах MG-1 і MG-5 під дією опромінення можуть свідчити про відмінність механізмів радіаційно-стимульованої дифузії атомів цих елементів [2]. Вважається, що В дифундує за міжвузловинним механізмом [3]. Тому збільшення Т_с в сплаві MG-5 згідно кривої Бете-Слейтера можна пов’язати з підсиленням обмінної взаємодії внаслідок збільшення відстаней між атомами заліза [3, 4]. Атоми кремнію відіграють роль елементів заміщення. Тому викликане опроміненням зменшення Т_с сплаву MG-1, що має вищу концентрацію атомів цього елементу, може бути спричинене зміною кількості координацій Fe-Fe [3].

Незмінність Т_Х1 сплаву MG-5 означає, що радіаційно-стимульована дифузія В не виявляє істотного впливу на процес зародження кристалів. Істотне збільшення Т_Х2 може свідчити про те, дифузія атомів цього елемента до зародків кристалічної фази призводить до затримки процесу росту кристалів. Зменшення Т_Х1 сплаву MG-1 може свідчити про те, що радіаційно-стимульована дифузія Si стимулює процес зародкоутворення. Розчинність цього елемента в α-Fe може бути причиною меншого впливу опромінення на Т_Х2 сплаву MG-1. Тому, ймовірно, стимульована опроміненням дифузія Si не виявляє істотного впливу на ріст кристалів.

Менша чутливість структурного фактора, температури Кюрі, температури кристалізації легованих нікелем і молібденом MG-сплавів до дії опромінення свідчить про більшу радіаційну стійкість їх БП. Ймовірно, наявність атомів нікелю і молібдену в структурі цих матеріалів приводить до зменшення радіаційно-стимульованої дифузії Si і В.

4 Результати досліджень впливу опромінення на магнітні характеристики вихідних та термооброблених MG-сплавів та їх часову стабільність

Як відомо, на відміну від структурних характеристик, ефект впливу легування на чутливість початкової магнітної проникності μ_і до радіаційної обробки виявляється протилежним. Викликані опроміненням зміни μ_і MG-сплавів тим більші, чим вища концентрація легуючих елементів в їхньому складі, перш за все – молібдену. Найбільші відносні зміни μ_і (27 – 29 %) спостерігаються для сплаву MG-6, в якому концентрація Ni становить 1 %, а Mo – 3 %. Для сплавів MG-7, MG-8, в яких концентрація атомів Ni становить 3,5 %, а Mo – відповідно, 1 і 3 %, відносні зміни μ_і становлять 16 – 23 %. Це означає, що радіаційна чутливість початкової магнітної проникності цих матеріалів визначається не змінами інтегральних параметрів БП, а їх концентраційною неоднорідністю. Ймовірно, опромінення приводить до утворення стабільних кластерів навколо атомів молібдену, збагачених атомами найбільш рухливої компоненти сплаву – бору. Можливість появи таких структурних утворень, що є бар’єрами для руху доменних стінок при перемагнічуванні, підтверджується авторами робіт [5, 6]. Збагачені молібденом [5] і бором [6] області утворюються в приповерхневих шарах аморфних стрічок.

Видно, що опромінення приводить до зменшення магнітної проникності при низьких полях (Н ≤ Нμ_max). Зміни є більшими в сплаві з вищою концентрацією легуючих елементів. Це також може свідчити про утворення немагнітних включень, а саме збагачених бором кластерів навколо атомів молібдену. Крім того, видно, що криві залежності μ(Н), які відповідають опроміненим зразкам сплавів, є більш плавними. Це може бути підтвердженням радіаційно-стимульованої релаксації, при якій структура сплавів стає більш однорідною, зменшується величина внутрішніх напружень. Радіаційно-стимульована релаксація проявляється також при подальших термообробках. Початкова магнітна проникність відпалених в оптимальному режимі попередньо опромінених сплавів MG-3, MG-8 на 15 % більша, ніж неопромінених. Після проведення ізохронних термообробок легованих сплавів було виявлено, що магнітна проникність попередньо відпалених зразків сплавів в зовнішніх полях Н ≤ Нμ_max є вищою, ніж неопромінених . Це може свідчити про те, що поява кластерів в приповерхневих шарах АМС сповільнює процес кристалізації, який починається з поверхонь стрічок [7]. Це підтверджується також даними, наведеними в табл. 4. Видно, що значення і(s₁) попередньо опромінених (Ф = 210¹⁷ ел/см²) зразків легованих MG-сплавів є меншими, ніж неопромінених зразків, відпалених в

Таблиця 4

Сплав	Режим ТО	і(s1)
		контрольний	опромінений
		i(s1)
MG-3	380 0С, 15 хв	3,78	3,74
	420 0С, 15 хв	4,07	3,97
MG-8	420 0С, 15 хв	3,83	3,73

однакових умовах. Це свідчить про те, що попереднє опромінення сповільнює процес кристалізації цих матеріалів на його початковій стадії.

Вплив опромінення на динаміку часових змін початкової магнітної проникності відпалених в оптимальному режимі MG-сплавів відображено .Опромінення проводилось як перед термообробкою (γ + ТО), так і після (ТО + γ). Видно, що для опромінених зразків аморфних сплавів спостерігаються ефекти як зворотніх, так і незворотніх змін μ_і при їх витримці при кімнатній температурі. Протягом приблизно одного року початкова магнітна проникність опромінених сплавів стабілізується.

Видно, що початкова магнітна проникність нанокристалічних FM-сплавів менш чутлива до дії опромінення, ніж аморфних MG-сплавів. Для MG-сплавів спостерігається зменшення початкової магнітної проникності під дією опромінення до 15 – 30 %, а для FM-2Т та FM-6 – до 8 – 12 %. Максимальні зміни μ_і опромінених магнітопроводів, виготовлених зі сплавів FM-10 та FM-11 ще менші і становлять 5 – 7 %. Видно, також, що істотні зміни μ_і та вихід на стаціонар залежностей μ_і(Ф_γ) MG- і FM‑сплавів відбуваються в однакових інтервалах доз -опромінення. Це може свідчити про те, що ініційовані радіаційною обробкою зміни початкової магнітної проникності FM-сплавів зумовлені структурними змінами в їх аморфній матриці. Більше того, схожість дозових залежностей початкової магнітної проникності може також означати, що механізми впливу опромінення на структуру аморфної матриці FM-сплавів і на структуру MG-сплавів якісно однакові. Роль, яку, ймовірно, виконує молібден в MG-сплавах, у нанокристалічних сплавах може належати атомам ніобію.

Часова стабільність магнітних характеристик опромінених нанокристалічних сплавів також є вищою, ніж аморфних. відображено вплив опромінення на часові залежності початкової магнітної проникності магнітопроводів, виготовлених з FM-сплавів. Видно, що для опромінених зразків цих матеріалів спостерігаються значно менші зміни μ_i з часом витримки при кімнатній температурі, ніж для зразків аморфних сплавів . Це також може свідчити про те, що зміни магнітних характеристик нанокристалічних сплавів зумовлені структурними змінами в їх аморфній матриці.

Характеристики

Список файлов реферата